ВОПРОС №1 Типы кристаллических решеток, особенности строения реальных

металлических материалов. В большинстве случаев техника использует кристаллические материалы. Субструктура материала - кристаллическое строение наряду с химическим составом определяет все свойства. В реальных металлах кристаллы выпадают из расплавов при охлаждении и создаются физико-химическими процессами при нагреве твердого тела. Атомы в кристаллах расположены закономерно в узлах кристаллической решетки или в местах пересечения кристаллических плоскостей. Все пространство кристалла можно разбить на элементарные ячейки. Повторяя в пространстве элементарную ячейку, можно описать весь кристалл. Простейшей кристаллической ячейкой является куб, по вершинам которого располагаются атомы. Основные типы кристаллических решеток металлов: объемоцентрированная кубическая (О.Ц.К.); гранецентрированная кубическая (Г.Ц.К.).; гексоганальная плотноупакованная (Г.П.У.) рис.1. Кристаллические решетки характеризуются параметрами: периодом решетки, координационным числом, атомным радиусом, базисом или количеством атомов, приходящимся на одну ячейку, энергией решетки, плотностью упаковки атомов и др.. Типы кристаллических решеток. (1.1 - объемоцентрированная кубическая ОЦК; 1.2 - гранецентрированная кубическая плотноупакованная ГЦК; 1.3 - гексоганальная плотноупакованная решетка ГПУ). Периодом решетки называется расстояние между центрами двух соседних атомов. Координационное число - количество атомов, находящихся на наиболее близком расстоянии от любого атома в решетке. Атомный радиус (половина атомного диаметра) - половина межатомного расстояния между центрами ближайших атомов. Металлы имеют плотную упаковку атомов, т.е. высокие координационные числа и большое количество атомов, приходящихся на одну элементарную ячейку. Вследствие неодинаковой плотности атомов в различных направлениях, многие свойства кристалла анизотропны. Металлы и другие элементы и вещества имеют полиморфные6 превращения. Кристаллическая структура изменяется в зависимости от температуры. Например, кристаллическая решетка железа в интервале температур от 0 до 910 град С – ОЦК (Fe -α); от 910 до 1400 град С - ГЦК (Fe-γ); от 1400 до 1539 град С (плавление) - ОЦК (Fe-α или Fe-δ). Реальные металлы являются поликристаллическими веществами. Размеры зерен (кристаллов) колеблются в широких пределах от долей микрона до нескольких миллиметров. В приведенных выше примерах рассматривались идеальные кристаллические решетки. Особенностью строения реальных металлических материалов является наличие искажений и дефектов кристаллического строения, вызванное действием температурных, электромагнитных и иных полей, а т .ж. механическими напряжениями. Наибольшее число дефектов возникает при первичной кристаллизации расплава или при пластической деформации твердого тела. Кристаллические дефекты разделяют на точечные, линейные, поверхностные и объемные. Источниками дефектов являются прежде всего примеси. Например, если в алюминии содержится 0.001% (10-5) примеси кремния, то в 1 мм. куб. будет 6*10Е14 посторонних атомов. Атомы примесей искажают кристаллические решетки. Примеси могут располагаться в виде отдельных атомов, скоплений по поверхностям или в определенных объемах. Рис 2.1. Другим источником дефектов являются тепловые колебания атомов. Среднее значение амплитуды тепловых колебаний равно 5-10% межатомного расстояния, но энергия тепловых колебаний в решетке распределена неравномерно. Колебания атомов тоже различны. Если на поверхности атом обладает энергией, необходимой для испарения, он может выйти из кристаллической решетки. Образуется дефект, который называется вакансией. Рис 2.2.. Число вакансий в решетке кристалла определяется зависимостью: −Q/(K*T) Ν1=Ν∗e (2) где Ν - общее число атомов; e = 2.71828; K = R/N; Q - энергия активации; T - температура. Например, для кадмия при 300 град. С K*T = 600 Kкал/моль, N=10E22 Cm E-3, Q = 23000 Kкал/моль, а число вакансий Ν1=10 E-4 Cm E-3, а при температуре плавления кадмия число вакансий превышает 1%. Образование дислоцированных атомов (рис. 2.3.) требует большей энергии активации, поэтому количество таких дефектов меньше, преимущественно они возникают при облучении кристаллов. Вакансии имеют большое значение особенно для протекания диффузии, создают условия для повышения пластичности металла при низких температурах. 7 Реальные кристаллы разделены на фрагменты и блоки (мозаичная структура). Поверхности кристаллов (границы зерен), границы фрагментов и блоков являются местом скопления всевозможных дефектов и местом их возникновения Рис 3. Основными линейными дефектами являются дислокации. Дислокации бывают линейными (краевыми), представляющие собой край экстра - плоскости (полуплоскости) рис 4.1., рис 4.2.; и винтовыми Дефекты влияют на структурночувствительные свойства. Например, наличие дислокаций зменяет прочность металлов. Теоретический подсчет предела упругости дает величину, превышающую реальную в 1000 раз (10 Е5 и 100 МПа) для чистых металлов и в 100 раз для сталей. Бездефектные кристаллические металлические и керамические материалы в виде волокон и НК (нитевидных кристаллов) применяются как арматура - фаза упрочнитель конструкционных композитов. В настоящее время разработана дислокационная теория, объясняющая механизмы пластической деформации и причины разрушения металлов, их упрочнения при обработке давлением и иных технологических способах.

ВОПРОС №2 растворы внедрения

Твёрдые растворы, твёрдые фазы переменного состава, в которых атомы раз личных элементов смешаны в известных пределах или неограниченно в общей кристаллической решётке. Растворимость в твёрдом состоянии свойственна всемкристаллическим твёрдым телам. Б большинстве случаев эта растворимость ограничена узкими пределами, но известны системы с непрерывным рядом Твёрдые растворы (например, Cu - Au, Ti - Zr, Ge - Si, GaAs - GaP). По существу всекристаллические вещества, известные как «чистые» или «особо чистые», являются Твёрдые растворы с очень малым содержанием примесей, поскольку абсолютная чистота практически недостижима. В природе широко распространеныТвёрдые растворы минералов (см. Изоморфизм). Наличие широкой области Твёрдые растворы на основе соединений или главным образом металлов имеет громадное значение в технике, так как образующиеся при этом сплавыотличаются более высокими механическими, физическими и др. свойствами, чем исходные компоненты. При распадеТвёрдые растворы сплавы при обретают новые, часто особые свойства (см. Термическая обработка, Закалка, Отпуск).   Примесные атомы или атомы легирующих элементов могут образовывать с матрицей основного кристалла либоТвёрдые растворы замещения, либо Твёрдые растворы внедрения; это зависит в основном от двух факторов: размерного и электрохимического. Известны два полуэмпирических правила Юм-Розери, согласно которым Твёрдые растворы замещения образуются лишь теми атомами, которые, во-первых, имеют близкие по размерам радиусы (отличающиеся не более чем на 15%, а в случае Твёрдые растворы на основе Fe - не более чем на 8%) и, во-вторых, электрохимически подобны (находятся не слишком далеко друг от друга в ряду напряжении). Твёрдые растворывнедрения образуются в тех случаях, когда размеры атомов компонентов существенно отличаются друг от друга и возможно внедрение атомов одного сорта в пустоты (междоузлия) кристаллической решётки, образованной атомамидругого сорта. Образование подобных Твёрдые растворы типично для растворения в металлах таких неметаллов, как бор, кислород, азот и углерод (см., например, Аустенит, Мартенсит). Твёрдые растворы как замещения, так и внедрения могут быть либо неупорядоченными - со статистическим распределением атомов в решётке, либо частично или полностью упорядоченными - с определённым расположением атомов разного сорта относительно друг друга. Полностью упорядоченные Твёрдые растворы принято называть сверхструктурными. В некоторых случаях в Твёрдые растворы атомы одного сорта могут стремиться к объединению, образуя скопления, которые, в свою очередь, могут определённым образом ориентироваться или упорядоченно распределяться. Экспериментальные данные об упорядочении Твёрдые растворы получают в основном при изучении диффузного рассеяния рентгеновских лучей (см.Рентгеновский структурный анализ). Твёрдые растворы, находящиеся в термодинамическом равновесии, в макроскопическом масштабе можно считать истинно гомогенными; однако при этом они не обязательно гомогенны при рассмотрении в атомном масштабе. Наряду с двумя основными типами Твёрдые растворы - замещения и внедрения -  может быть выделен и третий тип - Твёрдые растворы вычитания, образованные вакантными узлами кристаллическойрешётки (см. Вакансия и Дефекты в кристаллах). Существуют и неметаллические системы, которые относят к Твёрдые растворы, обладающие весьма ценными свойствами и широко используемые в современной технике, например полупроводники и ферриты. 

ВОПРОС №3 конструкционная прочность сплавов

Конструкционная прочность – комплекс прочностных свойств, которые находятся в наибольшей корреляции со служебными свойствами данного изделия, обеспечивают длительную и надежную работу материала в условиях эксплуатации.

На конструкционную прочность влияют следующие факторы:

• конструкционные особенности детали (форма и размеры);

• механизмы различных видов разрушения детали;

• состояние материала в поверхностном слое детали;

• процессы, происходящие в поверхностном слое детали, приводящие к отказам при работе.

Необходимым условием создания качественных конструкций при экономном использовании материала является учет дополнительных критериев, влияющих на конструкционную прочность. Этими критериями являются надежность и долговечность.

Надежность – свойство изделий, выполнять заданные функции, сохраняя эксплуатационные показатели в заданных пределах в течение требуемого времени или сопротивление материалахрупкому разрушению.

Развитие хрупкого разрушения происходит при низких температурах, при наличии трещин, при повышенных остаточных напряжениях, а также при развитии усталостных процессов и коррозии.

Критериями, определяющими надежность, являются температурные пороги хладоломкости, сопротивление распространению трещин, ударная вязкость, характеристики пластичности, живучесть.

Технологические свойства материалов (металлов). Эксплуатационные свойства материалов (металлов).

Долговечность – способность детали сохранять работоспособность до определенного состояния.

Долговечность определяется усталостью металла, процессами износа, коррозии и другими, которые вызывают постепенное разрушение и не влекут аварийных последствий, то есть условиями работы.

Критериями, определяющими долговечность, являются усталостная прочность, износостойкость,сопротивление коррозии, контактная прочность.

Общими принципами выбора критериев для оценки конструкционной прочности являются:

• аналогия вида напряженного состояния в испытываемых образцах и изделиях;

• аналогия условий испытания образцов и условий эксплуатации (температура, среда, порядок нагружения;

• аналогия характера разрушения и вида излома в образце и изделии.

•  Механические свойства металлов определяются тем, как они воспринимают внешние нагрузки, т.е. сопротивляются деформированию. При деформировании металлов наблюдается два различных вида деформаций – упругие и пластические, – которые отличаются и внешними проявлениями и внутренними механизмами. Понятно, что свойства, определяющие упругое и пластическое состояние металлов, должны описываться разными характеристиками.

•        Упругие деформации происходят только за счет изменения межатомных расстояний, поэтому они не изменяют структуру металла и являются обратимыми. После снятия нагрузки упругие деформации исчезают, т.е. являются обратимыми.

•       Пластические деформации возникают за счет образования и движения дислокаций, поэтому они изменяют структуру и свойства металла. После снятия нагрузки деформации остаются, т.е. пластические деформации носят необратимый характер.

• Вязкое и хрупкое разрушения различаются между собой по величине пластической зоны у вершины трещины.

• При хрупком разрушении величина пластической зоны в устье трещины мала.

• При вязком разрушении величина пластической зоны, идущей впереди распространяющейся трещины, велика, а сама трещина затупляется у своей вершины.

