Ю.И. Категоренко 7 страница

жидкой и твердой фаз при малой скорости длине фаз при Д_тв = 0 и Д_ж ® ¥

кристаллизации (k₀ < 1)

кристаллита будут иметь меньшую концентрацию легирующего компонента, чем поверхностные (при слои сферического k₀ < 1). Сред­нее содержание вещества в твердой фазе будет всегда меньше определенного по диаграмме состояния, а в жидкости, наоборот, средняя концентрация превысит равновесные значения. Это при­ведет к смещению влево линий солидуса на диаграмме состояния. Положение равновесной и неравновесной линии солидуса пока­зано на рис. 2.21. Неравновесная линия солидуса отвечает сред­ним значениям концентрации компонента в твердой фазе. Из рис. 2.21 видно, что при равновесной температуре солидуса Т_{сол. р} часть жидкости остается незатвердевшей. Массовую долю этой жидкости можно найти по правилу рычага. Она равна отно­шению отрезков ae/ab. Полное затвердевание жидкости произой­дет при более низкой температуре неравновесного солидуса T_сол.н.р, которая ниже равновесного значения на величину отрез­ка Δ T = ес.

Для выравнивания концентрации по объему кристаллитов при­меняют гомогенизационный отжиг, т. е. выдержку сплава при по­вышенных температурах, при которых значение коэффициента диффузии Д_тв достаточно для диффузионного относительно быст­рого выравнивания концентраций. Так как при перемешивании жидкости вещество, выделившееся на фронте затвердевания, от­водится и равномерно распределяется по ее объему, то в этом случае k₀ = С_S/С_L.

3. При переходе к более высоким скоростям роста, которые обычно имеют место, реализуется диффузионно контролируемый режим кристаллизации. Перенос вещества с фронта кристалли­зации в объем жидкости осуществляется путем диффузии, и рас­пределено оно в ней неравномерно. Примесь, выделяющаяся при образовании твердой фазы (k₀ < 1), накапливается у движуще­гося фронта кристаллизации, и ее концентрация на фронте С_L0 превышает концентрацию в объеме С_L (рис. 2.22). В данном слу­чае k₀ = C_S/C_L0.

Рис. 2.21. Положение равновесной и неравновесной ли­ний солидуса на диаграмме состояния сплава

В процессе перемещения фронта кристаллизации концентра­ция С_L0 повышается, потому что не вся примесь отводится в рас­плав. Это приводит к увеличению концентрации растворенного вещества как в жидкости, так и в твердой фазе. При некотором положении фронта кристаллизации концентрация в твердой фазе достигает С₀, а в расплаве на фронте — С_L0 = С₀/k₀. Соответствую­щее этому моменту распределение концентраций показано на рис. 2.23.

В этих условиях можно написать следующее уравнение балан­са вещества для фронта кристаллизации:

.

Здесь выражение в левой части определяет количество веще­ства, отведенного от фронта в расплав, а выражение в правой части — количество вещества, выделившегося при кристаллизации. Проинтегрировав это уравнение при начальных условиях x = 0, C_L =C₀/k, получаем выражение, описывающее распределение кон­центрации примеси в расплаве вблизи фронта кристаллизации:

. (2.5)

На некотором расстоянии х = d c_l практически равно С₀. Вели­чина d называется толщиной диффузионного пограничного слоя.

Рис. 2.22. Распределение примеси при диффузионно Рис. 2.23. Распределение концентра­ций в

контролируемой кри­сталлизации момент достижения их предель­ных значений

на фронте кристаллиза­ции

Она зависит от интенсивности движения жидкости. С увеличени­ем скорости движения жидкости, особенно при перемешивании, d быстро убывает. Если жидкость покоится, то d = Д/(v× k₀).

ГЛАВА 2.6. КОНЦЕНТРАЦИОННОЕ ПЕРЕОХЛАЖДЕНИЕ. УСЛОВИЕ УСТОЙЧИВОСТИ ПЛОСКОГО ФРОНТА КРИСТАЛЛИЗАЦИИ СПЛАВОВ

При достаточно больших скоростях кристаллизации концент­рация легирующего компонента перед фронтом кристаллизации распределена неравномерно. Распределение концентрации в рас­плаве описывает формула (2.5), из которой видно, что по мере удаления от фронта c_l более или менее быстро убывает.

