Лекции по материаловедению

Подождите немного. Документ загружается.

Закалочные напряжения возникают в материале при охлаждении

его с температуры закалки; их величина зависит от состава материала и

условий закалки. Закалочные напряжения делятся на напряжения I, II и III

рода.

Напряжения nepвoгo рода - это зональные остаточные напряжения,

уравновешивающиеся в зонах, соизмеряемых с размерами всего тела или

отдельных макрочастей. Образуются такие напряжения из-за разницы

температур по сечению детали при охлаждении и различных по времени

протекания фазовых превращений в разных частях детали.

Напряжения второго рода – это остаточные напряжения,

уравновешивающиеся в объемах, соизмеримых с размерами зерна металла.

Напряжения третьего рода – это напряжения, возникающие при

фазовых превращениях в металлах и сплавах в твердом состоянии,

вследствие различий в удельных объемах образующихся и исходных фаз.

Удельный объем аустенита при содержании углерода от 0,2-1,4 %

составляет 0,12227-0,12528 см

/г, а мартенсита - 0,12708-0,13061 см

/г.

Для снятия внутренних напряжений после закалки проводят отпуск.

11. ОТПУСК

Отпуском называется нагрев закаленной стали до температуры

ниже критической точки А

(рис.7.1), выдержка при этой температуре с

последующим охлаждением на воздухе. В данном случае исходной

структурой является структура закаленной стали, состоящая из

тетрагонального мартенсита и остаточного аустенита, которые являются

неустойчивыми структурными составляющими. Переход стали в

устойчивое состояние сопровождается превращениями мартенсита и

остаточного аустенита. Эти превращения имеют диффузионный характер и

скорость их протекания в основном определяется температурой нагрева

при отпуске.

Отпуск относится к окончательной термической обработке.

Целью отпуска являются: изменение строения и свойств

закаленной стали, повышение вязкости и пластичности, уменьшение

твердости, снижение внутренних напряжений.

В зависимости от температуры нагрева различают три вида отпуска:

- низкотемпературный отпуск, при котором проводят нагрев стали

до 150-250

С и выдерживают 1-3 часа. В результате получают структуру

отпущенного (кубического) мартенсита и снимают закалочные

напряжения.

Низкий отпуск проводят для инструментальных сталей, сталей после

цементации, сталей после поверхностной закалки;

103

- среднетемпературный отпуск, при котором проводят нагрев

стали до 250-400

С и выдерживают около 1 часа. В результате получают

структуру троостита (бейнита). Такой отпуск проводят при изготовлении

пружин и рессор;

- высокотемпературный отпуск, при котором проводят нагрев до

450-650

С и выдерживают около 1 часа. В результате получают структуру

сорбита. Проводят такой отпуск для деталей машин, работающих в

условиях ударных нагрузок.

При закалке без полиморфного превращения применяется отпуск,

который называется старением. Главный процесс при старении – это

распад пересыщенного твердого раствора, полученного при закалке. После

старения увеличиваются прочность и твердость, уменьшается

пластичность, стабилизируются свойства.

Основными видами старения являются:

- естественное (выдержка при комнатной температуре);

- искусственное (выдержка при повышенной температуре);

- деформационное (сплав после закалки подвергают деформации).

Применяют старение при термической обработке алюминиевых

сплавов, сплавов меди, жаропрочных сплавов.

12. ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА (ХТО)

Химико-термическая обработка (ХТО) - это термическая обработка,

сочетающая тепловое воздействие с химическим, в результате чего

изменяется состав и структура в поверхностных слоях, а иногда и по всему

объему изделия.

В результате ХТО происходит изменение свойств поверхностного

слоя детали, т.е. повышаются твердость, износостойкость, жаростойкость,

окалиностойкость, коррозионная стойкость.

Обычно при ХТО деталь помещают в среду, богатую элементом

(карбюризатор), который диффундирует в металл.

При ХТО происходят три элементарных процесса:

- диссоциация, когда под действием температуры в карбюризаторе

происходит распад молекул и образование активных атомов

диффундирующего элемента;

- адсорбция, которая происходит на границе карбюризатор – деталь

и состоит в поглощении (растворении) поверхностью свободных активных

атомов, получившихся после диссоциации;

- диффузия, в результате которой происходит проникновение

насыщающего элемента вглубь металла.

