4. Кристаллическое строение металлов. Типы кристаллических решеток.

Все металлы и их сплавы – тела кристаллические и, в отличие от аморфных тел с хаотичным расположением атомов, в металлах они расположены закономерно.

Металлы, полученные обычным способом, поликристалличны и состоят из большого числа мелких (10^-1 – 10^-5 см) различно ориентированных по отношению другш к другу кристаллов, имеющих неправильную форму (вследствие условий кристаллизации) и называемых кристаллитами или зернами.

Гипотеза о закономерности расположения частиц в кристаллах была выдвинута в 1860 году Е. С. Федоровым и доказана в 1912 году м. Лауэ с помощью рентгеноструктурного анализа.

Косвенным доказательством кристалличности строения металлов может служить термический анализ. Если t_застав=f(t) и для чистых металлов строго постоянна, то график охлаждения вещества будет иметь следующий вид:

Т.е. закономерности неодинаковы для кристаллических и аморфных веществ.

Переход кристаллического вещества из жидкого состояния в твердое происходит при температуре кристаллизации (Ткр.). Процесс перехода протекает в определенный промежуток времени и сопровождается выделением скрытой теплоты кристаллизации. Поэтому, несмотря на охлаждение металлов, температура в течении данного времени остается неизменной (горизонтальный участок). Скрытая Q затвердевания компенсирует потерю тепла в пространстве.

Затвердевание аморфного вещества происходит постепенно без резко выраженной границы между жидким и твердым состоянием.

Структура (строение) аморфного вещества характеризуется беспорядочной пространственной сеткой, в узлах которой расположены ионы, атомы или гр. Атомов.

Для описания кристаллической структуры веществ пользуются понятием кристаллической решетки.

Кристаллическая решетка представляет собой пространственную сетку, в узлах которой располагаются атомы (ионы), образующие металл.

Для металлов характерны сравнительно простые типы кристаллических решеток с вымокой плотностью упаковки атомов. Расположение атомов в кристалле удобно изображить в виде так называемых элементарных кристаллических ячеек. Это наименьший объем кристалла, дающий представление об атомной структуре металла в любом объеме.

Различают:

1. Простая кубическая (на долю одной элементарной ячейки – 1 атом)

2. Объемноцентрированная (ОЦК)

Кубическую решетку определяет длина ребра куба [а] = ангстрем, А

А^о=10^-10м=10^-8см

d-Fe, W, V, Mo

3. Гранецентрированная (ГЦК)

φ-Fe, Al, Cu

4. Гексагональная плотноупакованная (ГПУ)

Размеры характеризуются const значением c/d=1,633. При иных соотношениех c/d получается неплотноупакованная решетка. Mg, Zn, Re, Os.

Геометрию и плотность упаковки элементарных частиц в кристалле отражают такие понятия, как координационое число (КЧ) и коэффициент компактности (КК). Координационное число определяет число ближайших равноудаленных элементарных частиц.

Коэффициент компактности определяет отношение объема всех элементарных частиц, приходящихся на одну элементарную ячейку, ко всему объему элементарной ячейки.

Показатели	Тип решетки
	Кубич.	ОЦК	ГЦК	ГПУ
К.Ч.	6	8	12	12
К.К.	0,52	0,68	0,74	0,74

5. Анизотропия свойств кристаллов.

Анизотропия – это векториальность, неодинаковость свойств кристалла в разных кристаллографических направлениях, возникающая в результате упорядоченного расположения атомов (ионов) в пространстве. Различны расстояния между атомами в разных кристаллографических направлениях, различны и свойства, т.к. последние определяются взаимодействием атомов. Наиболее сильно анизотропия проявляется в кристаллах со структурами, обладающими малой симметрией. Анизотропия присуща всем свойствам кристаллов и особенно важна при использовании монокристаллов (т.е. кристаллов, полученных искусственным путем). В природных условиях кристаллические тела, как уже отмечалось, поликристалличны и состоят из множества мелких, различно ориентированных кристаллов. В этом случае анизотропия не проявляется, т.к. среднестатистическое расстояние между атомами по всем направлениям примерно одинаково.

При обработке поликристаллов давлением кристаллографические плоскости одного индекса (индексы направления – это координаты узла кристаллической решетки, выраженные целыми числами в единицах отрезков а, в, с) в различных зернах могут ориентироваться параллельно. Такие поликристаллы называют текстурованными и они подобно монокристаллам, анизотропны. У аморфных тел свойства не зависят о направления.

ЛЕКЦИЯ 2

ПРОЦЕССЫ ПЛАВЛЕнИЯ И КРИСТАЛЛИЗАЦИИ МЕТАЛЛОВ

1. Понятие о процессах плавления и кристаллизации. Условие кристаллизации. Термические кривые.

2. Процессы зарождения и роста кристаллов.

3. Строение слитков.

4. Скорость процесса кристаллизации.

5. Величина зерна. Модифицирование.

6. Методы исследования кристаллического строения металлов.

7. Диффузия.

Кристаллизацией называют переход металла из жидкого состояния в твердое (кристаллическое). Известно, что все вещества могут находиться в твердом, жидком, газообразном состоянии. При определенных температурах происходит изменение агрегатного состояния чистых металлов. При нагреве выше Тпл. Твердое состояние сменяется жидким, а при нагреве выше Тк. Жидкое состояние сменяется газообразным.

Главным признаком твердого состояния является кристаллическое строение. Жидкий расплав характеризуется хаотическим тепловым движением атомов и молекул металла.

Процесс плавления металла заключается в разрушении кристаллического строения при достижении Тпл.

Затрачиваемая на разрушение кристаллических решеток энергия является для каждого металла величиной постоянной и характеризуется теплотой плавления.

Тпл. Для различных металлов находится в пределах от –38,8 (Hg) до +3410 (W).

Кристаллмизация протекает в условиях, когда система переходит к т/д-ки более устойчивому состоянию с меньшей свободной энергией Z, т.е. когда Zкр.‹ Zж.

Свободная энергия определяется Z=U-TS, где

U – полная внутренняя энергия системы

T – абсолютная температура

S – энтропия

Свободной энергией (т/д потенциалом) называют ту составляющую полной энергии вещества, которая обратимо изменяет свою величину с изменением температуры. С повышением температуры Z уменьшается.

Изменение свободной энергии жидкого и твердого состояния в зависимости от температуры показано на рисунке

Выше T_s более устойчив жидкий металл, имеющий меньший запас свободной энергии, ниже T_s – устойчив твердый металл. При T_s Z_ж=Z_тв. При этой температуре жидкая и твердая фазы могут существовать бесконечно долго. Отклонение в ту или иную сторону является термодинамическим стимулом для плавления или кристаллизации.

Процесс кристаллизации рапзвивается, когда созданы условия для возникновения разности свободных энергий, образующейся вследствие меньшей свободной энергии твердого металла по сравнению и жидким.

Таким образом, процесс кристаллизации может протекать только при переохлаждении металла ниже равновесной температуры T_s

Разность между T_s и Т_кр., ∆ Т=T_s – Т_кр. Называется степенью переохлаждения.

Изобразим термические кривые, характеризующие процесс кристаллизации металла при разных скоростях охлаждения:

При очень медленном охлаждении ∆Т невелика и кристаллизация протекает при температуре, близкой к равновесной. С увеличением Uохл. ∆Т возрастает. Степень переохлаждения зависит от природы и чистоты металла. Чем чище металл, тем более склонен он к переохлаждению, например, при затвердевании S_n была достигнута ∆Т=118⁰С, но скачок указывает на то, что в результате переохлаждения образуется большое число центров кристаллизации, рост кристаллов происходит так бурно, что температура скачкообразно повышается, чаще степень переохлаждения на больше 10-30^оС.

На перевод жидкого металла в газообразное состояние также затрачивается энергия, характеризующаяся Ткип.

2. Процесс зарождения и роста кристаллов.

Итак, кристаллизация – это процесс образования кристаллов. Различают первичную и вторичную кристаллизацию. Первичная – образование кристаллов из жидкости в процессе затвердевания металла, вторичная – изменение кристаллического строения в твердом состоянии.

Кристаллизация, как впервые установил Д. К. Чернов, происходит не мгновенно по всему объему, а развивается постепенно. Она объединяет 2 элементарных процесса: возникновение центров кристаллизации (зародышей) и рост кристаллов из центра кристаллизации.

Центрами кристаллизации являются либо затвердевшие мельчайшие частицы металла, либо посторонние твердые примеси, находящиеся в жидком металле. По мере протекания процесса кристаллизации происходит как зарождение новых центров кристаллизации, так и рост кристаллов.

Пока образовавшиеся кристаллы растут свободно и окружены жидкостью, они имеют правильную форму. Однако при столкновении и сростании кристаллов их форма нарушается.

После затвердевания металла получаются кристаллы неправильной формы, границы которых чаще всего принимают округлые очертания. Такие кристаллы называют зернами или кристаллитами. Внутри каждого зерна наблюдается определенная ориентация кристаллической решетки, отличная от ориентации соседних зерен.

3. Строение слитков.

В зависимости от условий роста, главным образом от скорости направления отвода теплоты, температуры жидкого металла, форма зерен может быть самой разнообразной.

При кристаллизации металлов и их сплавов рост зерен осуществляется по дендритной (древовидной) схеме. Рост дендрита происходит путем образования осей 1 порядка (стволов), перпендикулярно к которыым вырастают ветвиП порядка, перпендикулярно к ним ветви 3-го порядка и т.д. Большая скорость роста кристаллов наблюдается по таким плоскостям и направлениям решетки, которые имеют наибольшую плотность упаковки атомов, в результате чего и вырастают оси 1 порядка. Одновремено с ростом ветвей П и т.д.порядков идет кристаллизация междцу осями дендритов. После соприкосновения дендритов и окончательного заполнения межосного пространства, де ндриты превращаются в полновесные кр исталлиты. Кристаллизация слитка идет в три стадии. Схема: усадочная раковина. Как видно, условия отвода О при кристаллизации значительно влияют на форму зерен. Сначала на поверхности слитка образуется зона 1 – мелкозернистая корка, состоящая из разнообразно ориентированных мелких д дендритов. При первом соприкосновении со стенками изложницы в тонком прилегающем слое жидкого металла возникает резкий градиент температуры и явление переохлаждения, ведущее к образованию б большого количества центров кристаллизации.

2-я зона – зона столбчатых кристаллов. С образованием корки условия теплоотвода меняются, градиент температуры резко уменьшается и, следовательно, уменьшается степень переохлаждения металла. В результате из небольшого числа центров кристаллизации начинают расти нормально ориентирванные к поверхности корки (т.е. в направлении отвода тепла) столбчатые кристаллы.

3-я внутренняя зона состоит из крупных, различно ориентированных дендритов. В центре слитка уже нет определенной направленности отдачи тепла. Температура застывающего металла успевает почти совершенно уравниваться в различных точках. В результате образуется равноосная структура. Зародышами кристалла здесь являются обычно различные мельчайшие включения в жидкой стали, например, тугоплавкие составляющие.

В случае сильного перегрева и резкого охлаждения зона столбчатых кристаллов заполняет весь слиток. Структура такого слитка называется транскристаллической, она менее прочна.

Свойства металла зависят от относительного распределения зон столбчатых и равноосных кристаллов. В зоне столбчатых кристаллов металл более плотный, он содержит меньше раковин и газовых пузырей. Однако, места стыка столбчатых кристаллов обладают малой пластичностью. Ввиду скопления большого количества неметаллических включений и при последующей горячей обработке (ковка, штамповка) в этих местах могут получиться трещины. Поэтому для малопластичных металлов (в том числе и для стали) нежелательно развитие транскристаллизации. Для пластичных сплавов и металлов (Cu, Al и до.) развитие транскристаллизации желательно.

Жидкий металл имеет больший объем, чем закристаллизовавшийся. Залитый в форму металл в процессе кристаллизации сокращается в объеме, поэтому образуются пустоты, называемые усадочными раковинами. Раковины могут быть либо сконцентрированы в одном месте, либо рассеяны по всему объему слитка.

В хорошо раскисленной [ раскисление – процесс удаления из сваренной стали О₂, которая присутствует в виде FeO] отлитой в изложницу стали, усадочная раковина образуется в верхней части слитка и в объеме всего слитка содержится малое количество газовых пузырей и раковин. Сталь, недостаточно раскисленная, содержит раковины и пузыри во всем объеме.

Спокойная сталь, т.е. раскисленная Mn, Si, Al с концентрированной усадочной раковиной, лучше стали кипящей, раскисленной только Mn. Однако, и кипящие стали имеют применение, т.к. они дешевые и их производство дает мало отходов.

В спокойном металле в отходы идет верхняя и нижняя части слитка, а раковины и пустоты, равномерно распределенные по объему слитка кипящего металла, при прокатке завариваются.

4. Сущность процесса кристаллизации.

При прочих равных условиях, скорость процесса кристаллизации и строение металла после затвердевания зависят от числа центров кристаллизации, возникающих в единице времени, в единице объема, т.е. от скорости образования зародышей [1/см³∙с] Uз и скорости роста зародышей, или скорости увеличения минимальных размеров растущего кристалла в единице времени Up[мм/с].

Чем больше скорость Uз и Uр, тем быстрее протекает процесс кристаллизации. При равновесной температуре кристаллизации (пл-кр) число центров и скорость роста равны нулю и поэтому кристаллизация не происходит.

При увеличении степени переохлаждения до определенной величины ∆ Т=Тпк-Ткр Uз и Uр возрастает, достигая максимума, после чего снижается. Обычно скорость образования зародышей растет более резко, поэтому с увеличением степени переохлаждения получают все более мелкие кристаллы.

Характер кривых объясняется тем, что для образования зародышей необходимо не только увеличение разности свободных энергий жидких и твердых металлов , но и диффузионное перемещение атомов в жидком металле. Очень низкие температуры снижают подвижность атомов настолько, что большой выигрыш ∆ Z оказался недостаточным для образования зародышей и их роста (U =О и Uр=О). В результате затвердевания в таком случае должно быть достигнуто аморфное состояние.

Металлы обычно кристаллизуются раньше, чем достигается степень переохлаждения, вызывающая снижение Uз и Uр, т.е. реализуются только восходящие ветви скорости образования зародышей и скорости роста.

5.Величина зерна.

Величина зерна находится в следующей зависимости от числа зародышей и скорости их роста:

d_з=11(

Чем больше скорость образования зародышей и меньше скорость их роста, тем меньше размер кристалла. При необходимости степень переохлаждения число зародышей мало и зерно крупное, с увеличением ∆ Т скорость образования зародышей возрастает и размер зерна в затвердевшем металле уменьшается.

Величина зерна сильно влияет на механические свойства сплава, в частности, вязкость и пластичность выше, если металл мелкозернист. Величина зерна зависит от температуры нагрева и разливки жидкого металла, его химического состава и присутствия примесей.

В настоящее время в производстве черных и цветных металлов широко практикуется процесс искусственного регулирования размеров и формы зерен путем введения в расплавленный металл нерастворимых веществ. Этот процесс называется модифицированием, а примеси, воздействующие на структуру – модификаторами. Благодаря равномерному распределению искусственных примесей по всему объему жидкого металла, зерна получаются мелкими и несколько иной формы. Такое изменение структуры металла улучшает его механические и технологические свойства.

6. Методы исследования кристаллического строения металла.

Внутреннее строение металлов и сплавов изучается с помощью рентгеноструктурного и металлографического анализов.

Строение кристаллические решеток, ориентацию кристаллических плоскостей, внутреннего напряжения в решетках изучают рентгеноструктурным методом.

Внутреннее строение, определяемое рентгеноструктурным анализом, называется атомнокристаллической структурой.

Металлографический анализ делится на макро- и микроанализ и позволяет определить размеры, форму и расположение кристаллов.

Макроанализ заключается в исследовании строения металлов и сплавов невооруженным глазом или при необходимых увеличениях (до 30 раз).

Строение, определенное термической обработкой, называется макроструктурой. Исследования проводят на макрошлифах или изломах. Макроанализ позволяет установить:

1. Строение металла (зернистое, дендритное); наличие зон кристаллизации, трещин, пузырей и т.д..

2. Химическую неоднородность (ликвацию), получаемую при кристаллизации. S, F, C имеют склонность к неравномерному распределению по сечению слитка, что сильно сказывается на свойствах. Это явление не устраняется последующей обработкой.

3. Строение после горячей обработки (волокна).

4. Определить характер разрушения металла (вязкость, хрупкость).

Микроанализом называют исследование внутреннего строения металла с помощью оптического микроскопа при увеличении от 30-50 до 1500-1800 раз и электронного при увеличении от 15000 до 60000 раз. Внутреннее строение, изучаемое с помощью микроскопа называется микроструктурой или структурой. Впервые применил Павел Петрович Аносов (1831 г.). Микроструктурный анализ проводят с целью определения микроструктуры и фазового состава сталей и сплавов, оценки количества, размеров, формы и распределения различных фаз. Этот анализ позволяет установить связь химического состава, условий производства и обработки сплава с его микроструктурой и свойствами.

7. Диффузия.

Многие процессы, протекающие в металлах и сплавах, в том числе кристаллизация, носят диффузионный характер.

В кристаллическом теле под диффузией понимают перемещение атомов на расстояния, превышающие средние межатомные расстояния данного вещества. Если процесс перемещения атомов не связан с изменением концентрации в отдельных объемах, то процесс называется самодиффузией.

Самодиффузия – это перемещение атомов основных металлов в своей собственной кристаллической решетке. Диффузия, сопровождающаяся изменением концентрации, происходит в сплавах с повышенным содержанием примесей и называется гетеродиффузией.

Каждый атом совершает случайные блуждания, т.е. ряд скачков между различными равновесными положениями в решетке. Любая атомная теория должна начинаться с рассмотрения механизма, объясняющего, каким образом данный атом перемещается в решетке.

Для описания процесса диффузии в твердом теле предложено несколько возможных механизмов: цилиндрический, обменный, вакансионный, межузельный.

По циклическому механизму диффузии перескок представляет собой совместное перемещение группы атомов (вращение). Такое в вращение не требует большой энергии, но м маловероятно.

Обменный механизм является частным случаем циклического (гр. из 2-х атомов) и заключается в о обмене соседних атомов.

При вакансионном механизме диффузии атомы о обмениваются местами с вакансией.

При межузельном механизме атом переходит в состояние равновесия в ближайшее междоузлие.

В металлах диффузия преимущественно осуществляется по вакансионному механизму. При диффузии в металле элементов с малым атомным радиусом (С, N_2, H₂) механизм межузельный.

Скорость диффузии определяется количеством вещества m, диффундирующего через единицу площади поверхности раздела в единицу времени. M зависит от градиента концентрации элемента dc/dx в направлении, перпендикулярном к поверхности раздела и пропорционально коэффициенту Д:

m=-Д

Знак «-« указывает, что диффузия протекает в направлении от объемов с большей концентрацией к объемам с меньшей концентрацией.

Коэффициент Д [см²/с] – количество вещества, диффузирующего через единицу площади=1 см² в единицу времени (1 с.) при перепаде концентраций равном 1. Коэффициент зависит от природы сплава, размеров зерна и от температуры.

“Д” в твердых сплавах крайне чувствителен к дефектам кристаллической решетки, возникающим при нагреве, напряжениях, деформациях и других воздействиях. Увеличение числа дефектов (главным образом вакансий) облегчает перемещение атомов и приводит к росту “Д”.

Лекция 3

ПРЕВРАЩЕНИЯ МЕТАЛЛОВ В ТВЕРДОМ СОСТОЯНИИ.

МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ СПЛАВЫ.

1. Полиморфизм.

2. Магнитные превращения.

3. Основные понятия о сплавах.

4. Механические смеси.

5. Химические соединения в сплавах.

6. Твердые растворы.

Атомы данного элемента могут образовать, если исходить только из геометрических сображений, любую кристаллическую решетку. Однако, реально существующим типом решетки, наиболее устойчивым, является решетка с низким запасом свободной энергии.

В ряде случаев при изменении температуры и давления для одного и того же металла становится устойчивой другая решетка.

Существование металла (вещества) в нескольких кристаллических формах носит название полиморфизма, или аллотропии.

Различные кристаллические формы одного вещества называются полиморфными или аллотропическими модификациями.

Аллотропические изменения характерны для таких металлов, как Co, Al, Sn, Mn, Ti, Zn, U, Fe. Это металлы, имеющие большое практическое значение.

Аллотропические формы обозначаются греческими буквами ά, β, γ, δ и т.д. по мере повышения температуры. Т.е. при самой низкой температуре аллотропическая форма обозначается α. Эти индексы добавляются к соответствующим химическим символам.

Полиморфизм основан на законе устойчивости состояния с наименьшим запасом энергии, а запас свободной энергии зависит от температуры. Поэтому в одном интервале температур устойчива α-форма, а в другом – β и т.д.

Температура, при которой осуществляется переход из одной модификации в другую, называется температурой аллотропического превращения.

Полиморфные превращения происходят путем зарождения центров и роста кристаллов и имеют свои особенности для различных металлов. Рассмотрим аллотропические превращения на примере Fe.

При температуре до 910⁰С ОЦК Feα переходит в ГЦК Feγ, которая при 1400⁰С вновь превращается в ОЦК Feα. Высокотемпературная α-решетка обозначается также δ (дельта). Таким образом, у железа одна и та же решетка устойчива в 2-х интервалах температур.

При температуре 768⁰С получается горизонтальный участок на кривой охлаждения, связанный не с перестройкой решетки, а с изменением магнитных свойств. Выше 768⁰С Fe магнитно и называют его иногда β (бэта) – Fe. Оно более пластично, вызко, обладает большей растворимостью углерода. При температуре 1539⁰С – ОЦК трансформируется в жидкость.

Превращение одной аллотропической формы в другую при нагреве чистого металла сопровождается поглощением тепла и происходит при постоянной температуре. На термической кривой в координатах температура-время превращение отмечается горизонтальным участком. При охлаждении происходит выделение тепла (скрытой теплоты превращения), что приводит также к постоянству температуры. Вследствие переохлаждения эта температура более низка, чем при нагреве (возникает температурный гистерезис) – разница между реальными температурами плавления и кристаллизации.

Таким образом, суть аллотропических превращений заключается в переходе кристаллических решеток из одной в другую. Явление полиморфизма имеет большое практическое значение. На существовании аллотропических превращений основана термическая обработка стали.

2. Магнитные превращения.

Другим видом превращений в твердом состоянии являются магнитные превращения. И магнитные и полиморфные превращения называют вторичными, т.к. они происходят после кристаллизации.

Некоторые металлы, например, Fe, Co, Ni обладают способностью хорошо намагничиваться, т.е. эти металлы ферромагнитны. Но при нагреве ферромагнитные свойства металла постепенно теряются. Полная потеря ферромагнитных свойств происходит при определенной температуре, названной точкой Кюри, поскольку открыл это явление П. Кюри. Магнитные свойства Fe, Co, Ni в зависимости от температуры изменяются следующим образом:

Интенсивность намагничивания с повышением температуры постепенно снижается. Т.Кюри соответствует окончательной потере ферромагнетизма.

Магнитные превращения, в отличие от аллотропических, не сопровождаются изменением кристаллической решетки, перекристаллизацией (образованием новых зерен) и тепловым гистерезисом. Т.Кюри не означает скачкообразное изменение свойств. Механические и некоторые физические свойства не изменяются, изменяются электромагнитные и тепловые свойства.

Согласно современным представлениям, при магнитных превращениях происходят изменения во взаимодействии внешних электронных оболочек атомов.

3. Основные понятия о сплавах.

Чистые металлы не всегда отвечают требованиям, предъявляемым в современном машиностроении и других отраслях народного хозяйства, поэтому чаще в технике применяются сплавы.

Под сплавом понимают вещество, полученное сплавлением 2-х или более элементов. Они могут содержать и неметаллические элементы, сохраняя при этом свойства металла. В каждом сплаве различают компоненты (элементы) сплава и фазы [однородные части сплава с подобным кристаллическим строением и одинаковыми свойствами]. В зависимости от количества фаз сплавы могут быть однофазными, 2-х фазными и т.д.

Сплавы обладают большим диапазоном свойств по сравнению с чистыми металлами; легче поддаются термической и термомеханической обработке. В ряде случаев являются дешевле чистых металлов. В металлических сплавах основу составляют металлы:

Сталь - Fe (до 2,14%С)

Латунь - Cu (более 50% Cu; Zn)

Дуралюмин - Al (Al более 90%, Cu 4, Mg 0,5, Mn 0,5)

Строение сплава сложнее строения чистого металла и зависит от того, в какие взаимодействия вступают компоненты, составляющие сплав.

Различают 3 типа взаимодействия:

1. Компоненты сплава могут химически взаимодействовать между собой, образуяхимические соединения (AlSb, GaAs, InSb и др.).

2. Взаимно растворяться друг в друге, образуя твердые растворы, например, AgAu – неогр., NiCu – неогр., Cu-Al – огран.(с эвт).

3. Строение сплава может быть механической смесью отдельных частиц или зерен компонентов.

4. Механические смеси.

Примером механической смеси в сплавах является система Pb-Sb. Механические смеси образуются тогда, когда компоненты сплава не способны к взаимному растворению в твердом состоянии и не вступают в химическую реакцию с образованием соответствующего соединения. Основные признаки:

1. На микроструктуре такого сплава можно четко выделить кристаллы отдельных компонентов

2. При рентгеноструктурном анализе твердого сплава можно наблюдать наличие 2-х типов кристаллических решеток.

3. Механические и другие свойства сплавов изменяются пропорционально изменению концентрации компонентов.

Если исследовать отдельно в сплавах механической смеси (как и в других сплавах) свойства Рв и кристаллов Sb, то они тождественны со свойствами чистых компонентов.

5. Химические соединения в сплавах.

Они характеризуются определенным соотношением количества атомов элементов в соответствии со стехиометрической пропорцией (согласно формуле). При этом образуется сложная кристаллическая решетка с упорядоченным расположением атомов, отличающаяся от решеток составляющих компонентов.

Химические соединения характеризуются также определенной Тпл., скачкообразным изменением свойств при изменении состава (сингулярность свойств). Образование химических соединений сопровождается тепловым эффектом.

Если химическое соединение образуется только металлами, то в узлах решеток располагаются положительно заряженные ионы, удерживаемые электронным газом, т.е. имеет место металлическая связь.

Могут образовываться 2 вида химических соединений:

1. Химические соединения, подчиняющиеся правилу валентности, т.е. характеризующиеся наличием свободных (валентных) электронов и достроенностью электронных орбит у вступающих в соединение компонентов, например, Mg_2, Sn, MgS и др. Связь в этом случае жесткая и химический состав постоянный, т.е. не может быть избытка или недостатка в атомах какого-либо элемента.

2. Химические соединения, не подчиняющиеся правилу валентности. Образующаяся связь не является жесткой и поэтому количество к-л элемента может быть больше или меньше, чем это соответствует данной формуле химического соединения.

