material / материаловеденье-1 / отв / Š‡€Œ… / Материаловедение шпоры

41. Мартенситно-стареющие стали. Благодаря высокой прочности и технологичности мартенситно-стареющие стали (МСС) явл перспективными материалами для создания современных изделий, работающих при различных t, высоких давлениях и в агрессивных средах. Рассм результаты исследования по изменению фазового состава, механ свойств, размеров и стойкости к коррозионному разрушению под напряжением (КРН) экономнолегированной стали 03Х11Н10М2Т-ВД в зависимости от различных режимов предварительной термообработки (ТО). В процессе нагрева стали в области 535…800^оС происходит полное полиморфное α-γ превращение с одновременным относительным  размеров образцов на 0.360%. При нагреве образцов, вырезанных из листов толщиной 10 мм, предварительно закаленных с 1000^оС до различных t в области α-γ превращения и последующего охлаждения, фазовый состава стали изменяется с образованием А_ОСТ. С изменением кол-ва А_ОСТ происходит и пропорциональное изменение тока размагничивания I_р, т.е. с  кол-ва А_ОСТ  ток размагничивания I_р. Изменение фазового состава МСС приводит к изменению коэффициента линейного расширения пропорционально содержанию А_ОСТ. Повышение t способствует растворению интерметаллидных фаз и перераспределению Ni, Cr, Mo, Ti, изменяет концентрационную неоднородность и приводит к дальнейшему образованию центров и росту А. Образование устойчивого А в низкотемпературной области α-γ превращения можно объяснить преимущественно фазовым наклепом и перераспределением легирующих элементов, имеющих хим средство к А и образованием устойчивой субструктуры. С  прочности выше 1300…1350 МПа наблюдается относительное  стойкости к КРН. Образцы, состаренные при 400…500^оС, имеют min относительную стойкость к КРН, а после старения с t выше 540^оС и с прочностью 1300…1350 МПа стойкость к КРН значительно . При старении с 560…650^оС сталь обладает высокой стойкостью к КРН. Образцы с содержанием более 5% А_ОСТ при проведении соответствующей ТО в процессе ускоренного испытания не разрушались при выдержке более 24 ч, что указывает на высокую стойкость к КРН.

59. Серые чугуны. Свойства, состав и маркировка. Микроструктура чугуна состоит из металлической основы и графитных включений. Св-ва чугуна зависят от св-в металлической основы и характера включений графита. Металлическая основа может быть перлитной, когда 0,8% С находится в виде цементита, а остальной С - в виде графита; феррито-перлитной, когда кол-во С в виде цементита <0,8%, и ферритной. Структура металлической основы определяет твёрдость чугуна. Графит чугуна бывает пластинчатым (серый чугун), хлопьевидным (ковкий чугун) и шаровидным (высокопрочный чугун). Чугун можно рассм как сталь, пронизанную включениями графита, ослабляющими его металлическую основу. Серый чугун имеет низкие хар-ки механич св-в при испытаниях на растяжение. Включения графита играют роль концентраторов напряжений  работа дара близка к 0. Твёрдость и прочность при испытаниях на сжатие, зависящие от свойств металлической основы, у чугуна достаточно высоки. Серый чугун с пластинчатой формой графита имеет ряд преимуществ. Он позволяет получать дешёвое литьё, т.к. при низкой стоимости обл хорошей жидкотекучестью и малой усадкой. Включения графита делают стружку ломкой  чугун хорошо обрабатывается резанием. Благодаря смазывающему действию графита чугун обладает хорошими антифрикционными свойствами. Чугун имеет высокие демпфирующие св-ва, хорошо гасит вибрации и резонансные колебания. Маркируется серый чугун буквами СЧ и цифрами, характеризующими величину временного сопротивления при испытаниях на растяжение. Н-р, СЧ10 содержит (3,5…3,7)% С, (2,2…2,6)% Si, (0,5…0,8)% Mn, P<0,3% и S<0,15%, _В=100МПа, твёрдость <190НВ. СЧ35 содержит (2,9…3)% С, (1,2…1,5)% Si, (0,7…1,1)% Mn, P<0,2% и S<0,12%, _В=350МПа, твёрдость <275НВ.

