. Стали качественные и высококачествен.

Эти стали характеризуются более низким, чем у сталей обыкновенного качества, содержанием вредных примесей (0,03 S и P). Они поставляются в виде проката. Поковок др. полуфабрикатов с гарантированным хим. составом и мех. св-вами. Маркируются двухзначными числами 05, 08, 10, 15, 20,…,85, обозначающими среднее содержание углерода в сотых долях % (ГОСТ 1050-88). Спокойные стали маркируются без индекса, полуспокойные – пс, кипящие – кп. Если сталь высококач-венная, то в конце ставится буква А (Сталь45А). Содержание S и P не более 0,02%. Кач-венные стали находят многостороннее применение в технике, т.к. в зав-ти от содерж. С и термической обработки обладают разнообразными мех. и технологич. св-вами. Стали 05, 08, 10 – малопрочные, высокопластичные, их прим. для холодной штамповки различных изделий. Без т/о в горячекатаном состоянии их используют для шайб, прокладок, кожухов и т.д. Стали 15, 20, 25 – цементуемые, для деталей небольшого размера: кулачки, толкатели, малонагруженные шестерни.

40.

добавки принято называть .легирующими э.лемента.ми, астали, соответственно, .легированны.ми ста.ля.ми.

В качестве легирующих наиболее часто используют следующие эле­менты: Сг, Ni, Mn, Si, Мо, W, V, Ti, Nb. Реже используются Со, Al, Cu, В и некоторые другие.

Почти все легирующие элементы изменяют температуры полиморф­ных превращений железа, температуру эвтектоидной и эвтектической ре­акций и влияют на растворимость углерода в аустените. Некоторые леги­рующие элементы способны, как и железо, взаимодействовать с углеродоми азотом, а также между собой или с железом, образуя промежуточные фа­зы - интер.мета.л.лиды.

Принято температуры равновесных превращений, совершающихся в железе и сталях в твердом состоянии, обозначать буквой А с соответству­ющим индексом. Температуры фазового равновесия указаны на диаграм­ме состояния Fe - Fез С, поэтому обозначения связаны с линиями этойдиаграммы (см. рис. 4.11).

Эвтектоидную температуру (линия PSK) обозначают Аl, темпера­туру магнитного превращения (линия МО) - А2, температуру линииGS - Аз, температуру полиморфного превращения Fe'Y - Fea (линия N J) - А4, температуру линии SE - Аст.

следствие гистерезиса температуры превращении при нагреве все­

гда выше соответствующих температур при охлаждении, поэтому введена

дополнительная индексация: при нагреве - индекс с, при охлаждении ­индекс т. Магнитное превращение не имеет гистерезиса.

По влиянию на температуры Аз и А4 легирующие элементы можно разбить на две группы. Равновесные температуры Аз и А4 для чисто­го железа равны соответственно 911 и 1392 ос. В интервале указанныхтемператур устойчива модификация Fe'Y с ГЦК решеткой.

В первую" группу входят элементы, которые понижают температуру

Аз и повышают температуру А4' К НИМ9ТНОСЯТСЯ Ni, Mn, С, N и др.

В сплавах железа с никелем, марга.нцеми кобальтом ,-область «открывается», Т.е. в определенном интервале температур существу­

ет неограниченная растворимость компонентов в твердом состоянии ­

твердые растворы с ГЦК решеткой. При этом температура Аз приопределенной концентрации добавки понижается ниже нуля. На рис. 4.19

показан участок диаграммы Fe - леги­рующий элемент с открытой ,-областью. В сrrлавах с концентрацией добавки, рав­ной или превышающей концентрацию, со­ответствующую точке Ь, ГЦК решеткаустойчива при 20 - 25 ос; такие сплавыназывают аустенитны.м.и 'стадл.м.и. Та­ким образом, аустенитом называют нетолько твердый раствор углерода в Fe'Y' но и любые твердые растворы на основе Fe'Y'

Во вторую группу входят элементы, которые повышают температуру Аз и по­

нижают А4. В этом случае темпера­

турный интервал устойчивости аустени­та уменьшается и соответственно расши­ряется температурный интервал устой­чивости Fea. Таких легирующих эле­ментов большинство: Cr, Мо, W, V, Si, Ti и др.

Все перечисленные элементы образуют с железом диаграмму с «замк­нутой» -у-областью (рис. 4.20). Концентрация, соответствующая точке с, для большинства элементов невелика (до 1 - 1,5 %), и лишь для хрома аустенитная область простирается до 12 % (рис. 4.21).