Таким образом, характерные признаки химических соединений таковы:

1. Определенное соотношение компонентов.

2. Сложность кристаллической решетки, отличающаяся от решеток составляющих компонентов.

3. Свойства сплава – химического соединения резко отличаются от свойств отдельных компонентов. Например, НВ Fe=50-150 кг/мм²; НВ груфита=0; а НВ Fe₃C›850 кг/мм²

Твердость по Бринеллю (нВ, Нв) устанавливается вдавливанием в образец испытываемого материала закаленного стального шарика определенного диаметра под действием заданной нагрузки в течение определенного времени с последующим измерением глубины и диаметра отпечатка. Число твердости НВ=

6. Твердые растворы.

В жидком состоянии большинство металлических сплавов представляет собой растворы. При переходе в твердое состояние во многих сплавах однородность строения сохраняется, следовательно, сохраняется и растворимость. Твердая фаза, образующаяся при кристаллизации такого сплава называется твердым раствором. При этомы одного компонента (растворимого) определенным образом размещаются в кристаллической решетке другого компонента (растворителя). Растворителем может быть чистый металл или химическое соединение.

Характерные признаки твердого раствора:

1. При микоструктурном анализе невозможно выделить зерна отдельных компонентов.

Схема микроструктуры твердого раствора.

● - атом компонента А

○ - атом компонента В

2. При рентгеноструктурном анализе выявляется только один тип кристаллической решетки, а именно кристаллическая решетка растворителя.

3. Механические и другие свойства сплава не изменяются пропорционально количеству компонентов.

Следовательно, в отличие от механической смеси, твердый раствор однофазен (имеет одну кристаллическую решетку), а в отличие от химического соединения твердый раствор существует не при строго определенном соотношении компонентов, а в интервале концентраций.

Различают 2 основных типа твердых растворов:

1. Твердые растворы замещения.

2. Твердые растворы внедрения.

Твердые растворы замещения образуются в случае, когда часть атомов в кристаллической решетке компонента В замещается атомами компонента А.

компонент А

компонент В – растворитель

Замещение атомами А происходит незакономерно, беспорядочно.

Существуют:

а) твердые растворы замещения с неограниченной растворимостью компонентов. Например, система Cu-Ni (до 50% Ni - основа Cu, более 50% Ni - основа Ni).

Для образования таких растворов необходимы следующие условия:

1. Одинаковость типов кристаллических решеток компонентов.

2. Малая разница в размерах, диаметрах атомов компонентов, не более 10%.

3. Одинаковое строение электронных оболочек у взаимодействующих компонентов.

б) твердые растворы с ограниченной растворимостью.

1-е условие соблюдается, 2 и 3 могут не соблюдаться, например, Al-Cu сплав, при температруре 20⁰С в Al – 0,5% Cu, при температуре 547⁰С в Al – 5,72% Cu.

Твердые растворы внедрения образуются путем внедрения атомов растворимого компонента в промежутке между атомами компонента – растворителя. Обычно растворы такого типа образуются между металлами и неметаллами, например, Fe-(C, N₂, H₂)

При известных условиях атомы растворенного элемента занимают определенные места в узлах решетки, т.е. от неупорядоченного расположения переходят в упорядоченное. Такие растворы называются упорядоченными твердыми растворами и являются промежуточными фазами между химическими соединениями и твердыми растворами

Лекция 4

ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ

1. Понятие о диаграмме состояния (ДС).

2. Принцип построения ДС.

3. ДС для сплавов, образующих механические смеси (1 тип).

4. Анализ ДС двойных сплавов. Правило фаз. Правило отрезков.

5. ДС для сплавов П типа (с неограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии).

6. ДС для сплавов Ш типа (с ограниченной растворимостью в твердом состоянии).

7. Связь между свойствами сплава и типом ДС. Правило Курнакова.

Диаграмма состояния – это графическое изображение изменения фазового состава сплава в зависимости от температуры и концентрации. Строят их для условий, близких к равновесным. Давление принимается постоянное: Р=1АТМ=0,1Мпа (МИ).

Диаграммы позволяют судить об устойчивых состояниях сплавов, т.е. при условии минимальной свободной энергии Z.

Однако, чаще всего сплавы находятся в метастабильном состоянии, т.е. обладают ограниченной устойчивостью. Под влиянием внешних факторов они переходят в более устойчивые состояния, т.к. их свободная энергия больше минимальной.

Метастабильные состояния сообщают сплавам высокие механические свойства, обеспечивают оптимальный комплекс свойств. Чтобы установить природу метастабильных состояний и разработать режимы термической или какой-либо другой обработки, позволяющей получить эти неравновесные состояния, необходимо знание диаграмм фазового равновесия.

Если в системе 2 компонента, диаграмму состояния строят в 2-х измерениях (температура-концентрация). По оси ординат откладывают температуру, по оси абсцисс – концентрацию.

Общее содержание компонентов в сплаве равно 100% и любая точка на оси абсцисс соответствует определенному содержанию каждого компонента. В т.С 40%В и 60%А, в т.Д – 60%В и 40%А. По мере удаления от т.А увеличивается количество компонента В и в т.В его будет 100%. Таким образом, крайние точки соответствуют чистым компонентам, а между ними – двойным сплавам.

Для сплавов, состоящих из 3-х и более компонентов строят пространственные диаграммы (например, для 3-х компонентной – 2 оси концентрированные и одна температурная).

Каждая точка на ДС показывает состояние сплава данной концентрации при данной температуре. Каждая вертикаль – изменение температуры определенного сплава. Вид ДС зависит от типа взаимодействияч компонентов (раствор, химические соединения и т.д.).

ДС строят на основе экспериментальных данных. Сначала на основе термического анализа получают кривые охлаждения и по остановкам и перегибам, вызванным тепловым эффектом превращений, определяют температуру превращения.

2.Принцип построения диаграммы состояния.

Рассмотрим построение ДС на примере сплава из 2-х взаимнонерастворимых в твердом состоянии компонентов, химически не взаимодействующих, но неограниченно растворимых в жидком состоянии. Таким примером может служить система Pb-Sb. Строим кривые охлаждения для ряда сплавов:

Кривая а) относится к чистому Рв. Выше 327⁰С Рв находится в жидком состоянии. При постоянной температуре (327⁰С) происходит кристаллизация Pb и ниже 327⁰С он находится в кристаллическом состоянии, т.е. отрезок 0-1 соответствует охлаждению жидкости, 11′ - кристаллизации, 1′-2 – охлаждению твердого свинца. Кривая б) относится к сплаву с содержанием 95% Pb и 5% Sb. Кристаллизация начинается при температуре ниже 327⁰С (300⁰С) и протекает при переменной температуре (от т.1 до 2), а затем оставшаяся жидкость кристаллизуетсяпри постоянной температуре (2-2′) 246⁰С. Так как на участке 1-2 кривой кристаллизации и жидкости непрерывно выделяется Рв, жидкость обогащается сурьмой (от 5% до 13% в т.2). Точка 1, соответствующая началу кристаллизации, называется точкой ликвидус, т.2′ - отвечающая концу кристаллизации – точкой солидус.

Кристаллизация следующего сплава (в) будет поисходить также, как и у предыдущего, но начнется при более низкой температуре 260⁰С. Совместная кристаллизация Pb и Sb у этого сплава начнется при той же температуре (246⁰С), что и у предыдущего (2-2′) и концентрация жидкости к началу совместной кристаллизации будет такая же (13% Sb и 87%Pb).

Если взять сплав, соответствующий этому соотношению (13% Sb и 87%Pb), то у него из жидкости при постоянной температуре 246⁰С одновременно выделяются оба вида кристаллов без предварительной кристаллизации Рв (г).

При содержании в сплаве Sb более 13%, предварительно будет выделяться Sb (д) и сплав по мере ее выделения обогатится свинцом. Когда он в процессе кристаллизации охладится до 246⁰С, жидкость будет содержать снова 13% Sb и начнется совместная кристаллизация обоих компонентов при постоянной температуре.

Для рассмотренных 4-х сплавов, а также для чистых компонентов температуры начала и конца кристаллизации будут находиться в таких пределах (⁰С):

Состав	Температура начала кристаллизации, 0С	Температура конца кристаллизации, 0С
100% Pb	327	327
Сплав 95%Pb и 5%Sb	300	246
90%Pb 10%Sb	260	246
87%Pb и 13Sb	246	246
75%Pb 25%Sb	340	246
100%Sb	630,5	630,5

Для построения ДС необходимо по оси ординат откладывать полученные температуры, а по оси абсцисс – концентрации. Полученные точки ликвидус соединить одной линией, а точки солидус – другой.

Геометрическое место точек ликвидус образует линию ликвидус, а геометрическое место точек солидус – линию солидус.

Очевидно, выше линии ликвидус (АВС) сплав находится в жидком состонии, а ниже линии солидус (ДБЕ) – в твердом. У сплавов, содержащих менее 13% Sb, сначала выделится Рв. Следовательно, в области между линией ликвидус и солидус имеем жидкую фазу плюс Рв. Аналогично у сплавов с содержанием Sb 13% между линиями ликвидус и солидус имеем жидкость плюс кристаллическая сурьма.

Таким образом, диаграмма показывает состояние сплава данной системы при любом соотношении компонентов и любой температуре.

Во всех случаях построения диаграммы состояния предполагается, что в жидком состоянии растворимость компонентов неограниченная, т.е. жидкая фаза однородна (далее будет обозначаться L) при любом соотношении компонентов. [Сплавы с ограниченной растворимостью в жидком состоянии в технике применяюятся мало].

3. Диаграмма состояния для сплавов, образующих механические смеси. 1 тип диаграммы состояния.

В этом случае оба компонента в жидком состоянии неограниченно растворимы, а в твердом растворимы. Химического соединения не образуют. Примером может служить система Pb-Sb

С точки зрения кристаллазиции все сплавы Pb и Sb можно разделить на три группы:

1. Эвтектический сплав – 13% Sb и 87%Pb

2. Доэвтектический сплав 0‹Sb‹13%

3. Заэвтектический сплав 13‹Sb‹100%

Кристаллизация всех сплавов заканчивается одинаково (образованием эвтектики).

механическая смест

2-х (или более) видов кристаллов (фаз), одновременно кристаллизующаяся из жидкости при постоянной температуре, называется эвтектикой.

Фазы системы L-жидкостьЮ кристаллы Pb и кристаллы Sb (максимум Ф=3). На линии АВ начинают (при охлаждении) выделяться кристаллы Pb, а на линии ВС – кристаллы Sb. На линии ДВЕ из жидкости [концентрации B] одновременно выпадают кристаллы Pb и Sb.

Кривая охлаждения сплава эвтектической концентрации:

а)

б) кривая охлаждения доэвтектического сплава

в) заэвтектический сплав 01 – охлаждение жидкости

22′ - кристаллизация эвтектики

а) кристаллизация эвтектического сплава: при достижении линии солидус из жидкого раствора одновременно выделяется Pb и Sb. Кристаллизация происходит при постоянной температуре. Отрезок 01 – охлаждение жидкого сплава

11′ - кристаллизация эвтектики

12 – охлаждение закристаллизовавшегося сплава

б) кристаллизация доэвтектического сплава

01 – охлаждение жидкого сплава

1-2 – выделение из жидкого раствора кристаллов Pb

2-2′ - происходит эвтектическое превращение

2′-3 – охлаждение твердого сплава

в) кристаллизация заэвтектического сплава

01 – охлаждение жидкости

1-2 – выделение кристаллов Sb

2-2′ - совместная кристаллизация Pb и Sb

2′-3 – охлаждение твердого сплава

4. Анализ диаграмм состояния двойных сплавов. Правило фаз. Правило отрезков.

Общие закономерности сосуществования устойчивых фаз могут быть выражены в математической форме согласно правила фаз или закона Гиббса. Правило фаз – это количественная характеристика, выражающая зависимость между степенью свободы системы, количеством фаз и компонентов.

Фазой (Ф) называется однородная часть системы, отделенная от других частей системы поверхностью раздела, при переходе через которую химический состав или структура вещества изменяются скачкообразно.

Компонентами (К) называют вещества (минимальное количество элементов), образующие систему.

Степень свободы или вариантность системы подразумевает число внешних и внутренних факторов (температуры, давления), которые можно изменять без изменения числа фаз в системе.

Если принять число внешних факторов (m)=2 (температура, давление), то правило фаз имеет вид: С=К+2=Ф

Правило фаз справедлив только для равновесного состояния. Поскольку все превращения в металлах происходят при постоянном давлении, равном 0,1Мпа, уравнение примет вид: С = К – Ф + 1

Проследим изменение степени свободы для кристаллизации чистого металла (К=1). Когда металл находится в жидком состоянии, С=К-Ф+1=1-1+1=1, С=1, система моновариантна и температуру можно изменять, не изменяя агрегатного состояния.

В момент кристаллизации Ф=2 (твердая и жидкая), С=1-2+1, С=0 (нонвариантная система). Это значит, что 2 фазы находятся в равновесии при строго определенной температуре (Тпл) и она не может быть изменена, пока одна из фаз не пропадет, т.е. система не станет моновариантной (С=1).

Sb>13%

Участок 01 – одна фаза (L)

1-2 – две фазы (L и тв. L)

2-2´ - три фазы (L, Pb, и Sb крист)

2´-3 – 2 фазы (тв. Pb + тв. Sb)

Изменяем температуру и концентрацию (или температуру и концентрацию)

1. С=2-1+1=2

2. С=2-2+1=1

2-2´ С=2-3+1-0

2´-3 С=2-2+1=1

Правило отрезков.

В процессе кристаллизации изменяется как концентрация фаз (например, из жидкостивыделяются кристаллы одного из компонентов, так и количество каждой фазы (количество твердой фазы увеличивается, а жидкой – умкеньшается). С помощью правила рычага или правила отрезков можно определить обе эти величины в любой точке диаграммы состояния.

Для определения концентрации компонетов при заданной температуре через т. t₁ проводят горизонтальную линию до пересечения с кривыми, ограичивающими данную область. Проекции этих точек на ось концентраций позволяют определить состав фаз (концентрацию компонентов). В т. в (малая), показывающей состояние сплава 1 при t-t₁ сплав состоит из кисталлов Sb и жидкости. Выше т. l сплав находится в жидком состоянии и концентрация компонентов в этой фазе определяется проекцией т. l. При охлаждении из сплава выделятся кристаллы Sb и состав жидкости изменится в сторону увеличения в ней концентрации Рв. При t₁ состав жидкости определяется проекцией т. а. По достижении эвтектической температуры (t_э) жидкость принимает эвтектическую концентрацию.

2-е положение правила отрезков: для того, чтобы определить количественное соотношение фаз, через заданную точку проводят горизонтальную линию. Отрезки этой линии между заданной точкой и точками, определяющими состав фаз, обратно пропорционально количествам этих фаз.

Если масса сплава равна 1 и изображается отрезком ас, то масса кристаллов в точке «в» у сплава равна Q_тв=

При количестве кристаллов х [Q ж ] количество жидкости 1-х=

Отношение

5. Диаграма состояния П типа (с неограниченной растворимостью в твердом состоянии).

Диаграмма состояния П типа характеризует такие сплавы, компоненты которых неограниченно растворимы как в жидком, так и в твердом состоянии и образуют тведые растворы

В указанных условиях (при наличии 2-х компонентов) в системе возможно существование только 2-х фаз – жидкости L и твердого раствора α. Поскольку 3-х фаз быть не может, кисталлизация при постоянной температуре не проходит и горизонтального участка на диаграмме нет.

Диаграмма состоит из 3-х областей: жидкость: L + твердый раствор; твердый раствор. Практическим примером таких диаграмм является диаграмма состояния сплавов Cu-Ni

Линия АmВ соответствует началу кристаллизации и носит название ликвидус, АnВ – соответствует концу кристаллизации и носит название солидус. Диаграмма состояния строится согласно кривых охлаждения сплава. Для сплава К участок кривой охлаждения01 соответствует охлаждению жидкого сплава. 1-2 кристаллизуется из жидкого сплава с выделением кристаллов твердого раствора, более богатых тугоплавким компонентом (Ni)

Т. 1 соответствует началу кристаллизации, т. 2 – концу, а между ними (т.е. между линиями ликвидус и солидус) сплав 2-х фазен. В соответствии с правилом фаз система будет моновариантна (2 компонента, 2 фазы) С=К-Ф+1=2-2+1=1. Это свидетельствует о том, что при изменении температуры изменится и концентрация компонентов в фазах. Каждой температуре соответствует определенный состав фаз. Концентрация и количество каждой фазы у сплава, лежащего между линиями солидус и ликвидус, определяется по правилу отрезков, например, сплав К в какой-либо точке а малая состоит из жидкой и твердой фаз. Состав жидкой фазы определяется проекцией т. “в” малая, лежащей на линии ликвидус, а состав твердой фазы - проекцией т. с малая, лежащей на линии солидус. Количество каждой фазы определяется из соотношений: для жидкой фазы , для твердой фазы . Для сплава К состав первых кристаллов определяется проекцией т. 1΄ (S). Кристаллизация заканчивается в т. 2, когда последняя капля жидкости с составом 2΄ (l) затвердевает.

В т. 1, когда кристаллизация только начинается, отрезок, соответствующий количеству твердой фазы равен нулю, а в т. 2 – когда кристаллизация закончилась, отрезок, соответствующий количеству твердой фазы равен количеству всего сплава.

Состав жидкости меняется по кривой 1-l, а состав кристаллов по кривой S-2. По окончании кристаллизации состав кристаллов такой же, как и состав исходной жидкости.

6. Диаграмма состояния Ш типа.

Характеризует сплавы, компоненты которых неограничено растворимы в жидком состоянии и ограниченно в твердом состоянии. Химических соединений такие сплавы не образуют.

В сплавах такого рода (Cu-Al) возможно существование жидкой фазы; твердого раствора компонента В в А (α-раствор) и твердого раствора компонента А в В (β-раствор). В этих сплавах может быть достигнуто нонвариантное равновесие при наличии 3-х фаз: α, β, Ĺ.

В зависимости от того, какая реакция протекает в 3хфазной системе, диаграмма состояния может быть 2-х видов: диаграмма состояния с эвтектикой и диаграмма с перитектикой.

Диаграмма с эвтектикой

В этой системе не образуются фазы из чистых компонентов. Из жидкости может выделяться только твердые растворы α и β. Поэтому, около вертикалей А и В, соответствующих чистым компонентам, находятся области существования твердых растворов α и β. Предельная растворимость Al в Cu определяется линией DF, а предельная растворимось Cu_а в Al_в – линией CG. Между этими 2-мя линиями сплавы являются 2-х фазными, состоящими из α+β. АМВ – является линией ликвидус, а АДСВ – солидус. Зная правило фаз и отрезков, можно проследить за процессом кристаллизации любого сплава. Рассмотрим кристаллизацию сплава 1. Кристаллизация начинается в т. 1 (выше – жидкость). Концентрация выделяющихся при этом кристаллов изменится по кривой а-2, а жидкость по кривой 1-в. В т. 2 кристаллизация заканчивается и до т. 3 кристаллы не изменяются (линия предельной растворимости). Ниже линии DF раствор перенсыщен и выделяет избыточные кристаллы β – твердого раствора, количество которых при охлаждении увеличивается, т.е. выделившиеся из жидкости обозначают β₁. Количество β_П – кристаллов, выделившихся из сплава 1, характеризуется отрезком от вертикали 1 до линии 3-F.

Β-кристаллы, выделившиеся из твердого раствора, называются вторичными и обозначаются β_П. Первичные кристаллы, т.е. выделившиеся из жидкости, обозначают β₁.

Если линия CG вертикальна, то растворимость А в В не зависит от температуры и вторичных α-кристаллов (α_П). Если CG наклонена вправо, то растворимость уменьшается с понижением температуры и появляется α_П. Точка Д для твердого раствора α показывает максимальную растворимость Al в Cu (В в А).

Диаграмма состояния с перитектикой .

Эвтектическое превращение сопровождается кристаллизацией жидкости в 2 твердые фазы. Другой тип норваиантного превращения (3х фан.) характеризуется тем, что жидкость реагирует с ранее выпавшими кристаллами, образуя новых вид кристаллов. Подобная реакция называется перитектикой.

Диаграмма с перитектическим превращением состоит из 3х однофазных областей: жидкости L и ограниченных растворов α и β

PF и DE – линии предельной растворимости (для простоты они показаны вертикальными. Линия АСВ – ликвидус, АРДВ – солидус. Кристаллизация сплава 1 начинается в т. 1, когда из жидкости выпадают кристаллы β-раствора состава точки в. С понижением температуры жидкость меняет концентрацию по линии ликвидус от т. 1 до С, а кристаллы β по линии солидус от т. в до Д СРД – пеитектическая горизоталь, при достижении которой состав жидкости отвечает точке с, а состав кристаллов – т. Д. Реакция обеих этих фаз приводит к образованию 3-ей фазы - α, концентрация которойопределяется точкой Р.

Перитектическая реакция изображается следующим образом:

L_с+β_Д→αр или L+β→α

Количественное соотношение фаз при перитектической реакции, необходимых для образования α-фазы определяют по правилу отрезков:

В рассмотренном сплаве количество участвующих в перитектической реакции кристаллов β и жидкости определяется соотношением:

т.к. в данном случае количество β-фазы избыточное по сравнению с количеством, необходимым для образования α-кристаллов. Структура содержит продукт перитектической реакции (α-кристаллы) и оставшиеся избыточные β-кристаллы.

Чем ближе т. 2 к Р, тем меньше избыток β-кристаллов. Для сплава, отвечающего точке Р соотношение реагирующих при перитектическом превращении L и β-кристаллов достаточно для образования α-кристаллов предельной концентрации.

Для сплава 1 кристаллизация заканчивается перитектической реакцией. Перитектическая реакция характеризуется тем, что новая α-фаза появляется на границе реагирующих жидкости и β-кристаллов.

7.Связь между свойствами сплава и типом диаграммы состояния. Правило Курнакова.

Между видом диаграммы состояния и свойствами сплава существует определенная связь. Зависимость между типом диаграммы, твердостью и электрическим сопротивлением установил Курнаков. Приведем для рассмотренных выше 3-х типов диаграмм состояния соответствующие закономерности изменения свойств сплава с изменением концентраций. Крайние ординаты на диаграммах соответственно соответствуют чистым компонентам, промежуточные – свойствам сплавов.

1. При образовании в сплавах механической смеси компонентов , свойства таких сплавов изменяются пропорционально изменению в них концентрации компонентов. Точки, характеризующие свойства чистых компонентов, соединяются прямой линией. Линейная (аддитивная) зависимость.

3. В случае образования твердых растворов свойства сплавов в зависимости от концентрации компонентов изменятся по нелинейному закону. Кривая близка к параболе, имеющей максимум и минимум, соответствующие примерно равной концентрации. Некоторые свойства сплава – твердого раствора, в первую очередь электрическое сопротивление, могут значительно отличаться от свойств компонентов. Поэтому распад твердого раствора на 2 (или более) фазы ведет к повышению электропроводности. Это положение называется законом Курнакова.

4. С образованием ограниченных твердых растворов и эвтектики свойства сплавов в интервале концентраций, соответствующих однофазным твердым растворам изменяется по нелинейной зависимости в 2-х фазной области – по прямой.

5. Диаграмы состав свойство имеют важное значение, поскольку позволяют правиьно осуществить выбор сплава с определенными эксплуатационными свойствами.

Лекция 5

ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ И МЕХАНИЧЕСКИЕ

СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ

1. Виды напряжений и деформации.

2. Механизм пластической деформации.

3. Влияние пластической деформации на структуру.

4. Свойства пластически деформированных металлов. Наклеп.

5. Физико-химические свойства металлов.

6. Механические свойства, определяемые при статических испытаниях.

7. Механические свойства, определяемые при динамических испытаниях.

8. Механические свойства, определяемые при циклических нарузках.

9. Технологические и эксплуатационные свойства.

Свойства металлов и сплавов делятся на механические, физико-химческие, технологические и эксплуатационные.

Механические характеристики металлов определяются при испытании стандартных образцов или самих изделий на специальных машинах. Механические испытания металла могут быть статическими (нагрузка на образец увеличивается постепенно), динамическими (нагрузка действует мгновенно) и повторно-переменными (нагрузка многократно изменяется по веичине и направлению).

В результате испытаний плучают числовые значения механических свойств, т.е. значения напряжений или деформаций, при которых происходят изменения физических и механических состояний материала, т.е. получают кличественные данные о механических свойствах.

Итак, внешняя нагрузка вызывает в твердом теле напряжение и деформации.

Напряжение – это величина нагрузки (силы), приложенной к единице площади сечения.

G=P/F кгс/мм²

При этом сила направлена не перпендикулярно, а под углом к площадке, в результате чего в теле возникают нормальные и касательные напряжения. Различают временные напряжения, возникающие под действием внешней нагрузки и исчезающие после ее снятия и внутренние напряжения,

возникающие и уравновешивающиеся в теле без действия внешней нагрузки. Внутренние напряжения наиболее часто возникают при быстром нагреве или охлаждении металла из-за неоднородности изменения объема внутренних и поверхностных слоев. Такие напряжения называют тепловыми. Существуют также фазовые или структурные напряжения, возникающие вследствие неоднородности структурных превращений по объему в процессе кристаллизации.

Давиденков предложил другую классификацию внутреннего напряжения. Напряжения, уравновешивающиеся в объеме всего тела (макронапряжения), возникающие, главным образом, в результате осуществления технологических процессов, относят к напряжению 1 рода (зональным).

При фазовых превращениях возникают микронапряжения, уравновешивающиеся в объеме зерна (кристаллита) или нескольких блоков (субзерен) – это напряжение П рода.

Апряжения Ш рода, локализующиеся в объемах крисаллической ячейки, предсталяют собой статические искажения решетки, т.е. смещения атомов на доли А из узлов кристаллической решетки.

Все виды напряжений взаимосвязаны друг с другом и вызывают деформацию.

Деформацией называется изменение размеров и формы тела под давлением приложенных внешних вили или внутренних напряжений (1, П, Ш рода).

Деформация может быть упругой, исчезающей после снятия нагрузки и пластической, остающейся после снятия нагрузки. Следует отметить, что начальные деформации всегда бывают упругими и величина их находится в прямой зависимости от напряжения.

Упругая и пластическая деформации имеют различный физический смыс.

При упругом деформировании под давлеием внешней вилы изменяется расстояние между атомами в кристаллической решетке. Снятие нагрузки устраняет причину, вызвавшую изменение межатомного расстояния, атомы становятся на прежние места и деформация исчезает.

Пластическая деформация более сложна. Она сопровождается перемещением одной части кристалла по отношению к другой. Если нарузку снять, то переместившаяся часть кристалла не возвратится на прежнее место, т.е. деформация сохранится. Кроме того, при пластической деформации происходит дробление зерен, изменение их формы и расположения в пространстве.

2. Механизм пластической деформации.

В осове пластической деформации металлов лежит перемещение дислокаций (литейных несовершенств в кристаллической решетке) при любых температурах и скоростях деформирования.

