Вариант 24

1. Вычертить диаграмму состояния системы «алюминий – медь» (рис. П2). Указать линии ликвидуса и солидуса, а также структурно-фазовый состав областей диаграммы. Для сплава, содержащего 33% Cu, построить кривую охлаждения и описать происходящие при охлаждении превращения. Зарисовать и описать структуру сплава.

2. Вычертить диаграмму состояния «Fe – Fe₃C». Указать структурно-фазовый состав областей. Построить кривую охлаждения и описать происходящие при этом превращения для сплава, содержащего 0,4% С. Зарисовать и описать структуру сплава.

3. Для изготовления ряда деталей турбин используется сталь 15Х12ВМФ (ЭИ952). Указать состав и объясните причины введения легирующих элементов в эту сталь. Назначить и обосновать режим термообработки и описать полученные после термообработки структуру и свойства стали.

4. Для изготовления пружин выбрана сталь 70С3А. Расшифровать состав, назначить и обосновать режим термической обработки. Описать структуру и свойства стали после термообработки.

5. Для изготовления трубок конденсаторов турбин применяется латунь Л96. Указать состав, описать структуру сплава. Назначить и обосновать режим термообработки, применяемой между отдельными операциями штамповки.

Методические указания к выполнению заданий контрольной работы

1.Пример выполнения задания по анализу фазовых превращений в двухкомпонентных сплавах рассмотрим применительно к сплаву с неограниченной растворимостью компонентов в жидком и твердом состояниях. Диаграмма состояния для этого случая представлена на рис. 1,а, где в удобной графической форме отображены изменения в состоянии сплавов при изменении их состава и температуры.

а) б)

Рис. 1. Диаграмма состояния системы А – В(а)

и кривая охлаждения сплава состава Х (б)

Как видно на рис.1, на диаграмме имеются три области, разделенные двумя сходящимися по краям кривыми. Верхняя (выпуклая) кривая представляет собой геометрическое место точек температур начала кристаллизации (или конца плавления) твердой фазы  и называется линией ликвидус. Выше этой линии все сплавы находятся в жидком состоянии (liquide – жидкий). Нижняя (вогнутая) кривая– геометрическое место точек температур конца кристаллизации (или начала плавления) твердой фазы и называется линией солидус. Ниже этой линии все сплавы находятся в твердом состоянии (solide – твердый). В области между линиями ликвидуса и солидуса часть сплава находится в жидком состоянии, а часть – в твердом.

Построение кривой охлаждения и количественный анализ сплава проводится в следующей последовательности:

а) Через точку оси абсцисс, соответствующую составу Х₁, проводится вертикаль – линия сплава.

б) Точки пересечения линий сплава с линиями диаграммы обозначаются цифрами. Это – критические точки, указывающие критические температуры начала и конца кристаллизации, перекристаллизации (если она имеется) данного сплава.

в) В соответствии с выявленными критическими температу-рами строится кривая охлаждения сплава в координатах «температура – время» (рис. 1,б). На данной кривой:

• участок выше точки 1 (температуры Т₁) соответствует процессу охлаждения расплава – жидкой фазы (Ж);

• при температуре Т₁ начинается, а при Т₂ заканчивается процесс образования кристаллов твердого раствора , поэтому на участке 1 – 2 сплав находится в двухфазном состоянии – ж + ;

• участок ниже точки 2 (температуры Т₂) соответствует процессу охлаждения однофазного твердого раствора , микроструктура сплава состоит из зерен твердого раствора  (рис. 2).

Рис. 2. Схема микроструктуры сплава Х₁

г) для проведения количественного анализа состава сплава Х₁ при температуре Т_п надо воспользоваться «правилом отрезков»:

• через точку, обозначающую состав Х₁ при температуре Т_п, проводится горизонталь до пересечения с ближайшими линиями диаграммы, при этом точка пересечения с линией ликвидус укажет на состав жидкой фазы, а противоположная – на состав твердой фазы;

• количество твердой фазы определяется отношением длины отрезка горизонтали, прилегающего к линии ликвидус, ко всей длине горизонтали; количество жидкой фазы – отношением длины другого малого отрезка ко всей длине той же горизонтали.