Из перечисленных элементов, дающих замкнутую -у-область, только хром и ванадий не образуют с железом промежуточных фаз, и поэтому а-область «открывается»: наблюдается неограниченная растворимость этих элементов в железе с ОЦК решеткой (см. рис. 4.20, а). Остальные легирующие элементы, замыкающие область, образуют с железом проме­жуточные фазы, поэтому при определенных концентрациях легирующегоэлемента на диаграммах появляется линия, о.граничивающая раствори­мость, правее которой расположены двухфазные области (см. рис. 4.20, 6). Однофазные сплавы с ОЦК решеткой, устойчивой при всех температурах вплоть до солидуса, называют ферритны,м,и стадл,м,и. Таким образом, ферритом называют не только твердый раствор углерода в Fea, но и лю­бые твердые растворы на основе Fea:­

При добавлении в сплав углерода точка с (см. рис. 4.20, 6) чаще всегосдвигается в сторону большей концентрации добавки.

41.

Цементуемые стали. Для изготовления деталей упрочняемых цементацией и нитроцементацией применяют низколегированные стали с содержанием 0,15-0,25 реже до 0,3% С. Содержание легирующих элементов не должно быть слишком большим, но должно обеспечить прокаливаемость поверхностного слоя и сердцевины. Прокаливаемость сердцевины должна обеспечить высокие механические свойства, особенно пределы текучести и твердости. При циклических нагрузках цементуемых и нитроцементуемых деталей, сопротивление их разрушения зависит от прочности сердцевины. Для получения высокой прочности и сопротивлению хрупкому разрушению используется непосредственно закалка после цементации, но стали должны быть наследственно мелкозернистыми. Увеличение зерна в цементованном слое после термообработки (т/о) уменьшает контактную прочность, предел выносливости при изгибе. Для измельчения зерна в стали, ее микролегируют ванадием, Ti, ниобием, цирконием, Br, N в результате чего образуется прочные, дисперсные нитриты, карбиды, корбонитриды, бориды. Все цементуемые стали делятся на три группы: 1) Сталь 10, 15, 20 - с неупрочняемой сердцевиной, применяют при незначительных нагрузках; 2) Сталь 15Х, 20Х, 15ХР, 20ХН – низколегированные стали со слабо упрочняемой сердцевиной; 3) Сталь 20ХГР, 20ХНР, 18ХГТ, 30ХГТ, 18ХНМФ, 25ХГНМАЮ – относительно более высоколегир стали с сердцевиной сильно упрочняемой т/о также называют высокопрочные цементуемые стали.

42.

. Улучшаемые стали. Содержат 0,3-0,5% С и разное кол-во легир эл-ов: хром, Ni, молибден, вольфрам, марганец, кремний в сумме не более 3-5% и часто около 0,1% измельчителей. Т/о: закалка + высокий отпуск. Делятся на 5 групп. По мере увеличения номера группы растет степень легир и прокаливаемость. 1) Сталь 40, 45 критический 10 мм, прим для неответст деталей 2) Сталь 40Х, 40ХР - крит 25-35 мм. Эти стали использ для изготов коленч валов, осей, зуб кол, работающих на износ без значительных ударных нагрузок, 3) Сталь 30ХМ, 40ХГ, 40ХГР - крит  35-40 мм. Стали с достаточно высокой прочностью и прокаливаемостью, имеют пониженную вязкость и повышенные порог холодноломкости. 4) Сталь 40ХН, 40ХНР, 40ХГНР, 40ХНМ - крит  50-75 мм. Имеют более высокую прокаливаемость, высокую прочность и вязкость. Их использ для изготовления деталей сложной конфигурации, работающих при вибрационных и динамических нагрузках. 5) 30ХН2ВФ, 38ХН3МФ - крит  > 100 мм. Высокая прокаливаемость и прочность. Из за присутствия в стали водорода образ флокины, котор обнаруж после прокатки в виде тонких трещин овальной или округлой формы, имеющих в изломе тип пятен в виде хлопьев серебристого цвета. Они резко ухудшают свойства сталей. Используют в наиболее ответственных деталях.

43.