Сущность пластической деформации состоит в сдвиге одной части кристаллов относительно другой. Деформация становится необратимой при возрастании касательных напряжений выше определенной величины (предел упругости).

Для сдвига в идеальном кристалле, где все атомы на плоскости сдвига сразу перемещаются на одно межатомное расстояние, нужно касательное напряжение t=0,1G (G – модуль упругости сдвига). В реальных кристаллах сдвиг происходит при напряжениях в 1000 раз меньше теоретически необходимых.

Существует 2 разновидности сдвига: скольжеие и двойникование.

Деформация скольжением происходит по плоскостям и направлениям, на которых плотность атомов максимальна. Плоскость и направление скольжения, принадлежащие этой плоскости, образуют систему скольжения. Скольжеие (смещение) начинается под давлением касательного напряжения, превышающего определенное критическое напряжение сдвига t_кр.

Деформация двойникованием заключается в перестройке части кристалла в новое положение, зеркально симметричное по отношению к недеформированной части кристалла (к плоскости двойникования).

Схема деформации:

а) скольжение б) двойникование

При двойниковании атомные плоскости сдвигаются параллельно плоскости двойникования на разные расстояния. Причем для каждого типа решетки характерны свои плоскости и направления движения.

Механизм движения сложнее механизма скольжения, к тому же деформация за счет движения занимает второстепенное положение, так как происходит в меньшей степени, чем деформация скольжения.

Процесс скольжеия не следует представлять как синхронное перемещение одной части кристаллов относительно другой. Это потребовало бы напряжений в сотни и тысячи раз выше.

Скольжение осуществляется в результате перемещения в кристалле дислокаций, т.е. сдвиг путем скольжения. Чтобы дислокации переместились из исходного положения в соседнее, не нужно сдвигать всю верхнюю половину кисталла на одно межатомное расстояние. Краевая дислокация возникает на левом краю кристалла и, дойдя до правого, исчезает.

а) краевая дислокация б) перемещение дислокации на

2 межатомных расстояния

Обычно на одном месте на поверхность кристалла выходит руппа дислокаций (приблизительно 10-100). Следует отметить, что перемещение дислокаций ограничено. Большие деформации возможны лишь потому, что движение дислокий вызывает появление большого количества новых дислокаций.

Механизм образования дислокаций в процессе деформации был открыт в 150 году одновремено 2-мя учеными – Франком и Ридом.

Рассмотрим механизм обраования дислокации в процессе пластической деформации.

Схема последовательных стадий источника Франка-Рида :

Пусть дислокация расположена в какой-либо плоскости и закреплена в т. А и А₁ (1). Такое закрепление может произойти при пересечении данной дислокации друими дислокациями, чужеродными атомами и т.д.

При возрастании напряжения t дислокация выгибается, принимая форму полусферы (П). Далее дислокация распостраняется самопроизвольно с образованием 2х сиралей (Ш и 1У). В т. В спирали встречаются (1У) с образованием внешней замкнутой петли дислокаций и нового участка дислокаций, занимающего исходную позицию АА₁ (У).

Внешняя замкнутая дислокационная петля разрастается по поверхности кристалла (зерна, блока), вызывая элементарный сдвиг. Новая дислокация АА₁ под давлением напряжения выгибается также, как отмечено выше. При продолжительном действии напряжения t из одного источника могут оразоваться сотни дислокаций и прекратятся лишь тогда, когда встретится препятствие – новые системы дислокаций, границы зерна и т.д.

Пластическая деформация скольжением осуществляется в 3 стадии. На 1 стадии (легкого скольжения) дислокации движутся в одной системе и перемещаются беспрепятственно на большие расстояния. В результате происходит прогрессирующая деформация без роста напряжений (1 ст. Деформационного упрочнения). Большая степень деформвации сопровождается стадией множественного скольжения, т.е. движения дислокауий в 2х или более системах.

Дислокационная структура металла при этом значительно усложняется и плотность дислокаций возрастает на 4-6 порядков по сравнению с исходным состоянием, достигая

10¹¹ – 10¹² см^-2.

На П стадии деформационного упрочнения внешнее напряжение должно сильно увеличиваться, т.к. возрастает сопротивление движению дислокаций из-за упругого взаимодействия между ними. С возрастанием напряжения начинает развиваться поперечное скольжение винтовых дислокаций [т.е. скольжение с переходом из одной плоскости в другую]. Происходит частичная релаксация напряжений и аннигиляция (уничтожение) отдельных дислокаций.

Дислокации группируются в объемные ячейки, внутри которых плотность дислокаций меньше, чем в станках ячеек.

В Ш стадии дефирмационное упрочнение уменьшается. Это явление называется динамическим возвратом.

4. Влияние пластической деформации на структуру.

Деформация монокристалла начинается в главной системе скольжения, когда касательное напряжение превысит критическое значение t_кр. Первоначально дислокации движутся только по плолскостям главной системы, пичем слои кристалла сдвигаются друг относительно друга вдоль плоскостей скольжения. При выходе краевой дислокации на поверхность, на ней появляется ступенька (шир. В 1 вектор Бюргерса). Для краевой и винтовой дислокации в. Б=1 м/а.

По мере продвижения дислокаций вдоль плоскости скольжения, ступенька расширяется и стаовится видимой на поверхности монокристалла. Таким образом, возникает линия скольжения. Затем скольжение распостраняется на другие системы (множественное скольжение).

Поскольку на этой стадии дислокации движутся в пересекающихся плоскостях и возрастает сопртивление их движению, то образующаяся дислокационная структура сложна. Упрочнение металла при этом усиливается.

Пластическая деформация поликристаллического металла протекает аналогично деформации монокристала, но начинается сразу по нескольким системам скольжения. Она сопровождается изгибами и поворотами плоскостей скольжения.

Следует иметь в виду, что зерна ориентированы не одинаково, поэтому при небольшой деформации поликристалла (приблизительно 1%), распределение деформационных искажений неоднородно.

С ростом деформации различие между зернами уменьшается и изменяется форма самих зерен, они постепенно приобретают вытянутую форму. Плотность дефектов повышается настолько, что границы зерен не отличаются от деформированного металла.

Изменение микростуктуры при пластической деформации поликристалла:

Как видно из рисунков, при деформациях, превышающих 40%, образуется волокнистая структура.

При большой степени деформации возникает преимущественная кристаллографическая ориентировка зерен. Закономерная ориентировка кристаллитов относительно внешних деформационных сил называется текстурой деформации.

Беспорядочно ориентированные кристаллы под давлением деформации поворачиваются осями наибольшей почности вдоль направления деформации.

Текстура деформации появляется в материале в результате одновременого деформирования зерен по нескольким системам скольжения, а также в результате поворотов плоскостей скольжения.

Чсем больше степень деформации, тем больше часть кристаллических зерен плучает преимущественную ориентировку. Характер текстуры зависит от природы металла и вида деформации (прокатка, волочение и т.д.).

Наличие текстуры способствует появлению анизотропии (векториальность, еодинаковость свойств монокристалла в различных кристаллорафических направлениях) физических и механических свойств.

4. Свойства пластически деформированных металлов. Наклеп.

В результате холодного пластического дефеормированния (Т ниже 0,15-0,2 Тпл.) металл уплотняется. Изменяются его физичиские свойства: электрическое сопротивление, плотность, магнитные свойства. С увеличением степени деформации [ ∙100%, где F₀ – площадь сечения до деформации, F – после деформации] свойства, характеризующие сопротивление деформации, такие как предел текучести Gт, предел прочности Gв, твердость по Бринеллю нВ кг/мм² повышаются, а способность к пластической деформации – пластичность (δ – относительно удлинен, Ψпси – относительно сужен) уменьшается.

Явление роста упрочнения получило название наклепа.

Упрочнение металла в процессе пластической деформации (наклеп) объясняется увеличением числа дефектов кристаллического строения (дислокаций, вакансий, межузельных атомов). Все дефекты кристаллического строения затрудняют движение дислокаций, в результате чего повышается сопрттивление деформации и уменьшается пластичность. Особенно важно увеличение плотности дислокацций, т.к. возникающее между ними взаимодействие тормозит дальнейшее их перемещение.

Наклепанный металл запасает 5-10% энергии, затраченной не деформирование. Запасенная энергия тратится на образование дефектов решетки (например, на увеличение плотности дислокаций) и на упруие искажения решетки. При статической деформации металл наклепывается интенсивно в начальной стадии деформирования, а выше 40% механических свойств изменяются незначительно.

С увеличением степени деформации предел текучести растет быстрее предела прочности. У сильно наклепанных металлов обе характеристики сравняются, а удлинение становится равным нулю. Это предельное состояние металла и если продолжить деформирование, металл разрушится. НВ и Gв можно повысить наклепом в 1,5-3 раза, а Gт – в 3-7 раз. Металлы с различной кристалической решеткой подвергаются наклепу в разной степени: с ГЦК сильнее, чем с ОЦК.

С ростом степени деформации возрастает электрическое сопротивление, коэрцитивная сила, понижается магнитная проницаемость и плотность металла. Coercitio (лат. Удерживание) – это одна из характеристик явления гистерезиса. В магнитном гистерезисе это напряженность магнитного поля, в которой ферромагнитный образец первоначально намагниченный до насыщения, размагничивается. Наклепанные металлы активнее химически взаимодействуют и склонны к коррозии.

Упрочнение при наклепе широко используют для повышения механических свойств деталей. В частности, наклеп поверхностного слоя деталей повышает сопротивление усталости. Понижение пластичности используют для улучшения обработки резанием вязких и пластичных материалов (сплавов алюминия, латуней и т.д.).

5. Физико-химические свойства металлов.

К физическим свойствам относятся: цвет, плотность, тпл., тепловое расширение, теплопроводность, электрическая проводимость и др.

Цвет – это внешний блеск материала в отраженном свете.

Плотность – масса 1 см³ материала, выраженная в г. Для снижения массы изделия необходимо стремиться использовать материал с меньшей плотностью, т.е. более легкий.

Тпл. – температура, при которой нагреваемый материал переходит из твердого состояния в жидкое. Знание Тпл. Необходимо при сварке, паянии, изготовлении отивок.

Тепловое расширение – изменение минимальных размеров и объема материала при нагревании. Тепловое расширение материалов оценивают коэффициентом минимального расширения (α), показывающим насколько увеличивается единица длины материала при нагревании его на 1⁰С. Коэффициент объемного расширения (β) β=3α. Тепловое расширение учитывается при проектировании узлов, работающих в области повышенных температур и т.п.

Теплопроводимость – способность материала передавать тепло от более нагретых частиц к менее нагретым.

Электропроводимость – способность материала проводить постоянный электрический ток. Электропроводимость оценивается величиной электрического сопротивления.

Химические свойства: к ним относятся химическая активность, способность противостоять коррозии (коррозионная стойкость) и окислению в газовой среде при высоких температурах (жаростойкость или окалиностойкость).

6. Механические свойства, определяемые при статических испытаниях.

При выборе материала для изготовления деталей машин необходимо прежде всего учитывать его механические свойства: прочность, упругость, пластичность, ударную вязкость и выносливость. Эти свойства, как было отмечено выше, определяют п результатам механических испытаний, при которых металлы и сплавы подвергают давлению внешних нагрузок.

Диаграмма растяжения:

Прочность, т.е. способность материала сопротивляться разрушению под давлением нагрузок, оценивается пределом прочности и пределом текучести. Важным показателем прочности является удельная прочность – отношение предела прочности материала к его плотности.

Предел прочности Gв (временное сопротивление) – это условное напряжение, соответствующее наибольшей нагрузке, предшествующей разрушеию образца:

1) Gв= кгс/мм²

гдеР_max – наибольшая нагрузка (т. Г диаграммы), кгс

F₀ – начальная площадь поперечного сечения рабочей части образца, мм²

2) Предел текучести Gт – это наименьшее напряжение, при котором образец деформируется без заметного увеличения нагрузки:

Gт= кгс/мм²

где Рт – нагрузка, при которой наблюдается площадка текучести (т. Б диаграммы), кгс.

Площадку текучести имеют восновном только малоуглеродистая сталь и латуни. Другие сплавы характеризуются условным пределом текучести, при котором остаточная деформация достигает 0,2% от расчетной длины образца:

3) G_0,2= кгс/мм²

где Р_0,2 – условная нагрузка предела текучести, кгс

Если напряжение в металле достигает величины Gт и G_0,2, то деталь не восстановит форму и размеры после прекращения действия нагрузки.

4) Упругость - это способность металла восстанавливать первоначальную форму и размеры после прекращения действия нагрузок. Оценивают ее пределом упругости.

Условное напряжение, сответствующее нагрузке, при которой остаточная деформация достигает 0,05% от расчетной длины образца (l₀), называется пределом упругостиG 0,05

G_0,05= кгс/мм²

Где Р_0,05 – нагрузка предела упругости (т. А диаграммы). Металлов обычно очень низки. Для большинства чистых металлов G_упр=10-1—Мпа. Даже у лучших сортов стали редко превышает 10³Мпа.

5) Пластичность – это способность материала принимать овую форму и размеры под давлением внешних сил, не разрушаясь. Характеризуется относительным удлинением и относительным сужением.

Относительное удлинение δ – это отношение приращения (l_к- l₀) расчетной длины образца после разрыва к его первоначальной длине l_o, выраженное в процентах:

δ= ∙ 100%

Относительное сужение Ψ(пси) – это отношение разности начальной и конечной площадей (F_o-F_к) поперечного сечения, выраженное в процентах:

Ψ= ∙ 100%

Чем больше значения относительного удлинения и сужения для материала, тем он более пластичен (пластичность – свойство, обратное упругости). У хрупких материалов эти значения длизки к нулю. Хрупкость конструкционного материала является отрицательным свойством

6) Твердостью называют способность металла сопротивляться проникновению в него другого, более твердого тела, т.е. оказывать сопротивление пластической деформации при контактном взаимодействии в поверхностном слое.

Твердость металлов определяют способами Бринелля, Роквелла и Виккерса.

Определение твердости по Бринеллю. Метод основан на том, что в плоскую поверхность металла вдавливается под постояной нагрузкой Р твердый стальной шарик. После снятия нагрузки в испытуемом металле образуется отпечаток – лунка.

Если поверхность отпечатка выразить через диаметр шарика Д и отпечатка d, то твердость по Бринеллю определяется по формуле:

НВ= , кгс/мм²

При испытании стали и чугуна Д=10 мм, Р=3000 кгс (Р=30Д²). При испытании Си и ее сплавов, Д=10 мм и Р=1000 кгс (Р=10Д²) и при испытании мягких металлов типа Д=10 мм и Р=250 кгс (Р=2,5Д²). Для определения твердости измеряют диаметр лунки и находят по нему твердость в прилагаемых к прибору таблицах.

Метод Бринелля не рекомендуется применять для материалов твердостью больше НВ 450, так как шарик может деформироваться, следсьвием чего будет искажение результатов.

Определение твердости по Роквеллу.

В этом методе твердость определяют по глубине отпечатка. Наконечником служит алмазный конус с углом при вершине 120⁰С или стальной закаленный шарик (d=1,588 мм). Алмазный конус применяют для испытания твердых металлов. Конус и шарик вдавливаются 2-мя последовательными нагрузками: 1. Предварительной Р₀=10 кгс и 2. Основной Р₁=90 кгс для шарика (шкала В); 2) 140 кгс для алмазного конуса (шкала С); 3) 50 кгс для алмазного конуса при испытании очень твердых и более тонких материалов (шкала А).

Твердость по Роквеллу определяют в условных единицах. За единицу принята величина, соответствующая осевому перемещению наконечника на 0,002 мм. Твердость по Роквеллу определяют по формуле:

HR=100-e (шкала А и С)

HR=130-e e=

h – глубина внедрения наконечника в испытуемый металл под давлением общей нарузки Р, измеренная после снятия основной нагрузки Р₁.

h_o – глубина внедрения наконечника в испытуемый металл под давлением нагрузки Р₀.

Твердость по Роквеллу обозначают HRA (испытание алмазным конусом) при нагрузке 60 кгс. HRC – при нагрузке 150 кгс и НRB (испытание стальным ариком при нагрузке 100 кгс). Твердость сразу указывается на шкале прибора.

Твердость по Виккерсу определяют вдавливанием алмазной пирамиды. Метод используют для определения твердости деталей малой толщины и тонких поверхностных слоев с высокой твердостью. Испытываемую поверхность шлифуют или полируют.

HV=1,8544 P , где Р – нагрузка на пирамиду 1, 2, 5, 10, 20, 30, 50, 100 или 120 кгс (соответственно HV5, HV10 и т.д.)

d – среднее арифметическое 2-х диагоналей отпечатка, измеряемых после снятия нагрузки, в мм.

Чем тоньше материал, тем меньше должна быть нарузка.

Микротвердость определяют для изделий мелких размеров и отдельных структурных составляющих сплавов. В испытываемую поверхность вдавливают алмазную пирамиду под нарузкой 5-500 гс. Твердость Н определяют по той же формуле, что и Виккерсу:

Н=1,8544 Р/d², где Р – нагрузка, гк, d – диагональ отпечатка, мкм. Для измерений используют микрошлифы.

7. Механические свойства, определяемые при динамических испытаниях.

Склонность металлов к хрупкому разрушению выявляют динамические испытания на ударный изгиб. Ударная вязкость – это способность металла сопротивлятьмя динамическим нагрузкам. Определяется она отношением работы (А), затраченной на излом образца к площади его поперечного сечения (F) в месте надреза:

А_н= кгс∙м/см²

Образец устанавливают на 2-х опорах, затем наносят удар посередине образца состороны, противоположной надрезу. Работу разрушения образца определяют по специальной шкале маятникого копра. Этот вид испытания широко применяется для стали.

Определение ударной вязкости особенно важно для металлов и сплавов, работающих при отрицательных температурах и проявляющих склонность к хладоломкости. Чем больше ударная вязкость металла, тем ниже порог хладоломкостииии [т.е. температуры, при которой вязкое разрушение материала переходит в хрупкое], значит тем выше запас вязкости материала.

8. Мехаические свойства, определяемые при циклических нагрузках.

Металл, испытывающий при работе многократные переменные и, особенно, знакопеременные нагрузки, разрушается. Напряжение при этом в 3-4 раза ниже Gв. Процесс постепенного накопления повреждений материала под действием повторно-переменных напряжений, приводящий к образованию трещин и разрушению называется усталостью.

При усталостном разрушении излом состоит из 2-х зон. Одна из ни гладкая, т.е. имеет притертую поверхность и называется зоной усталости. Образование этой зоны развивается постепенно от микро- до макротрещин. После того, как трещина от усталости займет значительную часть сечения, происходит долом (2-я зона).

У хрупких металлов 2-я зона имеет глубококристаллическое, а у вязких – волокнистое строение.

Сопротивление металлов циклической нагрузке характеризуется пределом выносливости, т.е. наибольшим напряжением, которое может выдержать металл без разрушения за большое число циклов N (10⁵-10⁸ и больше). Для стали N=5∙10⁶, ля легких цветных металлов =20∙10⁶. (Цикл – однократная смена напряжений, принимающих ряд значений. Различают симметричный и несимметричный циклы). Выносливлсть – это свойство материала противостоять усталости. Чаще всего предел выносливости определяют на вращающемся образце, прилагая изгибающую нагрузку, вызывающую знакопеременные напряжения (растяжение -–сжатие) по симметричному циклу G_max=G_min. Испытывают порядка 10-ти образцов. Для 10го образца дают значительное напряжение G₁ [для стали G₁=0,6Gв] и определяют число циклов N вызвавшее разрушение образца. По результатам испытаний строят диаграмму в координатах G_max-N. На вертикальной оси откладывают напряжение в кгс/мм² по простой шкале, а а оси абсцисс – число циклов по логарифмической шкале, G_max, кгс/мм²

После испытания 1-го образца на диаграмме появляется т. А, координаты которой N₁ и G₁. Затем испытывают 2-й образец, создавая в нем несколько меньшее напряжение G₂. Естественно, что он разрушится при большом числе циклов N₂. На диаграмму наносят т. В с координатами N₂ и G₂ и т.д. Испытав все образцы и соединив т. А, В, С и т.д. плавной линией, получают кривую АВСДЕF, называемую кривой усталости. Кривая характерна тем, что начиная с некоторого напряжения она идет практически горизонтально (участок EF). Это означает, что при определенном напряжении образец может не разрушаясь, выдержать сравнительно большое число циклов. Максимальное по абсолютному значению напряжение цикла, при котором еще не происходит усталостное разрушение, называется пределом выносливости GR, кгс/мм². (R – коэффициент ассиметрии напряжения цикла R_q=G_min/G_mаx, для симметричнвх циклов R=-1, тогда предел выносливости G – 1).

9. Технологические и эксплуатационные свойства.

Технологические свойства – это свойства металла, характеризующие способность подвергаться различным способам обработки в холодном и горячем состоянии.

Они сочетают в себе одновременно физико-химические и механические свойства. К основным технологическим свойствам относят обрабатывать резанием, сваривать, ковкость, литейные свойства и т.д.

Обрабатывать резанием – одно из важнейших технологических свойств, т.к. подавляющее большинство заготовок, а также деталей сварных узлов и конструкций подвергаются механической обработке.

Сваривать – способность материалов образовывать при сварке плотный шов без трещин.

Ковкость – способность металлов обрабатываться давлением без признаков разрушения. К обработке давлением относят: ковку, прокатку, штамповку в холодом и горячем состояниях.

Литейные свойства металлов характеризуют способность образовывать отливки без трещин, раковин и других дефектов. Основными литейными свойствами являются жидкотекучесть, усадка и склонность к ликвации.

Жидкотекучесть – способность расплавленного металла хорошо заполнять литейную форму. Усадка - сокращенная расплавленного материала при его затвердевании и охлаждении до еомнатной температуры. Усадка выражается в процентах.

Эксплуатационные свойства. Износостойкость – свойство материала оказывать сопротивление изнашиванию, т.е. постепенному изменению размеров и формы тела вследствие разрушения поверхностного слоя изделия при трении. Величина износа определяется различными способами: взвешиванием, микрометражем и т.д.

Циклическая вязкость – способность материалов поглощать энергиюпри повторно-переменных нагрузках. Материалы с высокой циклической вязкостью быстро гасят вибрацию, которая часто является причиной преждевременного разрушения. Наример, чугун, имеющий высокую циклическую вязкость, в некоторых случаях является наиболее ценным материалом, чем углеродистая сталь.

К эксплуатационным свойствам относятся также хладостойкость, жаропрочность, атификционность, т.е. способность прирабатываться к друому материалу.

ЛЕКЦИЯ 6

РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИОННЫЕ ПРОЦЕССЫ

(влияние нагрева на структуру и свойства деформированных металлов)

1. Понятие о рекристаллизации.

2. Возврат.

3. Первичная рекристаллизация.

4. Собирательная рекристаллизация.

5. Влияние горячей обработки давлением на структуру и свойства металлов и сплавов.

Пластическая деформация вследствие искажения кристаллической структуры приводит металл в неустойчивое состояние. 95% работы, затрачиваемой на деформацию металла идет на его нагревание, а оставшаяся часть аккумулируется в металле в виде потенциальной энергии атомов, смещенных из положения равновесия.

Неравновеснапя структура, созданная холодной деформацией у большинства металлов устойчива при комнатной температуре. Переход металла в более стабильное состояние происходит при нагреве.

При повышении температуры увеличивается кинетическая энергия атомов, в связи с чем ускоряется перемещение точечных дефектов, создаются условия для перераспределения дислокаций и уменьшения их количества (размеры точечных дефектов близки к межатомному расстоянию).

[Дислокации – линейные дефекты кристаллической решетки. Краевая дислокация представляет собой край лишней полуплоскости в решетке. Направление винтовой дислокации параллельно вектору сдвига].

К точечным дефектам относятся вакансии, межузельные и примесные атомы.

Вакансия – пустой узел кристаллической решетки. Межузельный атом – атом, перемещенный из узла в позицию между узлами. Примесные атомы размещаются либо в узлах решетки, либо между узлами и образуют соответственно твердые растворы замещения или внедрения.

Процессы, происходящие при нагреве, подразделяют на 2 основные стадии: возврат и рекристаллизацию. Обе стадии сопровождаются уменьшением свободной энергии. Возврат происходит при относительно низких температурах (0,2 0,3) Тпл., рекристаллизация при более высоких.

Рекристаллизацией называется процесс освобождения деформированного металла или сплава от искажений и дефектов его кристаллической структуры. Рекристаллизация сопровождается снятием внутренних напряжений, образованием новых равноосных зерен взамен деформированных, дальнейшим ростом зерна, снижением твердости и увеличением пластичности.

Для рекристаллизации каждого металла и сплава необходима определенная температура. Процесс рекристаллизации наблюдается при отжиге металлов и сплавов, деформированых различными способами (горячий и холодный прокат, ковка, штамповка; одновременно с процессом деформации и после него).

Основной движущей силой процесса рекристаллизации является стремление к уменьшению запаса свободной энергии наклепанного металла.

Рекристаллизационный отжиг включает следующие стадии:

Возврат 1 рода, возврат П рода или полигонизация, рекристаллизация 1 рода или рекристаллизация обработки; рекристаллизация П рода или собирательная.

2. Возврат.

Возврат – процесс, происходящий в деформированном нагретом металле, вызывающий устранение внутренних напряжений и других искажений кристаллической решетки. При этом происходит частичное возвращение решетки в нормальное состояние и частичное возвращение первоначальных свойств, но размер и форма кристаллов не изменяются.

Возврат разделяют на 2 возможные стадии – отдых и полигонизацию. Отдых при нагреве деформированных металлов происходит всегда, а полигонизация развивается лишь при определенных условиях.

1-я стадия возврата – отдых – протекает при температуре ниже 0,2 Тпл. И вызывает уменьшение точечных дефектов, в основном, вакансий, а также перераспределение дислокаций, без образования новых субграниц.

При перераспределении дислокаций в условиях нагрева избыточные вакансии и межузельные атомы поглощаются дислокациями. Кроме того, происходит сток вакансий к границам зерен, в результате чего их концентрация уменьшается. Далее вакансии и межузельные атомы при встрече взаимно погашаются. В процессе отдыха частично устраняются и дислокации. Аннигиляция дислокаций приводит к заметному уменьшению их плотности.

Перераспределение дислокаций сопровождается также уменьшением остаточных напряжений.

Если при отдыхе уменьшается плотность дислокаций, то наблюдается уменьшение твердости и прочности металла (Al, Fe). Если плотность дислокаций не меняется, то отдых не сопровождается изменением механических свойств (Cu, латунь, Ni).

2-я стадия возврата – полигонизация - представляет собой фрагментацию кристаллов на субзерна (полигоны) с малоугловыми границами. Каждое зерно металла состоит из отдельных блоков или субзерен, образующих так называемую мозаичную структуру, или субструктуру. Зерна кристалла обычно разориентированы относительно друг друга на величину от нескольких долей градуса (малоугловые границы) до нескольких⁰, или нескольких десятков⁰ (высокоугловые границы). Субзерна повернуты по отношению друг к другу на угол от нескольких секунд до нескольких минут (малоугловые границы). Имеют размеры на 3-4 порядка меньше размеров кристалитов (10^-6 – 10^-4 см).