Как видно из диаграммы состояния (см. рис. 2.18, а), тем­пература ликвидуса с ростом концентрации легирующего компо­нента уменьшается. Если принять линии ликвидуса и солидуса пря­мыми (рис. 2.24), то для зависимости температуры ликвидуса от концентрации компонента cl справедливо следующее уравнение:

,

где Т₀ — температура плавления металла, являющегося основой сплава; m = tg a — тангенс угла наклона прямой ликвидуса к оси концентрации компонента В.

С учетом зависимости С_L(х) получаем уравнение

,

из которого следует, что температура ликвидуса сплава перед фронтом кристаллизации по мере удаления от него увеличивает­ся, достигая при х = d значения T_л, отвечающего исходной концентрации сплава С₀. Температура ликвидуса сплава на фронте кристаллизации (С_L0 = С₀/k₀) равна T_ф = T₀ – mC₀/k₀. Схема распределения температуры ликвидуса в расплаве перед фронтом кристаллизации приведена на рис. 2.25. При охлаждении сплава в нем возникает температурный градиент через твердую фазу, равный на фронте кристаллизации GR = (dT/dx)_x=0. Примем ли­нейное распределение температуры сплава Т (х) в пределах по­граничного слоя d. При этом T(x) = T_ф + GR×x. Следует отметить, что, приняв Т (х = 0) = Т_ф, мы пренебрегаем термическим пере­охлаждениемΔ T.

Рис. 2.24. Схема к выводу зависимости Т_л(С_L)

На рис. 2.25 линия 1 отвечает кривой изменения температуры ликвидуса, а линия 2 — распределению температуры сплава перед фронтом кристаллизации. В пределах слоя 0 £ х £ d_п температу­ра сплава ниже температуры ликвидуса, т. е. сплав является переохлажденным. Это переохлаждение обусловлено изменением состава сплава в процессе кристаллизации и называется концент­рационным переохлаждением Δ Т_к в отличие от рассмотренного в гл. 2.1 термического переохлаждения Δ T, обусловленного паде­нием температуры сплава за счет теплоотвода ниже температуры ликвидуса на фронте кристаллизации или в какой-либо части объема жидкости.

Наличие концентрационного переохлаждения создает условия для нарушения плоского характера фронта кристаллизации. На фронте кристаллизации всегда име­ются шероховатости с выступами ми­кроскопических размеров. Вершины этих выступов, находящиеся перед фронтом кристаллизации, попадают в зону кон­центрационного переохлаждения, что су­щественно повышает скорость их про­движения в глубь расплава, так как с увеличением переохлаждения любой природы линейная скорость роста кри­сталла возрастает. Поэтому скорость продвижения в глубь расплава вершин выступов больше, чем оснований, нахо­дящихся на фронте, где ΔT_к = 0 (см. рис. 2.25). В результате высота высту­пов увеличивается и плоский фронт кри­сталлизации нарушается.

Рис. 2.25. Распределение концентрации (а) и температуры ликвидуса (б) перед фронтом кристаллизации

Таким образом, плоский фронт бу­дет устойчивым, если отсутствует кон­центрационное переохлаждение. Очевидно, что если GR ³ (dTл/dx)_x=o, то концентрационное переохлаж­дение отсутствует, так как при этом прямая распределения темпе­ратур Т (х) касается кривой Т_л(х) на фронте кристаллизации или лежит выше ее (рис. 2.26). Дифференцируя зависимость Т_л(х), находим

.

С учетом этого условия формула для определения устойчивости плоского фронта кристаллизации принимает вид

GR ³ или GR/v ³ .

Из этих выражений видно, что любые мероприятия, направ­ленные на увеличение коэффициента диффузии Д (перемешива­ние жидкости, применение ультразвука и т. п.), а также снижаю­щие линейную скорость роста, увеличивают устойчивость плоско­го фронта кристаллизации.