58. Высокопрочные чугуны. Свойства, состав и маркировка. Микроструктура чугуна состоит из металлической основы и графитных включений. Св-ва чугуна зависят от св-в металлической основы и характера включений графита. Металлическая основа может быть перлитной, когда 0,8% С находится в виде цементита, а остальной С - в виде графита; феррито-перлитной, когда кол-во С в виде цементита <0,8%, и ферритной. Структура металлической основы определяет твёрдость чугуна. Графит чугуна бывает пластинчатым (серый чугун), хлопьевидным (ковкий чугун) и шаровидным (высокопрочный чугун). Чугун можно рассм как сталь, пронизанную включениями графита, ослабляющими его металлическую основу. По мере округления графитных включений из «-» роль как надрезов металлической основы , и механич св-ва чугуна . Округлённая форма графита достигается модифицированием. Модификаторами чугуна служат SiCa, FeSi, Al, Mg. При использовании в качестве модификатора Mg, вводимого перед разливкой в количестве до 0,5%, получают высокопрочный чугун с шаровидной формой включения графита. Mg обычно вводят в автоклавах. Действие Mg объясняется  поверхностного натяжения графита и образованием микропузырьков пара, в кот диффундирует С. Маркируют высокопрочный чугун буквами ВЧ и цифрами, характеризующими величину временного сопротивления, н-р ВЧ35 (_В>350МПа, _0,2>220МПа, >22% твёрдость 140…170НВ). Из высокопрочных чугунов изготавливают ответственные детали: зубчатые колёса, коленчатые валы.

16. Фазы и структурные составляющие в системе Fe-C. Сплавы Fе с С – важнейшие металлические сплавы соврем техники. Сюда относятся стали и чугуны. Fe, как и  др вещ-во, никогда не бывает абсолютно чистым  выделяют техническoe Fe и сплавы Fe. Технич Fe содержит 99,8…99,9% Fe и до 0,1…0,2% примесей. t_ПЛ (Fe) такой чистоты=1539С. Прочность технического Fe невысока при высокой пластичности. В тв состоянии Fe может  в 2 модификациях в зависимости от t: до 910 и >1392: ОЦК -Fe; 910-1392: ГЦК -Fe. Кривая охлаждения фиксирует 2 полиморфных и 1 магнитное превращение. Стр 196 рис 6.2!!! При магнитном превращении температурная остановка при 768С связана не с перестройкой крист решётки и перекристаллизацией, а с внутриатомными изменениями внешних и внутренних электронных оболочек, кот и приводят к изменению магнитных св-в. С  VI группе ПСХЭ. С встречается в природе в виде двух основных модификаций: алмаза и графита. С имеет гексагональную слоистую крист решётку. С – мягкий материал и обладает низкой прочностью. Прочность С с  t аномально . При 2500С С прочнее всех тугоплавких М. С образует с Fe твёрдые р-ры внедрения. Растворимость С в Feз зависит от его крсталличекой формы. Диаметр поры крист решётки ОЦК <<, чем диаметр поры решётки ГЦК  -Fe способно растворять С в очень малом количестве, а растворимость С в -Fe существенно больше. Влияние малого размера октаэдрической поры в решётке ОЦК на низкую растворимость С усугубляется ещё тем, сама октаэдрическая пора несимметрична: она вытянута по одной оси вследствие воздействия на неё близлежащих атомов, в том числе и в центре куба. В системе Fe-С возможно присутствие следующих фаз: жидкой фазы, твёрдых растворов на базе -Fe (феррита (Ф)) и на базе -Fe (аустенита (А)), химич соединения Fe₃С (цементита (Ц)) и графита. Ф – тв р-р внедрения С в -Fe. При 727С наблюдается max растворимость С в Ф. Св-ва Ф близки к свойствам чистого Fe. А – тв р-р внедрения С в -Fe. При 1147С А может содержать до 2,14% С; при 727С – 0,8% С. И в Ф, и в А могут растворяться многие легирующие элементы, образуя твёрдые р-ры замещения и резко изменяя их св-ва. Легирование может значительно изменять t границ существования этих фаз. Ц – карбид Fe Fe₃C, в кот содержится 6,67% С. tПЛ Ц = 1252С. Обладает высокой твёрдостью, легко царапает стекло. Ц оч хрупок, имеет почти нулевую пластичность, сложную ромбическую решётку с плотной упаковкой атомов. При нагреве Ц распадается.