Для объяснения процесса полигонизации предложен следующий дислокационный механизм:

Схема процесса полигонизации:

а) распределение дислокаций после б) образование границ блоков деформации при изгибе (или создание блоков мозаики форти)

При деформации кристалла, например, путем изгиба, возникают дислокации, беспорядочно распределенные в плоскостях скольжения (а). При возврате П рода в деформированном металле происходит планомерное перемещение дислокаций и группировка дислокаций одного знака в ряды (б). Эти ряды образуют границы блоков, свободных от дислокаций. В результате кристаллизации зерна металла оказываются разделенными на ряд блоков, повернутых относительно друг друга на малый угол, но обладающих совершенной решетков. Затем происходит диффузионное перемещение (восхождение) дислокаций перпендикулярно их плоскостям скольжения. Оно гораздо труднее тепловой активации и идет при температурах, когда скорость самодиффузии достаточна (если перемещение атомов не связано с изменением концентрации в отдельных объемах). Примеси в технических металлах затрудняют перемещение дислокаций явление полигонизации.

Процесс полигонизации такого классического типа протекает чаще всего после небольших деформаций при нагреве до 0,25-0,3 Тпл. Механические свойства при этом изменяются незначительно.

Укрупняются полигоны при увеличении времени или повышении температуры и очищаются от дислокаций, что приводит к сижению прочности.

В Al, Mo, W полигонизация протекает с большой скоростью и субзерна достигают больших размеров, что вызывает сильное разупрочнение. Некоторые физичиские свойства, например, электрическое сопротивление в процессе возврата, даже на 1-й его стадии, восстанавливаются практически полностью. Это связано с уменьшением концентрации вакансий и перераспределением дислокаций.

3.Первичная рекристаллизация. (Влияние нагрева на механические свойства и структуру металла, упрочненного деформацией).

Первичной рекристаллизацией, или рекристаллизацией обработки называется процесс, происходящий при нагреве деформированого металла до температур, вызывающих непрерывное зарождение новых кристаллических центров и рост зерен вокруг них за счет деформированных кристаллов. Деформированная структура целиком заменяется новыми зернами, вследствие чего наступает резкое изменение механических свойств металла: твердость и прочность уменьшаются, а пластичность возрастает.

Первичная рекристаллизация является типичным кристаллизационным процессом. Ориентация новых зерен произвольна и не зависит от ориентации окружающей деформационной среды.

В результате первичной рекристаллизации наблюдается полное освобождение металла от внутренних напряжений (свойства изменяются). Процесс первичной рекристаллизации идет сначала с очень маленькой скоростью. Наблюдается так называемый инкубационный, или подготовительный период, когда зарождаются центры новых зерен. Затем скорость рекристаллизации увеличивается и, после достижения непосредственного соприкосновения растущих зерен скорость резко уменьшается. Процесс заканчивается.

Влияние нагрева на механические свойства и структуру металла, упрочненного деформацией.

1 – наклепанный металл; 2 – начало первичной рекристаллизации; 3 – конец первичной рекристаллизации; 4 – собирательная рекристаллизация.

Как видно из рисунка, в процессе возврата обычный комплекс механических свойств не меняется. Однако, у некоторых металлов (Al, Ti, в монокристаллах Mo, W) в процессе возврата происходит заметное понижение прочности и повышение пластичности (2). Жаропрочность также повышается. При повышении температуры до определенного значения образуются новые равноосные зерна. До температуры Н.Р. сохраняется деформированное зерно. При t_н.р. в деформированном металле образуются и растут зародыши новых зерен с неискаженной решеткой. Зерна поглощают деформированные окруженные кристаллы и входят в соприкосновение друг с другом, после чего процесс их роста тормозится – первичная кристаллизация заканчивается.

Центры рекристаллизации появляются в местах, где после холодной деформации накопился наибольший запас свободной энергии.

Чем больше деформация и чем больше упрочнение, тем больше образуется цетров рекристаллизации. Чаще всего центрами бывают посторонние частички.

Самая низкая температура, при которой под микроскопом обнаружены новые зерна, называется порогом рекристаллизации или температурной рекристаллизацией.

Следует отметить, что первичная рекристаллизация завершается не при определенной температуре, а в известном интервале температур.

А. А. Бочвар указал следующую приблизительную зависимость между абсолютной температурой рекристаллизации и абсолютной Тпл. для техн. металлов: Трекр.=0,4⁰пл., для чистых металлов 0,10,2Тпл., а для сплавов – твердых растворов – 0,50,6Тпл. Так какэта зависимость ориентировочная, то температура рекристаллизационного отжига обычно назначается значительно выше температуры рекристаллизации. Например, для Fe и низкоуглеродистой стали приблизительно 650 – 750⁰С.

Рекристаллизационный отжиг – это термическая обработка, используемая для полного снятия наклепа металла, в процессе которой металл нагревают до температур больше температур рекристаллизации, чтобы обеспечить высокую скорость рекристаллизации и полноту ее протекания.

Температура рекристаллизации зависит от следующих факторов:

1. Степени деформации – чем меньше деформация, тем меньше запас свободной энергии в металле. Поэтому зарождение центров кристаллизации и рост новых зерен затрудняются, что повышает температуру рекристаллизации.

2. Времени выдержки при температуре рекристаллизации. Чем болье температура, тем легче завершается процесс рекристаллизации.

3. Исходной величины зерна – при наличии крупного зерна в металле его легче дефформировать и запас свободной поверхностной деформации будет меньше, следовательно температура рекристаллизации для металлов с крупным зерном будет выше, чем для мелкозернистого.

4. Примесей, которые, присутствуя в виде мельчайших частичек, препятствуют росту новых зерен.

4.Собирательная рекристаллизация.

После завершения первичной рекристаллизации в процессе последующего нагрева происходит рост одних кристаллитов за счет других (см. Ми/стр поз. 4). Собирательная рекристаллизация начинается после того, как выросшие зародыши рекристаллизации приходят во взаимное соприкосновение.

Собирательной рекристаллизацией называют процесс роста новыхрекристаллизованных зерен путем передвижения высокоугловых границ, таким образом, что зерна с вогнутыми границами “поедают” зерна с выпуклыми границами (более мелкие). При этом могут быть такие условия, что одно и то же зерно, с одной стороны, поглощает соседнее зерно, а с другой – поглощается другим соседним зерном.

Необходимая для роста зерен разница в их размерах и форме при вторичной рекристаллизации создается либо: 1) неравномерным наклепом, либо 2) различной ориентацией кристаллов, либо 3) неравномерным распределением вещества, препятствующего росту.

Рост зерен при вторичной рекристаллизации обусловливается тем, что после завершения первичной рекристаллизации новые зерна мелки, термодинамически нецстойчивы, т.к. их суммарная поверхность очень велика и запас свободной поверхностной энергии больше, чем у крупных в том же объеме.

Собирательная рекристаллизация принципиально отличается от первичной, где процесс образования новых кристаллов определяется наличием центров кристаллизации. При вторичной рекристаллизации происходит обычный рост зерен.

По мере выравнивания размеров зерен и выправления их раниц скорость вторичной рекристаллизации уменьшается и, наконец, процесс рекристаллизации прекращается.

5. Влияние горячей обработки давлением на структуру и свойства металлов и сплавов.

При горячей механической обработке, в отличие от холодной, одновременно с процессом пластической деформации происходит рекристаллизация. Она продолжается и после деформации, пока температура не упадет ниже температуры рекристаллизации.

Однако, один нагрев метала еще не характеризует горячей обработки. Например, ковку W, нагретого до 1000⁰С рассматривают как холодную отработку, т.к. температура его рекристаллизации равна 1200⁰С, а Pb и Sb рекристаллизуются при температурах ниже 20⁰С, поэтому обработка их давлением при комнатной температуре подходит под определение горячей обработки.

При горячей обработке (например, прокатке) металлы уплотняются и многие пороки слитков (пустоты, газовые пузыри, трещины и пр.) завариваются. С повышением температуры в результате увеличения подвижности атомов на механизм пластической деформации накладывается явление диффузии. Направление диффузии определяется напряженным состоянием, связанным с плотностью дислокаций.

Атомы с больщим диаметром перемещаются в зону растянутой кристаллической решетки. Такое явление называется восходящей диффузией. Кроме того, в чистых металлах перемещаются его же атомы, т.е. имеет место самодиффузия. При этом атомы из сильно напряженных участков перемещаются с меньшим напряжением и тем самым постепенно выравнивают напряжения.

Перемещения атомов происходят гораздо легче по границам зерен и мозаичных блоков, по плоскостям скольжения и вблизи их, т.е всюду, где находятся дислокации, вакансии и другие несовершенства кристаллической решетки.

При горячей деформации сложных сплавов с 2-мя или несколькими фазами увеличивается взаимная растворимость фаз.

Таким образом, по сравнению с механизмом холодной обработки, горячая деформация осложняется дополнительными изменениями в структуре металла.

Прокатка и ковка создают у стали и других сплавов волокнистое строение. Дендриты и крупные зерна литого слитка дробятся с получением удлиненных осколков (волокон), направленных вдоль прокатки. Междендритные пространства, более богатые примесями и неметаллическими включениями также деформируются и образуют волокна.

Если нагружение деталей производится вдоль волокон, то сопротивление удару и пластичность резко снижаются.

Путем ковки и горячей штамповки стремятся получить такое распределение волокон, чтобы напряжения действовали не пораллельно, а перпендикулярно их направлению, например, у зуба шестерни, полученного из заготовки путем высадки на ковочной машине, волокна идут не прерываясь через зуб и направлены поперек действия нагрузки.

правильное расположение волокон

Принеправильной ковке зуб шестерни может сломаться у основания по непрочному волокну, обогащенному примесями и неметаллическими включениями.

Таким образом, поковки должны обладать хорошей макроструктурой. При наладке процессов горячей штамповки и высадки всегда следует поверять макроструктуру поковок в отношении расположения волокон.

1. Основные характеристики железа и углерода.

Железо-углеродистые сплавы являются важнейшими металлическими сплавами, применяемыми в современной технике. Основным компонентом является железо. Чистое железо – металл серебристо-белого цвета с молекулярной массой 55,8 и чистотой 99,999%. Техническое железо содержит 99,8-99,9% Fe. Тпл. 1539⁰С. Известны 2 полиморфные модификации Fe:  и . -Fe существует при температуре ниже 91⁰С и выше 1392⁰С. В интервале 1392-1539⁰С -Fe обозначают -Fe.

Для -Fe характерна ОЦК решетка. До температуры 768⁰С железо магнитно. Критическую точку (768), соответствующую магнитному превращению называют т. Кюри и обозначают т. А₂. В этой точке происходит переход из феромагнитного состояния в парамагнитное.

Магнитные свойства железа сильно зависят от его чистоты и режимов термической обработки. С увеличением степени чистоты магнитная проницаемость увеличивается.

При температуре 910-1392⁰С существует -Fe, оно парамагнитно. Критическую точку превращения -Fe↔- Fe при 910⁰С обозначают АС₃ (при нагреве) и Ar₃ (при охлаждении). Критическую точку перехода ά↔γ-Fe при 1392⁰С обозначают Ас₄ (при нагреве) и Аr₄ (при охлаждении).

Кристаллическая решетка γ-Fe – гранецентрированный куб (ГЦК). Плотность γ-Fe выше, чем -Fe.

Углерод – неметаллический элемент П периода 1У группы таблицы Менделеева с молекулярной массой 12,01. Тпл. 3500⁰С. Углерод полиморфен. При нормальных условиях стабильна модификация графита, алмаз представляет собой его метастабильную форму. При высоких давлениях и температурах стабильной становится форма алмаза.

Углерод растворим в железе как в жидком, так и в твердом состоянии, а также образует химическое соединение – карбид Fe-Fe₃C.

2. Фазы и структуры в железо-углеродистых сплавах.

Фазы в сплавах железо-углерод представляют собой жидкий сплав, твердые растворы – феррит и аустенит, а также цементит и свободный углерод в виде графита. Структуры – перлит, ледебурит.

Феррит (Ф или ά) – твердый раствор внедрения углерода в -Fe. Он имеет ОЦК решетку, растворимость в которой углерода мала. Различают низкотемпературный и высокотемпературный феррит. Предельная концентрация углерода в низкотемпературном Ф – 0,02%, минимум 0,002%, в высокотемпературном – 0,1%. Низкая растворимость углерода в -Fe обусловлена малым размером межатомных пор в ОЦК решетке. Атом углерода располагается в центре грани куба. Значительная доля атомов углерода размещается на дефектах (вакансиях, дислокациях).

Кроме углерода феррит растворяет N₂ (твердый раствор внедрения) и легирующие металлы (твердые растворы замещения).

Феррит – мягкая, пластичная фаза, НВ 80-90.

Аустенит (А или γ) (Аустен – английский ученый) – твердый раствор внедрения углерода в γ-Fe. Имеет ГрЦК решетку, межатомные поры в которой почти в 2 раза больше, чем в ОЦК. Растворимость углерода в γ-Fe достигает 2,14%. “А” также можно растворять другие элементы, причем металлы образуют твердые растворы замещения. Аустенит менее пластичен, но более прочен, чем ферит, НВ 160-200.

Цементит (Ц) – химическое соединение железа с угелродом – Fe₃C. Содержит 6,67% углерода и имеет сложную ромбическую решетку с плотной упаковкой атомов. При нормальных условиях цементит тверд (нВ 800) и хрупок. Он слабо ферромагнитен до температуры 210⁰С (т. А₀). Цеметит является метастабильой фазой. В условиях равновесия в сплавах с высоким содержанием углерода образуется графит. При высокой температуре цементит неустойчив и разлагается на графит и аустенит, поэтому Тпл. точно не определена и приимается приблизительно 1550⁰С.

В цементите железо может замещаться Mn, Cr и другими металлами, углерод – частично азотом.

Графмит “С”, выделяющийся в железо-углеродистых сплавах в свободном состоянии. Он имет гексагональную слоистую кристаллическую решетку. Межатомное расстояние в решетке небольшое. Графит огнеупорен, электропроводен, химически стоек, малопрочен, мягок.

Перлит – механическая смесь, состоящая из очень мелких пластинок, или зернышек цементита, расположеных в ферритной основе. Перлит является эвтектоидом. Эвтектоидом называется характерная равномерная пластинчатая или зернистая микросмесь, подобная эвтектике, но, в отличие от нее, образующаяся не из жидкого состояния, а при превращении твердого раствора.

Эвтектоиды. Как и эвтектики, встречаются не только в сплавах Fe-Fe₃C, но и в других сплавах.

Поверхность травленого шлифа эвтектоидной стали имеет вид перламутра, отсуда и название (перлит).

В сплавах Fe-С, не содержащих примеси и других компонентов чистый перлит образуется при содержании 0,8% углерода. В сталях и чугунах, содержащих Si, Mn и другие элементы, чистый перлит получается при меньшем количестве углерода.

В зернистом перлите цементит имеет шарообразную форму. Такаяч структура часть встречается в высокоуглеродистых сталях, после специальной термической обработки (на зернистый перлит (цементит). Механические свойства перлита зависят от дисперсности (степени измельчения) частичек цементита. Чем грубее и крупнее в перлите цементитные выделения, тем ниже его механические свойства. Твердость зернистого перлита колеблется в пределах НВ 160-220, а пластинчатого 200-250.

Ледебурит – (название в честь немецкого металлурга Ledebura) представляет собой эвтектику, состоящую [в момент образования] из цементита и аустенита, предельно насыщенного углеродом. Содержание углерода в ледебурите 4,3%. Ледебурит отличается большой твердостью )НВ более 700) и хрупкостью. Ледебурит стречается в структуре белых и половинчатых чугунов. Имеет сотовое или пластинчатое строение. При медленном охлаждении (сотовое), при быстром – пластинчатое.

2. Диаграмма состояния сплавов Fe-Fe₃C

Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом охватывает не все сплавы, содержащие от 0 до 100% углерода, а только часть их с содержанием от 0 до 6,67%, так как сплавы с более высоким содержанием улерода практического применения не имеют.

Рассмотрим подробно вначале систему Fe-Fe₃C (100% цементита соответствуют 6,67% углерода), затем систему Fe-С (железо-графит) также до содержания углерода 6,67%.

Диаграмма Fе-Ц характеризуется следующим: железо с углеродом полностью растворимы друг в друге в жидком состоянии, при кристаллизации образуют химическое соединение Fe₃C, ограниченные твердые растворы внедрения “С” в α- и γ-.Fe При охлаждении в твердом состоянии сплавы Fe “С” притерпевают аллотропическое и эвтектоидное превращения.

По горизонтальной оси Д. Fе-Fe₃C откладывается содержание “С” от 0 до 6,67%, а по вертикальной оси – температура. Каждая точка на диаграмме характеризует определенный состав сплава при определенной температуре:

Таблица 2

Точка	t, 0С	Содержание углерода, %	Характеристика точки
А	1539	0	Тпл. железа
В	1499	0,51	Состав жидкой фазы при перитектической реакции
С	1147	4,3	Состав эвтектики-ледебурита
Д	1550	6,67	Тпл. цементита
Е	1147	2,14	Пред.растворимость углерода в γ-Fe
F	1147	6,67	Состав цементита
J	1499	0,16	Состав аустенита при перитектической реакции
Н	1499	0,1	Состав феррита при перитектической реакции
N	1392	0	Аллотропическое превращение α-Fe↔γ-Fe
G	910	0	Аллотропическое превращение γ-Fe↔α-Fe
S	727	0,8	Состав эвтектоида-перлита
P	727	0,02	Предельная растворимость углерода в α-Fe
K	727	6,67	Состав цементита
Q	Комн.	0,002	Минимальная растворимость углерода в α-Fe

Линия АВСД (ликвидус) – начало затвердевания сплавов Fe-Fe₃C. Выше этой линии все сплавы находятся в жидком состоянии.

Линия AHJECF – линия солидус. Ниже этой линии все сплавы находятся в твердом состоянии.

Линия АВ – начало выделения из жидкого раствора кристаллов феррита. Состав жидкой фазы при понижении температуры будет меняться по линии АВ – ликвидус, а состав твердой фазы по линии АН (солидус). При достижении температуры 1499⁰С состав жидкой фазы будет соответствовать т. В, а состав твердой фазы – т. Н. Железо и феррит при этой температуре будут реагировать между собой, в результате чего образуются новые кристаллы – кристаллы аустенита состава, соотвествующего т. J. Это превращение носит название перитектического. Следовательно, HJB – перитектическая горизонталь, соответсмтвующая температуре перитектического превращения.

Реакция образования перитектики протекает следующим образом:

L_B + Ф_Н /////// A_J

Для образования 100% А состава точки J необходимо, чтобы количество жидкой фазы было пропорционально отрезку JН, а количество твердой фазы отрузку ВJ. Таким образом, для сплавов, расположенных левее т. J при перитектической реакции не весь феррит пойдет на образование аустенита, часть феррита останется в виде избыточной фазы. Ниже перитектической температуры структура таких сплавов будет состоять из феррита и аустенита. Для сплавов, лежащих правее т. J в избытке будет жидкая фаза. Ниже перитектической температуры будут существовать также 2 фазы: L и А. На линии перитектики всегда находятся в равновесии 3 фазы определенного состава. В данном случае А_0.16%С, Ф_0,1%С и L_0,51%С.

Линии ВС и ДС – температуры начала кристаллизации аустенита (ВС) и первичного цементита (ДС). При выделении кристаллов аустенита из жидкой фазы ее состав будет обогащаться углеродом и, по мере понижения температуры, изменяться по линии ВС (ликвидус).Состав твердой фазы (А) при этом будет обогащаться углеродом и изменяться по линии JE (солидус).

При выделении из жидкой фазы кристаллов первичного цементита, состав ее будет обедняться углеродом и изменяться с понижением температуры по линии ДС (ликвидус). Состав твердой фазы (Ц) при этом постоянный.

При достижении температуры 1147⁰С жидкая фаза состава 4,3%С будет кристаллизоваться с образованием эвтектической (механической смеси), состоящей из аустенита состава т. Е и цементита состава т. F. Следовательно, линия ЕСF обозначает эвтектическую температуру, т.е. температуру образования ледебурита. Реакция образования ледебурита:

L_C L_C[A_E + Fe₃C_F]

При этом в равновесии находятся всегда 3 фазы определенного состава: L_4,3%C; A_2,14%C; Fe3C6_,67%C.

Для образования 100% ледебурита необходимо, чтобы количество цементита было пропорционально отрезку ЕС, а количество аустенита – отрезку CF.

Следовательно, для сплавов, расположенных левее т. С, в избутке находится аустенит и структура таких сплавов после затвердевания состоит из аустенита и ледебурита. Для сплавов, расположенных левее т.С, в избытке находится Fe₃C₁, поэтому структура этих сплавов после затвердевания состоит из первичного цементита и ледебурита.

При дальнейшем охлаждении затвердевших железо-углеродистых сплавов ниже линии HJECF (солидус) происходят процессы, связанные с уменьшением растворимости углерода в γ и α-Fe, а также процессы, которые обусловиливаются аллотропическими и полиморфными превращениями железа.

Линии GS и ES – соответствуют началу вторичной кристаллизации феррита (GS) и вторичного цементита (ES) из аустенита. Состав аустенита при понижении температуры меняется. Для сплавов, лежащих левее т. S – по линии GS, для сплавов, лезажих првее т. S – по линии ES. При достижении температуры 727⁰С состав аустенита соответствует т. S – 0,8%С.

Аустенит состава т. S превращается в эвтектоидную (механическую смесь), состоящую из феррита состава т. Р и цементита состава т. К. Смесь носит название перлита. Линия PSK обозначает температуру образования перлита – эвтектоида. Реакция образования перлита:

A_S//////(Ф_р+Fe₃C_K)П _S

Образование эвтектоида также, как и эвтектики происходит при строго определенной температуре. В равновесии находятся 3 фазы определенного состава: А_0,8%С; Ф_0,02%С; Fe₃C_6,67%C; число степеней свободы С=0.

Для образования 100% перлита необходимо, чтобы количество цементита было пропорционально отрезку SP, а количество феррита – отрезку SK. Из диаграммы видно, что для сплавов, находящихся левее т. S в избытке феррит. Структура таких сплавов ниже температуры эвтектоидного превращения состоит из пелита и феррита.

Для сплавов правее т. S в избытке находится вторитный цементит. Структура этих сплавов состоит из перлита и вторичного цементита.

Линия PG обозначает температуру конца вторичной перекристаллизации аустенита в феррит. При охлаждении железо-углеродистых сплавов ниже линии PSK начнется третичная перекристаллизация, связанная с уменьшением растворимости углерода в феррите.

Линия PQ обозначает температуру начала кристаллизации третичного цементита из феррита. Линия МО – соответствует температуре 768⁰С (т. Кюри, А₂).

В технических сплавах Fe-С, чугунах, содержащих значительное количество Si, углерод выделяется из жидкого сплава и из аустенита в форме графита. Три линии на диаграмме состояния (АС, АЕ и GS) являются общими. Остальные сплошные и пунктирные линии не совпадают прежде всего потому, что при всех температурах lim растворимости углерода в железе меньше, чем цементита. Эвтектическая и эвтектоидная температуры у системы Fe-C выше, чем у системы Fe-Fe₃C.

На практике обе эти системы могут встречаться вместе.

ТЕОРИЯ ГРАФИТИЗАЦИИ

1. Изменение свободной энергии при графитизации.

2. Графитизация из жидкой фазы. Диаграмма состояния.

3. Графитизация из аустенита.

4. Влияние на рафитизацию скорости охлаждения и химического состава чугуна.

5. Формы графита.

6. Влияние различных элементов на свойства чугуна.

7. Свойства белых и серых чугунов.

8. Механические свойства и маркировка серых чугунов. Антифрикционные чугуны.

9. Ковкий чугун.

Графитизацией называется процесс кристаллизации (выделения) графита в сплавах Fe с «С». Графит можеткристаллизоваться как из жидкой фазы при затвердевании чугуна, так и из твердой фазы (из аустенита).

Основной движущей силой процесса графитизации является стремление к наименьшему запасу свободной энергии. Схема изменения свободной энергии жидкого сплава, цементита и графита выглядит следующим образом:

Из графика видно, что при температуре выше Т₁ наименьшей свободной энергией обладает жидкий сплав, а от Т₁ до Т₂ – графит, который и будет выделяться в этом интервале температур. Ниже температуры Т₂ меньшей, в сравнении с жидким сплавом, свободной энергией обладают и графит и цементит, но, т.к. кривая свободной энергии для цементита Z_ц проходит выше кривой для графита Z_гр, сначала будет выделяться цеметит. Затем цементит будет превращаться в графит, обладающий меньшим запасом энергии. Согласно диаграмме состояния сплавов железо-графит, разница между температурами Т₁ и Т₂ будет всего 1153-1147=6⁰С, поэтому уже при незначительном переохлаждении будет происходить кристаллизация не графита, а цементита.

2. Графитизация из жидкой фазы. Диаграмма состояния.

При повышенном содержании «С» и Si, расширяющих температурный интервал графитизации, а также при медленном охлаждении в крупных отливках облегчается непосредственная кристаллизация графита из жидкого сплава.

Процесс графитизации осуществляется по дислокационному механизму и сводится к образованию центров графитизации и росту вокруг них графитовых включений. Дислокации и точечные дефекты играют при этом значтельную роль.

Графитизация чугуна из жидкой фазы происходит согласно диаграмме графитовой системы (диаграмма состояния стабильного равновесия Fe-C).

При этом ниже линии С΄Д΄ образуется первичный графит, по эвтектической линии E΄C΄F΄ - эвтектический графит. Графитная эвтектика (аутсенит плюс графит) образуется при температуре 1153⁰С. Если при эвтектической кристаллизации выделяется только графит, то чугун называют серым, если графит и цементит – половинчатым, если только цементит – белым. По линии S΄Е΄ выделяется вторичный графит, а при t 738⁰С (линия Р΄S΄К΄) образуется эвтектоид, содержащий феррит и графит.

3. Графитизация из аустенита.

Когда при затвердевании и охлаждении Fe с «С» графит не успевает выделиться и образуется цементит, то графитизация в определенных условиях может происходить в твердом состоянии через аустенит, графитизация в этом случае состоит из следующих элементарных процессов:

1. Распад цементита (на графит и феррит при t меньше 738⁰С или на графит и аустенит при более высоких температурах) и растворение атомов «С» в аустените.

2. Образование центров графитизации в аустените

3.Диффузия атомов «С» в аустените к центрам графитизации.

4. Рост кристаллов (включений) графита.

Центры графитизации появляются после переохлаждения илипересыщения пустенита графитом.