ГЛАВА 2.7. ЯЧЕИСТАЯ И ДЕНДРИТНАЯ КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ

На рис. 2.27 изображен фронт кристаллизации с выступами, находящимися в зоне концентрационного переохлаждения. При росте кристалла скорость перемещения фронта кристаллизации направлена по нормали к его поверхности. Скорость точки a v_x будет больше, чем вертикальная компонента скорости точки b, так как точка а находится в зоне большего концентрационного переохлаждения. Поэтому в процессе роста выступ будет заост­ряться и увеличиваться. В точке а примесь выталкивается при кристаллизации в расплав в направлении кристаллизации. В точ­ке b в соответствии с вектором скорости v_y часть примеси будет

Рис. 2.26. Схема распределения температур Т(х) и Т₁ (х) при отсутствии ΔT_к:

1 - Т_л(х); 2 – T₁(х); 3 – T₂(х)

выталкиваться в боковом направлении, что приводит к переме­щению примеси от вершины к основанию выступов. Примесь скапливается на границах выступов (точка с на рис. 2.27). Это ведет к падению температуры ликвидуса расплава на границах выступов ниже температуры, которую имеет в данный момент расплав. В результате при продвижении фронта кристаллизации внутри периметра выступов формируются ячейки, которые не могут срастись друг с другом, пока расплав не охладится до тем­пературы ликвидуса в этой области. Поэтому границы ячеек мо­гут принять вид очень глубоких и узких выемок. Кристаллит бу­дет состоять из ряда тупых выступов, связанных друг с другом на некотором расстоянии позади фронта кристаллизации.

Условие перехода от плоского фронта к ячеистой кристалли­зации было получено в гл. 2.6. На рис. 2.28 приведены области ячеистой и сплошной кристаллизации, граница которых удовле­творяет этому условию. По мере уменьшения температурного градиента GR в сплавах характер фронта кристаллизации постепенно изменяется от плос­кого при GR ³ GR_кр = mC₀(1 – k₀)v/(k₀Д) до гексагонального ячеистого при GR < GR_кр.

При дальнейшем увеличении концентрационного переохлажде­ния будет происходить уменьшение размеров ячеек. Так как раз­мер ячеек не может уменьшаться безгранично, то при

Рис. 2.27. Схема образования ячеистых кристаллов

некотором значении GR ячейки превращаются в разветвленные дендритные кристаллы. Впервые такую форму кристаллов наблюдал Д. К. Чер­нов, который и ввел термин «дендрит», что означает древовид­ный кристалл. На рис. 2.29 приведена фотография дендрита, извлеченного Д. К. Черновым из прибыли стального слитка.

Одним из условий получения дендритной структуры является наличие перед фронтом кристаллизации достаточно протяженной зоны переохлажденного жидкого сплава. Дендриты образуются путем роста на фронте кристаллизации первичных ветвей игл, проникающих в расплав. При этом скорость роста иглы значи­тельно больше скорости продвижения фронта кристаллизации. Благодаря описанному выше поперечному переносу примеси в междендритном пространстве скапливается легирующий компо­нент, что обусловливает большое концентрационное переохлажде­ние перед боковыми поверхностями дендрита. Поэтому от ден­дрита начинают расти боковые ветви. Толщина слоя, обогащен­ного примесью, невелика. Боковая ветвь относительно быстро выходит за этот слой, и скорость ее роста резко падает. При этом начинается рост ее толщины. Боковые, или вторичные, ветви при­соединяются к первичным тонкими шейками, поэтому иногда про­исходит их отрыв. Разветвление дендрита может продолжаться с образованием ветвей третьего порядка, отходящих от вторич­ных ветвей. Схема дендритной кристаллизации показана на рис. 2.30. Обычно дендритная кристаллизация имеет место при малых градиентах температур GR и больших скоростях роста.

Рис. 2.28. Области ячеистой и сплошной кристаллизации

Следует отметить, что нарушение плоского фронта кристал­лизации и возникновение ячеек и дендритов может иметь место не только в сплавах, но и при кристаллизации чистого металла за счет обычного термического переохлаждения Δ T_т перед фрон­том кристаллизации (рис. 2.31). Дендриты могут образовываться не только при последовательном продвижении фронта кристал­лизации, но и при свободном росте кристалла в жидкости при объемном затвердевании. Например, если зародыш имеет форму куба, то, естественно, с его углов теплота кристаллизации будет отводиться в жидкость быстрее, чем с центров граней. Поэтому после достижения критических размеров правильный рост куба прекратится и начнется преимущественное развитие его вершин. На вершинах появятся первичные стволы, а затем на них при выполнении условий, указанных на рис. 2.31,— ответвления, т. е. вторичные ветви. Таким образом, дендрит растет из одного цен­тра. Схема механизма дендритного роста показана на рис. 2.32. Дисперсность дендритов обычно оценивают средним расстоянием между его вторичными осями d_м (см. рис. 2.32). Зависимость d_м от условий кристаллизации выражается формулой d_м = AGR^m×vⁿ, где A, т и п — эмпирические величины.