• Вязкое разрушение обусловлено малой скоростью распространения трещины.

• Поэтому нередко хрупкое разрушение называют «внезапным» или «катастрофическим» разрушением.

• Вязкое и хрупкое разрушения можно связать с энергоемкостью процесса разрушения при том или ином виде испытания.

• Вязкому разрушению соответствуют обычно большие значения поглощенной энергии, т.

Хладноломкость, склонность металлов к появлению (или значительному возрастанию) хрупкости при понижении температуры. Хладноломкость связана с происходящим при этом из-за затруднённости движения дислокацийзначительным повышением предела текучести; начиная с некоторой температуры (т. н. критическая температура хрупкости, или порог хладноломкости) хрупкое разрушение наступает раньше, чем состояние пластической текучести.Хладноломкость присуща низколегированным сталям, танталу, вольфраму, хрому, молибдену и некоторым др. металлам с объёмноцентрированной кубической решёткой и сплавам на их основе. Хладноломкость способствует наличие примесей внедрения в металлах, что в сочетании со сжатием кристаллической решётки при понижении температуры приводит к увеличению внутренних напряжений. Температура перехода от вязкого разрушения к хрупкому зависит от режима термической обработки, величины зерна, скорости нагружения, величины концентрации напряжений. Чаще всегоХладноломкость оценивают путём испытаний на ударный изгиб призматических образцов с надрезом, определяя при этом работу деформации и разрушения. Склонность к Хладноломкость можно также оценить по температуре резкого снижения пластичности или по доле волокнистого излома на поверхности разрушения. Хладноломкость имеет особое значение при эксплуатации конструкций в температурных условиях северных районов, для космических аппаратов, луноходов, водородных двигателей. Снижение Хладноломкость достигается очисткой металлов от вредных примесей, термообработкой, легированием.

ВОПРОС №4

Строение реальных металлов

Реальное строение металлов значительно отличается от идеального. При идеальном строении кристаллов (металлов) все атомы теоретически должны находиться строго в узлах кристаллической решетки. Теоретическая прочность такого металла чрезвычайно высока. Так, теоретическая прочность при сдвиге (под действием касательных напряжений) т_сдв = G/ (2ri), где G — модуль сдвига (модуль Юнга). В соответствии с этой формулой теоретический предел прочности железа должен составлять примерно 13000 МПа, при такой прочности проволока диаметром 1 мм выдержала бы груз массой более тонны (для железа G = 80 ГПа).

 

В действительности же, прочность железа примерно в 100 раз меньше — 150 МГТа. Такое несоответствие объясняется различием идеального и реального строения металлов. Во-первых, технические металлы состоят из большого количества кристаллов (зерен), т.е. являются поликристаллическими веществами. При этом кристаллы (зерна) в реальном металле не имеют правильной формы и идеально упорядоченного расположения атомов. Во-вторых, даже в самих поликристаллах имеются различного рода несовершенства(дефекты). Различают точечные, линейные и поверхностные несовершенства кристаллического строения.

Точечные дефекты малы во всех трех измерениях. К ним относят вакансии и междоузелъные (дислоцированные) атомы (рис. 2.5). Образование точечных дефектов связано с диффузионным перемещением атомов под действием тепловых колебаний. С повышением температуры металла число вакансий растет.

 

Точечные дефекты оказывают влияние на некоторые физические свойства металлов(электропроводность, магнитные свойства и т.д.) и фазовые превращения в металлах и сплавах. Линейные дефекты имеют малые размеры в двух измерениях и большую протяженность в третьем измерении. Эти несовершенства называются дислокациями .Дислокации образуются в процессе кристаллизации и главным образом при деформации металла.

 

ВОПРОС №5 Диаграммы состояния двухкомпонентных систем

Строение металлических сплавов зависит от того, в какие взаимодействия вступают компоненты, их образующие. Под структурой, как уже указано ранее, понимают форму, размеры и характер взаимного расположения фаз в сплаве. Структура сплава выявляется микроанализом (рис. 19).

При полной взаимной растворимости компонентов в твердом состоянии микроструктура всех сплавов представляет собой зерна твердого раствора. При ограниченной растворимости, которая характерна для многих сплавов, структура состоит из смеси двух фаз. Если в сплаве растворимый компонент присутствует в количестве, превышающем предельную растворимость его в основном металле при данной температуре, то образуется структура, состоящая из матрицы и выделившихся частиц другого твердого раствора, чаще на базе химического соединения. Такую структуру называют матричной, или гетерогенной.

При медленном охлаждении эти фазы выделяются в основном по границам твердого раствора (матрицы) в виде достаточно крупных и нередко равноосных частиц.

Форма выделения избыточных фаз может быть пластинчатой, игольчатой или сфероидальной. Структура сплавов, их фазовый состав, а следовательно, и свойства зависят от состава сплава и той обработки, которую он прошел. Ниже будут рассмотрены формирование различных структур сплавов и влияние структуры (фазового состава) на свойства сплавов.

При так называемой перетектической кристаллизации образуется смесь из двух фаз, в которой фаза, образующая первоначально, окружена фазой, кристаллизующей позднее. В сплавах нередко образуется структурная составляющая, получившая название эвтектика. Эвтектика состоит из двух и более фаз, имеющих форму пластинок, равномерно чередующихся между собой, которые образуют колонии.

Первичная кристаллизация сплавов системы железо-углерод начинается по достижении температур, соответствующих линии ABCD (линии ликвидус), и заканчивается при температурах, образующих линию AHJECF (линию солидус). При кристаллизации сплавов по линии АВ из жидкого раствора выделяются кристаллы твердого раствора углерода в α-железе (δ-раствор). Процесс кристаллизации сплавов с содержанием углерода до 0,1 % заканчивается по линии АН с образованием α (δ)-твердого раствора. На линии HJB протекает перитектическое превращение, в результате которого образуется твердый раствор углерода в γ-железе, т. е. аустенит. Процесс первичной кристаллизации сталей заканчивается по линии AHJE. При температурах, соответствующих линии ВС, из жидкого раствора кристаллизуется аустенит. В сплавах, содержащих от 4,3% до 6,67 % углерода, при температурах, соответствующих линии CD, начинают выделяться кристаллы цементита первичного. Цементит, кристаллизующийся из жидкой фазы, называется первичным. B точке С при температуре 1147°С и концентрации углерода в жидком растворе 4,3% образуется эвтектика, которая называется ледебуритом. Эвтектическое превращение с образованием ледебурита можно записать формулой ЖР4,3Л[А2,14+Ц6,67]. Процесс первичной кристаллизации чугунов заканчивается по линии ECF образованием ледебурита. Таким образом, структура чугунов ниже 1147°С будет: доэвтектических – аустенит+ледебурит, эвтектических – ледебурит и заэвтектических – цементит (первичный)+ледебурит. Превращения, происходящие в твердом состоянии, называются вторичной кристаллизацией. Они связаны с переходом при охлаждении γ-железа в α-железо и распадом аустенита. Линия GS соответствует температурам начала превращения аустенита в феррит. Ниже линии GS сплавы состоят из феррита и аустенита. Линия ЕS показывает температуры начала выделения цементита из аустенита вследствие уменьшения растворимости углерода в аустените с понижением температуры. Цементит, выделяющийся из аустенита, называется вторичным цементитом. В точке S при температуре 727°С и концентрации углерода в аустените 0,8 % образуется эвтектоидная смесь состоящая из феррита и цементита, которая называется перлитом. Перлит получается в результате одновременного выпадения из аустенита частиц феррита и цементита. Процесс превращения аустенита в перлит можно записать формулой А0,8П[Ф0,03+Ц6,67]. Линия PQ показывает на уменьшение растворимости углерода в феррите при охлаждении и выделении цементита, который называется третичным цементитом. Следовательно, сплавы, содержащие менее 0,008% углерода (точкаQ), являются однофазными и имеют структуру чистого феррита, а сплавы, содержащие углерод от 0,008 до 0,03% – структуру феррит+цементит третичный и называются техническим железом. Доэвтектоидные стали при температуре ниже 727ºС имеют структуру феррит+перлит и заэвтектоидные – перлит+цементит вторичный в виде сетки по границам зерен. В доэвтектических чугунах в интервале температур 1147–727ºС при охлаждении из аустенита выделяется цементит вторичный, вследствие уменьшения растворимости углерода(линия ES). По достижении температуры 727ºС (линия PSK) аустенит, обедненный углеродом до 0,8% (точка S), превращаясь в перлит. Таким образом, после окончательного охлаждения структура доэвтектических чугунов состоит из перлита, цементита вторичного и ледебурита превращенного (перлит+цементит). Структура эвтектических чугунов при температурах ниже 727ºС состоит из ледебурита превращенного. Заэвтектический чугун при температурах ниже 727ºС состоит из ледебурита превращенного и цементита первичного. Двойные системы. Состояние двойной системы определяется тремя независимыми параметрами - Т, р и содержанием х одного из компонентов, поэтому диаграмма состояния такой системы трехмерна. Обычно принимают постоянными Т или р и рассматривают соответствующие плоские сечения диаграммы состояния, называемые соотв. изотермич. (р — х)или изобарными (Т — х)диаграммами состояния. В конденсир. системах роль давления сравнительно невелика и в качестве параметров состояния обычно выбирают Т и состав (концентрацию одного из компонентов).

ВОПРОС№ 6 Полиморфные превращения

Физические свойства Железа. Значение Железа в современное технике определяется не только его широким распространением в природе, но и сочетанием весьма ценных свойств. Оно пластично, легко куется как в холодном, так и нагретом состоянии, поддается прокатке, штамповке и волочению. Способность растворять углерод и других элементы служит основой для получения разнообразных железных сплавов. Железо может существовать в виде двух кристаллических решеток: α- и γ-объемноцентрированной кубической (ОЦК) и гранецентрированной кубической (ГЦК). Ниже 910°С устойчиво α-Fe с ОЦК-решеткой (а = 2,86645Å при 20 °С). Между 910 °С и 1400°С устойчива γ-модификация с ГЦК-решеткой (а = 3,64Å). Выше 1400°С вновь образуется ОЦК-решетка δ-Fe (a = 2,94Å), устойчивая до температуры плавления (1539 °С). α-Fe ферромагнитно вплоть до 769 °С (точка Кюри). Модификации γ-Fe и δ-Fe парамагнитны. Полиморфные превращения Железа и стали при нагревании и охлаждении открыл в 1868 году Д. К. Чернов. Углерод образует с Железом твердые растворы внедрения, в которых атомы С, имеющие небольшой атомный радиус (0,77Å), размещаются в междоузлиях кристаллической решетки металла, состоящей из более крупных атомов (атомный радиус Fe 1,26 Å). Твердый раствор углерода в γ-Fe называется аустенитом, а в α-Fe - ферритом. Насыщенный твердый раствор углерода в γ-Fe содержит 2,0% С по массе при 1130 °С; α-Fe растворяет всего 0,02- 0,04% С при 723 °С, и менее 0,01% при комнатной температуре. Поэтому при закалке аустенита образуется мартенсит - пересыщенный твердый раствор углерода в α-Fe, очень твердый и хрупкий. Сочетание закалки с отпуском (нагревом до относительно низких температур для уменьшения внутренних напряжений) позволяет придать стали требуемое сочетание твердости и пластичности.

Феррит - фазовая составляющая сплавов железа, представляющая собой твёрдый раствор углерода и легирующих элементов в α-железе (α-феррит). Имеет объемноцентированную кубическую кристаллическую решётку. Является фазовой составляющей других структур, например, перлита, состоящего из феррита и цементита.

При температурах выше 1401 °С в железоуглеродистых сплавах образуется твёрдый раствор углерода в δ-железе (δ-феррит), который можно рассматривать как высокотемпературный феррит.