Инструментальные стали и твердые сплавы. Инструментальными наз. углер. и легир. стали обладающие высокой тв-тью 60…65HRC, прочностью, износостойкостью, красностойкостью и прим. для изготовл. различных инструментов: режущие, измерительные. Обычно это эвтектоидные или Л-ные стали, структура кот. после закалки и низкого отпуска представляет собой М и избыточные карбиды. Для инструментов требующих повыш. вязкости прим. доэвтектоидн. стали, кот. после закалки подвергаются отпуску при более высоких тем-рах с получ. структуры троостита или даже сорбита. Одна из главных хар-тик теплостойкость (красностойкость), т.е. сохранять высокую тв-ть при нагревании или сохранять устойчивость против отпуска при нагреве в процессе работы. Делятся на 3 группы: 1) углеродистые и легир. стали содерж. небольшое кол-во легир. эл-тов и необладающ. красностойкостью до 200⁰ (У7…У13, 9ХС); 2) легир. стали содерж. 0,6-0,7% С, 4-18% Cr, среднетеплостойкие, работают до 400-500⁰ (Х12, Х12М, 5ХНМ); 3) теплостойкие стали до 550-650⁰. это высоколегир. стали содерж. хром, ванадий, вольфрам, марганец, кобальт. Стали Л-ного класса наз. быстрорежущие (Р9, Р18, Р9К5). Твердые сплавы – металлокерамические материалы получ. методом порошковой металлургии – победит. t=800⁰. Сплавы 3 группы: 1) вольфрамовая группа – карбид вольфрама + кобальт (WC+Co) (ВК3, ВК10, ВК20); 2) TiC+WC+Co – (Т15К6); 3) TiC+TaC+WC+Co – (ТТ7К12). Иногда в конце марки буква: М – корбид вольфрама мелкий; В – крупнозернистый порошок; ОМ – особомелкий; ВК – особокрупный. Широко прим. пластинки без W. ТН20. Основа TiC и молибден (роль связки) 20%. КНТ16 – карбонитрит титана. Иногда пластинки подвергают покрытию TiC. Стойкость увелич. в 3-4 раза. Широко прим. сверхтвердые материалы – минералокерамич. сплавы на основе Al, нитрита бора, карбонитрита бора, (Белбор композит 2, Гексонит Р композит 10). Для чистовой обработки прим. алмазы. Чаще искусственные, такие как: Борт, Баллас, Карбонадо. Теплостойкость до 800⁰ при тем-ре выше – графитизируются.

44.

Химический состав (ГОСТ 14957-76) и типичные механические свой­

ства некоторых деформируемых сплавов представлены в табл. 13.5. Среди

д~формируемых сплавов наибольшей прочностью обладают сплавы си­стем Mg - Al и Mg - Zn, легированные цирконием, кадмием, серебром, редкоземельными металлами.

- Сплавы системы Mg - Al содержат 0,2 - 1,5 % Zп (МА5). Алюминий и

v '

цинк обладают высокои растворимостью в магнии. Повышение их содер­

жания в сплаве приводит к увеличению прочности сначала 'в результатевозрастания концентрации твердого раствора, а затем благодаря появле­нию вторичных фаз Mg4A13 и МgзZnзА12' Однако в промышленные спла­вы не вводят более 10 % Al и более 6 % Zn, так как большое количествопромежуточных фаз вызывает снижение пластичности. Сравнительно не­большой (около 30 %) эффект упрочнения этих сплавов объясняется тем, что при распаде твердого раствора образуются сразу стабильные фазы с относительно большим расстоянием между частицами. Причем упрочня­ющие фазы в этих сплавах обладают большой склонностью к коагуляции, которая начинается до достижения полного распада пересыщенного твер­дого раствора.

Цинк и алюминий придают сплавам хорошую технологическую пла­стичность, что позволяет изготовлять из них кованые и штампованныедетали сложной формы (например, крыльчатки и жалюзи капота самоле­та). Для устранения вредного влияния железа сплавы дополнительно ле­гируют марганцем. Сплавы с низким содержанием алюминия и поэтому

I небольшим количеством вторичных фаз в структуре дают незначительное

упрочнение при закалке и старении. Их применяют в горячепрессован­

I ном или отожженном состоянии. Сплавы с высоким содержанием алюми­

I .

I ния, дополнительно легированные серебром и кадмием (МА10), обладают

I самыми высокими прочностью (О'В = 430 МПа) и удельной прочностью I (24 км) среди магниевых сплавов.

I Кадмий неограниченно растворяется в магнии и не образует соб­

ственных фаз в сплавах системы Mg - Al. Легируя твердый раствор, кадмий повышает прочность и технологическую пластичность сплавов. Серебро обладает хотя и ограниченной, но значительной (15,5 %) раство­

I римостью В магнии. Высокая прочность этих сплавов объясняется на­личием высоколегированного алюминием, серебром и кадмием твердогораствора и большого количества упрочняющей фазы Мg4Аlз.