Растущие дендриты смыкаются при объемной кристаллизации друг с другом, образуя зерна, которые мы видим на макрострук­турах (рис. 2.33). Для выявления субструктуры зерна, т. е. его дендритного строения, необходимо сделать микрошлиф и рассмот­реть его под микроскопом. Междендритное про­странство обогащено примесями, в которых скапливаются неметаллические включения и образуются усадочные и газовые поры.

Рис. 2.29. Вид ден­дрита, извлеченно­го из прибыли стального слитка

Таким образом, дендритная кристаллизация развивается при высоких скоростях роста кри­сталлов и больших концентрационных и терми­ческих переохлаждениях. Все мероприятия, на­правленные на уменьшение скорости роста и переохлаждения, будут способствовать нераз­ветвленной кристаллизации. Скорость роста можно снизить, уменьшив, например, теплоотвод от фронта кристаллизации через кристалл. О других методах уменьшения и речь будет ид­ти в гл. 2.10. Переохлаждение можно снизить, введя в расплав изоморфные примеси. Напри­мер, при вводе в сплав А1—5% Си десятых долей процента титана происходит сильное из­мельчение зерна и исчезновение дендритной структуры.

Большую роль играет межфазное натяжение s_к-ж. С его увеличением повышаются энергети­ческие затраты на образование поверхности, что делает дендритную кристаллизацию энергети­чески невыгодной. Межфазное натяжение в сплавах тем сильнее, чем больше разность кон­центраций жидкой и твердой фаз, находящихся в равновесии. Поэтому сплавы, диаграмма со­стояния которых показана на рис. 2.34, а, менее склонны к дендритной кристаллизации, чем сплавы, приведенные на рис. 2.34, б. Это явля­ется одной из причин того, что особой склонностью к образованию дендритной структуры об­ладают чистые металлы.

ГЛАВА 2.8. ОСОБЕННОСТИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ЭВТЕКТИКИ

Эвтектические сплавы (от греч. eutektos — легко плавящийся) обладают хорошими литейными свойствами. Поэтому они широко применяются в литейном производстве. Среди наиболее часто ис­пользуемых эвтектических сплавов можно выделить чугуны, сплавы систем А1 — Si, A1 — Si — Mg и др.

Представления о процессе кристаллизации эвтектических спла­вов начали формироваться с начала XX в. Можно отметить ра­боты А. А. Бочвара, В. А. Тнллера, К. А. Джексона, И. Д. Ханта и других исследователей.

Рис. 2.30. Схема дендритной кристал­лизации: Рис. 2.31. Термическое переохлажде­ние перед

1 — первичная ветвь дендрита; фронтом кристаллизации чистого металла

2 — вторич­ная ветвь дендрита;

3 — фронт кристалли­зации

Эвтектические сплавы можно разделить на два типа: с нор­мальными и аномальными эвтектиками. Нормальные эвтектики характеризуются регулярной микроструктурой, состоящей из чередующихся пластин или стержней a - и b -твердых растворов. Обра­зующие

Рис. 2.32. Схема механизма дендритного роста Рис. 2.33. Макроструктура ли­того сплава при

при объемной кристаллизации дендритной кристаллизации:

1— дендритная субструктура; 2 — макрозерно

Рис. 2.34. Диаграммы состоя­ния сплавов с различной равно­весной концентрацией жидкой и твердой фаз

их металлы, как правило, имеют близкие температуры плавления (например система Рb — Sn). В нормальных эвтектиках можно легко выделить эвтектические зерна — колонии. При этом в пределах каждой колонии сохраняется определенное ориентационное соотношение между фазами (рис. 2.38).

Затвердевание нормальной эвтектики начинается с зарожде­ния одной из фаз, играющей роль ведущей фазы. На ней про­исходит гетерогенное зарождение кристалла другой фазы. Струк­тура нормальной пластинчатой эвтек­тики показана схематически на рис. 2.35.

Соответствующие расчеты, кото­рые мы здесь не приводим, показы­вают, что скорость кристаллизации v и параметр эвтектики l связаны со­отношением vl² = const, т. е., чем больше скорость роста, тем меньше параметр эвтектики.