В углеродистых сталях аустенит — это твёрдый раствор внедрения, в котором атомы углерода входят внутрь элементарной ячейки γ-железа во время конечной термообработки. В сталях, содержащих другие металлы (кроме железа, легированные стали), атомы металлов замещают атомы железа в кристаллической решетке и возникает твердый раствор замещения. В чистом железе существует в интервале температур 910—1401 °C; в углеродистых сталях аустенит существует при температурах не ниже 723 °C (1333 °F). Фаза названа в честь сэра Уильяма Чандлера Робертс-Остина (англ. William Chandler Roberts-Austen, 1843—1902). В легированных сталях аустенит может существовать и при гораздо более низких температурах. Такие элементы, как никель стабилизируют аустенитную фазу. Нержавеющие стали, такие как 08Х18Н10Т или AISI 304, AISI 316 и т.д. относятся к аустенитному классу. Присутствие никеля в количестве 8—10% приводит к тому, что аустенитная фаза сохраняется и при комнатной температуре. Мартенситно-стареющие нержавеющие стали типа 08Х15Н2ДТ или Ph 17-4 могут содержать некоторое количество остаточного аустенита. Оптическая металлография во многих случаях не позволяет выявить присутствие аустенита, расположенного, как правило, по границам мартенситных пакетов. Основными способами определения количества остаточного аустенита являются

Желе́зо — элемент побочной подгруппы восьмой группы четвёртого периода периодической системы химических элементов Д. И. Менделеева с атомным номером 26. Обозначается символом Fe (лат. Ferrum). Один из самых распространённых в земной коре металлов (второе место после алюминия). Простое вещество железо (CAS-номер: 7439-89-6) — ковкий металл серебристо-белого цвета с высокой химической реакционной способностью: железо быстро корродирует при высоких температурах или при высокой влажности на воздухе. В чистом кислороде железо горит, а в мелкодисперсном состоянии самовозгорается и на воздухе. Собственно, железом обычно называют его сплавы с малым содержанием примесей (до 0,8 %), которые сохраняют мягкость и пластичность чистого металла. Но на практике чаще применяются сплавы железа с углеродом: сталь (до 2,14 вес. % углерода) и чугун (более 2,14 вес. % углерода), а также нержавеющая (легированная) сталь с добавками легирующих металлов (хром, марганец, никель и др.)

ВОПРОС №7 Фазовые превращения

Диаграмма состояния системы железо - углерод. Металлические сплавы — это сложные по составу вещества на основе металлов, сохраняющие их основные свойства: высокую электро - и теплопроводность, литейные свойства, ковкость и др. Сплав может быть в жидком и твердом состоянии. В жидком состоянии существует только одна жидкая фаза, а в твердом у сплавов может быть несколько фаз в виде твердых растворов, химических соединений и механических смесей. Твердые растворы состоят из двух и более компонентов, в которых атомы растворимого компонента располагаются в кристаллической решетке основного компонента, замещая его атомы, либо внедрясь в кристаллическую решетку. Химические соединения могут быть в виде металлов с неметаллами (Fe3C) или металлов с металлами (CuAl2, CuNi). Они обладают конкретными физико - механическими свойствами. Например, цементит (Fe3C) имеет высокую твердость, повышенную хрупкость и низкую электропроводность. Механические смеси состоят из нескольких компонентов, которые при затвердевании (кристаллизации) не взаимодействуют друг с другом. Каждая из фаз сохраняет свою кристаллическую решетку. Например, у сталей могут одновременно быть смеси феррита и аустенита, или перлита и цементита. Диаграммы состояния строятся на основе кривых нагрева и охлаждения. Рассмотрим сплав медь - никель (Cu — Ni). Атомы Cu и Ni могут соединяться в любых пропорциях (0…100%), образуя твердый раствор, при этом атомы Ni могут замещать в кристаллической решетке Cu все атомы. По горизонтальной оси откладывается содержание компонентов в твердом растворе, а по вертикальной - температура. Точка 1083 ° C показывает температуру плавления меди, а точка 1452 ° C –никеля. Нижняя линия (солидус) – то граница твердого раствора. Ниже ее оба металла и смесь находятся в твердом состоянии (в кристаллическом виде). Выше верхней линии (ликвидуса) располагается область жидкого раствора обоих этих металлов и сплавов. В чечевице, очерченной нижней и верхней линиями, лежит область смеси кристаллов и более тугоплавкового металла с капельками более легкоплавкого.В правой части рисунка 1.25 находятся кривые нагрева и охлаждения смеси (в данном случае представлена 50 % смесь) этих металлов. На основании таких кривых, полученных для различных смесей в интервале 0…100% и построена диаграмма состояний. На кривых нагрева и охлаждения видны горизонтальные линии: при разрушении кристаллов тепло подводится, но повышения температуры нет, т.к. это тепло расходуется на разрушение кристаллов; при кристаллизации, наоборот, выделяется тепло, поэтому температура сплава по времени не снижается. Для компонентов (пример для смеси свинец –с урьма), неограниченно растворимых в жидком состоянии и совершенно нерастворимых в твердом состоянии, с образованием механической смеси (эвтектики) На первом участке диаграммы ниже линии температур 327…243 ° C кристаллизуется свинец, а далее на участке температур 243…631 ° C — сурьма. В точке С кристаллизуется свинец и сурьма, и жидкость без промежуточных фаз переходит в твердое состояние. Эта смесь называется эвтектикой. До нее будет доэвтектический сплав (Р b + Э), а после заэвтектический сплав (Sb + Э). В точке С самая низкая температура плавления (243 ° C) сплава. Имеется связь характера диаграмм состояний со свойствами (электропроводность, твердость, прочность и т. д.). Так для первой группы сплавов –т вердых растворов, с ростом концентрации компонента (например, Ni на рис. 1.25) механические свойства (твердость., прочность) увеличиваются, а для второй группы (рис. 1.26) имеется точка экстремума, т. е. сначала механические характеристики повышаются, а далее снижаются. Структурные составляющие железо - углеродистых сплавов представлены в виде твердых растворов (рис. 1. 27) (феррит и аустенит), химического соединения (цементит) и механических смесей (перлит, ледобурит) Феррит это твердый раствор внедрение углерода в a —ж елезо. Он очень мягкий и пластичный, хорошо проводит тепло и электричество, сильно магнитен. Углерода в нем очень мало (около 0,002 %). В микроструктурах металла цементит имеет белый цвет. Углерод замещает центральный атом объемно - центрированной кубической решетки (a — железо) или вакансии кристаллической решетки.Фазовые превращения (рис. 1.28) происходят по мере изменения температуры. При нагреве до 768° С a — железо теряет свои магнитные свойства, но кристаллическая решетка не меняется. При 898° С – эта решетка превращается в гранецентрированную кубическую решетку, называемую g — железом. Аустенит это твердый раствор внедрения углерода в y –железо. Он не магнитен, сравнительно мягкий, углерода содержится в нем максимально до2%. При 1401° С g — железо превращается в s — железо с объемно — центрированной решеткой, существующей до температуры плавления железа (1539 ° С). Цементит — это химическое соединение (карбид железа Fe3C), содержащее 6,67 % углерода и имеющее высокую твердость и хрупкость, плохо проводящее электрический ток и тепло. Цементная сетка является светлой на микроструктурах сплава. Цементит является неустойчивым химическим соединением и при высоких температурах происходит его распад на железо и углерод: Ледебурит—это механическая смесь (эвтектика), состоящая из аустенита и цементита и содержащая 4,3 % углерода, образуется при температурах ниже 1147° С , имеет высокую твердость и хрупкость. Перлит – механическая смесь (эвтектоид), состоящая из тонких пластинок или зерен цементита и феррита, образуется в результате распада аустенита при температурах ниже 727 ° С. Углерода в перлите 0,8 %.На основе кривых (рис. 1.28) охлаждения и нагрева сплавов Fe-C строится диаграмма состояний (рис.1.29) системы железо-углерод. На ней имеются линии: ликвидуса – АСД; солидуса - AECF. Выше линии ликвидуса металл находится в жидком состоянии, а ниже линии солидуса - в твердом (кристаллическом) состоянии. Остальные линии отражают превращения в сплавах, происходящие после затвердевания. Ниже линии солидуса, при дальнейшем снижении температуры происходят структурные изменения, т.е. перекристаллизация уже в твердом состоянии (вторичная кристаллизация).В точке S аустенит распадается на твердую однородную смесь кристаллов феррита и цемента — перлит. Сплав в точке S — эвтектоидный, при содержании углерода меньше 0,8% доэвтектоидный, а более 0,8% — заэвтектоидный. После 0,8% происходит распад аустенита с выпаданием из него вторичного цементита.Точка А –это температура плавления чистого железа Fe, а точка Д — температура плавления цементита Fe3C. Точка Е (2,14 % С) делит сплав на две группы: стали и чугуны. Левее точки Е будут стали, а правее - чугуны.Температура плавления стали с увеличением количества углерода С в ней снижается, а чугунов после 4,3 % — увеличивается.Сразу после затвердевания структура сталей состоит из аустенита, а чугунов из смесей: аустенит + ледебурит; цементит + ледебурит.При охлаждении доэвтектоидных сталей (С < 0,8%, т.е. левее точки S) аустенит распадается, из него выделяется феррит.В эвтектоидной точке С будет механическая смесь кристаллов аустенита и цементита — ледебурит. Правее точки С выделяется цементит. Сплавы чугунов левее точки С — доэвтектоидные, правее — заэвтектоидные.Белые чугуны (белый оттенок на изломе). с остоят из ледебурита и цементита Они твердые, хрупкие, трудно механически обрабатываются. Используются для передела в сталь.Если углерод в сплаве находится в свободном состоянии, т.е. в виде графита, то это серые чугуны. Диаграмма железо — углерод имеет большое практическое значение для инженеров. По ней можно определить температуру плавления и затвердевания сталей и чугунов, интервалы температур при обработке сталей давлением (ковка, штамповка) и термической обработке (закалка, отпуск), т.е. она нужна металлургу, кузнецу и термисту.