17. Деформация. Упругая и пластическая деформация. Механизм пластической деформации. Деформация (Д) – изменение формы и размеров тела под действием напряжений. Упругая Д (УД) – Д, возникающая при сравнительно небольших напряжениях и исчезающая после снятия нагрузки. Остаточная или пластическая Д (ПД) – Д, кот сохраняется после снятия нагрузки. При  напряжения Д может заканчиваться разрушением. На диаграмме растяжения (стр 48 рис 2.1) УД характеризуется линией ОА. Выше А нарушается пропорциональность м/ напряжением и Д. Рост напряжения приводит не тлк к УД, но и к остаточной ПД. УД и ПД в своей физической основе отличаются. Механизм УД. При УД происходит обратимое смещение атомов из положений равновесия в крист решётке. УД не вызывает заметных остаточных изменений в структуре и свойствах м. После снятия нагрузки сместившиеся атомы под действием F притяжения (при растяжении) или отталкивания (при сжатии) возвращаются в исх равновесное положение, и кристаллы приобретают первоначальную форму и размеры. Упругие св-ва материалов определяются силами межатомного взаимодействия. Механизм ПД. В основе ПД  необратимое перемещение одних частей кристалла относит др. После снятия нагрузки исчезает тлк упругая составляющая Д. Пластичность (способность М перед разрушением претерпевать значительную ПД) явл одним из важнейших св-в М. Благодаря пластичности о обработка М давлением. Пластичность позволяет перераспределять локальные напряжения равномерно по всему V М, что  опасность разрушения. Для М хар-но большее сопротивление растяжению или сжатию, чем сдвигу  процесс ПД представляет собой процесс скольжения одной части кристалла относит др по кристаллографической плоскости или плоскостям скольжения с более плотной упаковкой атомов, где наименьшее сопротивление сдвигу. Скольжение о в рез-те перемещения в кристалле дислокаций. В рез-те скольжения кристаллическое строение перемещающихся частей не меняется. (рис 2.2) Др механизмом ПД явл двойникование, кот о$ за счёт сдвига; происходит сдвиг части кристалла в положение, соответствующее зеркальному отображению несдвинутой части. (Рис 2.3) Двойникование сопровождается прохождением дислокаций сквозь кристалл. При Д двойникованием напряжение сдвига выше, чем при скольжении. Двойники возникают тогда, когда скольжение затруднено. Д двойникованием обычно набл при низких t и высоких  приложения нагрузки, т.к. в этих случаях для скольжения необходимо высокое напряжение сдвига. Двойники более характерны для М с ГП решёткой (Ti, Mn, Zn). Величина напряжения, необходимого для о$ ПД, зависит от  деформирования и t. С   деформирования достижение заданной Д требует больших напряжений, а при  t значение необходимых напряжений . Т.о, ПД явл термически активируемым процессом. При  t предел текучести большинства М . М с ГЦК решёткой имеют значительно меньшую зависимость предела текучести от t, чем М с др типами решёток.

18. Влияние пластической деформации на структуру и свойства М и сплавов. Наклёп упрочнение М под действием пластической деформации. После снятии нагрузки, превышающей предел текучести, в образце останется остаточная деформация. При повторном нагружении  предел текучести М и  его способность к пластической деформации, т.е. происходит упрочнение М. При деформации зёрна меняют свою форму и ориентировку, образуя волокнистую структуру с преимущественной ориентировкой кристаллов. Происходит разворот беспорядочно ориентированных зёрен осями наибольшей прочности вдоль направления деформации. Зёрна деформируются и сплющиваются, вытягиваясь в направлении действующих сил F, образуя волокнистую или слоистую структуру. Преимущественная кристаллографическая ориентировка зёрен вдоль направления деформации наз-ся текстурой М. Чем  степень деформации, тем  зёрен получает преимущественную ориентировку. Образование текстуры способствует появлению анизотропии свойств вдоль и поперёк направления волокон. С  степени деформации механические св-ва, характеризующие сопротивление деформации, , происходит деформационное упрочнение, а способность к пластической деформации . Предел текучести растёт интенсивнее, чем временное сопротивление, и по мере степени пластической деформации значения обеих характеристик сближаются. В рез-те наклёпа механич св-ва меняются существенно. Упрочнение при наклёпе объясняется существенным  плотности дислокаций, характерным для процесса пластической деформации. Плотность дислокаций после холодной деформации  на несколько порядков по сравнению с плотностью дислокаций отожжённого М. Одновременно в процессе пластической деформации  кол-во точечных несовершенств – вакансий и дислоцированных атомов. С  плотности дислокаций и несовершенств кристаллического строения затрудняется свободное перемещение дислокаций. Все эти факторы способствуют упрочнению М при наклёпе. Одновременно в рез-те пластической деформации изменяются физико-механич св-ва М. Наклёпанный М имеет меньшую плотность, более высокое электросопротивление, меньшую теплопроводность, у него падает устойчивость против коррозии. М с ГЦК решёткой при наклёпе упрочняются более сильно, чем М с ОЦК решёткой.

