Порядок выполнения работы

Студенты получают коллекцию шлифов легированных сталей и изучают их строение под микроскопом. Шлифы рассматриваются в следующей последовательности.

1. Легированная сталь марки 30хгса перлитного класса.

Шлиф № 1  сталь в отожжённом состоянии.

Шлиф № 2  сталь в закалённом состоянии (полная закалка в масле с температуры 870С).

Шлиф № 3  сталь в улучшенном состоянии (полная закалка в масле с высоким отпуском 600С).

При сравнении структур изучаемых сталей с углеродистой видно, что в состоянии отжига между ними нет заметной разницы. Можно лишь отметить, что при равном содержании углерода в легированной стали площадь, занятая перлитом, несколько больше, чем в углеродистой. Объясняется это тем, что под влиянием легирующих элементов точка S на диаграмме состояний сплавов FeC смещается влево, т. е. в сторону меньших концентраций углерода.

В закалённом состоянии (после охлаждения в масле), несмотря на меньшую скорость охлаждения, чем это требуется для углеродистых сталей, легированная сталь приобретает строение мартенсита. Сталь марки 30ХГСА после закалки и высокого отпуска получает структуру сорбита, а малоуглеродистые стали после закалки и низкого отпуска сохраняют структуру низкоуглеродистого мартенсита. Такую термическую обработку этих сталей проводят при их использовании в деталях машин.

2. Быстрорежущая сталь марки Р6М5 ледебуритного класса.

Шлиф № 4  сталь марки Р6М5 после ковки и отжига. Структура стали - зернистый (сорбитообразный) перлит с вкраплениями первичных и вторичных карбидов.

Шлиф № 5  сталь марки Р6М5 после закалки с 1220С. Структура стали состоит из бесструктурного мартенсита (гарденита), первичных карбидов и остаточного аустенита.

Шлиф № 6  сталь марки Р6М5 после закалки и трехкратного отпуска при 560 С. Структура стали состоит из мелкоигольчатого мартенсита, в массе которого расположено значительное количество в основном первичных карбидов.

3. Сталь ферритного класса.

Шлиф № 7  трансформаторная сталь. Для нее характерно крупнозернистое строение феррита, что обеспечивает меньшие потери при перемагничивании.

4. Стали аустенитного класса.

Шлиф № 8  коррозионно-стойкая сталь марки 12Х18Н9Т. Сталь имеет однородную структуру аустенита.

Шлиф № 9  износоустойчивая сталь аустенитного класса типа 110Г13Л в литом состоянии. Структура стали состоит из аустенита и карбидов марганца, расположенных избирательно преимущественно по границам зёрен аустенита.

Шлиф № 10  сталь типа 110Г13Л в закалённом состоянии в воду с 1100С. Структура стали  однородные кристаллы аустенита, на которых видны следы пластической деформации (линии сдвига).

Содержание отчёта

Схематическая зарисовка структур изучаемых сталей с указанием марки, химического состава, класса стали и графика термической обработки.

РАБОТА 10

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛЕЙ

Под прокаливаемостью понимают глубину проникновения закалённой зоны, в отличие от закаливаемости, которая характеризуется максимальным значением твёрдости после закалки и зависит в основном от содержания углерода (см. рис. 7.1). При закалке поверхностные слои охлаждаются быстрее, чем внутренние (рис. 10.1).

Рис. 10.1. Схема, показывающая связь прокаливаемости с критической скоростью закалки

Если скорость охлаждения сердцевины изделия меньше критической скорости закалки Vкр для данной стали, то сечение не прокалится насквозь. Закалённая зона на рисунке заштрихована.

Н е с к в о з н а я прокаливаемость приводит к неоднородности свойств по сечению детали как после закалки, так и после отпуска (рис. 10.2, а и б). В сердцевине детали механические характеристики стали после закалки с несквозной прокаливаемостью и высокого отпуска ниже, в первую очередь со-

противление малым пластическим деформациям (_т, _0,2) и ударная вязкость (особенно в области отрицательных температур).

Р ис. 10.2. Влияние глубины закалённой зоны (заштрихована) на механические характеристики стали после закалки и отпуска: несквозная (а, б) и сквозная (в) прокаливаемость

Естественно, что чем больше сечение стальной детали, подвергающейся закалке, тем выше должна быть прокаливаемость данной стали.