РОСТ ЗЕРНА При нагреве стали выше критических точек с образованием аустенита исходной структурой чаще всего является смесь феррита и цементита — перлит. Превращение перлита в аустенит в точном соответствии с диаграммой «железо-углерод» происходит лишь при очень медленном нагреве. В реальных условиях нагрева при термообработке превращение перлита в аустенит запаздывает и имеет место перегрев. Скорость превращения зависит от степени перегрева. Чем выше температура, тем больше степень перегрева и тем быстрее идет превращение. Кинетику превращения можно проследить на диаграмме изотермического превращения перлита в твердый раствор аустенит эвтектоидной стали При достаточно высокой температуре из-за большой подвижности атомов превращение протекает практически мгновенно, поэтому кривые начала и конца превращения сливаются и попадают на ось ординат. При очень малом перегреве над А1 превращение протекает очень вяло и поэтому превращение может протекать практически бесконечно. В этом случае кривые начала и конца превращения также сливаются и асимптотически приближаются к линии А1. Совпадение кривых начала и конца превращения в одной точке соответствует равновесному превращению по диаграмме железо-углерод. Размер аустенитного зерна – важнейшая структурная характеристика нагретой стали. От размера зерна аустенита зависит поведение стали в различных процессах термомеханической обработки и механические свойства изделия. Особенно чувствительна к размеру аустенитного зерна ударная вязкость, которая падает заметно с укрупнением зерна. На сильно развитой ферритно- цементитной поверхности раздела стали при нагреве выше АС1 (АC3, Аcm) образуется большое число центров превращения – зародышей аустенита, и к концу превращения аустенитные зерна получаются мелкими. Эти зерна называются начальными зернами. При дальнейшем нагреве эти зерна аустенита растут, причем разные стали характеризуются различной склонностью к росту зерна. По склонности к росту зерна аустенита при нагреве различают наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые стали. Наследственно крупнозернистые стали начинают быстро увеличивать размер зерен даже при небольшом перегреве выше АС1 (АС3, Аcm), а наследственно мелкозернистые — даже при значительном перегреве сохраняют относительно мелкое зерно Склонность к росту зерна стали зависит , с одной стороны, от содержания в ней легирующих элементов — почти все легирующие элементы (за исключением марганца) тормозят рост аустенитного зерна. Наиболее сильно тормозят рост аустенитного зерна V, Ti, Al и Zn. Хорошо тормозят рост зерна аустенита W, Mo и Cr, слабо действуют Ni и Si. Основной причиной такого действия легирующих элементов считается образование труднорастворимых в аустените карбидов и оксидов, которые являются барьерами для растущего зерна. С другой стороны, склонность к росту зерна стали сильно зависит от ее металлургического качества, технологии ее производства и режима раскисления, так как они определяют наличие в стали разного количества мельчайших примесей карбидов, оксидов, сульфидов и нитридов, также затрудняющих рост зерна. Для определения склонности стали к росту зерна используется стандартная методика, которая заключается в следующем. Доэвтектоидную сталь цементуют при 930 °C в течение 8 частов с последующим медленным охлаждением. Размер зерна определяется по карбидной сетке, окаймляющей границы аустенитных зерен. Заэвтектидную сталь нагревают до 930 °C и после выдержки в течение 3 ч медленно охлаждают. Размер зерна определяется по сетке вторичных карбидов, выделяющихся по границам аустенитных кристаллов. Другой метод состоит в окислительном нагреве шлифа в течение 3 часов при 930 °C. Границы зерен аустенита выявляются сеткой оксидов. При-родно мелкозернистые стали характеризуются меньшей прокали-ваемостью, чем природно крупнозернистые. Это обстоятельство учитывается при назначении той или иной стали на изготовление определенных изделий

Различают природно-крупнозернистые стали и природно-мелкозернистые, однако не следует думать, что в природно-крупнозернистых сталях действительное зерно будет обязательно крупное — оно может быть и мелким, так как действительное зерно

ВОПРОС №8 Распад аустенита

Для исследований влияния скоростных параметров на распад аустенита образцы после нагрева до 950оС охлаждали по программе: в печах с различной тепловой инерцией, на воздухе, под вентилятором, в масле и в воде. В процессе охлаждения температуру образца во времени регистрировали и по термограмме определяли среднюю скорость охлаждения и его температуру, по перегибам на дилатограммах – температуру начала и конца фазового превращения. Для исследований распада аустенита в изотермических условиях образцы после нагрева (до 950оС) переносили в свинцовую или свинцово-оловянную ванну, интервал изотермических температур 700…250оС (с интервалом в 50оС). Превращения аустенита изучали на основании совместного анализа дилатограмм и микроструктурных исследований (при участии Сивак А.И.). Для стали 90 были определены критические точки начала диффузионного Ac1=725…735°С и бездиффузионного превращения аустенита Мн=185 °С. Результаты исследований кинетики фазовых превращений аустенита стали 90 с отдельного нагрева в изотермических условиях и после различных скоростей охлаждения представлены на рисунке 1 в виде диаграмм распада. При термической обработке катанки как с отдельного, так и прокатного нагрева во время распада аустенита на перлит

выделяется тепло рекалесценции, которое влияет как на скорость охлаждения, так и на кинетику распада. Так в работе [1] показано, что для стали с 0,64% С и 0,84% Мn с увеличением скорости охлаждения до 2оС/с температура конца распада аустенита за счет тепла фазового превращения повышается до 645оС, что выше температуры начала превращения на 20оС.

Какие-либо сведения о влиянии тепла фазового превращения на кинетику превращения аустенита в заэвтектоидных сталях отсутствуют. Известно, что в заэвтектоидной стали в процессе охлаждения из пересыщенного углеродом аустенита выделяется

вторичный (свободный) цементит. Исходя из диаграммы (рис.1.а), равновесная растворимость углерода в аустените для стали, равна 780оС. При скорости охлаждения 0,05оC/с свободный цементит начинает выделяется в виде отдельных участков тонкой цементитной сетки по границам отдельных аустенитных зерен в интервале температур 780…690оС. С

повышением скорости охлаждения, за счет уменьшения коэффициента диффузии углерода и времени охлаждения, количество выделений цементита подавляется и остатки цементитной сетки наблюдаются только при скоростях менее 10оС/с. Микроструктурные исследования распавшегося аустенита в изотермических условиях показали отсутствие выделений цементита (сетки) по границам зерен во всем интервале исследуемых температур.

По результатам микроструктурных исследований, построены структурные диаграммы превращений аустенита при непрерывном охлаждении и различных изотермических выдержках.

Перлитное превращение - эвтектоидное превращение (распад) аустенита, происходящее ниже 727°С (по другим источникам 723°С) и заключающееся в одновременном зарождении и росте внутри аустенита (ɣ-фаза) двух новых фаз: феррита (ɑ-фаза) и цементита (Fe3C) имеющих пластинчатую форму. Схематически процесс описывается формулой: ɣ→ɑ+Fe3C Перлитное превращение проиходит в сталях, содержащих более 0,025%С (по массе), а также в белых и серых чугунах (за исключением чугунов на ферритной металлической основе). Структура, образующаяся в результате превращения, называется перлит и она состоит из тонких чередующихся пластинок (кристаллов) феррита и цементита. Составы всех трех фаз при медленном охлаждении строго определен: в нелегированной стали или чугуне аустенит содержит 0,8%С, феррит - 0,025%С и цементит - 6,67%С (по массе). Отсюда следует, что пластинки феррита в 7,3 раза толще пластинок цементита. При снижении температуры ниже 727°С скорость превращения увеличивается, достигает максимума при ~550°С и затем уменьшается, падая почти до нуля при ~200°С. Чем ниже температура превращения тем меньше толщина пластинок и выше прочностные свойства. Абсолютная толщина пластинок перлита (межпластинчатое расстояние, период структуры) меняется обычно от нескольких мкм (и тогда их можно различить в рядовом оптическом микроскопе), до десятых долей мкм (пластинки обнаруживаются только при максимальных разрешениях) и до сотых долей мкм (необходим уже электронный микроскоп). Соответствующие дисперсные разновидности перлита называют также сорбит и троостит. Скорость охлаждения влияет на структуру и свойства смеси феррит + цементит. В результате можно получить качественно одинаковые, но различно называющиеся: Перлит — получается при медленном охлаждении, обычно вместе с обладающей тепловой инерцией массивной печью, то есть при отжиге. Примерные свойства: твердость — 200HB, предел прочности — 600МПа, предел текучести — 300МПа. Сорбит — получается при охлаждении на воздухе (нормализация). Твердость — 300HB, предел прочности — 1000МПа, предел текучести — 500МПа. Троостит — получается при более высокой скорости охлаждения, обычно в каком-либо минеральном масле. Твердость — 400HB, предел прочности — 1400МПа, предел текучести — 700МПа.

ВОПРОС №9 Превращение аустенита при непрерывном охлаждении

Влияние непрерывного охлаждения на превращение аустенита можно проследить путем наложения кривых охлаждения на диаграмму изотермического распада аустенита (рис. 8.12). Из рассмотрения этих зависимостей видно, что с повышением скорости охлаждения понижается степень переохлаждения аустенита и соответственно тем дисперснее образуется феррито-цементитная структура. Можно считать, что при небольшой скорости охлаждения v1 образуется перлитная структура, при бльшей скорости v2 — сорбитная структура и при еще большей скорости — трооститная структура. Бейнитная структура при непрерывном охлаждении углеродистой стали обычно не образуется. При очень высоких скоростях (v4, vR, v5) часть аустенита или весь аустенит переохлаждается до точки Мн и превращается либо частично (при v4), либо полностью в мартенсит. Минимальную скорость охлаждения, при которой весь переохлажденный до Мн аустенит превращается в мартенсит, называют критической скоростью охлаждения (закалки) (vR). Критическая скорость закалки зависит от устойчивости аустенита и определяется составом стали. Чем больше становится устойчивость аустенита в результате легирования стали (чем больше сдвигаются вправо С-образные кривые), тем меньше требуется критическая скорость закалки для получения чисто мартенситной структуры. Углеродистые стали имеют высокую критическую скорость закалки (800–200 °С/с). Наименьшей критической скоростью обладает эвтектоидная сталь. При введении в сталь 1 % С, 1 % Сr критическая скорость закалки уменьшается в 3 раза, а при введении 0,4 % Mo критическая скорость закалки снижается с 200 до 50 °С/с. Очень сильно снижают критическую скорость закалки марганец, никель. Кобальт — единственный легирующий элемент, понижающий устойчивость аустенита и соответственно повышающий критическую скорость закалки. У многих легированных сталей критическая скорость закалки не превышает 20 °С/с. Чем крупнее зерно аустенита и чем больше его однородность, тем выше устойчивость переохлажденного аустенита и соответственно меньше критическая скорость закалки.

ВОПРОС №10 Матренситное превращение стали

Мартенситное превращение, полиморфное превращение, при котором изменение взаимного расположения составляющих кристалл атомов (или молекул) происходит путём их упорядоченного перемещения, причем относительные смещения соседних атомов малы по сравнению с междуатомным расстоянием. Перестройка кристаллической решётки в микрообластях обычно сводится к деформации её ячейки, и конечная фаза мартенситного превращения может рассматриваться как однородно деформированная исходная фаза. Величина деформации мала (порядка 1—10 %) и соответственно мал, по сравнению с энергией связи в кристалле, энергетический барьер, препятствующий однородному переходу исходной фазы в конечную. Необходимое условие мартенситного превращения, которое развивается путем образования и роста областей более стабильной фазы в метастабильной, — сохранение упорядоченного контакта между фазами. Упорядоченное строение межфазных границ при малости барьера для однородного фазового перехода обеспечивает их малую энергию и высокую подвижность. Как следствие, избыточная энергия, необходимая для зарождения кристаллов новой фазы (мартенситных кристаллов), мала и при некотором отклонении от равновесия фаз становится сопоставимой с энергией дефектов, присутствующих в исходной фазе. Поэтому зарождение мартенситных кристаллов происходит с большой скоростью и может не требовать тепловых флюктуаций. Вследствие воздействия образовавшейся фазы на исходную фазу энергетический барьер для перемещения границы фаз существенно меньше, чем для однородного перехода; при небольших отклонениях от равновесия он исчезает — кристалл растет со скоростью порядка звуковой и без тепловой активации (превращение возможно при температурах, близких к абсолютному нулю). Мартенситные превращения обнаружены во многих кристаллических материалах: чистых металлах, многочисленных сплавах, ионных, ковалентных и молекулярных кристаллах. Наиболее полно изучены мартенситные превращения в сплавах на основе железа, в частности в связи с закалкой стали. Большие перспективы практического применения имеют возможность большого обратимого формоизменения при мартенситных превращениях (например, создание «сверхупругих» сплавов и изделий, восстанавливающих первоначальную форму при нагреве после пластической деформации — «эффект памяти»), а также связь мартенситных превращений с появлением сверхпроводящих свойств в некоторых металлах. Мартенситные превращения (часто в сочетании с диффузионным перераспределением компонентов и изменением атомного порядка) составляют основу многочисленных структурных превращений, благодаря которым с помощью термической и механической обработки осуществляется направленное изменение свойств кристаллических материалов.