Кроме роста пластинчатой эвтек­тики возможен рост эвтектики, когда ведущая фаза выделяется в виде стержней (рис. 2.36). Для стержневой формы эвтектики справедливо соотно­шение vR² = const. Анализ показал, что если отношение объемов a - и b -фаз большое, то эвтектика будет иметь стержневую форму. Для этого нужно, чтобы количество одной фазы превышало количество другой более чем в 3 раза. В противоположном случае должна формироваться пластинчатая эвтектика. Однако для ряда эвтектик имеет место переход от пластинчатой формы к стержневой при больших скоростях роста. Объяснение этому явлению пока не найдено.

При увеличении скорости охлаждения стержневая эвтектика переходит в эвтектику с шаровидными выделениями одной из фаз. В. А. Тиллер получил следующее условие устойчивости пластин­чатого (или стержневого) роста:

s_ab/ Δ S < s_aL/ Δ S_a + s_bL/ Δ S_b,

где (s_ab, s_aL и s_bL — соответственно межфазные энергии на грани­це a - и b -фаз, на границах a -фазы и b -фазы с жидкостью; Δ S = L/T_e, Δ S_a и Δ S_b — изменение энтропии при кристаллизации жидкости и при кристаллизации a- и b -твердых растворов.

Если (s_ab велика, а s_aL и s_bL. малы, то пластинчатая эвтектика не будет иметь места, а реализуется шаровидная ее форма. Это подчеркивает важную роль поверхностных явлений в формирова­нии морфологии кристаллов.

В заключение кратко рассмотрим вопросы кристаллизации аномальных эвтектик. Когда ведущая фаза не облегчает гетеро­генное зарождение второй фазы, образуются совершенно отлич­ные от рассмотренных типы эвтектик. В этих условиях происходит зарождение второй фазы в объеме расплава, ближайшем к первой. При росте фаз происходит опережение одной фазы другой. В настоящее время считают, что аномальные эвтектики образуются при ограненном росте одной из фаз. Если на фронте роста зародыша кристалла появляется

Рис. 2.35. Макроструктура (1) и ми­кроструктура Рис. 2.36. Строение стержневой эвтек­тики

(2) эвтектического ли­того сплава

Рис. 2.37. Структура аномальной эвтектики при содержании ограненной фазы менее 10 %:

а — Х200; б — Х4000

огранка (например ступени, ус­тупы, ступени выхода винтовых дислокаций и т. и.), то скорость роста будет меньше, чем при нормальном росте на атомно-шероховатой поверхности. Конкретный тип структур зависит от доли ограненной фазы и скорости роста.

Рис. 2.38. Структура серого чугуна Рис. 2.39. Структура эвтектики силу­мина

Рис. 2.40. Влияние скорости охлаж­дения на Рис. 2.41. Пример сложнорегулярной

строение фазы графита се­рого чугуна: эвтектической структуры

а — малая скорость; б — большая скорость

При малой объемной доле ограненной фазы опережающий рост неограненной фазы лимити­руется ее ветвлением. При объемной доле ограненной фазы, мень­шей 10 %, образуется структура разорванных пластин (системы А1 — Sn, Zn — Sn). Здесь происходит локальное ветвление или расщепление пластин.

Однако эта фаза сохраняет свою непрерывность и состоит из лент и пластин сложной формы. Ограненная фаза как бы обходит участки неограненной фазы. Пример структуры такой эвтектики приведен на рис. 2.37.

При возрастании содержания ограненной фазы с 10 до 20 % пластины принимают чешуйчатую форму. Такая структура имеет место в ряде технически важных ли­тейных сплавов силуминов (система А1 — Si) и чугунов (система Fe — С). На рис. 2.38 и 2.39 показаны раз­резы плоскостей шлифов серого чу­гуна и силумина. В чугуне пластин­ки графита на шлифе представляют собой сечения чешуек, растущих из одного центра. На рис. 2.38 разрез выполнен через центр эвтектической колонии. Влияние скорости охлажде­ния на вид фазы графита в чугуне по­казано на рис. 2.40. С увеличением скорости охлаждения расстояние меж­ду чешуйчатыми пластинами умень­шается. При объемной концентрации ограненной фазы более 20 % появля­ется сложнорегулярная структура эв­тектики (рис. 2.41).