Высокопрочные сплавы системы Mg - Zn дополнительно легируют цирконием (МА14), кадмием, редкоземельными металлами (МА15, МА19 и др.). Увеличение содержания цинка в сплавах приводит к резкому по­вышению прочности и некоторому улучшению пластичности в результа­те легирования твердого раствора. Появление в структуре сплавов ин­терметаллидной фазы MgZn2 ведет к дальнейшему упрочнению и сниже­нию пластичности. Для того чтобы сохранить пластичность на допусти­мом уровне, содержание цинка в промышленных сплавах ограничивают5 - 6%.

Цирконий оказывает рафинирующее и модифицирующее действие. Вступая в СОЕщинение с водородом, он уменьшает пористость. Измельчая структуру сплавов системы Mg - Zn, цирконий повышает временное -со­противление и особенно предел текучести и пластичность. Полной упроч­

няющей термической обработке эти сплавы обычно не подвергают, так

r v

как 'при нагреве под закалку снимается наклеп, полученныи полуфабри­

катами при прессовании, штамповке; упрочнение при старении настолькомало, что не обеспечивает уровня исходных свойств. Больший эффектдает старение, проведенное непосредственно после прессования (штампов­ки). К недостаткам этих сплавов можно отнести сложность их пригото­вления, обусловленную низкой растворимостью циркония в жидком маг­нии, а также склонность к образованию трещин, затрудняющих горячуюпрокатку и сварку сплавов. Сплавы системы Mg - Zn применяют для не­свариваемых сильно нагруженных деталей (обшивки самолетов, деталейгрузоподъемных машин, автомобилей, ткацких станков и др.).

Кадмий в сплавах системы Mg - Zn не образует промежуточных фаз. Легируя твердый раствор, он повышает прочность и пластичность спла­вов этой системы. Редкоземельные металлы дополнительно увеличиваютпрочностные характеристики в результате образования промежуточныхинтерметаллидных фаз.

Сплавы системы Mg - Zn, легированные литием с добавками кадмия (МА21) или ц~рия (МА18), относятся к сверхлегким (плотность 1,350 ­1,600 т/м3). Они обладают хорошей пластичностью, малой анизотропиейсвойств, высокой прочностью при криогенных температурах, отсутствиемчувствительности к надрезу.

, Магниевые сплавы выпускаются в виде поковок, штамповок, листов, прутков,труб,профилей.

45.

Из-за грубозернистой литой структуры они имеют более низкие механиче­ские свойства, особенно пластичность. Улучшение механических свойствлитейных сплавов достигается различными способами: перегревом, моди­фицированием, гомогенизацией отливок, а также применением особо чи­стых шихтовых материалов при приготовлении сплавов. Перегрев дает

хорошие результаты в сплавах с алюминием, выплавленных в железных тиглях. В результате взаимодействия алюминия с железом образуются частицы соединеlIИЯ FeA13, которые являются дополнительными центра­Кf:и кристаллизации.

Механические свойства литейных магниевых сплавов в основном на­ходятся на уровне свойств литейных алюминиевых сплавов, но, обла­дая меньшей плотностью, магниевые сплавы превосходят их по удельнойпрочности.

Наибольшее применение нашли сплавы системы Mg - Al - Zn, осо­бенно сплавы с повышенным содержанием алюминия. Для сплавов этойсистемы характерен более широкий, чем у алюминиевых сплавов, интер­вал кристаллизации. В результате они обладают пониженной жидкотеку­честью, усадочной пористостью и низкой герметичностью, склонностью кобразованию горячих трещин. С увеличением содержания алюминия ли­тейные свойства сначала ухудшаются, поскольку увеличивается интервалкристаллизации, а затем при появлении неравновесной эвтектики - улуч­шаются; повышаются прочностные характеристики. Однако из-за боль­шого количества интерметаллидных фаз, в том числе и эвтектических(рис. 1з.14), сплавы с большим содержаниец. алюминия обладают пони­женной пластичностью. Наилучшее сочетание литейных и механическихсвойств имеют сплавы, содержащие 7,5 -10 % Al (МЛ5, МЛ6). Небольшиедобавки цинка способствуют улучшению технологических свойств. Гомо­генизация при 420 ос (12 - 24 ч) и закалка с этой температуры способству­ют повышению прочности и пластичности. Вследствие малой скоростидиффузии алюминия в магнии сплавы закаливаются при охлаждении навоздухе. Старение при 170 - 190 ос дополнительно повышает временноесопротивление и особенно предел текучести сплавов.

Малая плотность магниевых сплавов, а в отдельных случаях высокая удельная прочность способствуют их широкому применению в самолето­строении .

46.