Важными характеристиками спеченных сталей являются закаливаемость и прокаливаемость. Закаливаемость — это способность стали приобретать после закалки мартенситную структуру и соответствующие ей высокую твердость и прочность. Указанная характеристика зависит главным образом от содержания в стали углерода. Чем больше углерода, тем выше тетрагональность мартенсита и тем больше его твердость, но с увеличением закаливаемости стали растет и склонность к хрупкому разрушению. Если в компактных сталях на максимальную твердость влияет содержание углерода, то в порошковых сталях определенный вклад на снижение твердости вносит и пористость

Мартенсит – пересыщенный твердый раствор внедрения углерода в Feα.

Скорость образования кристаллов мартенсита очень велика и достигает 1000 м/с. Пластины мартенсита растут до границы аустенитного зерна либо до имеющегося в стали дефекта. Последующие пластины мартенсита, расположенные под углом к первым (60°, 120°), ограничены их размерами. Высокая скорость образования кристаллов мартенсита при низкой температуре протекания превращения объясняется тем, что имеет место непрерывный переход от кристаллической решетки аустенита к решетке мартенсита. При практически мгновенном (скорость в 3 раза больше скорости звука) g ® a переходе атомы смещаются упорядоченно, строго ориентированно на расстояния, меньшие межатомных. При этом сохраняется общая сопрягающаяся плоскость решеток g - и a -Fe — так называемая когерентная связь. Когерентное превращение обусловливает перемещение атомов только на близкие расстояния при переходе атомов из одной решетки в другую. Поэтому кристаллическая решетка новой фазы мартенсита закономерно ориентирована относительно исходной фазы — аустенита. Из-за когерентного сопряжения решеток и различия удельных объемов фаз (аустенита и мартенсита) мартенситное превращение приводит к возникновению больших внутренних напряжений. Мартенситное превращение идет в интервале температур начала и конца мартенситного превращения Мн и Мк. Для эвтектоидной стали оно начинается при 240 и заканчивается при –50 °С. Однако при этой температуре в стали сохраняется еще некоторое количество непревращенного, так называемого «остаточного аустенита». Охлаждение ниже температуры Мк не приводит к его окончательному распаду. Положение точек Мн и Mк не зависит от скорости охлаждения, но зависит от содержания углерода в стали (рис. 8.9). Все легирующие элементы, растворенные в аустените, за исключением кобальта и алюминия, понижают точки Мн и Мк. Мартенситное превращение очень чувствительно к напряжению, а деформация аустенита может вызвать превращения даже при температурах выше Мн (образуется мартенсит деформации).

Практически все элементы таблицы Менделеева, применяемые для легиро- вания и микролегирования стали сдвигают точки S, E ,C диаграммы железа- углерод влево, т.е. в меньшие концентрации по углероду при образовании пер- лита, ледебурита. Кроме того, эвтектическая горизонтальная линия ECF может смещаться выше – ниже в зависимости от легированности расплава. Линия PSK (вместе с точкой S) и GSF могут так же смещаться, опускаясь несколько вниз.На диаграмме изотермического распада аустенита С – образные кривые смещаются вправо, замедляя распад остаточного аустенита, при легировании практически всеми элементами кроме кобальта . Кроме того, на С – об- разной кривой может образовываться 2 максимума скорости распада остаточ- ного аустенита, разделенных областью его повышенной устойчивости, при легировании стали сильными карбидообразующими элементами (Cr, W, Mo, V, Ti и д.р.)Количество остаточного аустенита тесно связанно с влиянием легирующих элементов на положение температурного интервала начала и конца мартенситного превращения (Мн и Мк). Большинство легирующих элементов снижают температуру начала мартенситного превращения Мн и, следовательно, увеличивают количество остаточного аустенита. Только алюминий и кобальт повышают линию Мн.В связи с причисленными изменениями в легированных сталях происходят структурные изменения: кроме сталей ферритного, феррито-перлитного, пер- литного (при концентрации углерода меньше 0,8%), перлито-цементитного классов образуются стали мартенситного, аустенитного и ледебуритного клас- сов. Естественно изменяются механические свойства в сторону увеличения, появляются специальные свойства. влияние легирующих элементов на температуру начала мартенситного превращения и количество остаточного аустенита при содержании в стали 1% углерода.

ВОПРОС №13 Превращение мартенсита и остаточного аустенита при нагреве (отпуск стали) Изменение структуры при отпуске. Находясь в напряженном и неустойчивом состоянии, закаленная сталь стремится к своему устойчивому стабильному состоянию, т. е. к превращению мартенсита и остаточного аустенита в феррито-цементитную смесь. раствора (мартенсита) выделяется имеют общие слои атомов на границе фаз, т. е. наблюдается соответствие (когерентность) решеток. -растворе уменьшается, а в объемах более удаленных сохраняется исходная концентрация углерода (вследствие затруднения диффузии при низких температурах).Образовавшийся в результате первого превращения мартенсит называется мартенситом отпуска и представляет собой смесь пересыщенного твердого раствора углерода в а-железе неоднородной концентрации и карбида, еще полностью не обособившегося от решетки мартенсита. Отпуск изменяет окраску игл мартенсита: в мартенсите закалки иглы светлые, а после отпуска — темные. При втором превращении (нагрев до 200—300° С) продолжается распад мартенсита; содержание углерода в пересыщенном а-растворе снижается приблизительно до 0,15%. Кроме того, одновременно происходит распад остаточного аустенита с превращением его в мартенсит отпуска. Таким образом, после второго превращения в твердом растворе (мартенсите) содержится небольшое количество углерода и в связи с этим тетрагональность решетки незначительна..В результате третьего превращения образуется троостит отпуска.При четвертом превращении (нагрев выше 400° С) интенсивно протекает коагуляция (укрупнение) и сфероидизация (скругление) частиц цементита. Эти процессы протекают при растворении более мелких цементитных частиц, диффузии углерода через твердый раствор и выделении цементита на более крупных частицах вдали от их вершин и ребер, в связи с чем частица цементита укрупняется и по форме приближается к сферической. Таким образом, процессы коагуляции и сфероидизации взаимно связаны и протекают одновременно. Скорость этих процессов при отпуске зависит от скорости диффузии углерода и растет с температурой. При 500— 600° С троостит отпуска превращается в сорбит отпуска (с зернистой формой цементита), а при более высоких температурах (650—700° С) сорбит отпуска превращается в зернистый перлит. Влияние отпуска на механические свойства. Изменение структуры при отпуске вызывает изменение механических свойств закаленной стали. С повышением температуры отпуска твердость и прочность снижаются, а пластичность и вязкость повышаются.В связи с благоприятным сочетанием механических свойств, получающихся после закалки и отпуска при 600—650° С (высокого отпуска), такую обработку, называемую улучшением, часто применяют на практике. В результате улучшения получается структура сорбита с зернистой формой цементита. Структуру сорбита можно получить и при непосредственном распаде аустеинта в верхней зоне С-кривой. Но в этом случае сорбит получается с цементитом пластинчатой формы. Механические свойства сорбита отпуска несколько отличаются от свойств сорбита закалки. При одинаковом значении предела прочности сталь, имеющая зернистую структуру, обладает большей пластичностью по сравнению со сталью, имеющей пластинчатую структуру. Влияние легирующих элементов на превращения при отпуске. Легирующие элементы влияют на диффузионные процессы, связанные с выделением и коагуляцией карбидов и происходящие при отпуске закаленной стали. Выделение из твердого раствора легированного цементита или специальных карбидов и последующая их коагуляция более затруднительны, и для этого требуется более высокая температура по сравнению с температурой выделения и коагуляции цементита в углеродистой стали при отпуске. Это объясняется тем, что в углеродистой стали диффундирует только углерод, а в легированной стали — углерод и легирующий элемент. Некоторые легированные стали обнаруживают явление отпускной хрупкости, выявляемой только при испытании на ударную вязкость. Различают два вида отпускной хрупкости (рис. 37); первого рода (необратимую), при отпуске в интервале 250— 400° С, и второго рода (обратимую), при отпуске в интервале 450 650° С. Причиной отпускной хрупкости первого рода является распад мартенсита с выделением карбидов по границам бывших аустенит-ных зерен при отсутствии его распада внутри зерна. В результате прочность граничных слоев и внутри зерна получается различной и менее прочные граничные слои служат концентраторами напряжений, вызывающими хрупкое разрушение с характерным меж-кристаллитным изломом по границам бывших аустепитных зерен. Отпускная хрупкость этого вида вызывается необратимыми процессами в граничном слое, поэтому она необратима и пс зависит от скорости охлаждения после нагрева. Повторный отпуск при тон же температуре не устраняет хрупкости. При повышении температуры отпуска выше 400° С распад мартенсита распространяется и в глубь зерна, в результате чего структура выравнивается и хрупкость устраняется, но при этом снижается твердость. Повторный нагрев при 250—400° С отпускной хрупкости не вызывает. Кроме легированных сталей отпускная хрупкость первого рода свойственна и углеродистым сталям. Отпускная хрупкость второго рода возникает только в том случае, если охлаждение после нагрева медленное (с печью или па воздухе). Причиной хрупкости является выделение по границам зерен каких-либо фаз (фосфидов, карбидов, нитридов пли других). При быстром охлаждении после нагрева (в воде или масле) эти фазы выделиться не успевают и хрупкости не наблюдается. Характерной особенностью отпускной хрупкости второго рода является ее обратимость. Если сталь с низкой ударной вязкостью, возникшей из-за медленного охлаждения после нагрева, вновь нагреть до температуры отпуска и быстро охладить, она становится вязкой, и, наоборот, если сталь с высокой ударной вязкостью, полученной при быстром охлаждении после нагрева, вновь нагреть до температуры отпуска и охладить медленно, она становится хрупкой. Наиболее восприимчивы к отпускной хрупкости второго рода стали, содержащие повышенное количество фосфора или марганца, а также хромомарганцевые и хромоникелевые стали. Введение в сталь небольшого количества молибдена (0,2—0,3%) или вольфрама (0,5—0,7%) значительно уменьшает склонность стали к отпускной хрупкости второго рода.

Отпуск стали - термическая обработка, включающая нагрев закаленной стали до температуры ниже критических точек, выдержка при этой температуре и охлаждение. В результате отпуска в зависимости от температуры нагрева неустойчивая структура мартенсита закалки в результате диффузионного перераспределения углерода превращается в более устойчивые структуры - мартенсит отпуска, троостит, сорбит и перлит. Мартенсит отпуска имеет измененную кристаллическую решетку и его образование сопровождается объемными изменениями, выделением теплоты и частичным снятием внутренних напряжении. При более высокой температуре нагрева образуются троостит, сорбит и перлит отпуска, которые в отличие от получаемых из аустенита при непрерывном охлаждении имеют зернистую, а не пластинчатую микроструктуру. Стали с зернистой микроструктурой отпуска характеризуются более высокой пластичностью и лучшей обрабатываемостью резанием.В зависимости от температуры отпуска различают низкотемпературный (низкий), среднетемпературный (средний) и высокотемпературный (высокий) виды отпуска. Закалка на мартенсит с последующим высоким отпуском называется улучшением стали. Улучшение обеспечивает хороший комплекс свойств (прочность, ударная вязкость, твердость) и применяется для ответственных изделий из среднеуглеродистых сталей (коленчатые валы, шатуны и др. детали). К основным дефектам, которые могут возникнуть при закалке стали относят трещины и деформацию. Трещины - неисправимый дефект, предупредить который можно конструктивном решением (избегать в изделии конструктивных элементов, которые могут стать концентраторами напряжений) и тщательным соблюдением режимов термообработки. Деформация, то есть изменение размеров и формы изделий, всегда сопровождает процессы термической обработки, особенно закалки. Несимметричную деформацию изделий в практике часто называют короблением (поводкой). Деформацию можно уменьшить подбором соответствующего состава стали и условий термической обработки, а избежать коробления - обеспечив равномерность нагрева под закалку и правильное положение детали при погружении в закалочную среду. Легированная сталь имеет меньшую теплопроводность, чем углеродистая, поэтому требует замедленных нагрева и охлаждения, во избежание коробления и трещин.