В зависимости от диффундирующего насыщающего поверхность

элемента различают следующие виды ХТО:

104

- цементацию (углерод);

- азотирование (азот);

- нитроцементацию (азот + углерод);

- сульфаазотирование (сера + азот);

- алитирование (алюминий);

- хромирование (хром).

12.1. Цементация стали

При цементации происходит поверхностное насыщение стали

углеродом, в результате чего получается высокоуглеродистый

поверхностный слой, а сердцевина стали остается мягкой и вязкой,

несмотря на то, что сталь после цементации подвергается закалке.

Цементация выгодно распределяет углерод от поверхности, а

термическая обработка (закалка) упрочняет деталь, поверхность и

сердцевину.

Поверхность стали после такой обработки имеет высокую твердость

и износостойкость при вязкой сердцевине.

Цементации подвергают низкоуглеродистые и легированные стали с

содержанием углерода меньше 0,3 %, которые должны обладать:

- закаливаемостью на 29-43 HRC (углеродистые 08, 10, 15, 20;

легированные 20ХГТ, 12ХН2);

- прокаливаемостью, обеспечивающей требуемую структуру

сердцевины;

- наследственно-мелкозернистостью;

- хорошей технологичностью при насыщении углеродом и

последующей термической обработке и обработке резанием.

Различают два вида цементации: твердую и газовую.

Долговечность и надежность цементированных деталей и

допустимый уровень их нагружения при эксплуатации определяются

следующими параметрами:

- составом стали;

- толщиной и структурой цементированного слоя (рис.12.1);

- наличием дефектов в слое;

- твердостью поверхностных слоев и сердцевины.

105

Рис. 12.1. Толщина и структура цементированного слоя

На цементацию детали поступают с припуском на шлифование 0,05-

0,1мм; температура цементации выше А

с3

(930-950

С). В твердом

карбюризаторе 1 мм слоя образуется в течение 8-10 ч, в газовом - 1 мм

образуется за 6 - 7 ч.

Твердый карбюризатор - древесный активированный уголь,

каменноугольный полукокс и торфяной кокс с добавками активизаторов

(BаCО

и Na

СО

) в количестве 10 - 40 % от веса угля.

Газовый карбюризатор - природный газ и жидкие углеводороды.

Для неответственных деталей закалка их может производиться сразу

с температур цементации (рис. 12.2,а) или после повторного нагрева до

температуры выше А

с1

на 30

С и охлаждении в воде (рис. 12.2, б).

Для ответственных деталей после цементации делают двойную

закалку с нагревом выше А

с1

+ 30

С и охлаждением в воде (рис. 12.2, в).

106

После любого режима термической обработки делается низкий

отпуск (160-180

С).

Глубина цементированного слоя составляет 0,5 - 2,0 мм (иногда до

4–мм) с концентрацией углерода 0,8 - 1,2 % ( рис. 12.1).

За глубину цементированного слоя принимают глубину слоя со

структурой заэвтектоидной, эвтектоидной и доэвтектоидной стали с

содержанием углерода более 0,4 % (рис.12.1).

Рис. 12.2. Режимы термической обработки цементированных деталей

При цементации получаем твердость поверхностного

цементированного слоя углеродистой стали 60-64 HRC (900HV), для

легированной 58-61HRC (снижение твердости происходит за счет наличия

в структуре остаточного аустенита); твердость сердцевины составляет 20-

35HRC.

12.2. Азотирование стали

107

Цементация

Подстуживание

Отпуск

Обработка холодом

Цементация

Закалка

Отпуск

2-я закалка

1-я закалка

Цементация

Время

Температура

Азотирование – это процесс насыщения поверхностного слоя

азотом.

Цель такой обработки изделия: получение высокой твердости,

износостойкости, повышенной усталостной прочности, сопротивления

коррозии. Карбюризатором является аммиак (NH

→ 3H + N).