Образование графита ведет к появлению поверхности раздела между фазами в чугуне, что увеличивает запас свободной поверхностной энергии. Таким образом, получается неустойчивое равновесие. Возникающие кристаллы графита непрерывно создаются и распадаются.

Когда кристаллы графта очень малы, прирост свободной энергии, связанный с образованием межфазной поверхности больше, чем уменьшение ее вследствие кристаллизации, поэтому образовавшиеся кристаллы неустойчивы и графит растворяется.

После достижения критической величины кристалла графита, когда свободная энергия его уменьшается, он становится устойчивым. С этого момента и начинается процесс графитизации.

По этой же причине образование графита, особенно из жидкого чугуна, гораздо легче происходит не в объеме, а в порах и трещинах, на стенках формы и на поверхности инородных частиц. Такими частицами могут быть графта оксиды и нитриды и нерастворившиеся частицы. При этом необходимо, чтобы параметры их решетки были близки к решетке графита. Такому требованию лучше всего удовлетворяют мельчайшие частицы SiO_2, Al₂O_3, AlN.

При графитизации в твердом состоянии в напряженных и дефективных местах кристаллической решетки появляются самопроизвольно зародившиеся центры графитизации.

4.Влияние скорости охлаждения и химического состава чугуна на графитизацию.

На процесс графитизации влияют скорость охлаждения и химический состав чугуна. В толстых сечениях отливок, где охлаждение в форме медленнее, графитизация происходит полнее, поэтому графита образуется здесь больше, он крупнее и окружен полями феррита.

В тонких сечениях, где охлаждение протекает быстрее, графитизация затруднена, графита здесь образуется меньше, а феррита почти нет.

В целях регулирования процесса графитизации детали крупного сечения отливаются из чугуна с меньшим содержанием Si и C, а детали тонкого сечения с большим содержанием их.

Когда требуется высокая твердость и высокое сопротивление износу, стремятся получить отбел, т.е. создают условия для образования цементита путем увеличения скорости охлаждения, следовательно, затормаживая графитизацию.

Элементы, образующие с железом твердые растворы, увеличивающие в его решетке число вакансий и смещений, облегчающих диффузию, способствуют графитизации. К таким элементам относятся Si, Ni, Al, Cu и другие. Они должны уменьшать энергию активации и ослаблять связи между атомами “С” и Fe.

Элементы-карбидообразователи (например, Cr, Mn) усиливающие связи атомов “С” и Fe и замедляющие перемещение атомов Fe в решетке, препятствуют графитизации. S и О₂ препятствуют графитизации, устраняя действие ее центров.

5. Формы графита.

Наибольшее применение в машиностроении имеют отливки из серого чугуна, излом которого имеет серый цвет из-за наличия в его структуре широких пластинчатых включений графита.

Образование графита лепестковой пластинчатой формы начинается в жидкой чугуне и объясняется особенностью строения гексагональной решетки графита. Основания гексагональных призм, плотно населенные атомами “С”, т.е. с заполненными атомными связями, при графитизации неохотно присоединяют новые атомы “С” и растут медленно. Боковые грани, наоборот, обладая малой плотностью атомов и незаполненными атомными связями, легко присоединяют атомы “С” и растут быстро.

Кроме того, аустенит, кристаллизуясь на медленно растущих поверхностях графитных пластинок, затрудняет перемещение к ним атомов. Быстро растущие промки некоторое время остаются в расплаве, обеспечивающем более легкое перемещение атомов к фронту кристаллизации.

Все это способствует образованию в сером чугуне тонких изогнутых пластинок (лепестков) графита. При рассмотрении под микроскопом нетравленного шлифа графит выделяется в виде темных включений пластинчатой формы. Хлопьевидная форма графита встречается у ковкого чугуна как результат отжига (ковкий чугун плучают отжигом отливок белого чугуна). В высокопрочном чугуне, поскольку он модифицирован магнием, графит приобретает шаровидную форму. Поверхность его мала по сравнению с объемом и в отличие от пластинчатого шаровидный графит не является концентратором напряжений.

6. Влияние различных элементов на свойства чугуна.

Чугуном называется сплав железа с углеродом, содержащий более 2,14%”С”. Кроме углерода в чугуне присутствуют ряд примесей – Mn, Si, S, P и другие, но их количество и влияние на свойства чугуна иное, чем в стали.

Углерод, содержащийся в чугуне в кличестве от 2,4 до 4% и присутствует в его структуре как в форме графита, так и в виде Fe₃С. Совместно с Si (0,5-3,5%) он способствует образованию графита и понижая температуру плавления чугуна, обеспечивает его высокие литейные качества: жидкотекучесть и хорошее заполнение формы.

Mn увеличивает склонность чугуна к отбеливанию, т.е. к сохранению цементита, а следовательно и увеличивает твердость чугуна (образует карбид Mn₃C).

S – вредная (при более 0,15%) примесь. Отбеливает в 5-6 раз сильнее Mn, способствует образованию газовых пузырей, уменьшает жидкотекучесть.

P – в небольших количествах полезен, увеличивает жидкотекучесть серого чугуна образует фосфид Fе₃P. При содержании до 0,5% Р образуется фосфидная эвтектика, состоящая из феррита, цементита и фосфида Fe. Подобная эвтектика имеет точечное строение и обладает высокой твердостью.

Н₂ – вредная примесь. Повышает устойчивость цементита, вызывает отбел в тливках. Необходимо повышать содержание влаги.

7. Свойства белых и серых чугунов.

Чугуны выплавляются разного химического состава и назначения. Их делят на предельные (белые), литейные (серые) и специальные (доменные ферросплавыы – зеркальный чугун, ферросилиций, ферроMn).

Белый чугун получают при литье в металлические кокили (быстрое охлаждение). Идет он в основном в переработку на сталь и поэтому называется предельным. По ГОСТу 805-80 его выпускают: коксовый – марок М1, М2, М3 (мартеновский) и Б1, Б2 (бессемерный), МФ1, МФ2, МФ3 (фосфористый) с содержанием 1-2% Р, ПВК1, ПВК2, ПВК3 (высококачественный) с уменьшенным содержанием S и Р.

В микроструктуре белого чугуна много цементита, как вторичного, так и входящего в состав ледебурита, поэтому он очень тверд и хрупок, но характеризуется сопротивлением износу.

Белый чуун плохо обрабатывается резущим инструментом, поэтому в машиностроении он применяется редко. Белый чугун отличается низким содержанием Si и обладает высокой чувствительностью к скорости охлаждения. Это свойство часто используется для получения отбеленного слоя в толстостенных деталях при литье их в металлические формы (кокили). Например, валки для некоторых прокатных станов должны обладать очень твердой поверхностью с высоким сопротивлением износу, поэтому их отбеливают. По мере удаления от поверхности валков, вследствие уменьшения скорости охлаждения, структура белого чугуна постепенно переходит в структуру серого. Вагон.колеса изготавливают также с отбеленым ободом. Отбел получается благодаря местному увеличению скорости охлаждения путем установки в форму металлических вставок.

Свойства серого чугуна.

Главной характеристикой чугуна являются его литейные свойства: жидкотекучесть, усадка при застывании, важны и такие свойства, как способность поддаваться термической обработке, модифицированию, обработке резанием и т.д. Хорошими литейными свойствами обладает серый чугун. Идет он на изготовление отливок. По ГОСТ 4832-80 чугун может быть коксовым марок ЛК1-ЛК7, по содержанию делится на 5 категорий – чем меньше , тем больше цифра, а по содержанию Р – на классы А, Б, В, Г и Д; по содержанию Mn – на 3 группы.

Чтобы получить структуру серого чугуна, расплав заливают в песчаные формы (медленное охлаждение). Серый чугун (технический) представляет собой по существу сплав Fe-Si-C, содержащий в качестве примесей Mn, P, S. В структуре серого чугуна большая часть или весь углерод находится в виде графита.

Образование графита в железо-углеродистом сплаве уменьшает количество цементита или устраняет его, следовательно, снижает твердость и улучшает обрабатываемость серого чугуна. Микроструктура серого чугуна отличается от микроструктуры стали присутствием графита. В отличие от обычного природного графита, являющегося простой разновидностью “С” с гексагональной кристаллической решеткой, графит серго чугуна содержит не только атомы “С”, но также и атомы Fe, Si и другие, т.е. представляет собой твердый раствор высокой концентрации.

Лепестковая форма графита, наблюдаемая у серого чугуна, снижает его механические свойства, особенно предел прочности на растяжение.

Пластинки графита, имеющие форму широких лепестков, действуют как трещины на металлическую основу чугуна. Их острые концы способствуют концентрации напряжений. По структуре металлической основы серый чугун можно разделить на 2 основные группы:

1. Феррито-перлито-графитный чугун. Из-за наличия значительного количества структурно-свободного феррита отличается сравнительно низкой износостойкостью и низкими механическими свойствами.

2. Перлито-графитный чугун, особенно в случае мелкопластинчатого и тонкого строения графитных включений, отличается высокими механическими свойствами, износостойкостью и хорошей обрабатываемостью. Из-за наличия Si и Mn в п. Чугуна графита меньше (0,3-0,5%, а не 0,8).

Иногда в структуре перлитного чугуна присутствует цементит, который ушудшает его обрабатываемость и создает хрупкость.

6. Механические свойства и маркировка серого чугуна.

Серый чугун имеет сравнотельно высокий предел прочности при сжатии. Дело в том, что графитовые включения мало влияют на снижение твердости и предела прочности при сжатии, величина которых определяется главным образом структурой металлической основы чугуна. Предел прочности при изгибе ниже, а при срезе и особенно растяжении еще ниже. Чем качественнее чугун, тем меньше эта разница. Наибольшую прочность и износостойкость в сером чугуне обеспечивает металлическая основа, имеющая перлитную структуру. Для деталей из серого чугуна характерны малая чувствительность к влиянию внешних концентраторов напряжений при циклических нагружениях и более высокий коэффициент поглощения колебаний при вибрациях деталей (в 2-4 раза больше, чем у стали).

Серый чугун маркируют буквами и цифрами – С410, С415, -8-С418 ферритн., С420, 21, 25, ф-п. По ГОСТ 1412-79 установлены следующие марки серого чугуна: например, С410, С415, С425, С430, С435, С440, С445, разновидность серого, перл. (модифицирующие). Буквы обозначают серый чугун, число - предел прочности на растяжение, например, марка С415 означает серый чугун с прочностью при растяжении до 150 Мпа, если вторая цифра – предел прочности при изгибе.

Высокопрочный чугун с шаровидным графитом соединяет в себе высокие механические свойства стали с технологичностью и удобствами производства чугунных отливок.

Получение высокопрочного чугуна основано на модифицировании его жидкого сплава Mg или Ce. Mg используют в количестве 0,03-0,07%. Обычный состав в чугуне: 2,7-3,7%С; 1,6-2,7%Si; 0,5-0,6% Mn. Маркируют высокопрочный чугун буквами ВЧ. Затем следуют цифры: 1-е показывают предел прочности на растяжение, МПа,, кгс/мм²; 2-е – относительное удлинение, %. Чугуны ВЧ50-2, ВЧ60-2, ВЧ70-3, ВЧ100-4, ВЧ120-4 имеют перлитную основу, чугуны ВС45-5 – перлитно-ферритную, ВС38-17, ВС42-12 – ферритную.

Отливки из высокопрочных чугунов широко используют в народном хозяйстве: в автостроении для коленвалов, крышек цилиндрических; в тяжелом машиностроении – для многих деталей прокатных станов, в кузнечно-прессовом оборудовании и т.д.

Антифрикционные чугуны.

Антифрикционными могут быть серые, высокопрочные и ковкие чугуны, имеющие низкий коэффициент трения и достаточную износостойкость. Антифрикционность определяется соотношением перлита и феррита, а также количеством и формой графита. Их применяют для изготовления подшипников качения, втулок и других деталей, работающих при трении о металл.

Антифрикционные чугуны являются заменителями бронзы при легких условиях работы.

Для обеспечения нормальной работы антифрикционные чугуны должны иметь перлитную или перлито-ферритную основу с большим количеством включений графита, что создает низкий коэффициент трения.

ГОСТ 1585-79 принята маркировка антифрикционных чугунов, гду буквы обозначают: А – антифрикционный, Ч – чугун, С – серый, В – высокопрочный, К – ковкий, а цифра после букв означает процент содержания примесей.

По химическому составу антифрикционные чугуны относятся к легированным. Cu – АСЧ-1, Ni, Ti, Cu-АСЧ-2, Sb – АСЧ-3. Так, антифрикционый перлитный чугун АСЧ-1 легирован Cr 0,2-0,4%, Cu 1,5-2% (Si 1,6-2,4), перлитный АСЧ-2 (Cr 0,2-0,4; Ni 0,2-0,4; Si 1,4-2,2; Ti 0,03-0,1%; Cu 0,3-0,5%), АСЧ-3 (перлито-ферритный) легирован Ti 0,03-0,1 Sb, Cu 0,3-0,5 (Si 1,7-2%).

Антифрикционный чугуны с глобулярным графитом изготавливают 2-х марок: АВЧ-1 (перлитный) и АВЧ-2 (перлито-ферритный) АВЧ-1 (2,8-3,5С; 1,8-2,5 Si; 0,5-1,2Mn, меньше или равно Cu АВЧ-2 с повышенным содержанием Si 2,2-2,7

Антифрикционные ковкие чугуны АКЧ-1 и АКЧ-2 (перлитный и перлито-ферритный соответственно) имеет характеристики, близкие к АВЧ.

Необходимо заметить, что подшипники из чугунов с содержанием перлита более 80% допускают в работу в паре с валами, прошедшими закалку или нормализацию, а перлито-ферритные с содержанием до 80% перлита, но не менее 50% - термически не обрабатываемыми валами. Присутствие феррита в структуре антифрикционных чугунов вызывает быстрый его износ и является нежелательным.

9.Ковкий чугун.

Многие детали автомобилей, сельхозмашин имеют сложную форму и тонкое сечение, а в работе подвергаются ударной нагрузке. Наиболее экономичен в этом случае ковкий чугун, который получаю отливкой из белого чугуна с последующим отжигом при высоких температурах.

Ковким чугуном называется вязкий, хорошо сопротивляющийся разрыву и ударной нагрузке чугун, отличающийся наличием в перлитной или ферритной основной структуре хлопьевидных графитных включений. В отливках из белого чугуна при отжиге цементит разлагается на графит и железо. При этом может произойти и поверхностное обезулероживание чугуна. В результате получится вязкий, хорошо поддающийся обработке резанием ковкий чугун.

После отжига ферритный ковкий чугун имеет в изломе черную сердцевину, окружен белым ободком, а перлитный имеет светлый излом. Химический состав ферритного ковкого чугуна 1,75-2,3%С, 0,85-1,2% Si, не более 0,4% Mn; не более 0,2Р и не более 0,12%S.

По ГОСТ 1215-79 ковкие чугуны делят на перлитные и ферритные. Перлитный ковкий чугун марок КЧ45-6, КЧ-50-4, КЧ-56-4, КЧ-60-3, КЧ63-2 получают длительным отжигом.

Перлитный чугун содержит 0-20% феррита. Если 3-10% перлита, то чугун называют ферритным.

Ковкий чугун, прошедший нормализацию можно использовать как заменитель антифрикционных чугунов.

ОСНОВЫ ТЕРМИЧЕСКОЙОБРАБОТКИ СТАЛИ.

1. Сущность и назначение термической обработки стали.

2. Основные виды термической обработки.

3. Фазовые превращения в стали.

4. Критические точки образования аустенита.

5. Механизм образования аустенита из перлита.

1. Сущность и назначение термической обработки сали.

Термической оброаботкой металлических сплавов, находящихся в твердом состоянии называется совокупность операций нагрева, выдержки при данной температуре и охлаждения с заданной скоростью.

Целью термической обработки является изменение свойств металла путем изменения его структуры. В современном машиностроении широко применяют термическую обработку стали, чугунов и цветных сплавов для создания необходимых свойств: прочности, твердости, износостойкости, обрабатываемости или особых физико-химических свойств.

Различают первичную и вторичную термическую обработку. Назначение первичной термической обработки – подготовить структуру сплава к последующим операциям механической обработки и окончательной термической обработке. В результате вторичной термической обработки сплав получает окончательную структуру и приобретает необходимые механическте и физико-химические свойства.

Основными факторами воздействия при термической обработке являются температура и время. Поэтому режим оюбой термической обработки можно представить графиком в координатах температура-время. t_н – время нагрева, t_в – время выдержки при постоянной температуре, t₀ – время охлаждения.

Режим термической обработки характеризуют следующие параметры: температура нагрева – t_max, т.е. максимальная температура, до которой был нагрет сплав при термической обработке, время выдержки сплава при температуре нагрева t_в, скорость нагрева U_нагр и скорость охлаждения U_охл.

Нагрев или охлаждение с постоянной скоростью характеризуется в координатах t-f прямой линией с определенным постоянным углом наклона.

При неравномерной скорости нагрева (или охлаждения) истинная скорость является первой производной от температуры по времени (т.е. равна бесконечно малому изменению температуры по времени)

U_ист=

Графически истинная скорость определяется t_g угла наклона касательной к кривой нагрева (охлаждения) при заданной температуре.

Термическая обработка может быть сложной, состоящей из ступенчатого нагрева (охлаждения), охлаждения в области отрицательных температур и т.д. Графиком t-f может быть охарактеризован любой процесс термической обработки.

2. Основные виды термической обработки.

Основными операциями или видами термической обработки являются:

1. Рекристаллизационный отжиг.

2. Отжиг с фазовой рекристаллизацией.

3. Закалка.

4. Отпуск.

Рекристаллизационным отжигом называется операция термической обработки, при которой путем нагрева металла до температуры выше порога рекристаллизации, выдержки и охлаждения, полностью или частично устраняется последняя, вызванная наклепом. При рекристаллизационном отжиге взамен деформированных зерен образуются и растут новые равноосные зерна, при этом снимаются внутренние напряжения, понижается твердость и увеличивается пластичность металлического сплава.

Рекристаллизационному отжигу подвергаются листы, проволока, трубы и полуфабрикаты из стали, Си, латуни и других сплавов. В результате твердые и сравнительно хрупкие сплавы, полученные методами холодной обработки давлением, становятся мягкими и хорошо деформированными.

Отжигом с фазовой перерекристаллизацией называется процесс термической обработки, осуществляемый путем нагрева сплава выше критических температур (температуры фазового превращения, например, выше линии GS), выдержки и последующего медленного охлаждения с заданной скоростью Вследствие фазовой перерекристаллизации создается устойчивая (равновесная структура).

Примером отжига с фазовой перерекристаллизацией является полный отжиг стали, заключающийся в нагреве крупнозернистых отливок или поковок выше верхней критической точки А_с3, т.е. выше линии GS и их охлаждении вместе с печью для измельчения зерна и получения требуемых механических свойств.

Закалкой называется операция термической обработки, при которой путем нагрева сплава выше критических температур (температуры фазового превращения, например, для стали выше линии GSK), выдержки и последующего быстрого охлаждения образуется при нагреве и сохраняется после охлаждения неустойчивая структура твердого раствора или структура, состоящая из продуктов превращения твердого раствора различной степени дисперсности.

Отпуском называется операция термической обработки, при которой путем нагрева закаленного сплава ниже температуры фазового превращения (т.е. ниже линии PSK), выдержки и последующего охлаждения (обычно на воздухе) из неустойчивой закаленной структуры образуется более устойчивая. Происходит изменение механических свойств, а также снижение внутренних напряжений, устраняется чрезмерная хрупкость закаленной стали.

Самопроизвольный отпуск, происходящий после закалки с простой выдержкой при комнатной температуре или отпуск при очень низких температурах (приблизительно до 100-170⁰С), принято называть старением.

Обычно закалка стали и других сплавов сопровождается отпуском или старением и в подавляющем большинстве случаев преследует цель повышения прочности и износостойкости сплавов.

3. Фазовые превращения в стали.

Общее представление о превращениях, протекающих в стали при нагреве, можно получить из диаграммы состояния. Фазовые превращения вызваны тем, что, вследствие изменившихся условий, в частности, температуры, одно состояние оказывается менее устойчивым, чем другое.

Рассматривая структурные превращения стали следует отметить 3 основные структуры, а переход их из одной в другую характеризует основные превращения.

Этими структурами являются:

1. Аустенит – твердый раствор внедрения “С” в γ-Fe [Feγ (C)]

2. Мартенсит – пересыщенный твердый раствор “С” в α-Fe [Fe₂(С)]

3. Перлит (тв.раствор “С” в α-Fe) и цементита (карбида Fe₃С [Fe_αC+Fe₃C]

В процессах термической обработки стали наблюдаются 4 основных превращения:

1. Превращение перлита в аустенит: Feα+Fe₃C→Feγ(C) или Ф+Fe₃C→А

Превращение протекает выше т. А₁ (727⁰С), выше температуры стабильного равновесия аустенит-перлит. При этих температурах из 3х основных структур аустенит обладает минимальной свободной энергией.

Превращение состоит из 2х дновременно протекающих процессов: полиморфного α→γ перехода и растворения в аустените цементита.

П-е основное превращение – это превращение аустенита в перлит Feγ(C) →Feα+Fe₃С, протекающее ниже т. А₁.

Ш-е превращение аустенита в мартенсит Feγ(C) →Feα(С)

Протекает оно ниже температуры метастабильного равновесия А→М. Таким образом температура начала и конца мартенситного превращения обуславливается химическим составом аустеита. Чем больше в аустеите углерода, тем ниже температура. Легирующие элементы, за исключением Co и Ni, также понижают температуру.

Таким образом протекает мартенситное превращение при температуре ниже температуры метастабильного равновесия А→Т.

Изменение свободных энергий А Z_А, мартенсита Z_М и перлита Z_п с изменением температуры:

Хотя при Т₀ более устойчив перлит, работа для образования мартенсита из аустенита меньше, чем для образования перлита. Поэтому ниже Т₀ образование перлита из аустенита может произойти только путем превращения аустенита в мартенсит, а затем уже в перлит. Таким образом, аустенитно-мартенситное превращение в данном случае является промежуточным в процессе перехода аустенита в перлит.

!У превращение мартенсита в перлит, т.е. в феррито-карбидную смесь Feα(C)→Feα +Fe₃C, происходит при всех температурах, т.к. свободная энергия мартенсита при всех температурах больше свободной энергии перлита.

Схема свободных энергий основных структур показывает, что выше Т₀ возможно превращение мартенсита в аустенит. Однако, экспериментально это не подтверждается, т.е. вероятно, раньше успевает произойти превращение М→П (распад мартенсита).

4. Критические точки образования аустенита.

Нагрев стали при термической обработке в большинстве случаев имеет целью получение структуры аустенита.

Структура доэвтектоидной стали при нагреве до температуры Ас₁ [727⁰С перлитное или эвтекоидное превращение] состоит из зерен феррита и перлита.

Схема изменения структуры стали с содержанием 0,5С при нагреве

В т. Ас₁ начинается фазовая перекристаллизация перлита., который превращается в мелкозернистый аустенит. Фазовая перекристаллизация вызывается аллотропическим превращением решетки α-Fe перлита в γ-Fe аустенита. При нагреве от температуры Ас₁ до Ас₃ избыточный феррит растворяется в аустените. При температуре Ас₃ фазовая перекристаллизация заканчивается и весь феррит оказался растворенным в аустените.

Аналогичные превращения происходят в заэвтектоидной стали. При нагреве до температуры Ас₁ перлит превращается в мелкозернистый аустенит. Дальнейший нагрев приводит к растворению (вторичного) цементита в аустенит. Выше температуры Ас₃ и Ас_m будет только один аустенит.

С дальнейшим повышением температуры происходит рост зерен аустенита всех сталей (доэвтектоидной, эвтектоидной, заэвтектоидной) в различной степенью интенсивности для разных сталей.

В процессе нагрева образующиеся зерна аустенита ориентируются в соответствии с исходной структурой, что приводит к текстурованности.

Последующая первичная рекристаллизация позволяет устранить текстурованность зерен аустенита и получить мелкозернистую структуру излома. Более высокий нагрев (вторичная рекристаллизация) ведет к сильному росту зерен аустенита.

Одновременно с процессом образования и роста зерна в аустените идет выравнивание концентрации углерода путем диффузии. Однако, процесс диффузии в аустените протекает сравнительно медленно, требуя достаточной температуры и времени для выравнивания концентрации углерода по всему объему.

5. Механизм образования аустенита из перлита.

Образование аустените из перлита в эвтектоидной стали; из перлита и ферита в доэвтектоидной; из перлита и карбидов в заэвтектоидной – типичный кристаллизационный процесс, подчиняющийся основным законам кристаллизации. Основной движущий силой процесса является стремление стали снизить запас своей свободной энергии.

Процесс состоит из зарождения центров кристаллизации аустенита и постепенного роста кристаллов вокруг этих центров.

Первые участки аустенита появляются на границах зернышек цементита в феррите,

а в дальнейшем (2) участки аустенита увеличиваются. Это объясняется тем, что в пограничных областях между частицами цементита и ферритной основы сосредотачивается большое количество дислокаций, вакансий, атомов примесей и других несовершенств строения решетки. Кроме того, есть избыток свободной поверхностной энергии. Все это, наряду с близостью цементита, создает благоприятные условия для диффузии «С» и образования аустенита. Образовавшийся аустенит содержит около 0,8%С.

Скорость образования аустенита при заданной температуре нагрева стали зависит от 2-х факторов: 1 – от разности свободной энергии зарождающегося аустенита и исходной структуры стали; 2 – от скорости диффузии атомов «С», необходимых для образования аустенита.

Повышение температуры резко увеличивает оба эти фактора и скорость образования аустенита. Образование аустенита при непрерывном нагреве происходит следующим образом:

1. Превращение перлита в аустенит протекает в некотором интервале температур.

2. Чем больше скорость нагрева, тем выше температуры, при которых протекает превращение перлита в аусткенит, растворение карбидов и выравнивание неоднородности аустенита.

3. Чем больше скорость нагрева, тем быстрее протекает превращение перлита в аустенмит.

Скорость образования центров кристаллизации аустенита зависит от измельченности частиц цементита в перлите и от формы этих частиц. В тонко пластинчатом перлите возникновение центров кристаллизации аустенита идет гороздо быстрее, чем в крупнопластинчатом.

При непрерывном нагреве даже небольшое превышение т. Ас₁ вызывает возникновение в мелкопластинчатом перлите большого числа центров кристаллизации аустенита. В зернистом перлите, где поверхность частиц цементита относительно меньше, чем в пластинчатом одинаковой измельченности, процесс возникновения центров кристаллизации аустенита идет медленнее.

Образование аустенита в изотермических условиях, как и всякий типичный кристаллизационный процесс, сначала идет с возрастающей скоростью,затем скорость становится постоянной, и, наконец, уменьшается, постепенно затухая.

При повышении температуры изотермической выдержки скорость образования аустенита резко возрастает.