19. Классификация способов термической обработки. Для придания М и сплавам необход св-в их подвергают термической обработке. Для этого М и сплавы нагревают до опред t, выдерживают, а затем охлаждают с определённой . В рез-те этого происходит изменение структуры  получаем нужное нам св-во. ТО заключается в тепловом воздействии на М и сплавы с целью направленного изменения структуры и свойств М и сплавов.  То можно изобразить графически в координатах t, С и , сек. Наклон говорит о . РИС!!! По графику можем определить t нагрева,  выдержки,  охлаждения. График не говорит об изменении структуры. Параметры ТО (t нагрева,  выдержки,  охлаждения,  нагрева) по-разному влияют на структурные изменения. Соответственно структурным изменениям все виды ТО делят на: 1) отжиг (I и II рода). Отжиг – ТО, в процессе кот производится нагрев деталей из стали до требуемой t с последующей выдержкой и медленным охлаждением в печи для получения однородной, равновесной, менее тв структуры, свободной от остаточных напряжений. Отжиг I рода – отжиг, при кот нагрев и выдержка м производятся с целью приведения его в однородное (равновесное состояние) за счёт  химич неоднородностей. Виды О I-го рода: а) гомогенизационный (ТО, при кот гл процессом явл устранение последствий ликвации); б) рекристаллизационный (ТО деформированного М, при кот гл процессом явл рекристаллизация М); в) О для снятии напряжения. 2) закалка состоит в нагреве стали выше её t фазовых превращений, выдержке для завершения всех превращений и охлаждений с более высокой  с целью получения при комнатной t неравновесных структур, обеспечивающих более высокую прочность и твёрдость стали: а) закалка без полиморфного превращения; б) закалка с полиморфным превращением (ТО, заключающаяся в нагреве М выше t фазовых превращений с последующим быстрым охлаждением для получения структурно неравновесного состояния. 3) отпуск – ТО, представляющая собой нагрев закалённого сплава ниже t фазовых превращений для приближения его структуры к более устойчивому состоянию. 4) ХТО: а) диффузионное насыщение неМ (цементация, азотирование, цианирование, борирование, оксидирование); б) диффузионное насыщение М (алитирование, хромирование, силицирование, насыщение др М); в) диффузионное удаление элементов (обезводороживание и обезуглероживание). 5) ТМО: а) ТМО стареющих сплавов; б) ТМО сталей, закаливаемых на мартенсит. Первые 3 вида относятся к собственно ТО, там имеет место тлк тепловое воздействие. При ХТО одновременно с тепловым возд происходит изменение в хим составе. При ТМО происходит одновременное термич и механич воздействие.

.39. Цементуемые конструкционные легированные стали. Цементация – насыщение поверхностного слоя стальных изделий С. Для цементации применяют низкоуглеродистые стали. Цели цементации – получение после цементации, закалки и низкого отпуска тв износостойкого поверхностного слоя и вязкой сердцевины. После такой обработки твёрдость доходит до 62…64 НRC, а твёрдость сердцевины 15…30 НRC. Упрочнение после термообработки в легированных сталях тем , чем  в стали легирующих элементов. Самые простые цементуемые стали – стали 15Х (0,15% С и 1% Cr). Следующие – хромомарганцевые стали 20ХГ, 18ХГ, 30ХГ. Хромоникелевые стали: больше прочность, пластичность и вязкость сердцевины; малочувствительны к перегреву. Имеют высокую Прокаливаемость. Сюда относятся 12ХГ2Н4. Для  прокаливаемости их дополнительно легируют W или молибденом.