ВОПРОС №14 Влияние углерода и легирующих элементов на твердость, прочность

Основная цель — изменить тип проводимости и концентрацию носителей в объёме полупроводника для получения заданных свойств (проводимости, получения требуемой плавности pn-перехода). Самыми распространёнными легирующими примесями для кремния являются фосфор Р и мышьяк As (позволяют получить n-тип проводимости) и бор В (p-тип).

Для улучшения физических, химических, прочностных и технологических свойств металлы легируют, вводя в их состав различные легирующие элементы. Для легирования сталей используются хром, марганец, никель, вольфрама, ванадия, ниобия, титана и другие элементы. Небольшие добавки кадмия в медь увеличивают износостойкость проводов, добавки цинка в медь и бронзу — повышают прочность, пластичность, коррозионную стойкость. Легирование титана молибденом более чем вдвое повышает температурный предел эксплуатации титанового сплава благодаря изменению кристаллической структуры металла.[6] Легированные металлы могут содержать один или несколько легирующих элементов, которые придают им специальные свойства. Легирующие элементы вводят в сталь для повышения ее конструкционной прочности. Основной структурной составляющей в конструкционной стали является феррит, занимающий в структуре не менее 90 % по объему[7]. Растворяясь в феррите, легирующие элементы упрочняют его. Твердость феррита (в состоянии после нормализации) наиболее сильно повышают кремний, марганец и никель. Молибден, вольфрам и хром влияют слабее. Большинство легирующих элементов, упрочняя феррит и мало влияя на пластичность, снижают его ударную вязкость (за исключением никеля). Главное назначение легирования: повышение прочности стали без применения термической обработки путем упрочнения феррита, растворением в нем легирующих элементов; повышение твердости, прочности и ударной вязкости в результате увеличения устойчивости аустенита и тем самым увеличения прокаливаемости; придание стали специальных свойств, из которых для сталей, идущих на изготовление котлов, турбин и вспомогательного оборудования, особое значение имеют жаропрочность и коррозионная стойкость. Легирующие элементы могут растворяться в феррите или аустените, образовывать карбиды, давать интерметаллические соединения, располагаться в виде включений, не взаимодействуя с ферритом и аустенитом, а также с углеродом. В зависимости от того, как взаимодействует легирующий элемент с железом или углеродом, он по-разному влияет на свойства стали. В феррите в большей или меньшей степени растворяются все элементы. Растворение легирующих элементов в феррите приводит к упрочнению стали без термической обработки. При этом твердость и предел прочности возрастают, а ударная вязкость обычно снижается. Все элементы, растворяющиеся в железе, изменяют устойчивость феррита и аустенита. Критические точки легированных сталей смещаются в зависимости от того, какие легирующие элементы и в каких количествах присутствуют в ней. Поэтому при выборе температур под закалку, нормализацию и отжиг или отпуск необходимо учитывать смещение критических точек. Марганец и кремний вводятся в процессе выплавки стали для раскисления, они являются технологическими примесями. Марганец вводят в сталь до 2 %. Он распределяется между ферритом и цементитом. Марганец заметно повышает предел текучести, порог хладноломкости, прокаливаемость стали, но делает сталь чувствительной к перегреву. В связи с этим для измельчения зерна с марганцем в сталь вводят карбидообразующие элементы. Так как во всех сталях содержание марганца примерно одинаково, то его влияние на сталь разного состава остается неощутимым. Марганец повышает прочность, не снижая пластичности стали.

ВОПРОС №15 Закаливаемость и прокаливаемость стали

Закаливаемость стали. Под закаливаемостью понимают способность стали приобретать высокую твердость после закалки. Такая способность зависит главным образом от содержания углерода в стали: чем больше углерода, тем выше твердость. Объясняется это тем, что с повышением содержания углерода увеличивается число атомов, насильственно удерживаемых при закалке в атомной решетке железа. Иными словами, увеличивается степень пересыщения твердого раствора углерода в железе. В результате возрастают внутренние напряжения, что, в свою очередь, способствует увеличению числа дислокаций и возникновению блочной структуры.

Под прокаливаемостью понимают способность стали получать закаленный слой с мартенситной или троосто-мартенситной структурой и высокой твердостью на ту или иную глубину. Прокаливаемость определяется критической скоростью охлаждения, зависящей от состава стали. Если действительная скорость охлаждения в сердцевине изделия будет превышать критическую скорость закалки vк (рис.1, vк′″ ), то сталь получит мартенситную структуру по всему сечению и тем самым будет иметь сквозную прокаливаемость.

За глубину закаленного слоя условно принимают расстояние от поверхности до полумартенситной зоны (50 % мартенсита + 50 % троостита). Диаметр заготовки, в центре которой после закалки в данной охлаждающей среде образуется полумартенситная структура, называют критическим диаметром. Величина критического диаметра определяет размер сечения изделия, прокаливающегося насквозь, т. е. получающего высокую твердость, а после отпуска и высокие механические свойства по всему сечению. Полумартенситная структура во многих случаях не обеспечивает максимум механических свойств – сильно снижается σ-1 и ан. В связи с этим прокаливаемость нередко определяют по глубине закаленного слоя со структурой 95 % мартенсита. Критический диаметр для 95 % мартенсита примерно на 25 % меньше критического диаметра, определенного по полумартенситной зоне. Полная прокаливаемость на структуру из 99,9 % мартенсита составляет ∼ 50 % от полумартенситной (для инструментальных, цементируемых и нитроцементируемых сталей критический диаметр определяется для структуры 95–99 %). Полумартенситную зону принимают в качестве критерия прокаливаемости потому, что ее легко определить по микроструктуре, но еще проще по твердости. Твердость полумартенситной структуры зависит от содержания в стали углерода. Например, при 0,13–0,22 % С твердость полумартенситной структуры углеродистой стали HRC 25, легированной – HRC 30; при 0,28–0,32 % С соответственно HRC 35 и HRC 40, при 0,43–0,52 % С – HRC 45 и HRC 50 и при 0,53–0,62 % С – HRC 50 и HRC 55. Прокаливаемость тем выше, чем меньше критическая скорость закалки, т. е. чем выше устойчивость переохлажденного аустенита. Легированные стали вследствие более высокой устойчивости переохлажденного аустенита и соответственно меньшей критической скорости охлаждения (рис.1, vк″ и vк′″ ) прокаливаются на большую глубину, чем углеродистые. Сильно повышают прокаливаемость марганец, хром, молибден и малые посадки бора (0,003–0,005 %), менее сильно влияют никель и кремний. Прокаливаемость особенно возрастает при одновременном введении в сталь нескольких легирующих элементов.

ВОПРОС № 16 Влияние легирующих элементов на устойчивость аустенита при охлаждении

Кривые изотермического распада аустенита для стали, легированной различным количеством никеля.Присутствие никеля в стали вызывает смещение кривых изотермическр-го распада аустенита вправо и понижение температуры начала мартенситовых превращений MH. Чем выше,, содержание никеля в стали, тем ниже Мн и тем в большей степени кривые изотермического распада аустенита смещены вправо. Подобное влияние на превращение аустенита при охлаждении оказывают все легирующие элементы, за исключением кобальта.Легирующие элементы понижают критическую скорость закалки и тем больше, чем выше их содержание в стали. Повышение устойчивости переохлажденного  аустенита и  в  связи с этим уменьшение критической скорости закалки сталей, легированных    элементами группы никеля, вызывается тем, что легирующие элементы, расширяя область устойчивости y-модификации железа, понижают температуру начала распада аустенита в перлит.Легирующие элементы группы хрома повышают устойчивость переохлажденного аустенита и уменьшают критическую скорость закалки вследствие того, что, находясь в состоянии твердого раствора в у-железе, они в сравнении с углеродом имеют меньшую скорость диффузии и при выходе из кристаллической решетки железа образуют высокодисперсные карбиды с малой склонностью к коагуляции (росту кристаллов).

ВОПРОС №17 Влияние легирующих элементов на полиморфное превращение железа

 Влияние легирующих элементов на полиморфные превращения железа Все легирующие элементы, за исключением C, N, H, В, растворяясь в железе, замещая его атомы, влияют на положение критических точек (А3 (точка G) и А4 (точкаN)), определяющих температурную область существования б- и г- железа. Т.о легирующие элементы делятся на две группы: 1-я группа – элементы стабилизирующие аустенит (г- фазу). 2-я группа – элементы стабилизирующие феррит (б- фазу). К элементам первой группы относятся Ni и Mn, которые понимают точку А3, и повышают точку А4. В результате этого на диаграмме

Fе – л.э. наблюдается расширение области г- фазы и сужение области существования б- фазы. Рисунок 1 Рассмотрим три сплава: І сплав – г- фаза закристаллизовалась и существует до комнатной температуры, т.е. сплав с концентрацией л.э. > x2 не испытывает фазовых превращений (б ↔ г). Такие сплавы называют аустенитными. ІІ сплав – происходит частичное превращение г ↔ б. Это аустенито-ферритные сплавы (полуаустенитные).

ІІІ сплав – происходит полное полиморфное превращение. Такие сплавы называют ферритными (полностью образуется б- фаза). К элементам І группы относятся также Cu, C, N – при небольшом содержании в сплаве они расширяют область существования г- фазы, а при большом содержании сужают однофазную область г- фазы или образуют химическое соединение – е- фазу(рис. 2). Cu, C, N – образуют химическое соединение – е.. Элементы второй группы – Cr, W, Mo, V, Si, Al, Ti и др. – понижают точку А4 и повышают точку А3. (Все эти легирующие элементы имеют ОЦК-решетку, за исключением Al (ГЦК)). При определенной концентрации легирующих элементов критические точки А4 и А3, а также их интервалы, сливаются, и область г- фазы полностью замыкается (выклинивается) 3 При содержании легирующего элемента (л.э.) > y1 %, сплавы (типа I) при всех температурах состоят из твердого раствора л.э. в б-железе. Такие сплавы называются – ферритными (например, образуются при содержании Cr>12%). Сплавы типа ІІ – имеют частичное превращение б↔г и называются феррито-аустенитными (полуферритными). Сплавы типа ІІІ – сплавы с полным полиморфным превращением Легирующие элементы оказывают большое влияние на эвтектоидную концентрацию углерода (точка S диаграммы Fе – С) и предельную растворимость углерода в г- железе (точка Е). Легирующие элементы: Ni, Co, Si, W, Mo, Cr, Mn – точки S и Е сдвигают влево в сторону меньшего содержания углерода, а V, Ti, Nb – наоборот, повышают концентрацию углерода в эвтектоиде.Например: введение 5% Cr сдвигает т. S до 0,5% С; т. Е до 1,3% С; введение 10% Cr сдвигает т. S до 0,25ч0,3% С; т. Е до 1% С. Пример. Быстрорежущая сталь (самокал – закаляется на воздухе). Содержит углерода 0,7 – 0,8%, W – 9ч18%. Происходит значительное смещение точек E и S. При таком легировании и содержании углерода в структуре образуется ледебурит (сталь относитсяк ледебуритному классу)