После окончания процесса аустенит получается неоднородным, т.е. концентрация «С» в различных его участках оказывается неодинаковой. В местах, где располагался цементит, содержание «С» в аустените будет больше, чем в местах, где находится феррит. Для выравнивания состава аустенита по всему объему требуется добавочное время.

ПРАКТИКА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

1. Классификация видов термической обработки по Бочвару.

2. Отжиг и нормализация.

3. Закалка.

Чтобы вызвать изменение свойств сплава, в нем при нагреве, выдержке или охлаждении должны произойти изменения, обусловленные фазовыми превращениями. Если металл в результате предшествующей обработки находился в структурно неравновесном состоянии, то при нагреве, вследствие увеличения подвижности атомов, можно приблизить металл к равновесному состоянию и изменить его свойства.

Все виды термической обработки подразделяют на 5 больших групп.

1. Допустим, что предшествующая обработка привела металл в неустойчивое состояние. Холодная пластическая деформация вызвала наклеп – искажение кристаллической решетки. При затвердевании не успели произойти диффузионные процессы, и состав металла неоднороден даже в объеме одого зерна. Полученное подобными способами неустойчивое состояние для большинства металлов при комнатной температуре сохраняется длительное время, т.к. тепловое движение атомов при комнатной температуре недостаточно для перехода в устойчивое состояние.

Увеличение теплового движения атомов в результате нагрева ведет к активации процессов, приводящих металл в устойчивое состояние. К подобным процессам относятся снятие напряжений, уменьшение искажений кристаллической решетки, рекристаллизация, диффузия.

Термическая обработка, заключающаяся в нагреве металла, который имеет неустойчивое состояние, полученной в результате предшествующих обработок, и приводящая в более устойчивое состояние, называется отжигом.

П. Если при нагреве сплавы подвергаются фазовым превращениям (аллотропия, растворение 2-й фазы и т.д.), то нагрев выше некоторой критической температуры вызывает изменение в строении сплава.

При последующем охлаждении произойдет обратное превращение. Если охлаждение происходит достаточно медленно, то превращение совершается в полной мере, фазовый состав будет соответствовать равновесному состоянию.

Особенностью обработки П является нагрев выше температур фазового превращения и охлаждение с малой скоростью, в результате чего сплав приходит к структурному равновесию. Такая термическая обработка также называется отжигом, но отжигом П рода или фазовой перекристаллизацией.

Ш. Если в сплаве при нагреве происходят фазовые изменения, то полнота обратного превращения зависит от скорости охлаждения. Теоретически возможно такое быстрое охлаждение, в результате которого зафиксируется состояние сплава, характерное для высоких температур. Такое процесс называется истинной закалкой. В большом широком смысле закалка подразумевает фиксицию лишь какой-то стадии структурного превращения, при которой в сплаве еще не достигнуто равновесное состояние.

Между обработкой П-йи Ш-ей групп есть общее. И в том, и в другом случае сплав нагревается выше температуры фазового превращения и окончательное строение приобретается при последующем охлаждении.

Однако, между обоим видами имеется и принципиальная разница. Во П группе термической обработки охлаждение имеет целью приближение сплава к равновесному состоянию и потому охлаждение ведется медленно. По Ш руппе термической обработки охлаждение ведется быстро с целью отдаления структурного состояния сплава от равновесного.

1У группа. Состояние закаленного сплава характеризуется неустойчивостью. Даже без всякого температурного воздействия в сплаве могут происходить процессы, приближающие его к более равновесному состоянию. Нагрев сплава способствует этим превращениям, т.к вызывает большую подвижность атомов. Нагрев закаленного сплава ниже температуры равновесных фазовых превращеий называется отпуском. Отпуск, происходящий при комнатной температуре (т.е.термообработка заменяется выдержкой при комнатной температуре) или при невысоком нагреве, часто называют старением.

Между отжигом 1 рода и отпуском есть общие моменты. В том и в другом случае обработка приближает сплав к структурному равновесию. В обоих случаях начальную стадию характеризует неустойчивое состояние сплава, только для отжига 1 рода оно достигается предшествующей обработкой, при которой не происходило фазовых превращений, а для отпуска – предшествующей закалкой.

Отсюда следует, что отпуск является всегда вторичной операцией, производимой после закалки.

1У группа металлов может растворять в себе различные элементы. При повышенных температурах атомы вещества, окружающего поверхность металла, диффундируют внутрь, создавая поверхностный слой измененного состава. Температурный фактор в этих процессах играет важную роль, поэтому их нельзя свести в чисто химической обработке. Обработка, в результате которой изменится состав поверхностных слоев, носит название химико-термической обработки.

Различные виды химико-термической обработки определяются тем, какими элементами насыщают металл.

Исходя из сказанного, можно дать краткие определения различных видов термической обработки.

1. Отжиг 1 р. – термическая операция, состоящая в нагреве металла, имеющего неустойчивое состояние, полученное предшествующими видами обработки и приводящая металл в более устойчивое состояние.

2. Отжиг П р. – термическая операция, состоящая из нагрева выше температуры превращения с последующим достаточно медленным охлаждением для получения структурно устойчивого состояния сплава.

3. Закалка – термическая операция, состоящая в нагреве выше температуры превращения с последующим достаточно быстрым охлаждением для получения структурно неустойчивого состояния сплава.

4. Отпуск – термическая операция, состоящая в нагреве закаленного сплава ниже температуры превращения для получения структурно более устойчивого состояния сплава.

5. Химико-термическая обработка – темическая операция, состоящая в нагреве сплава в среде соответствующих химических реагентов для изменения состава поверхностных слоев.

2. Отжиг и нормализация.

Отжиг – это такая термическая обработка, при которой сталь нагревается выше критической точки Ас₁ (или только выше Ас₁ – неполный отжиг) с последующим медленным охлаждением.

Нагрев выше Ас₃ обеспечивает полную перекристаллизацию стали. Медленное охлаждение при отжиге должно привести к распаду аустенита в перлитные структуры. Нормализация есть разновидность отжига. При нормализации охлаждение проводится на спокойном воздухе, что ускоряет охлаждение, по сравнению с обычным отжигом. Перлит, в случае нормализации, образуется при несколько большем переохлаждении, что обуславливает некоторые отличия в свойствах отожженной и нормализованной стали.

Отжиг и нормализация обычно являются первоначальными операциями термической обработки. Цель их – устранение некоторых дефектов предыдущих операций горячей обработки (например, литья, ковки и т.д.) или подготовка структуры к последующим технологическим операциям (например, обработке резанием, закалке). Если эксплуатационные свойства удовлетворительны и не требуется дальнейшего улучшения путем закалки и отпуска, то отжиг и особенно нормализация могут быть окончательными видами термической обработки.

Обе эти задачи выполняе обычный полный отжиг. Схема различных видов отжига:

Полный отжиг заключается в нагреве стали выше верхней критической точки Ас₃ с последующим медленным охлаждением. Феррито-перлитная структура переходит при нагреве в аустенитную. При охлаждении аустенит сова превращается в феррит и перлит, т.е. происходит полная перекристаллизация.

Структура, состоящая из крупных зерен перлита и феррита (какая бывает часто после литья и ковки), а иногда феррит может быть игольчатым – видманштеттовая структура, после такого отжига превращается в структуру из мелких зерен феррита и перлита.

Сталь 40

До отжига видманштетт После отжига

Если исходная структура не очень крупнозерниста и не имеет видманштеттного характера, то достаточно произвести более низкий нагрев – выше Ас1, но ниже Ас₃. При этом произойдет лишь перекристаллизация перлитной составляющей, но не ферритной. Такой отжиг называют неполным. Он более экономичен.

Неполный отжиг заэвтектоидных сталей называют также сфероидизацией. Способ используется для получения структуры зернистого перлита. Нагрев немного превышает критическую точку Ас₁, если значительно увеличить нагрев получится пластинчатый перлит.

Структурой зернистого перлита должны обладать инструментальные стали, т.к. это обеспечит хорошую обрабатываемость режущим инструментам и малую склонность к перегреву при закалке.

Если исходная структура хорошая, а требуется только снизить внутренние напряжения, то нагрев под отжиг ораничивают более низкими температурами, ниже критической точки. Это низкий отжиг или «высокий отпуск» и относится он к 1-й группе термической обработки (отжиг 1 р.), тогда как полный и неполный отжиг относится ко П группе (отжиг П р. Или фазовая перекристаллизация).

Литая сталь обычно характеризуется неоднородностью состава, дендритной и зональной ликвацией. Нарев стали до выскоих температур и выдержка при них ведет к устранению или выравниванию оси 1 порядка в начальный момент кристаллизации обогащается тугоплавким компонентом. Чем больше разница температур между солидусом и ликвидусом, тем сильнее ликвация дендритной неоднородности. Такая обработка называется гомогенизацией или диффузионным тжигом. Но! Высокий нагрев обычно 1000-1100⁰С) и длительная выдержка ведут к сильному росту зерна. Для устранения крупнозернистости требуется дополнительная обработка обычный отжиг).

Крупнозернистая структура может быть исправлена также при ковке и прокатке, т.е. пластической деформацией. В этом случае надобность в последнем отжиге отпадает.

Скорость охлаждения при отжиге должна быть приемлемой для превращений аустенита с малой степенью переохлаждения, а именно не более 50-100 о/час, что достигается охлаждением в печи.

Онако, целесообразнее проводить изотермический отжиг. Для этого сталь, нагретая выше критической точки, быстро охлаждается до температуры. Лежащей на 50-100⁰С ниже равновесной т. А₁ и при этой температуре выдерживается до полного распада аустенита. Так как температуру легче контролировать, чем скорость охлаждения, такой отжиг дает более стабильные результаты.

Ормализация более дешевая термическая обработка, чем отжиг: печи используются только для нагрева и выдержки при температуре нормализации.

Для низкоуглеродистых нелегированных сталей разница в свойствах между отожженными и нормализованными состояниями практически отсутствуют, поэтому такие стали рекомендуется нормализовать.

Для среднеуглеродистых сталей (0,3-0,5%) различие в свойствах более значительно. В этом случае нормализация не может заменить отжига. Но эти стали нормализуют для замены более дорогой операции улучшения, состоящей в двойной обработке: закалка + отпуск при высокой температуре. Ормализация придает в данном случае более высокую прочность по сравнению с отожженным состоянием, но пластичность и вязкость ниже.

Нормализация сопровождается охлаждением на спокойном воздухе. Если же после нагрева до аустенитной области охлаждение в струе воздуха, т.е. охлаждение с повышенной скоростью (чтобы превращение произошло в районе изгиба с кривой), то процесс называют одинарной термической обработкой. (термин ввел Минкевич Н. А.).

Применяется в тех случаях, когда надо получить твердость выше, чем при нормализации, когда стремятся избежать закалки.

3. Закалка.

В большинстве случаев при закалке стремятся получить структуру наивысшей твердости, т.е. мартенсит. При полной закалке сталь переводят в однофазное состояние (в аустенит), т.е. нагревают выше критических температур Ас₃ и Аст. При неполой – до межкритических температур – между Ас₁ и Ас₃.

Доэвтектоидные стали подвергают полной закалке, оптимальная температура нагрева на 30÷50⁰С больше Ас₃.

При агреве образуется мелкокристаллический аустенит; после охлаждения, соответственно, - мелкокристаллический мартенсит. Недогрев до Ас₃ приводит к неоднородности структуры (сохраняется кристаллический феррит).

Заэвтектоидные стали подвергают неполной закалке. Оптимальная температура нагрева углеродистых и низколегированных сталей – Ас₁+30÷50⁰С. После закалки структура заэвтектоидной стали состоит из мартенсита и цементита. Твердость, из-за присутствия цементита выше, чем при полной закалке.

Для высоколегированных сталей ледебуритного класса (за т. Е) используют температуры, близкие к эвтектичной (1147⁰С). Получают красностойкий мартенсит [красностойкость – способность сохранять твердость в нагретом состоянии]. Такую закалку называют закалкой на вторичную твердость.

Закалку при температуре 900-1000⁰С называютзакалкой на первичную твердость. Получают износостойкие стали.

Охлаждение при закалке.

Для получения мартенситной структуры необходимо переохладить аустенит до температуры мартенситного превращения, следовательно, скорость охлаждения должна превышать критическую скорость – U_кр.

U_кр для углеродистых сталей от 1400 до 400⁰С/с. Такое резкое охлаждение достигается погружением изделий в холодную воду с добавками NaOH. Легированные стали приобретают мартенситную структуру при охлаждении в холодных или подогретых маслах, а высоколегированные можно охлаждать на воздухе.

Иногда закалка сопровождается короблением. Коробление и растрескивание вызываются остаточными напряжениями, возникающими при закалке.

Величина напряжений значительно уменьшается при закалке в 2-х средах и ступенчатой закалке.

Закалка в 2-х средах осуществляется следуюим образом:

После нагрева изделие погружается на определенное время в воду, в результате чего достигается быстрое прохождение температурного района минимальной устойчивости аустенита, а затем переносятся в более мягкую среду, обычно в масло.

При ступенчатой закалке изделие, нагретое до температуры закалки переносят в жидкую среду, имеющую температуру на 50-100⁰С больше мартенситной точки Мн, выдерживают недолго, чтобы выравнять температуру по сечению, а затем окончательно охлаждают на спокойном воздухе. Такой способ охлаждения дает возможность получать мартенсит в легированных сталях с достаточно высокой усталостью переохлаждения аустенита в районе температур перлитного превращения.

ВНУТРЕННИЕ НАПРЯЖЕНИЯ ПРИ ЗАКАЛКЕ

1. Тепловые напряжения.

2. Фазовые напряжения.

3. Изотермическая закалка.

4. Закалочные среды.

При закалке металлов возникают внутренние напряжения. Причины могут быть различными. Неравномерное охлаждение поверхности и сердцевины изделий вызывает напряжения, называемые тепловыми. Из-за изменений объема, а также неоднородности протекания мартенситного превращения по объему изделия возникают напряженич, называемые структурными или фазовыми.

Тепловые напряжения для процесса охлаждения отожженой стали от температуры ниже Ас₁ (727⁰С) характерны. Только фазовые напряжения в этом случае отсутствуют.

При быстром охлаждении распределение температур по сечению изделич неодинаково и изменение объема также неравномерно. Поверхностные слои сжимаются быстрее, чем внутренние. Но, этому процессу препятствуют внутренние слои, вследствие чего в поверхностных слоях образуются временые (исчезающие после снятия нагрузки) растягивающие напряжения. Во внутренних слоях одновременно возникают сжимающие напряжения. Даже тогда, когда поверхность охладится и прекратится изменение объема, сердцевина еще будет испытывать тепловое сжатие. Напряжения начнут уменьшаться, и, в какой-либо момент произойдет изменение знака напряжений на поверхности и в сердцевине.

После окончательного охлаждения на поверхности получаются остаточные напряжения сжатия, а в сердцевине – напряжения растяжения. (рис.а)

Эпюры остаточных напряжений

а) тепловые б) структурные в) суммарные

Появление остаточных напряжений – это результат того, что временные напряжения вызывают как упругую, так и пластическую деформацию слоев по сечению.

2. Фазовые и суммарные напряжения.

Рассмотрим условия возникновения фазовых напряжений при полной прокаливаемости (без учета тепловых напряжений).

Когда при закалке достигается температура ниже т. Мн, мартенсит в 1-ую очередь образуется на поверхности, т.к. здесь т. Мн будет достигнута раньше, чем в сердцевине. Известно также, что превращение аустенита в мартенсит сопровождается увеличением объема, поэтому на поверхности возникают временные сживающие напряжения, а во внутренних слоях – растягивающие напряжения. Развитием превращения знак напряжений на поверхности и в сердцевине изменяется.

По сравнению с тепловыми напряжениями структурные изменяются в обратном порядке. В результате мартенситного превращения на поверхности образуются остаточные напряжения растяжения, а в сердцевине – напряжения сжатия (рис. б). Эти остаточные напряжения, как и тепловые, возникают в результате появления под действием временых напряжений не только упругой, но и неодинаковой по сечению остаточной деформации.

При закалке стали возникают как тепловые, так и фазовые напряжения одновременно, поэтому их суммируют (рис. в). В данном случае (согласно приведенной схеме) тепловые напряжения больше структурных, поэтому на поверхности образуются напряжения сжатия.

В зависимости от соотношения между тепловым и структурными напряжениями могут получиться различные эпюры суммарных напряжений. Напряжения в поверхностных слоях могут иметь различный знак и величину. Часто величина фазовых напряжений больше тепловых.

Следует отметить, что остаточные напряжения вседа меньше временных напряжений, образующихся в процессе охлаждения.

Если металл мало пластичен и величина напряжений превышает сопротивление отрыву, то в результате происходит образование трещин. Наиболее опасны при этом растягивающие напряжения на поверхности, способствующие образованию трещин и снижающие предел выносливости стали.

Растягивающие напряжения возникают в основном вследствие структурных напряжений, которые стремяться уменьшить. Структурные напряжения тембольше, чем выше температура закалки и скорость охлаждения в интервале температур Мн и Мк. Чтобы снизить структурные напряжения, замедляют скорость охлаждения ниже т. Мн и избегают перегрева стали.

3. Изотермическая закалка.

Изотермической закалкой называется операция нагрева стали, как и при обычной закалке, выше линии GSK, т.е. до аустенитного состояния доэвтектоидной стали или аустенитно-карбидного – заэвтектоидной, ускоренного ее охлаждения в зоне наименьшей устойчивости аустенита в расплавленной соли, имеющей температуру выше т. Мн, выдержки в горячей среде в зоне промежуточного превращения до полного его завершения и последующего охлаждения на воздухе.

Температура изотермической выдержки зависит от требуемых свойств деталей и лежит выше т. Мн, но ниже зоны перлитного превращения. Изотермическая закалка позволяет в значительной степени устранить большую разницу в скорости охлаждения поверхности и сердцевины изделий, являющуюся основной причиной образования термических напряжений. Кроме того, при изотермической закалке бездиффузионное мартенситное превращение заменяется диффузионным промежуточным превращением, которое протекает постепенно и одновременно по всему сечению. Это уменьшает образование структурных напряжений. При охлаждении после изотермической выдержки, благодаря закончившемуся превращению аустенита, структурные изменения уже не происходят.

В результате изотермической закалки детали получают структуру Бейнита с высокой и средней твердостью, достаточно вязкую, прочную и хорошо сопротивляющуюся ударным нагрузкам.

Отсутствие значительных термических и структурных напряжений резко снижает брак, связанный с образованием трещин, короблением и изменением размеров деталей.

Другими методами закалки структуру Бейнита получить не удается.

Изотермической закалке подвергают детали из простых углеродистых и низколегированных сталей тонкого сечения (не более 5-10 мм). При больших сечениях невозможно в горячей среде переохладить аустенит без распада до температур, лежащих выше т. Мн, из-за малой устойчивости аустенита.

Изотермическая закалка деталей более крупных сечений применима главным образом к высоколегированным сталям, в которых аустенит более устойчив (кривые на диаграммах изотермического превращения аустенита достаточно сдвинуты вправо). В этом случае можно избежать перлитного превращения в горячей среде и достигнуть зоны более устойчивого аустенита.

Очень хорошие результаты дает изотермическая закалка таких деталей, как пружины, болты, шайбы, трубы, различные мелкие детали для автомобилей, прочих машин и механизмов.

Изотермическая закалка стальной проволоки в расплавленной свинцовой ванне называется патентированием.

4. Закалочные среды.

Для успешного проведения термической обработки большое значение имеет правильный выбор закалочной среды.

Наиболее распостраненными закалочными средами являются вода, 5-10% водный раствор NaOH или NaCl, минералбное масло, а также расплавы солей с низкой температурой плавления.

При закалке стали требуется быстро охладить аустенит при температурах наименьшей его устойчивости, т.е. при 650-550⁰С до Мн. В зоне температур мартенситного превращения, т.е. ниже 300⁰С, наоборот выгоднее применять замедленное охлаждение, чтобы образующиеся структурные напряжения успели выровняться. Твердость образовавшегося мартенсита при выдержке ниже Мн практически не снижается.

Данные о скростях охлаждения и наиболее распостраненных закалочных средах приводим в таблице.

Скорость охлаждения в различных закалочных средах (по С. С. Штейнбергу).

№№	Закалочная среда	Скорость охлаждения в % в интервале температур
		650-5500 С	300-2000С
1	Вода при 180С	600	270
2	Вода при 500С	100	270
3	Вода при 740С	30	200
4	10% р-р в воде при 180С	1200	300
5	10% р-р в воде при 180С	1100	300
6	Эмульсия масла в воде	70	200
7	Мыльная вода	30	200
8	Минеральое масло	150	30

Из данных таблицы видно, что идеальной закалочной среды, которая удовлетворяла бы всем условиям, нет. Раствор NaOH или NaCl в воде и вода выгодны при охлаждении в зоне температур 650-550, но они могут вызвать внутренние напряжения, коробление и трещины при охлаждении в зоне температур ниже Мн, т.е. 300-200, вследствие того, что быстро охлаждают в этом интервале температур.

Масло, наоборот, невыгодно в зоне температур 650-550⁰С и очень выгодно, вследствие умеренного охлаждения, в зоне мартенситного превращения, т.е. ниже 300-200⁰С.

При закалке в масле образуется паровая рубашка, препятствующая теплопередаче. Так как вследствие вязкости закалочной среды паровая рубашка медленно устраняется, то и охлаждение протекает медленно.

В воде паровая рубашка разрывается легче. Отработанная вода закаливает сильнее, чем свежая, в которой растворенные газы вызывают образование паро-газовой рубашки вокруг деталей.

Еще быстрее охлаждение идет в растворе NaOH. Частичка едкого Na, попадая на раскаленный металл, взрывается и разрывает паровую рубашку. Это преимущество растворов едкого Na обеспечивает их широкое применение для закалки простых среднеуглеродистых сталей. Наибольшая скорость охлаждения достигается при закалке стали в потоке сжатого холодного [защитного] газа.

В качестве охлаждающей среды при ступенчатой и изотермической закалке чаще применяют расплавленные соли в интервале температур 150-500⁰С, например, 55% KNO₃ и 45% NaNO₂ (или NaNO₃), а также расплавленные щелочи (20% NaOH и 80% КОН). Чем ниже температура соли (щелочи), тем выше скорость охлаждения в ней. Поскольку расплавленные соли охлаждаются только вследствие теплоотдачи, то охлаждающая способность их возрастает при перемешивании. Добавление воды (3-5%) в расплавы едких щелочей, при погружении в них нагретого для закалки изделия, вызывает кипение и увеличение скорости охлаждения в области температур перлитного превращения. Скорость охлаждения возрастает при 400-450⁰С, а при 300⁰С – в 2 раза.

Охлаждение в расплавах едких щелочей, если предварительно детали охладились в жидких солях, не вызывающих окисления, позволяет получить чистую поверхность светло-серго цвета. Закалку по этому способу называют светлой.

ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

1. Общая характеристика химико-термической обработки.

2. Цементация.

3. Азотирование.

4. Цианирование.

Химико-термической обработкой называют процессы насыщения поверхностного слоя изделий тем или иным элементом путем диффузии его из внешней среды при высоких температурах.

Химико-термическую обработку проводят в целях повышения износостойкости и усталостной прочности, повышения сопротивления коррозии.

Изменение химического состава поверхностного слоя происходит в несколько стадий: 1 стадия – выделение диффундирующего;

2 стадия – адсорбция, т.е. поглощение подаваемых к изделию атомов металлической поверхностью. Адсорбция объясняется тем, элемента в атомарном состоянии, благодаря реакциям, протекающим во внешней среде, что у атомов металла, находящегося на поверхности, свободные связи направлены наружу, это увеличивает поверхностную энергию. При осаждении чужух атомов свободные связи используются, что уменьшает поверхностную энергию. При осаждении «чужих» атомов свободные связи используются, что уменьшает поверхностную энергию. Обычно адсорбционная способность возрастает с повышением температуры.

3-я стадия – растворение адсорбируемых атомов в металле. Химический состав поверхностного слоя изменяется, появился градиент концентрации растворенного компонента от поверхности к нижележащему слою.

4-я стадия – диффузия растворенного вещества вглубь изделия. Скорость диффузии возрастает с повышением температуры и с увеличением градиента концентрации: чем выше температура химико-термической обработки, тем больше глубина слоя измененного химического состава.

При заданной температуре толщина слоя возрастает с увеличением длительности процесса по параболическому закону.

На скорость диффузии сильно влияет тип образующегося твердого раствора. Атомы компонентов, образующих с обрабатываемым металлом твердые растворы внедрения (C, N) диффундируют значительно быстрее атомов, образующих твердые растворы замещения (Cr,Al).

Изменение концентрации растворенного вещества по глубине слоя зависит от характера взаимодействия этого вещества с насыщаемым металлом.

Если при температуре процесса наблюдается значительная или неограниченная растворимость в твердом состоянии, то концентрация растворенного элемента будет монотонно уменьшаться от поверхности вглубь.

ДС металла А и диффундирующего Растворение от поверхности

элемен Компонента В – темп. ХТО Распределение диффундирующего

элемента в слое

Когда при температуре процесса образуются химические соединения или промежуточные фазы переменного состава, концентрация растворенного вещества по глубине слоя будет изменяться скачками. Предположим, что системе металл А и диффундирующий элемент В соответствует приведенная даграмма состояния.

а) ДС металла А и диффундирующего б) распределение компонента

компонента В в слое

Если процессы диссоциации, адсорбции и диффузии идут достаточно активно в течении достаточного времени, то на поверхности сможет образоваться слой твердого раствора В (А) переменной концентрации (рис. б). Под ним будет находиться подслой твердого раствора химического соединения AnBm тоже переменной концентрации и, наконец, слой твердого раствора А (В) убывающего от предела насыщения (при данной температуре) до 0. На границах раздела слоев концентрация меняется скачкообразно в соответствии с условиями равновесного сосуществования фаз, как это следует из ДС (рис. а).

Если процесс насыщения идет менее активно, то концентрация на поверхности не достигнет 100% В и может, например, равняться Х Этот случай равносилен тому, что насыщаемая поверхность как бы переместилась в положение О´ и т.д. (рис. б).

Наиболее широкое практическое применение для сталей нашли такие процессы химико-термической обработки, как цементация, азотирование и цианирование.

2.Цементация.

Цементацией называется процесс поверхностного насыщения стали углеродом. Различают 2 вида цементации: твердую углеродосодержащими смесями (карбюризаторами) и газовую.

Цементация сопровождается последующей закалкой с низким отпуском, в результате чего получают твердую и износостойкую поверхность.

Если изделие цементуется не по всей поверхности, то участки, не подлежащие цементации, защищаются гальваничским омеднением.

Для обеспечения высокого сопротивления динамическим нагрузкам желательно получить вязкую сердцевину, поэтому цеметируемые детали изготавливают из сталей с невысоким содержанием углерода 0,12-0,20%.