Рис. 2.42. Структура белого чу­гуна

При объемной концентрации огра­ненной фазы более 40 % при повышенных скоростях роста, а при концентрации 50 % и более в широком интервале условий затвер­девания образуется квазирегулярная структура. Она состоит из набора пластин или стержней неограненной фазы с меньшей объемной долей в матрице из ограненной фазы. Примером такого сплава является белый чугун (система Fe — Fе₃С). При затвер­девании происходит рост пластин цементита в направлении теплоотвода. Одновременно появляются короткие стержни аустенита, расположенные перпендикулярно пластинам цементита. Эта структура представляет собой естественный композит. Пример структуры белого чугуна приведен на рис. 2.42.

При определенных условиях ограненная фаза может принимать глобулярную форму, имеющую сложное внутреннее строение. Глобулярный графит имеет сложное строение, включающее в себя комплекс растущих из одного центра чешуек (рис. 2.43).

ГЛАВА 2.9. КРИСТАЛЛИЧЕСКАЯ СТРУКТУРА ОТЛИВОК

Температурное поле кристаллизующейся отливки неоднородно и нестационарно. Поэтому в разных объемах залитого в форму расплава реализуются различные условия кристаллизации, обу­словливающие появление широкого спектра структур.

2.9.1. СТРУКТУРНЫЕ ЗОНЫ В ОТЛИВКЕ

В общем случае структура отливки характеризуется наличи­ем трех зон (рис. 2.44): зоны замороженных кристаллов 1, об­разующейся на поверхности раздела отливок с формой или вбли­зи нее; зоны столбчатых кристаллов 2, вытянутой параллельно направлению теплоотвода и, наконец, центральной зоны равноосных кристаллов 3.

Основными характеристиками кристаллического строения от­ливок являются протяженность зоны столбчатых кристаллов l_ст, их поперечный размер d_ст и средний размер зерна в центральной зоне отливки. При этом важное значение имеет такая характери­стика субструктуры зерен, как среднее расстояние между вто­ричными осями дендритов d_м. Между этими характеристиками существуют экспериментально установленные зависимости, гра­фически показанные на рис. 2.45, из которых можно сделать вывод, что с увеличением скорости кристаллизации v все харак­теристики уменьшаются.

Для количественной характеристики однородности кристалли­ческого строения отливок Г. Ф. Баландиным предложены следу­ющие критерии: k₁ = l_ст/l₀; k₂ = d_ст/d₀ или k₃ = d/d₀, где d₀ — раз­мер зерна у поверхности отливки; k₄ = d_м/d_{с т} или k₅ = d_м/d. Кри­сталлическое строение однородно, если k₁ = 1 и k₂ = 1 или k₁ = 0 и k₃ = 1.

В первом случае (k₁ = k₂ = 1) тело отливки состоит только из столбчатых кристаллов (транскристаллизация). Это достигается односторонне направленным теплоотводом. Такая структура же­лательна, например, для повышения жаропрочности лопаток га­зовых турбин. Столбчатые кристаллы должны быть расположены вдоль действия главных растягивающих напряжений. Для повы­шения магнитной проницаемости постоянных магнитов структура также должна быть столбчатой с ориентацией столбчатой зоны вдоль оси магнита. При этом необходимо увеличить и размер столбчатого кристалла d_ст. Для машиностроительных отливок при сложном нагружении столбчатая структура нежелательна, так как в процессе их эксплуатации происходит разрушение по поверхности контакта столбчатых кристаллов и в местах стыка столбча­тых зон.

В эвтектических сплавах, имеющих вторую фазу в виде высокопрочного интерметаллида, она выстраивается вдоль направления роста столбчатых кристаллов и упрочняет основную матрицу (см. рис. 2.42).

Рис. 2.45. Зависимость между средним размером зерна и протяженностью зоны столбчатых кристаллов (а), их поперечным размером (б), средним расстоянием между вторичными осями дендритов (в) и скоростью кристаллизации (г)

Во втором случае (при k₁ = 0 и k₃ = 1) отливка имеет зерни­стое строение, состоит из равноосных кристаллов примерно оди­наковых размеров. Если уменьшить размер зерна d, a k₄ прибли­зить к нулю (мелкодисперсная субструктура), то механические свойства резко усиливаются.

Дата добавления: 2014-12-16