Легирующими   называют   элементы, специально   вводимы в сталь в определенных количествах для придания ей определенной структуры и свойств. Легирующими могут быть и постоянны примеси в сталях — марганец и кремний, если их количество превышает обычное содержание в углеродистых сталях и если и вводят в стали специально. Стали, в которые для получения требуемых свойств специаль вводят легирующие элементы, называются легированные сталями Например, сталь с 0,2% V является сталью, легированной ва надием. В то же время сталь с 0,6% Мп, вводимого в нее для ра кисления в процессе производства, не относится к легированны сталям, так как обычное содержание марганца в углеродисто стали не превышает 0,6—0,8%. Если же содержание марганц повысить до 2,5%, то такая сталь будет называться легированно марганцовистой сталью. Назначение легирования: повышение прочности стали без при менения термической обработки путем упрочнения феррита растворением в нем легирующих элементов; повышение твердости прочности и ударной вязкости в результате увеличения устойчивости аустенита и тем самым увеличения прокаливаемости; придание стали специальных свойств, из которых для сталей, иду щих на изготовление котлов, турбин и вспомогательного оборудования, особое значение имеют жаропрочность и коррозионна стойкость. Легирующие элементы могут растворяться в феррите или аустените, образовывать карбиды, давать интерметаллические соединения, располагаться в виде включений, не взаимодействуя с ферритом или аустенитом, а также с углеродом. В зависимости о того, как взаимодействует легирующий элемент с железом и угл* родом, он по-разному влияет на свойства стали. В феррите в большей или меньшей степени растворяютс все элементы. Это упрочняет сталь без термической обработки При этом твердость и предел прочности возрастают, а удар ная вязкость обычно снижается. Только хром (до 1%) и никел повышают ударную вязкость феррита. Никель оказывает наибол эффективное действие: одновременно с упрочнением феррита о резко повышает его ударную вязкость при комнатной и особенн минусовых температурах. Все элементы, растворяющиеся в железе, изменяют устойч вость феррита и аустенита. По характеру влияния на полиморфны превращения все элементы могут быть разделены на две группь Элементы первой группы (никель, марганец, медь, кобальт и азот расширяют область устойчивого состояния аустенита. Они способствуют повышению критической точки Л4 и снижению точки А3. ?]а рис. 88, а показана условная диаграмма состояния железа с элементами первой группы. Левая ордината на диаграмме соответствует чистому железу. Содержание элемента, расширяющего область устойчивого аустенита, возрастает слева направо п0 оси абсцисс. Видно, что при содержании легирующего элемента свыше определенного процента сталь от комнатных температур до линии солидуса имеет структуру аустенита. Такая сталь называется аустенитной. Для получения в стали аустенитной структуры ее обычно легируют никелем или марганцем. Элементы второй группы (хром, кремний, молибден, ванадий, вольфрам, титан и алюминий) уменьшают устойчивость аустенита и повышают устойчивость феррита. Они снижают критическую точку Л4 и повышают А3. Тем самым они способствуют сокращению аустенитной области. Влияние этих элементов на полиморфные превращения характеризует диаграмма состояния, представленная на рис. 88, б. По оси абсцисс на диаграмме состояния показано содержание элемента, повышающего устойчивость феррита (возрастает слева направо). Если содержание этих элементов в стали превышает определенный процент, то сталь от комнатных температур до линии солидуса будет иметь структуру феррита. Такая сталь называется ферритной. Легирующие элементы смещают также точку Аг — температуру, при которой в железоуглеродистых сплавах происходит эвтектоидное превращение. Элементы первой группы, расширяющие область устойчивого у-железа, понижают температуру Av Элементы второй группы, сужающие область устойчивого у-же-леза, повышают температуру А1. Все легирующие элементы собствуют получению структуры легированного перлита с по женным содержанием углерода. Они сдвигают точку S на д грамме состояния железо—цементит влево. Критические точки легированных сталей смещаются в симости от того, какие легирующие элементы и в каких ко. чествах присутствуют в ней. Поэтому при выборе температур на грева под закалку, нормализацию, отжиг или отпуск необходим^ учитывать смещение критических точек (критические точки раз. личных легированных сталей приведены в справочниках по термической обработке и в справочниках по котлотурбинным сталях. Как видно из рассмотренных диаграмм состояния, аустеные и ферритные стали не претерпевают полиморфных превращний. Следовательно, эти стали не могут быть подвергнуты такой термической обработке, как закалка на мартенсит или нормализа ция для измельчения зерна. Легирующие элементы, расположенные в периодической стеме левее железа, образуют карбиды более стойкие, чем карб железа — цементит. При легировании стали карбидообразую-щими элементами в ее структуре образуются включения карбидов. Легирующие карбидообразующие элементы могут образовывать самостоятельные карбиды или замещать железо в карбиде железа—цементите. При избытке карбидообразующих элементов по отношению к углероду эти элементы входят в твердый раствор. В качестве карбидообразующих элементов часто применяют хром, вольфрам, ванадий, молибден, титан, ниобий. Карбидные включения упрочняют сталь и повышают ее твердость. Легирующие элементы очень сильно влияют на изотермич~ ский распад аустенита. Все элементы, кроме кобальта, замедля-изотермический распад аустенита и повышают тем самым прокал ваемость. Они как бы сдвигают вправо С-образную кривую на д~~ грамме изотермического распада аустенита. Элементы, растворяющиеся в феррите и не образующие кар дов, а также марганец не искажают вид С-образной кривой. Их влияние схематически показано на рис. 89, а. Положение кривой начала распада аустенита углеродистой стали обозначено пунктиром. Сплошной линией показана кривая начала распада аустенита стали, легированной некарбидообразующими элементами или марганцем. Из некарбидообразующих элементов особенно сильно повышают прокаливаемость малые присадки бора (0,002— 0,003%). По границам аустенитных зерен, где правильность стро ния кристаллической решетки нарушается и наблюдается большое число дислокаций и вакансий, сосредоточиваются атомы бора. Присутствие их затрудняет зарождение центров распада аустенита, которые обычно зарождаются как раз по границам зере" в данном случае заблокированных бором. Большая присадка бор наоборот, понижает прокаливаемость. В этом случае по границ образуются бориды. Включения их могут служить центрами распада аустенита. Карбидообразующие элементы вызывают изменение формобразной кривой. Они сильно замедляют превращение аустенита при 400—500° С, когда обычно при этих условиях в углеродистых сталях наблюдается минимальный инкубационный период и максимальная скорость распада. При 300—400° С карбидообразующие легирующие элементы замедляют распад в меньшей степени. Диаграмма изотермического распада приобретает характерное очертание с двумя максимумами (рис. 89, б). Как и на рис. 89, а,пунктирная линия относится к углеродистой стали, сплошная — к легированной карбидообразующими элементами. Особенно сильно повышается прокаливаемость легированной стали, когда в ее состав вводят карбидообразующие элементы совместно с элементами, не 'образующими карбидов. В этом случае происходит интенсивный сдвиг С-образной кривой как в области минимума устойчивости аустенита, так и при более низких и более высоких температурах. Следует отметить, что карбидообразующие элементы замедляют Распад аустенита и повышают прокаливаемость только тогда, когда они растворяются в аустените. Если легирующий элемент образует труднорастворимые карбиды, он может даже понижать прокаливаемость. Такой легирующий элемент забирает из аустенита углерод в карбиды. Уг-ЛеР°Д, растворенный в аустените, повышает его устойчивость и повышает прокаливаемость. Удаление углерода из аустенита в карбиды вызовет обратный эффект. Кроме того, нерастворившиеся карбиды служат центрами распада аустенита, что спосо ствует снижению устойчивости аустенита. При повышении температуры нагрева под закалку труди растворимые карбиды могут быть переведены в раствор в аустенит В этом случае аустенит обогатится углеродом, исчезнут готов центры распада аустенита и прокаливаемость возрастет. В качестве примера можно привести сталь с 2% V. Карби ванадия очень плохо растворяются в аустените. При температуре нагрева под закалку до 950° С карбиды не растворяются. В результате критическая скорость закалки повысится вдвое, а прокаливаемость понизится. Если же температуру нагрева увеличит до 1100° С, то карбиды растворяются и прокаливаемость ув личивается. Легирующие элементы не изменяют природы мартенситног превращения, но они влияют на положения прямых начала и конца мартенситного превращения. Большинство легирующих элементов снижает температуру начала мартенситного превращения. Особенно эффективно действует марганец. Алюминий и кобаль~ представляют исключения; они повышают температуру Мн. Крел ний почти не влияет на нее. В том же направлении, что и Л под влиянием легирующих элементов, смещается температу конца  мартенситного  превращения  Мк. Все легирующие элементы,  кроме марганца,  препятству росту аустенитного зерна. Марганец способствует росту зерна. Легирующие элементы не оказывают заметного влияния превращения, происходящие в закаленной стали при температу ниже 150° С. Но они сильно замедляют превращения, происход щие при температуре выше 150° С. Легированный мартенсит усто! чивее нелегированного. Карбиды и цементит с растворенны в нем карбидообразующими элементами менее склонны к коаг ляции, чем чистый цементит. Карбидообразующие элементы ос бенно сильно замедляют превращения, происходящие при отпуск Легирующие элементы, не образующие карбидов, также затруд няют отпуск закаленной стали, но влияние их обычно слабее. Наиболее сильно из элементов, не образующих карбидов, влияет кремний. Отпуск закаленной легированной стали приходится проводить при более высоких температурах и длительность вьг держки увеличивать.

Легирующие элементы замедляют процесс распада мартенсита: никель, марганец — незначительно; хром, молибден, кремний — заметно. Это связано с тем, что процессы при отпуске имеют диффузионный характер, а большинство элементов замедляют карбидное превращение. Легированные стали сохраняют структуру мартенсита отпуска до температуры 400…500^oС. Так как в легированных сталях сохраняется значительное количество остаточного аустенита, то превращение его в мартенсит отпуска способствует сохранению твердости до высоких температур.

Таким образом, легированные стали при отпуске нагревают до более высоких температур или увеличивают выдержку Классификация легированных сталей Стали классифицируются по нескольким признакам. 1. По структуре после охлаждения на воздухе выделяются три основных класса сталей: · перлитный;  мартенситный;·  аустенитный

Стали перлитного класса характеризуются малым содержанием легирующих элементов; мартенситного — более значительным содержанием; аустенитного — высоким содержанием легирующих элементов. Классификация связана с кинетикой распада аустенита. По мере увеличения содержания легирующих элементов устойчивость аустенита в перлитной области возрастает, а температупная область мартенситного превращения снижается. Для сталей перлитного класса кривая скорости охлаждения на воздухе пересекает область перлитного распада , поэтому образуются структуры перлита, сорбита или троостита. Для сталей мартенситного класса область перлитного распада сдвинута вправо. Охлаждение на воздухе не приводит к превращению в перлитной области. Аустенит переохлаждается до температуры мартенситного превращения и происходит образование мартенсита. Для сталей аустенитного класса увеличение содержания углерода и легирующих элементов сдвигает вправо область перлитного распада, а также снижает мартенситную точку, переводя ее в область отрицательных температур (рис. 17.3.в). Сталь охлаждается на воздухе до комнатной температуры, сохраняя аустенитное состояние.2. По степени легирования (по одержанию легирующих элементов):·       низколегированные — 2,5…5 %;·       среднелегированные — до 10 %;·       высоколегированные — более 10%.3. По числу легирующих элементов:·       трехкомпонентные (железо, углерод, легирующий элемент);·       четырехкомпонентные (железо, углерод, два легирующих элемента) и так далее.4. По составу:никелевые, хпомистые, хромоникелевые, хромоникельмолибденовые и так далее (признак— наличие тех или иных легирующих элементов).5. По назначению:·       конструкционные;·       инструментальные (режущие, мерительные, штамповые);·       стали и сплавы с особыми свойствами (резко выраженные свойства —нержавеющие, жаропрочные и термоустойчивые, износоустойчивые, с особыми магнитными и электрическими свойствами).