При твердой цементации детали запаковываются в ящик, заполненный карбюризатором, в качестве которого используют древесный уголь с различными добавками. Находящийся между кусочками угля О₂ воздуха при температуре 900-950⁰С взаимодействует с углеродом, образуя оксид из-за недостатка О₂ не СО₂). Но при температуре процесса “СО” неустойчив и, контактируя в Fe разлагается: 2СОСО₂+С, т.е. с образованием атомарного углерода, который поглощается поверхностью.

Таким образом, и при твердой цементации процесс протекает с образованием газовой фазы.

Для активации карбюризаторов используют углекислые соли: ВаСО₃, NaCO₃ (сода), К₂СО₃ (поташ), в количестве от 10 до 30%. Они разлагаются с образованием СО₂:

ВаСО₃ВаО+СО₂

А диоксид взаимодействует с углем СО₂+С2СО и т.д.

По пичине низкой теплопроводимости карбюризатора процесс твердой цементации весьма длительный (несколькодесятков часов).

Увеличение скорости цементации достигается применением газовой цементации. В этом случае через герметически закрытую камеру печи с определенной скоростью проходит цементирующий газ.

Необходимаягазовая атмосфера может создаваться также при подаче (с помощью специальной капельницы) в камеру печи жидкостей, богатых углеродом (керосин, спирты и т.д.). Углеводород при высоких температурах разлагается с образованием активного «С» и Н₂.

Лучший цементированый слой получается при использовании в качестве карбюризатора природного газа, состоящего почти плностью из СН₄ и пропан-бутановых смесей, а также жидкого углеводорода.

Основными реакциями газовой цементации являются диссонация оксида С и СН₄:

2СОСО₂+Сат СН₄2Н₂+Сат

Сат+Fe=аустенит Fe (С)

Чтобы получить толщину слоя 1,0-1,7 мм процесс проводят 6-12 часов при температуре 910-930⁰С.

Газовую цементацию обычно проводят в шахтных муфельных печах с рабочей температурой 950⁰С или в камерных универсальных печах с герметизированной форкамерой (нагревательная камера) и закалочным баком. Герметизация позволяет исключить контакт нагретых деталей с воздухом, предотвратить образование дефектов на поверхности изделий.

В крупносерийном производстве применяют безмуфельные печи непрерывного действия. Весь цикл химико-термической обработки (цементация, закалка, низкий отпуск) в таких установках механизирован и автоматизирован.

Для цементации в печах непрерывного действия и камерных печах применяют эндотермическую атмосферу, вкулючающую 20% СО, 40% Н₂ и 40% N₂. К 92-95% эндотермического газа добавляют 3-5%природного газа.

Получение эндотермического газа – процесс высокотемпературный (1000-1200⁰С). Осуществляют его в специальных генераторах.Эндотермическая атмосфера создает возможность автоматического регулирования углеродного потенциала, т.е. обеспечивает определенную концентрацию углерода на поверхности цементированного слоя.

Итак, при газовой цементации можно получить заданную концентрацию углерода в слое; сократить длительность процесса; обеспечить полную механизацию и автоматизацию процессов. Кроме того, упрощается последующая термическая обработка изделий, т.к. можно производить закалку непосредственно из цементационной печи.

Необходимые свойства цементируемых изделий достигаются в результате последующей термической обработки.

Чаще всего, особенно при обработке мелкозернистых сталей, применяют закалку выше т. Ас₁, при 820-850⁰С. Это обеспечивает измельчение зерна и полную закалку цементируемого слоя. Зерна сердцевины также измельчаются, подвергаясь частичной перекристаллизации.

Закалку без повторного нагрева, т.е. непосредственно из цементационной печи после подстуживания изделий до 840-860⁰С, применяют для уменьшения коробления обрабатываемых изделий. Такая обработка не улучшает структуру цементируемого слоя и сердцевины, поэтому подобной обработке подвергают только изделия, изготовленные из наследственно мелкозернистой стали.

В результате термической обработки поверхностный слой приобретает структуру мелкоигольчатого мартенсита и изолированных участков остаточного аустенита (15-20%) или мартенсита, остаточного аустенита и небольшого избытка глобулярных карбидов.

Во всех случаях заключительной стадией термической обработки целых изделий является низкий отпуск при 160-180⁰С, переводящий мартенсит закалки в поверхностном слое в отпущенный мартенсит, снимающий напряжения. Твердость поверхностного слоя после термической обработки HRC 58-62.

Цементация с термической обработкой повышает предел выносливости стальных изделий.

3.Азотирование.

Азотированием называют процесс диффузионного насыщения поверхностного слоястальных изделий . Осуществляется азотирование путем нагрева деталей в потоке NH₃ при 480-650⁰С. Тонкий азотированный слой очень тверд, износостоек и хорошо сопротивляется коррозии.

Кроме того, азотирование создает на поверхности изделий остаточные напряжения сжатия, повышающие предел выносливости и долговечность.

Сущность процесса азотирования заключается в разложении NH₃ на N₂ и H₂ ; 2NH₃ =2 N+3H_2. Активные (в момент выделения) атомы проникают в решетку -Fe и диффундирует в ней. В результате получается ряд структурных составляющих и переходных структур. В начале при азотировании получается -фаза, т.е. твердый раствор N₂ в феррите, который при температуре 591⁰С растворяет до 0,42% N, а при атмосферной температуре – только до 0,015%N.

При повышении содержания N образуется ´-фаза, содержащая 5,7-6,1% N и представляющая собой твердый раствор на основе нитрида Fe (Fe₄N).

Наконец, при дальнейшем повышении содержания N₂ образуется Σ-фаза – твердый раствор на базе нитрида Fe (Fe3N), содержащая 8,0-11,2% N. Наибольшее содержание в ней N отвечает нитриду Fe₂N (11,2%).

При температурах выше 591⁰С образуется -фаза, представляющая собой твердый раствор N в -Fe. Понижение температуры приводит к эвтектоидному распаду. Азотистый эвтектоид состоит из  и -фаз и содержит 2,35% N.

Твердость азотированного слоя простой углеродистой стали невеика, поэтому азотированию подвергают среднеуглеродистые легированные стали..

При азотировании легированных сталей образуются нитриды специальных элементов: Al, Ti,V, Cr, Mo, W и Mn: AlN, TiN, VN и тд, которые придают азотированному слою очень высокую твердость.

Хорошие результаты дает азотирование нержавеющей и жароупорной стали. Замечательные атифрикционные свойства обнаруживает азотированная поверхность графитизированной стали, т.е. стали, имеющей в структуре графит. Она отличается высокой твердостью и износостойкостью; вместе с тем, графит удерживает смазку и понижает коэффициент трения, что очень важно для гильз, цилиндров, втулок и подшипников.

Азотированые детали обладают хорошей сопротивляемостью действию переменных напряжений и обладают высоким пределом выносливости, коррозионной стойкостью. Недостатком процесса азотирования является чрезмерная длительность процесса – 50-100 часов и необходимость применения легированных сталей.

Поэтому азотирование применяют там, где требуется особое качество деталей, например, в производстве дизельной аппаратуры, измерительного инструмента, гильз цилиндров, а также в тяжелом станкостроении.

4.Цианирование.

Цианированием называют процесс диффузионного насыщения поверхностного слоя стальных изделий одновременно «С» и N при 820-950⁰С в расплавленных солях, содержащих гр. СN

Если процесс проводят в среде цементирующего газа с небольшим количеством NH₃ (газовое цианирование), то процесс чаще называют нитроцементацией (4-10 ч.).

В зависимости от температуры, при которой проводится процесс, различают высокотемпературное (930-950⁰С) и среднетемпературное (820-860⁰С) цианирование.

Для получения слоя 0,15-0,35 мм среднетемпературное цианирование ведут в ваннах с расплавом солей (20-25% NaCN, 25-50% NaCl и 25-50% Na₂CO₃ ). В зависимости от толщины слоя продолжать процесс 30-90 минут. При этом происходят следующие реакции:

2NaCN+O₂2NaCNO

2NaCNO+O₂Na₂CO₃+CO+2N

2COCO₂+Cат

Выделяющийся атомарный углерод и N диффундируют в сталь. Цианированный слой содержит 0,7%С и 0,8-1,2%N.

Твердость цианированного слоя после термической обработки приблизительно HRC

58-62. По сравнению с цементированным слоем цианированный обладает более высокой износостойкостью и пределом выносливости.

Для получения слоя толщины 0,5-2,0 мм применяют высокотемпературное или глубокое цианирование. Время равно 1,5-6 часов. В составе солей 82% BaCl₂, 8% NaCN, 10% NaCl.

В этих условиях сталь насыщается в большей степени углеродом – 0,8-1,2% и в меньшей – N (0,2-0,3%).

Строение цианированного слоя аналогично цементированному. После высокотемпературного цианироваия детали охлаждают на воздухе, а затем для измельчения зерна закаливают с нагревом в соляной ванне или печи и подвергают низкотемпературному отпуску.

Процесс цианирования по сравнению с цементацией требует меньше времени для получения нужной толщины слоя, характеризуется меньшими деформациями и короблением, более высоким сопротивлением износу и коррозии. Недостаток: высокая стоимость цианистых солей, токсичность, меры по охране труда.

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА

1. Причина и характер превращения аустенита.

2. Диаграмма изотермического превращения аустенита.

3. Перлитное превращение.

4. Промежуточное превращение.

5. Мартенситное превращение.

Аустенит является устойчивым только выше т. А₁ (727⁰С). При охлаждении ниже этой температуры запас свободной энергии аустенита становится больше запаса свободной энергии продуктов его превращения, поэтому переохлажденный 1 неустойчив и начинает превращаться.

Превращение переохлажденного А может иметь место как при непрерывном охлаждении, так и в процессе выдержки при температурах ниже т. А_r1 – изотермического превращения аустенита.

При небольшой степени переохлаждения аустенит превращается в феррито-цементитную смесь. Этот процесс является чисто кристаллизационным, т.е. происходит путем образования зародышей и последующего их роста.

С другой стороны, превращение аустенита в феррито-цементитную смесь носит диффузионный характер и сопровождается перераспределением углерода по объему. Перераспределение углерода связано с тем, что однородный аустенит превращается в феррит, практически не содержащий углерод и цементит, содержащий 6,67%С.

В большинстве случаев превращение аустенита происходит в условиях непрерывного охлаждения, например, при закалке в воде. Изотермическое превращение аустенита на практике встречается реже, но значительно меньшая скорость этого превращения позволяет подробно его исследовать.

Скорость превращения аустенита в феррито-цементитную смесь зависит, с одной стороны, от разности свободных энергий аустенита и продуктов его превращения, а с другой – от скорости протекания диффузионных процессов.

С увеличением степени переохлаждения разность свободных энергий возрастает, что приводит к увеличени скорости превращения. Однако, подвижность атомов с увеличением степени переохлаждения уменьшается, что приводит к замедлению скорости превращения.

Из этого следует, что скорость превращения аустенита должна возрастать за счет увеличения разности свободных энергий, а при больших степенях переохлаждения, когда скорость диффузии резко уменьшается, убывать.

Кривая изотермического превращения аустенита типична для кристаллического процесса.

Сначала процесс преврашения идет крайне медлено и незаметно (инкубационный или подготовительный период). Затем скорость превращения постепенно увеличивается и при образовании приблизительно 50% продуктов превращения достигает максимума. После получения приблизительно 70% продуктов превращения скорость снова уменьшается. По мере приближения величины конверсии А к 100%, процесс постепенно затухает. При высоких степенях переохлаждения, благодаря значительному снижению температуры аустенита, процесс диффузии в нем затрудняется и становится невозможным. В этом случае в определенном температурном интервале протекает бездиффузионное превращение в особую структуру закаленной стали, называемую мартенситом (немецкий ученый А. Мартенс).

2.Диаграмма изотермического превращения аустенита.

Исследования превращения аустенита при постоянных температурах обобщаются для каждой марки стали в виде диаграммы изотермического превращения. Эти диаграммы строят в координатах температура превращения – время. Время обычно откладывают по логарифмической шкале. Данные для построения диаграммы получают экспериментально. Образцы сталей, нагретые до аустенитного состояния, быстро переносят в ванну с жидкой средой, имеющей температуру, меньше равновесной температцры превращения и выдерживают до завершения превращения. При этом фиксируют изменение какого-либо свойства, чтобы определить время начала и конца превращения. При температурах, меньших т. Кюри (768) следят за изменением магнитных свойств стали, т.к. они наиболее резко изменяются: аустенит парамагнитен, а продукту превращения аустенита ферромагнитны.

Рассмотрим для примера изотермический распад аустенита эвтектоидной стали. Он происходит в интервале температур от А_r1 (727⁰С) до Мн (250⁰С), где Мн – температура начала мартенситного превращения. Мартенситное превращение в большинстве сталей изотермически не развивается.

На диаграмме нанесены 2 линии – две «С»-образные кривые. Линия 1 указывает время начала превращения, линия 2 – время конца превращения переохлажденного А. В области диаграммы левее линии 1 существует переохлажденный А. Между линиями 1 и 2 находится область, в которой происходит превращение; правее линии 2 находится область, в которой существуют продукты превращения аустенита. Устойчивость аустенита значительно изменится с изменением степени переохлаждения. Наименьшей усталостью аустенит обладает при температурах, близких к 550⁰С. Для эвтектоидной стали время устойчивости аустенита при 550-560⁰С составляет около 1 с. По мере удаления от температуры 550⁰С усталость аустенита возрастает. Так, время устойчивости при 700⁰С составляет приблизительно 10 с., а при 300⁰С – около 1 минуты.

Превращение аустенита при температуре в интервале А_r1⁰С называют перлитным превращением, а превращение в интервале 550⁰С – Мн – промежуточным превращением.

Ниже линии, отвечающей т. Мн происходит бездиффузионное мартенситное превращение.

3.Перлитное превращение.

Перлитное превращение, как фазовое, сопровождается уменьшением запаса свободной энергии. Оно происходит путем образования центров кристаллизации цементита, как на посторонних частичках, расположенных преимущественно на границах зерен, так и путем самопроизвольного зарождения этих центров и последующего диффузионного роста кристаллов цементита.

Перлитное превращение требует достаточно высокой температуры, чтобы диффузия атомов углерода в кристаллической решетке аустенита протекала без затруднения.

Распад аустенита приводит к образованию пластинчатой структуры перлитного типа, т.е. структуры, образованной из кристаллов феррита и цементита. Перлитное превращение в начале протекает медленно, но с возрастающей скоростью. Основная масса аустенита превращается с постоянной максимальной скоростью. В конце превращения скорость постепенно убывает.

Строение перлитной структуры зависит от температуры превращения. С увеличением степени переохлаждения, в соответствии с общими законами кристаллизации, уменьшается размер образующихся кристаллов, т.е. возрастает дисперсность феррито-цементитной смеси.

Дисперсность перлитных структур принято оценивать межпластиночным расстоянием, за которое принимают среднююсуммарную толщину соседних пластинок феррита и цементита.

Схема строения пластинчатых перлитных структур стали

S – межпластиночное расстояние перлитных структур

Если превращение происходит при температуре более 670-650⁰С, образуется сравнительно грубая смесь кристаллов феррита и цементита с межпластиночным расстояием 510^-4-710^-4мм. Такую смесь называют собственно перлитом (П). Если превращение происходит при температуре 640-590⁰С, межпластиночное расстояние уменьшается до 310^-4-410^-4мм. Такую перлитную структуру называют сорбит (С) по фамилии английского исследователя N.C. Sorbu (Пластинки сорбита можно наблюдать только с помощью электронного микроскопа (в 15000 раз), в 2500 раз не видно).

При температуре 580-550⁰С межпластиночное расстояние уменьшается до 110^-4-210^-4 мм, такую структуру называют трооститом (Т) (по фамилии французского ученого Troost).

Деление перлитных структур в известной степени условно, т.к. дисперсность смесей монотонно увеличивается с понижением температуры превращения. Центры кристаллизации перлитных колоний возникают преимущественно на границах зерен аустенита. «Ведущей фазой» структур перлитного типа является цементит.

Образование перлита в зерне аустенита

Образовавшаяся элементарная пластинка цементита (а) постепенно увеличивается в размерах как по длине, так и по толщине. Этот рост может происходить только за счет большого притока атомов «С» из пограичного слоя аустенитного зерна. Обеднение углеродом пограничных с ластинкой цементита зон аустенитного зерна приводит к снижению его устойчивости, в результате чего происходит полиморфное превращение . При этом зарождаются кристаллы феррита. Дальнейший рост ферритных пластинок ведет к обогащению аустенита углеродом, что затрудняет развтие  превращения. В обогащенном таким образом аустените зарождаются новые и растут ранее возникшие пластинки цементита. Повторение подобного процесса приводит к появлению колонии перлитной пластинчатой структуры, заключенной в зерне аустенита. Образующийся перлит имеет больший объем по сравнению с исходным аустенитом, поэтому оставшиеся зоны аустенита подвергаются давлению. Возникают напряженич, вызывающие дефекты в решетке аустенита и способствуют таким образом образованию новых пластинок цементита, а следовательно, и феррита, но уже с другой ориентацией (б). Этот процесс повторяется до тех пор, пока аустенит полностью не превратится в перлит.

Перлитные участки с одинаковой ориентировкой пластинок цементита и феррита в большинстве случает не соответствуют размерам исходного аустенита. Обычно в одном зерне несколько таких участков или колоний перлита. С понижением температуры изотермического превращения, т.е. с увеличением степени переохлаждения, число центров кристаллизации сильно увеличивается, поэтому пластинок цементита и феррита в перлите становится больше, а их размеры и расстояния между ними сильно сокращаются. Это приводит к получению более мелкопластинчатого перлита (С, Т). С увеичением дисперсности структур перлитного типа возрастает прочность и твердость стали. Так, эвтектоидная углеродистая сталь с перлитной структурой имеет твердость НВ=180-220, сорбитовой 250-350, трооститовой – 400-450. НВ, Gв, G_т стали изменяются почти линейно с изменением температуры превращения.

Пластичность и ударная вязкость изменяются по более сложному закону. Эти свойства с понижением температуры превращения сначала улучшаются, а затем начинают ухудшаться. Лучшую пластичность и вязкость имеет структура сорбита.

4.Промежуточное превращение.

В интервале средних температур происходит образование структуры, называемой бейнитом (по фамилии американского ме/веда Bain) – игольчатый троостит.

Бейнит, образующийся в стали с содержанием 0,8% углерода в области температур приблизительно 550-350⁰С называется верхним бейнитом, имеющим перистый вид типа резаной соломы, а в области 350-240⁰С Мн – нижним бейнитом с игольчатым строением, но границы эти весьма условны.

Бейнитное превращение сочетает в себе элементы перлитного и мартенситного превращений: диффцзионное перераспределение углерода в аустените между продуктами его распада и аллотропическое превращение , протекающее по мартенситному механизму. Бейнитное превращение идет при температурах, когда самодиффузия Fe и диффузия легирующих элементов практически невозможна, а диффузия улерода еще достаточно высока. Это и предопределяет особенности бейнитного перераспределения углерода в аустените, в результате чего одни зоны зерен аустенита обогащаются, а другие обедняются углеродом.

С уменьшением количества растворенного углерода повышается температура мартенситного превращения, поэтому оно происходит в 1-ю очередь в обедневших углеродом зонах -твердого раствора. В зонах твердого раствора, обогащенных углеродом, происходит карбидообразование – выделение очень мелких коротких палочек цементита. По мере обеднения аустенита углеродом развивается мартенситное превращение. -твердый раствор к моменту полиморфного превращения не плностью освобождается от растворенного углерода, поэтому кристаллы Fe (имеющие форму очень тонких пластин) несколько пересыщены углеродом.

Скорость помежуточного превращения обычно изменяется также, как и скорость перлитного превращения. В некоторых легированных сталях кинетика превращения изменяется.

Промежуточное превращение, как и мартенситное, часто не идет до конца. Не распавшийся при изотермической выдержке аустенит при последующем охлаждении может претерпевать мартенситное превращение или сохраняться (остаточный аустенит).

Образование верхнео бейнита снижает пластичность стали из-за выделения сравнительно грубых карбидов по границам ферритных зерен. Твердость и прочность при этом практически не меняются.

Нижний бейнит имеет более высокую твердость и прочность при сохранении высокой пластичности. Высокие прочностные свойства нижнего бейнитта обусловлены наличием внедренных атомов углерода и большой плотностью дислокаций в мартенситной -фазе, а также образованием дисперсных карбидов в кристаллах этой фазы.

5.Мартенситное превращение.

Мартенсит является упорядоченным пересыщенным твердым раствором внедрения углерода в -Feи 20⁰С не больше 0,002%, а в маретнсите может сохраняться количество углерода исходного аустенита.

При очень большой скорости охлаждения аустенита углерод не успевает выделяться из твердого раствора, но решетка -Fe перестраивается в решетку -Fe. Поскольку в -Fe может растворяться очень небольшое количевтво улерода, а в аустените до 2,14%, то при перестройке кристаллической решетки получается пересыщенный твердый раствор, называемый мартенситом.

Так как при низких температурах диффузионные процессы становятся невозможными, мартенситное превращение носит бездиффузионный характер, т.е. не сопровождается диффузионным перераспределением атомов углерода и железа в решетке аустенита. Мартенситное превращение в сталях происходит в интвервале температур Мн-Мк. Температуры начала и конца превращения зависят от многих факторов (однородности аустенита, размера зерна и др.), но определяющим является химический состав аустенита. Как было отмечено ранее, чем больше углерода в аустените, тем ниже температурный интервал превращения. При содержании углерода приблизительно 0,5% температура Мк равна 20⁰С. Легирующие элементы чаще всего понижают температуры Мн и Мк.

В различных сталях при мартенситном превращении остается непревращенного аустенита (1-3%), называемого остаточным. Последние порции аустенита распадаются с появлением значительных сжимающих напряжений вследствие увеличения объема при переходе ГЦК решетки в ОЦК.

Наименьшая скорость охлаждения, при которой аустенит превращается в мартенсит, называется критической скоростью охлаждения или критической скоростью закалки (Uкр). Это важнейшая технологическая характеристика стали, определяющая выбор охлаждающих сред при получении мартенсита – самой твердой структуры стали.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ХАРАКТЕР ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА

1. Влияние легирующих элементов на величину зерна и прокаливамость стали.

2. Влияние легирующих элементов на перлитное и промежуточное превращения аустенита.

3. Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение.

4. Отпуск закаленной стали. Превращения при отпуске.

5. Влияние легирующих элементов на превращения при отпуске.

1. Добавка легирующих элементов, особенно образующих устойчивые карбиды, например, Ti, V, Zr способствует образованию мелкого зерна. Мельчайшие частички нерастворившихся устойчивых карбидов препятствуют росту зерна аустенита легированной стали до очень высоких температур нагрева.

Практически важным является способность легирующих элементов усиливать прокаливаемость. Переохлаждение аустенита до интервала мартенситного превращения обеспечивается при медленном охлаждении, например, при охлаждении в масле или на воздухе.

В отношении оценки влияния различных элементов на прокаливаемость существуют расходящиеся в количественном выражении данные. Наиболее сильно увеличивают прокаливаемость Cr, Ni, Mo, Mn, поэтому они входят в состав большинства конструкционных легированных сталей.

Прокаливаемость стали может быть увеличена при сомвестном легировании несколькими элементами. Таково, например, совместное действие Ni и Cr. Эффективен Мо, при введении его в Cr- Ni сталь. Своеобразно влияют на распад аустенита такие сильные карбидообразователи, какV, Ti, Nb и, отчасти, W. Так как эти элементы образуют труднорастворимые карбиды, то при обычных температурах закалки (800-900⁰С) они остаются связанными в карбиды и не переходят в аустенит. В результате этого прокаливаемость стали уменьшается, т.к. карбиды действуют как готовые центры кристаллизации перлита. При высоком нагреве под закалку карбиды уже растворяются, аустенит содержит легирующие элементы в растворе, что увеличивает прокаливаемость.

Экспериментально доказано, что микродобавки некоторых элементов эффективно влияют на прокаливаемость, в то время как более высокое их содержание такого действия не оказывает. К таким элементам надо отнести в первую очередь бор (В). Тысячные доли процента этого элемента способствуют увеличению прокаливаемости, т.к. весь бор, находясь в растворе, концентрируется в тонких пограничных слоях зерна аустенита и уменьшает скорость зарождения центров кристаллизации перлита (а зародыши перлита образуются, главным образом, по границам аустенита зерен).

Оптимальное содержание бора в стали, обеспечивающее наибольшую прокаливаемость, равно всего лишь 0,001-0,003%. При большем содержании бора концентрация его на границах зерна аустенита превышает предел насыщения, в результате чего появляются избыточные бористые фазы (бориды), действующие как центры кристаллизации перлита, и прокаливаемость уменьшается.

2. Влияние легирующих элементов на перлитное и промежуточное превращение аустенита.

Кинетика распада аустенита определяет поведение стали при термической обработке. Влияние же легирующих элементов на кинетику превращения аустенита очень велико.

Элементы, которые только растворяются в феррите и цементите не образуя карбидов, оказывают количественное влияние на процессы превращения. Они или ускоряют превращение ( к таким элементам относятся только СО) или замедляют его (большинство легирующих элементов, например, Ni, Cu и др.)

Карбидообразующие элементы вносят не только кличественные но и качественные изменения в кинетику изотермического превращения, например, при разных температурах они по разному влияют на скорость распада аустенита:

При 700-500⁰С (образование перлита) – замедляют превращение

При 500-400⁰С – замедляют превращение весьма значительно

При 400-300⁰С (образование бейнита) – ускоряют превращение

Итак, легирующие элементы оказывают существенное влияние на верхнюю часть диаграммы изотермического превращения аустенита.

Схема диаграммы изотермического превращения аустенита, показывающая влияние легирующих элементов

а) б)

Ni, Si, Mn и другие элементы, растворившиеся в феррите, повышают устойчивость аустенита и сдвигают вправо кривые начала превращения (а).

Со, как уже было отмечено, представляет исключение среди элементов, растворившихся в феррите – он понижает устойчивость аустенита и сдвигает кривую начала превращения влево. Cr, Mo, W и другие элементы – карбидообразователи вызывают на кривых начала превращения 2 выступа (б) – 2 максимальные скорости изотермического распада аустенита, разделенных областью относительной устойчивости переохлажденного аустенита. Изотермический распад аустенита имеет два явно выраженных интервала превращений – превращение в пластинчатую и в игольчатую структуры (перлитное и бейнитное превращение соответственно). При этом верхний выступ кривой начала перлитного превращения сдвигается вправо, а нижний выступ промежуточного превращения сдвигается или влево или вправо, но в меньшей степени, чем в перлитном превращении. Таким образом, элементы-карбидообразователи значительно меньше тормозят промежуточное превращение. Объяснение в том, что во время перлитного превращения атомы легирующих элементов присутствуют как в аустените, так и в специальных карбидах. Заполняя собой дислокиции, они тормозят диффузию. Кроме того, легирующие элементы понижают скорость аллотропического превращения -Fe-Fe. Все перечисленное повышает устойчивость аустенита при перлитном превращении.