Глубина закалённого слоя не является величиной постоянной для данной стали. Она зависит от толщины (диаметра), формы изделия и от охлаждающей среды. Поэтому часто в качестве меры прокаливаемости используют не глубину закалённого слоя, а критический диаметр D_кр. Это диаметр изделия максимального сечения, прокаливающегося насквозь в данном охладителе. На рис. 10.3 схематично показано, как изменятся предел текучести стали 40ХНМ и

Рис. 10.3. Зависимость _т и KCU стали 40ХНМ от диаметра цилиндрической заготовки после улучшения

ударная вязкость изделия по сечению в зависимости от его диаметра после улучшения. Равномерность свойств по сечению изделия обеспечивается при сквозной прокаливаемости. Соответствующий критический диаметр обозначают D_99,9; D₅₀ (в центре изделия содержание мартенсита соответственно 99,9 и 50 %). Экспериментальное построение зависимостей характеристик от диаметра изделия, подобных зависимостям на рис. 10.3, требует существенных затрат материала и труда на механическую обработку закалённых сталей. Поэтому был разработан способ определения прокаливаемости исследуемой стали на стандартных образцах методом торцовой закалки, (ГОСТ 143590).

Стандартный образец и схема его охлаждения показаны на рис. 10.4. Скорость охлаждения образца после нагрева и выдержки должны быть стандартными. Скорость охлаждения торца соответствует скорости охлаждения в воде, а головки образца  скорости охлаждения на воздухе. После охлаждения и зачистки поверхности замеряют твёрдость по длине образца на приборе Роквелла и строят кривую изменения твёрдости в зависимости от расстояния от торца (рис. 10.5).

Установлено, что для изделий типа вал высокие прочностные характеристики после закалки и высокого отпуска получаются и в том случае, если после закалки в центре сечения изделия будет полумартенситная структура (50 % мартенсита + 50 % тростита).

Поэтому для таких изделий за глубину прокаливаемости принимают глубину проникновения полумартенситной зоны. Эту зону легче всего определить путем измерения твёрдости.

Твёрдость полумартенситной зоны углеродистых и легированных сталей зависит практически только от содержания углерода в стали (рис. 10.6). Зная твёрдость полумартенситной структуры, находят расстояние l от закаливаемого торца до полумартенситной зоны (рис. 10.5). Рис. 10.4. Схема торцевой закалки

Для определения критического диаметра закалки по расстоянию от закаливаемого торца l при охлаждении в различных средах используют номограмму, приведенную на рис. 10.7. Полученному значению l соответствуют величины критических диаметров для полумартенситной структуры, определяемые при охлаждении в воде (D₅₀^в), масле (D₅₀^м) и на воздухе (D₅₀^в-х).

Рис. 10.5. Кривая прокаливаемости стали

Выбор марки стали с оценкой её прокаливаемости непосредственно по D₅₀ можно считать более-менее обоснованным для конструкционных сталей, работающих в области положительных температур и невысоких напряжений в центральной зоне детали. В этом случае механические характеристики, которые гарантирует ГОСТ 4543-71 для конструкционных легированных сталей, обеспечиваются на расстоянии от поверхности до 1/31/2 от радиуса изделия. Прокаливаемость сталей для тяжело нагруженных рессор, пружин, для деталей северного исполнения обычно оценивают по критическому диаметру D₉₅.

Рис. 10.6. Зависимость твердости закаленной стали от содержания углерода и количества мартенсита

Это обеспечивает получение максимальных значений пределов текучести и упругости и ударной вязкости практически по всему сечению детали. Величину D95 определяют таким же способом, как и D50. Порядок выполнения работы 1. Каждый студент получает марку стали для определения её прокаливаемости. 2. Из методического пособия в рабочую тетрадь зарисовывают в масштабе кривую прокаливаемости заданной стали. 3. По содержанию углерода в стали определяют твёрдость полумартенситной структуры (см. рис. 10.5). 4. Используя кривую прокаливаемости, по твёрдости полумартенситной структуры определяют величину l  расстояние от торца до полумартенситной зоны. 5. По номограмме (см. рис. 10.7) определяют D50 изделий при охлаждении в воде, масле и на воздухе. Содержание отчёта 1. Зарисовка схемы охлаждения стандартного образца. 2. Марка исследуемой стали и кривая ее прокаливаемости.

Рис. 10.7. Номограмма для определения критических диаметров стали по расстоянию от закаливаемого торца (схема)

3. Величина D₅₀ при охлаждении в воде, масле и на воздухе.

4. Сводная таблица по прокаливаемости углеродистых и легированных сталей (см. таблицу 10.1).

5. Анализ результатов (влияние легирования и охлаждающей среды на прокаливаемость сталей).