39. Цементуемые конструкционные легированные стали. Цементация – насыщение поверхностного слоя стальных изделий С. Для цементации применяют низкоуглеродистые стали. Цели цементации – получение после цементации, закалки и низкого отпуска тв износостойкого поверхностного слоя и вязкой сердцевины. После такой обработки твёрдость доходит до 62…64 НRC, а твёрдость сердцевины 15…30 НRC. Упрочнение после термообработки в легированных сталях тем , чем  в стали легирующих элементов. Самые простые цементуемые стали – стали 15Х (0,15% С и 1% Cr). Следующие – хромомарганцевые стали 20ХГ, 18ХГ, 30ХГ. Хромоникелевые стали: больше прочность, пластичность и вязкость сердцевины; малочувствительны к перегреву. Имеют высокую Прокаливаемость. Сюда относятся 12ХГ2Н4. Для  прокаливаемости их дополнительно легируют W или молибденом.

21. Диффузионный отжиг (ДО) (ч/з неравновесную кристаллизацию). В реальных условиях К происходит при непрерывно изменяющейся t. В рез-те в V слитка или литой детали набл неоднородность хим состава. Она может носить макрохарактер (хим неоднородность в разных частях отливки – зональная ликвация). Ликвация = неоднородность хим состава) и микрохарактер (в центре зёрен – один состав, а на границе зёрен – др). Чаще всего зональная ликвация рез-т естеств конвекции в Ж сплаве. В рез-те К сплавов возникает ликвация, кот нежелательна. Для устранения ликвации и проводят диффузионный О. Чтобы произошла диффузия, необх высокая t (0,9…0,95 t_ПЛ) и выдержка. Н-р, диффузионный О стальных отливок проводят при t1300С в течение 40…50 часов.

40. Легированные улучшаемые стали. Улучшаемые стали – стали, кот используют после закалки и высокого отжига. Эти стали содержат (0,3…0,5)% С. Их подвергают закалке с (820…880) С в масле и высокому отпуску при (550…650) С. Самые простые улучшаемые стали – хромистые стали 30Х, 40Х. Здесь мы должны иметь полную прокаливаемость  стали годятся для деталей с d<20 мм. Хромомарганцевые стали 40ХГ: прокаливаемость доходит до 40 мм. Хромомарганцевокремистые стали 30ХГСА: прокаливаемость до 40мм, хорошо свариваемые. Хромоникелевые стали имеют оч большую прокаливаемость D_{КР 95}=300 мм при закалке в масле. 30Х, 40Х, 50Х – при закалке в Н2О. Ni обеспечивает высокий запас вязкости,  порог хладноломкости. В улучшаемые стали Ni добавляют не >3%, если >3%, то в стали после закалки остаётся повышенное кол-во А_ОСТ. Используют стали 50ХН, 40ХН. Хромоникельмолибденовые стали. Есть 1 недостаток у легированных сталей – склонны к отпускной хрупкости. Чтобы избежать при отпуске отпускной хрупкости, стали легируют молибденом в количествах  (0,2…0,4)% или вольфрамом  (0,8…1,1)%. Самая распространённая сталь – 40ХН2МА. Для деталей крупного сечения используют хромоникельмолибденованадиевые стали. Ванадий добавляют для получения мелкозернистой структуры; ванадий  прокаливаемость. D_КР=1000 мм. Ванадия добавляют сотые доли %. Наиболее распространённые стали:38ХМ3НФ, 36Х2Н2МФ.