При помежуточном превращении, механизи и кинетика которого иные и где диффузия имеет меньшее значение, у некоторых легирующих сталей, например, у хромистых, устойчивость аустенита все же может немного снизиться.

Если элементы-карбидообразователи присутствуют в виде мельчайших карбидов, они способны понизить усталость аустенита и в зоне перлитного превращения.

Наибольшую усталость аустенита можно получить при одновременном легировании стали несколькими компонентами, как образующими, так и не образующими карбиды.

Высокая устойчивость аустенита легированных сталей имеет большое значение для практики термической обработки: она понижает критическую скорость закалки Uкр и увеличивает прокаливаемость стали и потому позволяет производить закалку многих легированных сталей в масле с получением структуры мартенсита.

3.Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение.

Легирующие элементы не оказывают существенного влияния на кинетику мартенситного превращения, но изменяют положение мартенситных точек Мн и Мк. Было установлено, что в сталях с содержанием 0,9-1,0:С большинство легирующих элементов снижает температуру начала мартенситного превращения Мн. Наибольшее влияние в этом направлении оказывают Mn, Cr и Ni, затем V и Mo, Cu влияет меньше, Si совсем не влияет, а Al и Co, наоборот, повышают мартенситную точку.

Влияние легирующих элементов на снижение мартенситной точки зависит также от содержания в стали углерода, например, чем выше содержание углерода в стали, тем эффективнее Cr снижает т. Мн.

Нижняя мартенситная точка Мк определяется гораздо труднее, чем верхняя Мн, особенно, если она лежит при очень низких температурах.

Очевидно, чем ниже положение мартенситных точек Мн и Мк, тем больше при закалке стали получается остаточного аустенита.

Для определения т. Мн при содержании в стали углерода в пределах от 0,2 до 0,8% А А. Поповым предложена следующая приблизительная формула:

Mn=520-320%C-50%Mn-30%Cr-20(%Ni+%Mo)-5)%Cu+%Si)

Совместное действие элементов на мартенситную т. Мн, безусловно, отличается от их раздельного влияния. Поэтому все формулы для определения т. Мн по химическому составу являются приближенными. Точнее положение т. Мн следует определять опытным путем, например, микроскопическим методом, по появлению 1-х игл мартенсита в структуре или по началу мартенситного превращенич, определяемому магнитным методом.

4.Отпуск закаленной стали.

Нагрев закаленных сталей до температур, не превышающих А₁, называется отпуском. В результате закалки чаще всего получают структуру мартенсита с некоторым количеством остаточного аустенита. При отпуске происходит несколько процессов. Основной – распад мартенмита, состоящий в выделении углерода в виде карбидов. Кроме того, распадается остаточных аустенит, совершается карбидное превращение и коагуляция (слипание) карбидов, уменьшаются несовершенства кристаллического строения - твердого раствора, уменьшаются остаточные напряжения.

Фазовые превращения при отпуске делят на 3 группы в зависимости от изменения удельного объема стали. Распад мартенсита и карбидное превращение вызывают уменьшение объема, распад аустенита – увеличение объема. В сталях, не содержащих легирующих элементов, 1 превращение происходит в интервале температур 80-200⁰С, 2-е – 200-260⁰С, 3-е – 260-380⁰С.

Распад мартенсита 1 превращения при отпуске. Из мартенсита выделяется часть углерода в виде метастабильного Е-карбида с гексагональной решеткой и химическим составом, близким к Fe₂C. Карбидные частицы имеют форму тонких пластинок, толщиной в несколько слоев и длиной в несколько сот Ă (1Ă=0,0001мк=10^-7мм). Пластинки Е-карбида когерентно связаны с решеткой -раствора. Поскольку удельные объемы Е-карбида и -раствора различны, между ними возникают сильные микроискажения.

Обеднение твердого раствора углеродом происходит неравномерно. Наряду с участками мартенсита, обедненного углеродом (вблизи карбидов) сохраняются участки с исходным содержанием «С». Обеднение -твердого раствора углеродом приводит к умееьшению его тетрагональности и при температуре 300-350⁰С отношение с/а равно нулю, как в кубической решетке. Длина образца уменьшается. Легирующие элементы при высокой температуре тормозят распад мартенсита. Превращение остаточного аустенита (П пр. При отпуске) происходит по бейнитному механизму. Образуется обедненный углеродом мартенсит и частицы карбидов, как и при отпуске мартенсита при той же температуре, но структурное состояние продуктов другое. При температуре приблизительно 250⁰С начинается превращение Е-карбида в цементит, что вызывает нарушение когерентности решеток твердого раствора и карбида.

Снятие внутренних напряжений и карбидное превращение Ш.

Завершается распад мартенсита и карбидное превращение. Из мартенсита выделился весь пересыщенный углерод в виде карбидов. Тетрагональность решетки -твердого раствора устраняется – мартенсит переходит в феррит. После отпуска при температуре 380-400⁰С в структуре стали обнаруживается только карбид цементитного типа. Вызывает увеличение плотности стали - длина образца уменьшается. Образуются после отпуска, при 350-400⁰С, структуру обычно называют трооститом отпуска. Структуру стали, образующуюся при температурах 1 и П превращений называют отпущенным мартенситом.

Повышение температуры отпуска до 500⁰С и выше вызывает изменения микроструктуры. Фазовый состав не меняется. Начинается процесс коагуляции и сфероидизации карбидов. При этом происходит растворение мелких и рост более крупных частиц, твердый раствор обедняется углеродом. Структуру стали после высокого отпуска называют сорбитом отпуска.

В отличие от троостита и сорбита, полученных при распаде переохлажденного А, частицы карбидов в сорбите и тростите отпуска имеют зернистое, а не пластинчатое строение. Улучшаются многие свойства стали.

При температурах, близких к т. А образуется еще более грубая феррито-карбидная структура (d частиц приблизительно 3010^-5мм, называемая зернистым перлитом (зернистым цементитом).

В результате коагуляции размер частиц карбидов увеличивается

5.Влияние легирующих элементов на превращения при отпуске.

Свойства отпущенной стали: для закаленной и неотпущенной стали характерны довольно низкие значения предела упругости и при отпуске до 300⁰С эти характеристики прочности возрастают; при дальнейшем повышении температуры отпуска предел упругости и Gb монотонно снижаются.

Характеристики пластичности  и  возрастают по мере повышения температуры отпуска. С повышением температуры увеличивается вязкость [после закалки ударная вязкость низкая]. Однако есть 2 температурных интервала, в которых ударная вязкость конструкционных сталей заметно снижается: 250-350⁰С т 500-600⁰С. Понижение вязкости называют соотношением отпуска и хрупкостью 1 и П рода.

Легирующие элементы даже при повышенном их содержании в стали не оказывают существенного влияния на превращение при отпуске до 150⁰С.

При более высоких температурах отпуска Cr, Mo, W и Si заметно замедляют превращения при отпуске, а Ni и Mn влияют незначительно.

При отпуске до 500⁰С образуется легированный цементит, содержащий в твердом растворе количество легирующих элементов, одинаковое со средним содержанием их в стали. Дальнейшее повышение температуры отпуска вызывает обогащение цементита Cr, Mo, V и другими элементами, а затем происходит образование специальных карбидов. Вначале процесс идет медленно, но с дальнейшим повышением температуры он облегчается.

Образовавшиеся частички легированного цементита и специальных карбидов при дальнейшем повышении температуры и продолжительности отпуска растут и коагулируют. Увеличение содержания углерода также способствует процессу роста и коагуляции.

Cr, Mo, V сильно тормозят рост и коагуляцию частиц легированного цементита и карбидов; Si и Mn действуют слабее; Ni и Co могут ускорить эти процессы.

Следовательно, легирующие элементы – карбидообразователи и Si должны тормозить падение твердости при отпуске. Уменьшение твердости действительно начинается при более высоких температурах отпуска, что имеет большое практическое значение.

ПОВЕРХНОСТНАЯ ЗАКАЛКА

1. Критическая скорость закалки.

2. Прокаливаемость стали.

3. Сущность поверхностной закалки. Методы нагрева при поверхностной закалке.

4. Индукционная закалки.

5. Газопламенный нагрев.

1. Способность стали повышать твердость в результате закалки называется закаливаемостью. Закаливаемость зависит главным образом от содержания углерода. Чем больше в мартенсите углерода, тем выше его твердость.

Под прокаливаемостью подразумевают глубину проникновения закаленной зоны.

Несквозная прокаливаемость объясняется тем, что при закалке деталь охлаждается быстрее с поверхности и медленнее в сердцевине. При этом мартенсит поверхностного слоя постепенно переходит в троостит закалки (по мере углебления). Прокаливаемость определяется критической скоростью охлаждения, зависящей от состава стали. Изобразим график зависимости прокаливаемости от критической скорости закалки.

У поверхности скорость охлаждения максимальная, в центре – минимальная. Когда критическая скорость закалки равна величине, показанной пунктирной линией, то деталь не прокаливается насквозь. Глубина закалки будет равна заштрихованному слою. С уменьшением Uкр. Глубина закаленного слоя увеличится и, если Uкр. Будет меньше скорости охлаждения в центре, то это сечение закалится насквозь.

Минимальная скорость охлаждения, необходимая для переохлаждения аустенита до мартенситного превращения, называется критической скоростью закалки.

Чем медленнее происходит превращение аустенита в перлит, тем легче переохладить аустенит до температур мартенситного превращения, тем меньше критическая скорость закалки.

Критическая скорость закалки зависит от времени, соответствующего температуре минимальной устойчивости аустенита, т.е. от расстояния между осью ординат и т.К в месте изгиба кривой начала изотермического превращения аустенита на соответствующей диаграмме и выражается касательной к этой точке.

Чем ближе находится точка изгиба кривой начала превращения к оси ординат, т.е. чем меньше устойчивость аустенита при данной температуре, тем выше критическая скорость закалки Uкр.

Чтобы закалить поверхностный слой смтали с получением мартенситной структуры, необходимо охладить ее со скоростью выше критической. Uкр. Сильно зависит от химического состава аустенита. Увеличение в аустените углерода до 0,08% уменьшает Uкр. Дальнейшее повышение содержания углерода несколько увеличивает Uкр. Легированные элементы, растворенные в аустените, кроме СО, уменьшают Uкр. Чем крупнее и однороднее зерно аустенита, тем ниже Uкр.

Предполагая, что снижение температуры при закалке прямо приближенно единице времени, кривую охлаждения счтают прямой линией и тогда

А₁ – температура критической точки

t_min – температура минимальной устойчивости аустенита

f – время минимальной устойчивости аустенита

Если же Uкр. Очень велика и будет больше скорости охлаждения на поверхности, то при данном способе закалки сталь не закалится даже на поверхности. Следовательно, чем меньше Uкр., тем глубже прокаливаемость.

2. Прокаливаемость, как и Uкрит., тесно связана со скоростью превращения аустенита в перлит и, следовательно, с расположением кривой начала превращения на С-диаграмме.

Рассмотрим, например, охлаждение цилиндрической детали.

На С-диаграмме показаны кривые охлаждения центра, поверхности и сечения, расположенного на половине r от поверхности. Для определенной стали, при указанных условиях охлаждения, на поверхности получится мартенситная структура, в центре перлитная, на расстоянии ½ ч. Получится мартенсит + троостит.

Если С-кривая располагается правее, вследствие большей устойчивости А, то очевидно, что увеличивается прокаливаемость.

Следовательно, чем медленнее происходит превращение аустенита в перлит, чем правее расположены линии на диаграмме изотермического распада аустенита, тем глубже прокаливаемость.

На скорость перлитной кристаллизации влияют следующие факторы:

1. Состав аустенита. Элементы, растворимые в аустените (за исключением Со) замедляют превращение.

Нерастворенные частицы, в частности, карбиды и оксиды ускоряют превращение, т.к. являются дополнительными центрами кристаллизации и увеличивают ч.ц. при аустенитно-перлитном превращении. Неоднородный аустенит быстрее превращается в перлит, т.к. скорость превращения в этом случае определяется менее насыщенной частью твердого раствора.

2. Размер зерна аустенита. Увеличение размера зерна замедляет превращение, т.к. центры кристаллизации образуются преимущественно по границам зерна, а чем оно крупнее, тем меньше суммарная протяженность границ, тем меньше ч.ц.

Все перечисленные факторы, снижающие скорость аустенитно-перлитного превращения, способствуют углублению прокаливаемости. За глубину закаленного слоя принимают расстояние от поверхности до полумартенситной зоны (50% М + 50% Т).

Для каждого способа закалки есть максимальное сечение, закаливающееся насквозь. Диаметр этого сечения называют критическим (Дкрит), т.е. Дкр. Есть диаметр максисального сечения, прокаливающегося в данной охлаждающей среде насквозь, получающего высокую твердость, а после отпуска и высокие механические свойства по всему сечению.

Поскольку полумартенситная структура не обеспечивает максимальных механических свойств, прокаливаемость часто определяют по глубине закаленного слоя со структурой 95% мартенсита. Критический диаметр для 95% мартенсита приблизительно на 25% меньше Дкр., определенного по полумартенситной зоне.

Полная прокаливаемость на структуру из мартенсита с содержанием последнего 99,9%, составляет приблизительно 50% от полумартенситной. Полумартенситную зону принимают за К_r прокаливаемости потому, что ее легко определить по микроструктуре е еще проще, по твердости. Твердость полумартенситной структуры зависит от содержания в стали углерода.

Критическая d изменяется при изменении закаливающей среды, т.е. Дкр. Характеризует прокаливаемость стали лишь при данном способе охлаждения. Чем медленнее охлаждает закаливающая среда, тем меньше Дкр.

Ставить прокаливаемость в зависимость от способа охлаждения, вводят понятие идеального критического d (Д₀₀). Это d максимального сечения, прокаливающегося насквозь в идеальной закалочной жидкости, отнимающей тепло с идеально большой скоростью.

По Д₀₀ с помощью номограммы М. Е. Блантера определяют реальный критический для закалки в воде, масле и на воздухе.

3. Сущность поверхностной закалки. Методы нагрева при поверхностной закалке.

Для получения большой твердости в поверхностном слое детали с сохранением вязкой сердцевины (что обеспечивает высокую износостойкость и одновременно высокую динамическую прочность детали) применяют поверхностную закалку или химико-термическую обработку.

Поверхностная закалка выгодно отличается от химико-термической обработки значительно меньшей продолжительностью процесса.

Несмотря на разнообразные методы поверхностной закалки, все они заключаются в негреве только поверхностного слоя с последующей закалкой детали. Методы нагрева разлдичны:

1. нагрев в расплавах металла или солей.

2. Пламенем ацетилено-О₂-й или газовой горелки (так называемая пламенная закалка).

3. Нагрев в электролитах (по Ясногорскому).

4. Эл/током, индуктируемым в поверхностных слоях детали (так называемая индукционная или высокочастотная закалка).

Наиболее широко используют последний способ.

Сущность любого способа поверхностной закалки состоит в том, что поверхностные слои детали быстро нагреваются выше критических точек и создается резкий градиент температур по сечению.

Расстояние от поверхности

Распределение температуры

от поверхности в глубину

детали при поверхностной

закалке.

Если нагрев прервать и произвести быстрое охлаждение, то слой металла. Нагретый выше критической точки Ас₃(1) получит полную закалку, слой, нагретый выше т. Ас₁, но ниже Ас₃ (П) – неполную закалку, а сердцевина (Ш) или вовсе не нагреется или нагреется только ниже Ас₁ и закалки не получит.

Температура закалки стали назначается в соответствии с Д.С. Fe-C сплавов.

Однако, такое назначение верно только при медлденном печном нагреве, при котором превращения протекают без значительного перегрева. При скоростном нагреве температуры закалки должны быть более высокими и должны выбираться на основе специальных программ в координатах температура – скорость нагрева.

5. Индукционная закалка.

В практике, как уже было отмечено, наиболее часто применяют поверхностную закалку с индукционным нагревом током высокой частоты (т.в.ч.).

Высокочастотный нагрев основан на том, что индуктор, по которому идет ток, образует переменное электромагнитное поле, возбуждающее в стальной или чугунной детали вихревые токи, вызывающие нагрев детали.

Как известно, обычный переменный ток в городской сети имеет частоту 50 гц и относится к токам низкой частоты (промышленная частота). Переменный ток с частотой выше 50 гц относится к токам высокой частоты.

Ток высокой частоты для индукционного нагрева металла получают от специального машинного генератора (частота от 500 до 5000 и даже 15000 гц) или от лампового генератора (частота до 1000000 гц).

Для нагрева изделие устанавливают в индуктор (соленоид), представляющий собой один или несколько витков пустотелой водоохлаждаемой медной трубки или шины.

Схема нагрева токами высокой частоты

1 – деталь; 2 – индуктор; 3 – магн.поле; 1 – направление тока в индукторе; П – то же в детали.

Переменный ток, протекая через цилиндр, создает переменное магнитное поле. В результате явления индукции в поверхностном слое возникают вихревые токи и происходит выделение (джоулева) тепла. Плотность индуктированного переменного тока по сечению проводника неодинакова. Ток проходит в основном в поверхностном слое проводника. Это явление называется поверхностным эффектом. Около 90% тепла выделяется в слое толщиной Х. Толщина зависит от часмтоты тока f (Гц) и эл/сопротивления  (ом.см.) нагреваемого металла:

Х=5000................

Глубина проникновения тока увеличивается с повышением температуры и наиболее резко возрастает при температуре, лежащей выше т.Кюри (768⁰С) из-за резкого уменьшения магнитной проницательности. При этом скорость нагрева уменьшается, что нужно учитывать при установлении режима нагрева. Скорость нагрева в области температур фазовых превращений А₁-А₃) для доэвтектоидной стали составляет приближенно 30-300⁰С/с.

Для получения слоя толщиной 1,0 мм оптимальная частота тока составляет 50000-60000, для слоя 2,0 мм приблизительно 15000 и для слоя 4,0 мм всего 4000 Гц.

Выбор оптимальной толщины упрочняемого слоя определяется условиями работы детали. Если изделие работает только на износ, то толщина закаленного слоя составляет 1,5-3,0 мм. С увеличением контактных нагрузок толщина закаленного слоя может быть от 4-5 до 10-15 мм и выше.

Существуют следующие способы закалки с индукционного нагрева:

1. Одновременный нагрев и охлаждение всей поверхности; этот метод применяется для изделий, имеющих небольшую поверхность (пальцы, валики, осевые инструменты).

2. Последовательный нагрев и охлаждение отдельных участков: используют при закалке шеек коленчатых валов (последовательный нагрев и закалка одной шейки за другой), зубчатых колес с модулем более 6 (закалка “зуб за зубом”), кулачков распредвалов и т.д.

3. Непрерывно поеследовательный нагрев и охлаждение. Метод применяют для закалки длинных валов, осей и т.д. При этом методе изделие перемещается относительно неподвижных индуктора и охлаждающего устройства (душа-спрейера) или наоборот.

После закалки с индукционным нагревом изделие подвергают отпуску при температуре 160-200⁰С или даже самоотпуску. В этом случае при закалке охлаждение проводят не до конца и в детали сохраняется некоторое количество теплоты, нагревающей закаленный слой до температур отпуска.

Чаще всего поверхностной индукционной закалке подвергают углеродистые стали с содержанием 0,4-0,5%С. Стали приобретают твердость HRC 55-60, сопротивляемость износу и отсутствие склонности к хрупкому разрушению.

Существует также метод поверхностной закалки с глубинным индукционным нагревом. При этом глубина нагрева до надкритических температур больше, чем глубина закалки (прокаливаемости). Удельная мощность 0,05-0,2 квт/см, значительно меньше, чем в случае поверхностной закалки при поверхностном нагреве. Оба способа сильно повышают сопротивление усталостному разрушению.

Индукционный нагрев сокращает длительность термической обработки, позволяет получать изделия без окалины, уменьшает деформацию и коробление изделий в процессе термической обработки, создает условия для автоматизации поцесса. Метод особенно эффективен для серийного и массового производств.

5.Закалка с газоплазменным нагревом применяется для крупных изделий. Поверхность деталей нагревают газовым пламенем до температуры 2400-3150⁰С. Происходит быстрый нагрев поверхности до температуры закалки, сердцевина не успевает нагреваться. Последующее быстрое охлаждение обеспечивает закалку поверхностного слоя. В качестве горючего используют С₂Н₂, природный газ, керосин. Толщина закаленного слоя обычно 2-4 мм. (тв. HRC 50-56).

В поверхностном слое образовался мартенсит, а в нижележащих слоях троосто-мартенсит. Пламенная закалка вызывает меньше деформации, чем объемная и сохраняет чистую поверхность.

ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ НАКЛЕПОМ

1. Дробеструйный наклеп. Сущность и назначение процесса.

2. Характеристика дроби, используемой для наклепа.

3. Обработка роликами или шариками.

4. Чеканка.

1. Поверхностное упрочнение наклепом производится следующим образом: поверхность изделий обрабатывается дробью на глубину до 0,7 мм, обкатывается роликами на глубину до 15 мм или производится чеканка на глубину до 35 мм.

Этими приемами можно быстро, не меняя материала и его термической обработки, значительно повысить предел выносливости и долговечность многих деталей машин, подвергаемых действию переменных напряжений.

Сущность дробеструйного наклепа состоит в том, что поверхность деталей обрабатывается стальной, реже чугунной дробью. Дробь отбрасывается лопатками быстро вращающегося центробежного колеса и увлекается воздушной струей.

Удар с каждой дробинки действует подобно маленькому молоточку с круглым бойком. На поверхности детали образуется небольшое углубление.

В результате множества таких ударов поверхность становится шероховатой. Чем мельче дробь и тверже металл, тем незначительнее углубление. Вследствие пластической деформации на поверхности детали получается наклеп и свойства поверхностного слоя изменяются. Увеличивается твердость, а также сопротивление поверхностного слоя пластической деформации к разрушению. Это является следствием образования в кристаллических зернах множества дислокаций, блоков, искажений решетки и ряда структурных превращений.

При наличии на поверхности стали остаточного аустенита происходит его фазовое превращение в мартенсит, что вызывает увеличение твердости и износосойкости.

Деформированный поверхностный слой метала способствует благоприятному распределению напряжений по сечению детали – на поверхности появляются напряжения сжатия, а под упрочненным слоем – напряжения растяжения.

Вся поверхность покрывается рябью, мелкие поверхностные пороки уменьшаются, сглаживаются риски от механической обработки, снижается концентрация напряжений вокруг них.

Исключительно важное значение имеет дробеструйный наклеп для понижения концентрации напряжений у отверстий, а также для устранения влияния обезуглероживания поверхности.

Обработка дробью может замедлить или приостановить развитие трещин усталости металла. Особенно сильно повышается предел выносливости и долговечность деталей из твердых, термически обработанных сталей.

При оптимальной продолжительности дробеструйного наклепа он повышает сопротивление деталей осповидному износу (питтингу), в основе которого лежит усталостное разрушение.

Перенаклеп дробью, наоборот, понижает сопротивление питтингу. После обработки дробью, создающей уплотненную, ровную и чистую поверхность, повышается сопротивление коррозионной усталости в пресной и соленой воде.

Наибольший эффект дает комплексное поверхностное упрочнение. В этом случае высококачественная закалка или цементация дополняется обработкой дробью, накаткой роликами или чеканкой.

Например, цементированные зубчатые колеса подвергают наклепу с целью не только очистки их поверхности от окалины, но и повышения напряжений сжатия на их поверхности до максимума. При этом остаточный аустенит на цементированной и закаленной поверхности шестерни превращается в мартенсит, что сильно увеличивает износостойкость поверхности.

Дробеструйным наклепом добиваются максимального повышения напряжений сжатия, которые желательно получить близкими к обрабатываемого материала. Для создания высоких напряжений сжатия надо производить наклеп деталей, которые находятся под нагрузкой, создающей на обрабатываемой поверхности высокие напряжения растяжения.

Например, дробеструйный наклеп рессор на специальной установке, позволяющей обрабатывать их поверхность в напряженном состоянии, в течении 1 минуты повышает напряжения сжатия на поверхности рессор приближенно до пределов текучести, т.е.до максимума. Предел выносливости рессор повышается приблизительно на 50%, а долговечность увеличивается в 8 раз. Это позволяет значительно снизить вес рессор, за счет уменьшения в них количества листов.

2. Характеристика дроби, используемой для наклепа.

Дробь для наклепа изготавливается из твердой стальной пружинной проволоки или из отбеленного чугуна. Наиболее употребителен диаметр дроби 0,5-1,5 мм.

Дробь должна быть шарообразной и прочной. Чтобы избежать деформации дроби в момент удара, твердость ее должна быть выше твердости обрабатываемого материала. Однако, чрезмерное повышение твердости дроби связано с увеличением ее хрупкости, что ведет к быстрому раскалыванию дроби в процессе обработки, повреждению обрабатываемой поверхности и снижению эффективности процесса.

Стойкость стальной дроби 600-800 ч. работы, чугунной – 5-8 часов.

Применение стальной дроби, нарезанной и обкатанной в дробемете для округления краев, дополнительно повышает, в сравнении с чугунной, предел выносливости деталей приблизительно на 10-15% и, кроме того, позволяет упростить конструкцию дробеметов и понизить стоимость дробеструйного наклепа.

Стальная дробь гораздо меньше изнашивает детали дробеметов и позволяет увеличить скорость ее полета до 100 м/с, т.е. в 2 раза по сравнению с чугунной дробью.

Выбор размера дроби зависит от размера обрабатываемой детали. С увеличением диаметра дроби увеличивается глубина проникновения обработки, поэтому, чем крупнее сечение детали, тем крупнее применяется дробь, и наоборот.

Шировок распостранение мелкой дроби объясняется тем. Что при ее применении получается менее шероховатая поверхность. Кроме того, мелкая дробь лучше всего проникает во всевозвожные канавки и углубления от механической обработки, тем самым снижая их отрицательную роль.

На результаты обработки дробью оказывает влияние ряд факторов, связанных с режимом процесса и обрабатываемым материалов. Основными факторами являются:

1. Размер и материал дроби.

2. Скорость полета дроби.

3. Расстояние обрабатываемой поверхности от места вылета дроби.

4. Угол падения дроби на обрабатываемую поверхность (угол атаки).

5. Продолжительность обработки (насыщение).

6. Твердость обрабатываемого материала.

3. Обкатка роликами или шариками.

Обкатка роликами позволяет получить пластически деформированный слой глубиной до 15 мм с повышенной твердостью и остаточными напряжениями сжатия. А именно напряжения сжатия дают наибольшее упрочнение.

Обкатка повышает чистоту обрабатываемой поверхности и тем самым может заменить обработку шлифованием. Наибольшее увеличение твердости дают изделия со структурой неотпущенного мартенсита, а затем аустенита. Сорбитные и перлитно-ферритные структуры упрочняются меньше. Однако, применение поверхностного наклепа для сорбитных структур не ограничивается из-за небольшого повышения твердости, т.к. предел выносливости