Таблица 10.1

Прокаливаемость углеродистых и легированных сталей

№ п/п	Марка стали	C, %	Твёрдость полумартенситной зоны, HRCЭ	Расстояние до полумартенситной зоны, l, мм	Значение Dкр вала, мм, при охлаждении
					в воде	в масле	на воздухе

Р А Б О Т А 11

ЦВЕТНЫЕ МЕТАЛЛЫ И СПЛАВЫ

Наиболее широкое применение в машиностроении нашли цветные сплавы:

титановые;

алюминиевые;

медные;

подшипниковые;

магниевые (см. работу 12).

Титановые сплавы

Титан  серебристо-белый металл с малым удельным весом (4,5 кг/м³) и высокой температурой плавления (1668 С). Это один из самых распространённых металлов в земной коре, занимающий четвертое место после железа, алюминия, магния.

Титан  полиморфный металл. Кристаллическая решетка Тi_ (t  882 С)  ОЦК. Кристаллическая решетка Тi_ ( t > 882 С)  ГПУ.

Металлургические заводы изготавливают так называемую титановую губку, которую на машиностроительных заводах переплавляют, получая технический титан, или легируют различными элементами, получая тот или иной титановый сплав.

Из-за высокой химической активности получить титан технически допустимой чистоты можно лишь при плавлении в вакуумных печах, при этом стоимость титана и его сплавов очень высока. Титан обладает высокой коррозионной стойкостью, превосходя в этом отношении многие коррозионно-стойкие стали. Титан и его сплавы совершенно не корродируют в атмосфере, пресной и морской воде. Высокая коррозионная стойкость и прочность при относительно малом удельном весе, а также большая распространённость титана в природе обусловили его применение в авиации, ракетостроении, в химическом машиностроении, судостроении.

Упрочнение титана достигается наклёпом, легированием и термической обработкой.

Все легирующие элементы можно разбить на три группы (рис. 11.1).

1. Элементы первой группы, называемые -стабилизаторами, расширяют область устойчивости  - фазы. К ним относят Al, N₂, O₂, C (рис. 11.1, а).

2. Во вторую группу входят элементы, расширяющие область существования  - фазы, называемые -стабилизаторами (V, Mo, Nb, Zr и др.)  см. рис. 11.1, б.

3. Элементы третьей группы также расширяют область существования  - фазы, образуют химические соединения и вызывают эвтектоидное превращение. Они называются эвтектоидообразующими -стабилизаторами (Fe, Cr, Mn, Ni и др.)  рис. 11.1, в.

В соответствии с этим современные промышленные сплавы титана, поставляемые по ГОСТ 19807-91, делят на три класса.

1.  - сплавы (рис. 11.1, а), к которым относятся технический титан и сплавы титана с алюминием:

ВТ100  технический титан (_В=300450 МПа, =55 %);

ВТ20  технический титан (_В=400550 МПа, =50 %);

ВТ51 (4,36,2 % Al) (_В=735950 МПа, =35 %).

В равновесном состоянии сплавы имеют -фазу и их термическому упрочнению не подвергают.

2. -сплавы мартенситного класса (рис. 11.1, б) наиболее пригодны для промышленного применения. Большинство промышленных сплавов содержат 56 % Al, являющегося альфа-стабилизатором, и 23 % бета-стабилизаторов. Чем больше алюминия, тем больше надо бета-стабилизаторов, чтобы получить -структуру. Следовательно, в присутствии алюминия важно ввести больше легирующих элементов с целью упрочнения сплава.

Рис. 11.1. Диаграммы состояний титановых сплавов

К  - сплавам относятся, например, сплавы:

ВТ6 (5,36,8 % Al; 3,55,3 % V, 0,30 % Zr, 0,10 % Si);

BT8 (5,87,0 % Al; 2,83,8 % Mo; 0,20,4 % Si);

BT14 (3,56,3 % Al; 0,91,9 % V; 2,53,8 % Mo, 0,30 % Zr, 0,15 % Si) и др.

Титановые сплавы обычно подвергают отжигу с нагревом до температур 750800 С с целью снижения твёрдости, повышения пластичности и для снятия внутренних напряжений. В результате такого отжига получают структуру, близкую к равновесной.

-сплавы подвергают также закалке и отпуску или старению. Если эти сплавы, имеющие равновесную структуру  или даже , подвергнуть закалке, т. е. нагреть да температуры -области (рис. 11.1, б), а затем быстро охладить, то можно зафиксировать -фазу или мартенситную фазу , представляющую собой пересыщенный твёрдый раствор . Последующий нагрев метастабильных фаз  или , называемый старением или отпуском, вызывает дополнительные структурные превращения и изменения свойств сплава. Сплавы для закалки нагревают обычно до температур 800950 С с последующим охлаждением в воде. Отпуск или старение проводят при температуре 450600 С. При различии в легировании механические свойства -сплавов с 5 % алюминия характеризуются _В=1000 МПа; =30 %.