22. Рекристаллизационный отжиг (РО). Отжиг для снятия напряжения. РО заключается в нагреве холоднодеформированной стали выше t начала кристаллизации, выдержке при этой t и последующем медленном охлаждении. Большая часть работы (90…95%) затрачивается на пластическую деформацию М, превращается в тепло, а ост часть аккумулируется в М. О накоплении этой энергии свидетельствует   дефектов крист решетки и рост напряжений. В рез-те пластической деформации М приходит в ТД-ки неустойчивое механическое состояние. В рез-те изменяется структура,   дислокаций, что приводит к  прочности. Это наз-ся наклёп. М т.о. находится в энергетически неустойчивом состоянии. М стремится вернуться в устойчивое состояние с меньшим уровнем свободной энергии. Чтобы могли в М произойти необходимые изменения их нагревают, и проводят РО. В начале при нагреве до t=0,2…0,3 от абсол t_ПЛ без видимых изменений в структуре набл восстановление некоторых св-в, начинает  электрическое сопротивление и  электропроводность. Для технически чистых М при достижении t0,4 от абсол t_ПЛ начинается и происходит Р. РИС!!! Механизм Р состоит из 2 элементарных процессов: зарождение центров, рост центров. В рез-те деформированные зёрна заменяются на новые, недеформированные. Образование новых равноосных зерён вместо старых деформированных наз-ся первичной Р. В рез-те первичной Р  свободная энергия (материал становится более устойчивым), наклёп почти полностью снимается; св-ва, включая прочность и пластичность, восстанавливаются. Основной характеристикой процесса Р явл t начала К. Она не явл физич const. t начала К составляет 0,4 от абсол t_ПЛ. Т.к. на t влияет оч много факторов, то её измеряют после выдержки 1…2 часа при этой t. Чем  время выдержки, тем при более  t может начаться Р. Р зависит от степени предшествующей деформации. РО используют в промышленности как первоначальную операцию перед холодной обработкой давлением (для придания М пластичности), как промежуточный процесс м/у операциями холодного деформирования (для снятия наклёпа) и как окончательную ТО для придания п/ф или изделию требуемых св-в. Отжиг для снятия напряжения. Многие технологические воздействия на обрабатываемые детали сопровождаются возникновением в них остаточных напряжений, кот нежелательны. Для  остаточных напряжений проводят О для снятия напряжения. Гл процессом, происходящим при О для снятия напряжения явл полная или частичная релаксация остаточных напряжений. Этот процесс протекает из-за того, что при определённой t отжига предел текучести стали становится ниже остаточных напряжений и происходит пластическая деформация, в рез-те кот остаточные напряжения  до значений предела текучести. (Стр 265 рис 11.2) t нагрева в  сплавах определённая. Чем  t нагрева, тем быстрее и полнее снимается остаточное напряжение. Но может оказаться, что выбранная t может приводить к фазовым превращениям или рекристаллизации, что недопустимо. Если после технологического воздействия деталь подвергают термообработке, то её побочным эффектом может оказаться  остаточного напряжения. Если приходится специально проводить О для снятия напряжения, то t надо выбирать такой, чтобы исключить фазовые превращения  t будут достаточно низкие. Н-р, в стальных и чугунных заготовках t=400…500С; в латунных п/ф остаточное напряжение почти полностью исчезает при t=250…300С. После выдержки при определённой t изделие необходимо охлаждать медленно, чтобы не возникли новые остаточные напряжения. В зависимости от m изделия, его формы, от размеров поперечного сечения, теплопроводности  охлаждения после О для снятия напряжения может составлять 20…200С/ч.

52. Псевдо Ti-сплавы имеют преимущественно  структуру и, вследствие дополнительного легирования -стабилизаторами (Mn, V, Nb, Mo), - от 1 до 5% -фазы. Благодаря наличию -фазы они обладают хорошей технологической пластичностью при сохранении достоинств -сплавов. Сплавы с низким содержанием Al (2-3%) обрабатываются давлением в холодном состоянии и тлк при изготовлении деталей сложной формы подогреваются до 500-700С (ОТ4, ОТ4-1). Сплавы с большим содержанием Al при обработке давлением требуют подогрева до 600-800С. На жаропрочность сплавов кроме Al благоприятно влияют цирконий и кремний. Цирконий способствует  растворимости -стабилизаторов в -фазе и  t рекристаллизации. Кремний  жаропрочность вследствие образования тонкодисперсных силицидов, трудно растворимых в -фазе. Поэтому псевдо Ti-сплавы с повышенным содержанием Al (7-8%), легированные Zn, V, Mo, Nb, Si, используются в изделиях, работающих при наиболее высоких t. Недостаток: склонность к водородной хрупкости. Н₂ мало растворим в -фазе и присутствует в структуре в виде гидридной фазы, снижающей пластичность, особенно при медленном нагружении, и вязкость сплавов. Допустимое содержание Н₂ – в пределах 0,01-0,005%.