Азотированию при температуре 500 - 600

С с выдержкой до 60

часов подвергают готовые изделия, прошедшие механическую и

окончательную термическую обработку (закалку и высокий отпуск).

К азотируемым сталям относятся среднеуглеродистые стали,

легированные хромом, молибденом, алюминием (38Х2МЮА, 35ХМА,

38Х2Ю).

Глубина азотированного слоя составляет 0,3 - 0,6 мм, скорость

азотирования – 0,01 мм/ч и менее.

Твердость азотированного слоя по Виккерсу составляет ~ 1200HV.

Азотированию подвергают мерительный инструмент, гильзы,

цилиндры, зубчатые колеса, шестерни, втулки, коленчатые валы.

13. ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

Термомеханическая обработка стали (ТМО) заключается в

сочетании пластической деформации стали в аустенитном состоянии

("аусформинг") с закалкой.

Различают два способа ТМО - это высокотемпературная

термомеханическая обработка (ВТМО) и низкотемпературная

термомеханическая обработка (НТМО) (рис.13.1).

Рис. 13.1. Схема термомеханической обработки стали: а – ВТМО; б –

НТМО (заштрихованная зона – интервал температур рекристаллизации)

ТМО обоих видов заканчивается низким отпуском при 100-200

С.

При ТМО повышается весь комплекс механических свойств и особенно

пластичность и вязкость, что наиболее важно для высокопрочного

состояния. По сравнению с обычной обработкой прирост прочности при

108

ТМО составляет 200-500 МПа, т.е. 10-20 %. Характеристики пластичности

и вязкости повышаются в 1,5-2 раза.

Улучшение комплекса механических свойств обусловлено

формированием специфического структурного состояния. Деформация

создает в аустените высокую плотность дислокаций, образующих из-за

процесса полигонизации устойчивую ячеистую субструктуру, которая

наследуется мартенситом при закалке. При этом субграницы тормозят

движение дислокаций и локализируют деформацию внутри зерна; в

результате прочность повышается. В то же время субграницы ведут себя

как полупроникаемые барьеры. Они допускают прорыв дислокаций, их

передачу из мест скоплений в соседние субзерна. Это вызывает

пластическую релаксацию локальных напряжений и служит причиной

повышенных пластичности и вязкости.

Наибольшее упрочнение (σ

≤ 2800 МПа) достигается при НТМО.

Однако ее проведение технологически более сложно, чем ВТМО. Она

требует мощных деформирующих средств и пригодна для легированных

сталей с большой устойчивостью переохлажденного аустенита.

ВМТО обеспечивает меньшее упрочнение (σ

≤ 2400 МПа ), но

более высокие пластичность и вязкость. Она уменьшает также

чувствительность к трещине, снижает порог хладноломкости, повышает

сопротивление усталости и затрудняет разупрочнение при отпуске, что

связано с устойчивостью ячеистых дислокационных структур мартенсита.

Особенно эффективна ВТМО для чистого вакуумированного металла.

Кроме того, ВТМО более технологична и для неё пригодны любые

конструкционные стали.

Область ВТМО расширяет явление обратимости эффекта

упрочнения. Оно состоит в том, что свойства, полученные при ВТМО,

наследуются после повторной закалки. Это позволяет закладывать

определенный ресурс свойств в стальные полуфабрикаты (поковки,

прутки, листы и т.п.), подвергая их ВТМО на металлургическом заводе.

14. ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ

Легирование - целенаправленное изменение состава материала путем

введения легирующих элементов для изменения структуры и получения

требуемых свойств.

14.1. Влияние легирующих элементов на превращения в сталях

Все элементы, которые растворяются в железе, влияют на

температурный интервал существования его аллотропических

модификаций, т.е. сдвигают точки А

и А

по температурной шкале

109

(рис.14.1). Элементы, которые только растворяются в феррите или

цементите, не образуя специальных карбидов, оказывают лишь

количественное влияние на процессы превращения. Карбидообразующие

элементы вносят не только количественные, но и качественные изменения

в кинетику изотермического превращения.