Например, для сплава состава Х₁ и находящегося при температуре Т_п (точка К, рис.1,а), жидкая фаза состоит из 48 % А и 52% В (проекция точки N на ось абсцисс), а твердая–из 88 % А и 12 %В (проекция точки M на ось абсцисс).

Количество твердой (Q_т) и жидкой (Q_ж) фаз сплава определяется следующим образом:

Таким образом, сплав, по составу и температуре соответствующий точке К состоит из 70 % кристаллов твердого раствора  и 30% жидкой фазы, имеющей состав точки N (48 %А и 52 %В).

2. Анализ фазовых превращений в железоуглеродистых сплавах выполняется аналогично; при этом следует иметь в виду, что диаграмма состояния «Fe – Fe₃C» является диаграммой с ограниченной растворимостью углерода в железе, при наличии эвтектоидного и эвтектического превращений. В качестве примера рассмотрим фазовые превращения, происходящие при охлаждении сплава, содержащего 0,8% углерода.

С помощью линии сплава выявляются критические температуры (рис. 3,а), по которым строится кривая охлаждения сплава (рис.3,б). При охлаждении жидкой фазы (участок выше точки 1) при температуре Т₁ начинается, а при Т₂ заканчивается процесс первичной кристаллизации сплава с образованием кристаллов аустенита (А) – твердого раствора углерода в Fe (). Состав и количество фаз в данной двухфазной области (участок 1–2) определяется аналогично вышеприведенному примеру.

При охлаждении аустенита (участок 2–3) происходит вторичная кристаллизация по схеме: перекристаллизация железа Fe ()  Fe () и выделение из Fe () «лишнего» углерода в виде частичек цементита. В результате, аустенит распадается на двухфазную эвтектоидную смесь зерен (или пластинок) феррита и цементита – перлит (рис. 3,в). Так как данное превращение сопровождается выделением скрытой теплоты кристаллизации, компенсирующей постоянный отвод в окружающую среду, на кривой охлаждения образуется площадка (участок 3–4). Для количественного анализа сплава после кристаллизации необходимо воспользоваться отрезками горизонтали, совпадающей с изотермой эвтектоидной температуры (линия PSK).

а) б) в)

Рис. 3. Диаграмма состояния «Fe – Fe₃C» (фрагмент) (а),

кривая охлаждения сплава (б) и микроструктура перлита (в)

3. При выполнении задания по назначению технологического режима термической обработки следует иметь в виду, что любой вид термообработки принципиально состоит из трех последовательно выполняемых переходов:

• нагрева до определенной температуры Т_н , С;

• выдержки необходимого времени _нв, мин, час;

• охлаждения с той или иной скоростью V_охл, С.

3.1. Нагрев служит для аустенизации – перевода части или всей исходной структуры (перлита, феррита и цементита) в мелкозернистый аустенит, из которого при охлаждении получают высококачественные мелкозернистые структуры. При температурах, несколько превышающих критическую точку А₁, находящуюся на линии PSK− диаграммы состояния «Fe–Fe₃C» (рис. 4), происходит неполная аустенизация, при которой в аустенит превращается только перлит. При дальнейшем повышении температуры в образовавшемся аустените растворяются избыточные феррит (доэвтектоидные стали) и цементит вторичный (доэвтектоидные стали). Поэтому для полной аустенизации нагрев производят до температур, на 30–50 С превышающих критические точки А₃ и А_сm (линии GS и SE). Нагрев до более высоких температур приводит к нежелательному росту зерен аустенита. Исходя из этого выбор температуры нагрева производится в следующей последовательности:

• определяется содержание углерода в конкретной марке стали – по справочнику или с помощью микроструктурного анализа;

• на диаграмме состояния «Fe – Fe₃C» проводится линия сплава до пересечения с линиями PSK−, GS−, SE− диаграммы;

• по критической точке определяется необходимая для рассматриваемого вида термообработки и конкретной марки стали критическая температура (А₁, А₃, А_сm ), к значению которой прибавляется 30 – 50С.