23. Отжиг II-го рода (определение). Превращения, происходящие при нагреве стали. Отжиг II-го рода – ТО, заключающаяся в нагреве стали до t выше критических точек А_С1 и А_С3, выдержке и последующем медленном охлаждении. О II-го рода основан на прохождении фазовых превращений в твёрдом состоянии – превращении - и потому часто наз-ся фазовой перекристаллизацией. Обычно О II-го рода явл подготовительной ТО – в процессе О  твёрдость и прочность, что облегчает обработку резанием средне- и высокоуглеродистых сталей. Неполный О инструментальных сталей предшествует окончательной ТО. Иногда О II-го (для крупных неответственных отливок) рода явл окончательной ТО. Виды О II-го рода. Различают О полный, нормализационный, неполный О для доэвтектических сталей и сферроли Спросить! Для доэвтектоидных сталей. Полный О для доэвтектоидных сталей, их нагревают до t на (30…50)С выше А_С3: (30…50)С+А_С3, т.е. выше линии GS. После завершения превращения в А (т.е. выдерживают некоторое время, чтобы произошли все фазовые превращения) и медленно охлаждают (вместе с печью). Т.о., сталь приводят в maх возможное равновесное состояние. Медленное охлаждение должно обеспечивать распад А при малых степенях переохлаждения. Неполный О для доэвтектоидных сталей. Нагрев проводят чуть выше А_С1, потом медленно охлаждают. Это вид О используют, когда необх улучшить обрабатываемый срез. Нормализационный О: 1) для доэвтект сталей нагревают, как и для полного О, а охлаждают на воздухе. 2) для заэвтект сталей нагревают на (30…50)С+А_Сm. А_Сm – тчк, соответствующие на диаграмме линии SE. И то же самое охлаждение на воздухе.

26. Промежуточное (бейнитное) превращение. БП аустенита протекает в температурной области м/у перлитным и мартенситным превращениями. В рез-те БП образуется смесь -фазы (феррита) и карбида, кот наз-ся бейнитом. Кристаллы -фазы образуются в промежуточном интервале t путём когерентного роста упругой связи с исходной -фазой. При БП кристаллы -фазы растут медленно, что связано с необходимостью диффузионного отвода атомов С из аустенита с целью получения -фазы, обеднённой С. Это объясняется тем, что в промежуточном интервале t -фаза может образовываться из -фазы, обеднённой С. (рис 10.17 стр 255) Карбид в бейните не имеет пластинчатого строения, свойственного перлиту. Карбидные частицы в бейните очень дисперсны. Различают верхний бейнит (имеет перистое строение) и нижний бейнит (игольчатое, мартенситоподобное строение), образующиеся соответственно в верхней и нижней части промежуточного интервала t (условная граница м/у ними 350С). Верхний бейнит от нижнего отлич по хар-ру распределения и составу карбидной фазы. В вернем бейните карбидные частицы расположены м/у пластинами феррита или по границам и внутри пластин феррита, а в нижнем бейните включения карбида нах-ся тлк внутри пластин -фазы. Цементит – карбидная фаза в верхнем бейните, в нижнем бейните - -карбид, кот заменяется цементитом с  времени выдержки. Продукты изотермического превращения переохлаждённого аустенита в промежуточном интервале t по своему составу, структуре и свойствам близки к продуктам отпуска мартенсита закалённой стали, если t БП = t отпуска. Бейнит прочнее перлита; его прочностные св-ва  с понижением t изотермического превращения. Повышенная прочность бейнита определяется малыми размерами ферритных кристаллов, дисперсными выделениями карбидов, искажениями решётки Fe из-за её пересыщения С, повышенной  дислокаций в бейнитном феррите. Пластичность при переходе из перлитной области в бейнитную (верхний бейнит) , а затем с  t опять  (нижний бейнит).  пластичности в области верхнего бейнита связано с выделением грубых карбидов по границам ферритных кристаллов. В нижнем бейните частицы карбидов расположены внутри кристаллов -фазы  при высокой прочности в стали с нижнем бейнитом сохраняется высокая вязкость.