а) б) в) г)

Содержание лигирующего элемента, %

Температура, С

910

1392

1539 1539

1392

910

ж + α

ж + α ж + α

ж + α

+α

+ γ

ж+

α + Е

+ Е

+α

+ γ

ж+

+ γ

+ Е

ж+

Рис. 14.1. Влияние легирующих элементов на полиморфизм железа: а – Ni,

Mn (аустенитные); б – Mn; в – V, Si, Al, Cr, W, Mo (ферритные); г – B, Zn,

Легирующие элементы оказывают большое влияние на положение

точек S (0,8 % С) и E (2,14 % С) диаграммы «железо-цементит» (рис. 7.1):

Ni, Co, W, Cr, Mn снижают, а V, Ti, Nb повышают.

Легирующие элементы в стали могут быть в твердом растворе,

карбидной фазе или в виде интерметаллических соединений и влияют на

свойства феррита и аустенита по мере увеличения их содержания в сталях

(рис. 14.2).

110

100

120

140

160

180

200

220

1 2 3 4 5 6 7

0 1 2 3 4 5 6 7

1500

1000

2000

2500

3000

3500

500

а) б)

Твердость НВ

Содержание лигирующего элемента, %

Рис. 14.2. Влияние легирующих элементов на свойства феррита

При высоком содержании легирующих элементов часто образуются

интерметаллические соединения: Fe

, Fe

W, Fe

; силициды:

FeSi, Fe

Si, Fe

(η - фаза), Fe Cr (σ - фаза).

По отношению к углероду легирующие элементы делятся на три

группы:

- графитизирующие - Si, Ni, Си, Al ;

- нейтральные - Со ;

- карбидообразующие (по возрастающей степени сродства к

углероду и устойчивости карбидных фаз располагаются в следующем

порядке: Fe → Mn → Cr → Mo → W→ Nb → V → Zn → Ti).

При малом содержании Mn, Сr, W, Mo карбидообразующие

растворяются в цементите и образуют легированный карбид типа

(FeMn)

С; (FeCr)

С. Более сильные карбидообразующие - Ti, Zn, V, Nb -

образуют специальные карбиды (TiС, NbС, ZnС, VС).

Карбиды в легированных сталях можно разделить на две группы:

карбиды типа (М - металл) - М

, М

,С

, M

и M

C (M

C), которые

легко растворяются в аустените при нагреве и карбиды типа MC (TiС,

NbС, ZnC), W

C и Мо

C, являющиеся фазами внедрения и которые в

реальных условиях не растворяются в аустените.

Все карбиды обладают высокой температурой плавления и высокой

твердостью. Чем дисперснее карбиды, тем выше прочность и твердость.

14.2. Влияние легирующих элементов на кинетику распада аустенита

Некарбидообразующие элементы, кроме Со, замедляют кинетику

распада аустенита (рис.14.3,а).

111

Карбидообразующие элементы вносят не только количественные, но

качественные изменения в кинетику изотермического превращения

аустенита (рис.14.3,б).

а) б)

Cu, Ni, Mo

Al,

Mn, Cr,

W, V, Ti

Ni, Cu

Si, Ni,

Cu, Al

Si, Al

ττ

Рис. 14.3. Диаграммы изотермического распада аустенита:

а – углеродистая (1) и легированная некарбидообразующими элементами

(2);б – углеродистая (1) и легированная карбидообразующими элементами

(2)

Наиболее важной способностью легирующих элементов является

замедление скорости распада аустенита в районе перлитного превращения

(смещение линии вправо). Это снижает критическую скорость закалки и

способствует глубокой прокаливаемости.

Сильно увеличивается прокаливаемость стали при легировании Cr,

Ni, Mo, Mn, и особенно она увеличивается при совместном легировании

несколькими элементами (Cr + Ni + Mo).

Эффективно влияют на прокаливаемость малое количество бора

(оптимально 0,002 - 0,006 %). При большом содержании бора образуются

бориды и прокаливаемость уменьшается.

14.3 Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение

Легирующие элементы, меняя температурный интервал М

и М

(рис.14.4), уменьшают или увеличивают количество остаточного

аустенита.

Все легирующие элементы уменьшают склонность аустенитного

зерна к росту; исключение составляют марганец (Мn) и бор (В).

112