Рис. 4. Схема структурно-фазовых превращений,

происходящих при нагревании сталей

3.2. Выдержка при заданной температуре нагрева служит для выравнивания путем диффузии, концентрации углерода по всему объему аустенита. Обычно определяется суммарное время нагрева и выдержки:

– для углеродистых сталей 1 мм диаметра (толщины) изделия нагревают 1 мин, а время выдержки берут как 0,2_н, мин, т.е.

_нв = _н + _в = 1,2 D (),

где D () – диаметр (толщина) изделия, мм;

– для легированных сталей время нагрева увеличивают на 25…40%, поэтому

_нв = 1,45…1,6 D () .

Излишняя продолжительность выдержки, как и перегрев, ведет к росту зерен аустенита.

3.3. Скорость охлаждения определяется, прежде всего, видом термообработки, а реализуется применением соответствующей охлаждающей среды. Так, для получения равновесной структуры пониженной твердости стали используется низкая скорость охлаждения, обеспечиваемая охлаждением вместе с печью (V_охл1 С/час) – отжиг или на спокойном воздухе (V_охл1С/час) – нормализация.

Особо большое влияние скорость охлаждения оказывает на результаты закалки, которая производится при больших скоростях охлаждения с использованием жидкостных охлаждающих сред – воды, масла минерального, эмульсии и др. При этом возможно получение двух видов структур:

• феррито-цементитных смесей различной степени дисперсности (перлита, сорбита, троостита) – по диффузионному механизму;

• пересыщенного твердого раствора углерода в Fe () – мартенсита за счет бездиффузионных превращений переохлажденного до 300…200С аустенита.

В большинстве случаев при закалке стремятся получить структуру мартенита, обеспечивающую сталям наивысшую твердость, а при последующем отпуске – другие необходимые механические свойства (прочность, упругость и ударную вязкость). Минимальная скорость охлаждения, при которой аустенит превращается только в мартенсит, называется критической скоростью закалки V_кр. Закалка углеродистых сталей на мартенсит характеризуется высокой критической скоростью (V_кр600С/с) и проводится с применением холодной подсоленной воды, а закалка легированных сталей ввиду меньшей критической скорости проводится в масле (закалка в одной среде). Часто при изготовлении ответственных деталей сложной формы и инструментов из углеродистой стали используют закалку в двух средах: сначала в резком охладителе (вода), а затем – в мягком (масло).

В качестве примера рассмотрим объемную термическую обработку деталей типа «вал» диаметром 50 мм, изготовленных из углеродистой стали марки 45.

Конструкционная углеродистая сталь марки 45 относится к группе качественных сталей (ГОСТ 1050) и содержит 0,4…0,5 % углерода. Известно, что ответственные детали машин из конструкционной стали подвергают улучшению – комплексной термообработке, включающей полную закалку и высокий отпуск, в результате которой материал приобретает наилучшее сочетание прочности и ударной вязкости. Режим обработки:

• нагрев при полной закалке производится до температур полной аустенизации, что позволяет избавиться от мягкого феррита. Для стали 45 эта температура находится в диапазоне 840…860 С;

• время нагрева и выдержки _нв = 1,2D = 60 мин;

• для получения структуры мартенсита следует использовать при охлаждении холодную подсоленную воду (V_охл1100  С/с). В результате сталь приобретает высокую твердость (HRC 60…65) и хрупкость;

−в целях устранения излишней хрупкости при одновременном повышении прочности и ударной вязкости сталь, закаленную на мартенсит, подвергают высокому отпуску (нагрев до температур, находящихся несколько ниже критической точки А₁ (т.е. Т_н=550…650 С), непродолжительная выдержка и охлаждение с любой скоростью (обычно на воздухе). Скорость охлаждения на результаты отпуска не влияет, так как структурных изменений не происходит. В результате формируется структура сорбита отпуска, содержащая частицы цементита зернистой (округлой) формы.

Технологический режим термообработки, а также исходную и получающиеся на различных этапах микроструктуры стали целесообразно представлять графически, схематично (рис. 5).

а)

б)

Рис. 5. График технологического режима улучшения (а)

и схемы микроструктуры стали 45 (б)