20. Отжиг I-го рода. Разновидности отжига I-го рода. Отжиг – ТО, в процессе кот производится нагрев деталей из стали до требуемой t с последующей выдержкой и медленным охлаждением в печи для получения однородной, равновесной, менее тв структуры, свободной от остаточных напряжений. Отжиг I рода – отжиг, при кот нагрев и выдержка м производятся с целью приведения его в однородное (равновесное состояние) за счёт  химич неоднородностей. О I рода (М и сплавы не испытывают фазовых превращений (Fe)); II рода (происходит фазовая перекристаллизация). Виды О I рода: 1) рекристаллизационный - ТО деформированного М, при кот гл процессом явл рекристаллизация М. РО заключается в нагреве холоднодеформированной стали выше t начала кристаллизации, выдержке при этой t и последующем медленном охлаждении. Большая часть работы (90…95%) затрачивается на пластическую деформацию М, превращается в тепло, а ост часть аккумулируется в М. О накоплении этой энергии свидетельствует   дефектов крист решетки и рост напряжений. В рез-те пластической деформации М приходит в ТД-ки неустойчивое механическое состояние. В рез-те изменяется структура,   дислокаций, что приводит к  прочности. Это наз-ся наклёп. М т.о. находится в энергетически неустойчивом состоянии. М стремится вернуться в устойчивое состояние с меньшим уровнем свободной энергии. Чтобы могли в М произойти необходимые изменения их нагревают, и проводят РО. В начале при нагреве до t=0,2…0,3 от абсол t_ПЛ без видимых изменений в структуре набл восстановление некоторых св-в, начинает  электрическое сопротивление и  электропроводность. Для технически чистых М при достижении t0,4 от абсол t_ПЛ начинается и происходит Р. РИС!!! Механизм Р состоит из 2 элементарных процессов: зарождение центров, рост центров. В рез-те деформированные зёрна заменяются на новые, недеформированные. Образование новых равноосных зерён вместо старых деформированных наз-ся первичной Р. В рез-те первичной Р  свободная энергия (материал становится более устойчивым), наклёп почти полностью снимается; св-ва, включая прочность и пластичность, восстанавливаются. Основной характеристикой процесса Р явл t начала К. Она не явл физич const. t начала К составляет 0,4 от абсол t_ПЛ. Т.к. на t влияет оч много факторов, то её измеряют после выдержки 1…2 часа при этой t. Чем  время выдержки, тем при более  t может начаться Р. Р зависит от степени предшествующей деформации. РО используют в промышленности как первоначальную операцию перед холодной обработкой давлением (для придания М пластичности), как промежуточный процесс м/у операциями холодного деформирования (для снятия наклёпа) и как окончательную ТО для придания п/ф или изделию требуемых св-в. 2) гомогенизационный (диффузионный). В реальных условиях К происходит при непрерывно изменяющейся t. В рез-те в V слитка или литой детали набл неоднородность хим состава. Она может носить макрохарактер (хим неоднородность в разных частях отливки – зональная ликвация. Ликвация = неоднородность хим состава) и микрохарактер (в центре зёрен – один состав, а на границе зёрен – др). Чаще всего зональная ликвация рез-т естеств конвекции в Ж сплаве. В рез-те К сплавов возникает ликвация, кот нежелательна. Для устранения ликвации и проводят диффузионный О. Чтобы произошла диффузия, необх высокая t (0,9…0,95 t_ПЛ) и выдержка. Н-р, диффузионный О стальных отливок проводят при t1300С в течение 40…50 часов. 3) О для снятия напряжения. Многие технологические воздействия на обрабатываемые детали сопровождаются возникновением в них остаточных напряжений, кот нежелательны. Для  остаточных напряжений проводят О для снятия напряжения. Гл процессом, происходящим при О для снятия напряжения явл полная или частичная релаксация остаточных напряжений. Этот процесс протекает из-за того, что при определённой t отжига предел текучести стали становится ниже остаточных напряжений и происходит пластическая деформация, в рез-те кот остаточные напряжения  до значений предела текучести. (Стр 265 рис 11.2) t нагрева в  сплавах определённая. Чем  t нагрева, тем быстрее и полнее снимается остаточное напряжение. Но может оказаться, что выбранная t может приводить к фазовым превращениям или рекристаллизации, что недопустимо. Если после технологического воздействия деталь подвергают термообработке, то её побочным эффектом может оказаться  остаточного напряжения. Если приходится специально проводить О для снятия напряжения, то t надо выбирать такой, чтобы исключить фазовые превращения  t будут достаточно низкие. Н-р, в стальных и чугунных заготовках t=400…500С; в латунных п/ф остаточное напряжение почти полностью исчезает при t=250…300С. После выдержки при определённой t изделие необходимо охлаждать медленно, чтобы не возникли новые остаточные напряжения. В зависимости от m изделия, его формы, от размеров поперечного сечения, теплопроводности  охлаждения после О для снятия напряжения может составлять 20…200С/ч