ВОПРОС №18 отпускная хрупкость

ХРУПКОСТЬ ОТПУСКНАЯ— хрупкость закаленной легированной стали после отпуска в определенном интервале температур, вызванная аномальным снижением энергии разрушения вследствие неравномерного распада пересыщенного твердого раствора a-Fe (мартенсита).

Различают обратимую (2-го рода) и необратимую (1-го рода) отпускную хрупкость.

Отпускная хрупкость 1-го рода — необратима, снижение пластичности закаленной легированной стали после отпуска при 300-400 oC проявляется независимо от состава стали и скорости охлаждения после отпуска и обуслено неравномерностью распада пересыщенного твердого раствора углерода в а-Fe (в мартенсите). Распад при этих температурах идет наиболее полно на границах зерен с образованием карбидов типа цементита, в результате чего появляется резкое различие между прочностью приграничных слоев зерна и телом самого зерна. В этом случае менее прочные приграничные слои начинают играть роль концентраторов напряжений, что и приводит к хрупкому разрушению.

Отпускная хрупкость 2-го рода — обратимая, снижает пластичность закаленной легированной стали после отпуска при 500-600 oC и замедленного охлаждения. После повторного отпуска при этих температурах и быстрого охлаждения отпускная хрупкость 2-го рода устраняется. Природа отпускной хрупкости 2-го рода (понижение удельной вязкости стали) обычно связано с тем, что при высоком отпуске по границам зерна происходит ускоренное карбидообразование и насыщение карбидной фазы марганцем, хромом, а также образованием специальных карбидов. Это приводит к обеднению карбидообразующими элементами приграничных слоев зерна. При последующем медленном охлаждении происходит обогащение этих приграничных слоев фосфором вследствие его диффузионного перераспределения в направлении участков зерна, объединенных карбидообразующими элементами. В итоге сталь охрупчивается из-за ослабления межзеренной прочности. Повышение чистоты стали по фосфору в первую очередь, а также по примесям внедрения (О, N, Н) и цветными металлам (Sn, Sb и др.) является более эффективным средством, чем дополнительное легирование Мо или W для устранениея склонности ее к отпускной хрупкости 2-го рода.

Низкий отпуск применяют для инструментальных сталей после цементации, поверхностной закалки и т.д. При среднетемпературном отпуске закаленную сталь нагревают до 350—400 °С. В результате получается структура троостита (бейнит). После такого отпуска в изделиях получается сочетание сравнительно высокой твердости (НRС 40— 45) и прочности с хорошей упругостью и достаточной вязкостью поэтому среднему отпуску подвергают пружины и рессоры.

Для современных легированных сталей характерно многокомпонентное комплексное легирование. Оно более экономично и позволяет получить стали с более высокими механическими свойствами. Механические свойства после упрочняющей термической обработки (закалки, отпуска) некоторых конструкционных легированных сталей, применяющихся для сварных конструкций. Широкое применение легированных сталей в конструкциях связано с их высокой прочностью при сохранении вязкости. Среднелегированные стали, применяемые для сварных конструкций, в основном относятся к перлитному классу. Однако некоторые стали этой группы, содержащие 5—6% легирующих элементов и более, относятся к мартенситному классу (30Х2ГСНВМ, 42Х2ГСНМ, 28ХЗСНМВФА и др.). Высокие механические свойства конструкционных легированных сталей достигаются легированием элементами, упрочняющими феррит и повышающими прокаливаемость стали, и надлежащей термической обработкой, после которой проявляется положительное влияние легирующих элементов. Поэтому стали данной группы характеризуются как химическим составом, так и видом термической обработки. Стали, предназначенные для изготовления сварных конструкций, подвергают улучшению (закалке с последующим отпуском). Высокие прочностные и пластические свойства легированных сталей сочетаются с высокой стойкостью против перехода в хрупкое состояние, что и определяет их использование для конструкций, работающих в тяжелых условиях, например при ударных и знакопеременных нагрузках, при низких или высоких температурах и давлениях, в агрессивных средах и пр. Конструкционные легированные стали широко используют для создания облегченных сварных высокопрочных конструкций. Однако не все конструкционные легированные стали хорошо или удовлетворительно свариваются. Чем в большей степени легирована сталь элементами (включая углерод), способствующими образованию хрупкой структуры мартенсита при термическом цикле сварки, тем хуже свариваемость данной стали при прочих равных условиях (метод выплавки, тип соединения, толщина свариваемой детали и т. п.). Например, стали 38Х2МЮА, 30ХН2МФА, 18Х2Н4МА, 38ХНЗМФА и им подобные для сварных конструкций применять не рекомендуется.

Для конструкционных средне- и высокоуглеродистых и легированных сталей характерной особенностью является образование закалочных структур в шве и зоне термического влияния, создающих опасность хрупкого разрушения. Поэтому для получения надежных сварных соединений при изготовлении изделий из сталей этой группы необходимо выбирать марку стали не только исходя из показателей прочности основного металла, но и с учетом возможности получения необходимых стабильных механических свойств сварных соединений в условиях производства данного конкретного изделия и полной реализации этих свойств при работе конструкций.

Пружины, рессоры и другие упругие элементы работают в области упругой деформации материала изготавляются из рессорно-пружинных сталей ГОСТ 14959-79.  Многие из них подвержены воздействию циклических нагрузок, в связи с чем основные требования к пружинным сталям – это обеспечение высоких значений пределов упругости, текучести, выносливости, а также необходимой пластичности и сопротивления хрупкому разрушению.

     Стали для пружин и рессор содержат 0,5-0,75 % С; их также дополнительно легируют кремнием (до 2,8 %), марганцем (до 1,2 %), хромом (до 1,2 %), ванадием (до 0,25 %), вольфрамом (до 1,2 %) и никелем (до 1,7 %). При этом происходит измельчение зерна, способствующее возрастанию сопротивления стали малым пластическим деформациям, а следовательно, ее релаксационной стойкости.

   Широкое применение на транспорте нашли кремнистые стали 55С2, 60С2А, 70С3А.  Однако они могут подвергаться обезуглероживанию, графитизации, резко снижающим характеристики упругости и выносливости материала. Устранение указанных дефектов, а также повышение прокаливаемости и торможение роста зерна при нагреве достигается дополнительным введением в кремнистые стали хрома, ванадия, вольфрама и никеля.

   Лучшими технологическими свойствами, чем кремнистые стали, обладает сталь 50ХФА, широко используемая для изготовления автомобильных рессор. Клапанные пружины делают из стали 50ХФА, не склонной к обезуглероживанию и перегреву, но имеющей малую прокаливаемость.

   Термическая обработка легированных пружинных сталей (закалка 850-880 oС, отпуск 380-550 oС) обеспечивают получение высоких пределов прочности и текучести. Применяется также изотермическая закалка.

   Для изготовления пружин также используют холоднотянутую проволоку, ленту, лист из высокоуглеродистых сталей 65, 65Г, 70.

Обычная ТО рессорно - пружинных сталей: закалка и средний отпуск 470 ... 520 С. 

ВОПРОС№19 Технология закалки стали

Закалка металла происходит при нагреве его выше температуры изменения кристаллическойрешетки (такая температура называется критической и для каждого металла и сплава она отличается). После нагрева металл быстро охлаждают, чаще всего в воде или масле.

Термическая обработка (закалка) бывает двух типов – без полиморфного превращения (цветные металлы) и с полиморфным превращением (стали). В процессе закалки металл становится более твердым, но одновременно уменьшается его пластичность и вязкость, особенно, если цикл «нагревание-охлаждение» повторять много раз. Чтобы снизить хрупкость и нормализовать вязкость и пластичность, после закалки с полиморфным превращением используют отпуск, который незначительно уменьшает прочность. Для цветных металлов (т.е. для закалки без полиморфного превращения) применяется так называемое «старение» металла.

По температуре нагрева различают два вида закалки – полная и неполная закалка металлов. Неполная закалка используется, как правило, дляинструментальных сталей. В процессе полной закалки структура стали становится аустенитной (кристаллическая решетка гранецентрированная, в отличие от объемно-центрированной ферритной решетки).

При изготовлении некоторых изделий закалке подвергается не весь металл, а только часть его. Например только режущая кромка, как это происходит при закалке катан (японских мечей). При этом граница между закаленным и незакаленным металлом (хамон) видна невооруженным глазом.

Технология закалки стали требует быстрого охлаждения в пределах от 650 до 400° С. Длительность нагрева при закалке зависит от вида нагревательного устройства. Опытные данные показывают, что на закалку 1 мм сечения в электрической печи затрачивается от 90 секунд до 2 минут, тогда как в пламенной печи – 1 минута, а в соляной ванне – 30 секунд. Меньше всего времени уходит на закалку в свинцовой ванне ( от 6 секунд).

При погружении раскаленного изделия в закалочную среду образуется плёнка пара, через которую и происходит относительно медленное остывание (стадия пленочного кипения). В зависимости от того, какая жидкость используется для закаливания, температура достигает значения, при котором паровая пленка рвется и жидкость закипает на поверхности металла. Охлаждение значительно ускоряется. Этот процесс носит название пузырькового кипения. Когда металл уже достаточно охлаждается и жидкость уже не кипит, процесс охлаждения начинается замедляться. Происходит так называемый конвективный теплообмен.

Закалка металла, в зависимости от используемых охладителей, подразделяется на:  • закалку в одном охладителе. Нагретую деталь из углеродистой или легированной стали погружают в закалочную жидкость, до полного охлаждения закаливаемого металла;  • прерывистую закалку, которая производится в двух средах. Сначала деталь быстро оостужают в первичной среде (например воде), а затем в медленно охлаждающей жидкости (масло). Такой способ применим для изделий из высокоуглеродистых сталей;  • струйчатую закалку, при которой деталь обрызгивают струей воды. Паровая пленка при этом не образуется и, как правило, этот способ используют для закалки части изделия. Струйчатая закалка обеспечивает более глубокую степень прокаливаемости, чем обычная закалка в воде. Используется при закаливании индукторов на установках ТВЧ;  • ступенчатую закалку производят в закалочной среде, которая имеет температуру выше мартенситной точки для данной марки стали. При охлаждении и последующей выдержке в этой среде закаливаемый металл должен приобрести температуру закалочной ванны во всех точках сечения. После этого следует окончательное медленное охлаждение, в процессе которого и происходит непосредственно закалка;  • изотермическая закалка. Деталь выдерживают в закалочной среде до тех пор, пока не произойдет изотермическое превращение кристаллической решетки с образованием аустенита.

Скорость охлаждения зависит от размеров и формы закаливаемого изделия, теплопроводности стали и вида охлаждающей среды. При выборе последней нужно учитывать закаливаемость стали, которая в немалой степени зависит от легирующего состава и содержания углерода. Если углерода меньше 20%, то сталь нельзя подвергать закалке.

Высокие внутренние напряжения, которые могут возникнуть при больших скоростях охлаждения, приводят к деформации и повреждению структуры изделия. Внутренние напряжения возникают по двум причинам – разница температуры по сечению во время охлаждения и неодновременное протекание процесса фазовых превращений в различных участках закаливаемого изделия.

Охлаждающими средами могут служить различные жидкости (вода, растворы солей, щелочей), технические масла и даже расплавленный свинец. Вода слишком быстро охлаждает, поэтому высока вероятность возникновения внутренних напряжений. Минеральные масла дороги и легко воспламеняются. Одним из лучших охладителей является 8-12% раствор обычной пищевой соли (NaCl – хлорид натрия), или каустической соды (она же гидроксид натрия или едкий натр - NaOH).

ВОПРОС №20 Технология отжига, нормализация и отпуска стали

Если необходимо повысить прочность и твердость металла, инструмента или готового изделия, а иногда, наоборот, сделать металл более мягким, легче поддающимся обработке, можно применить термическую обработку (отжиг), заключающуюся в нагреве материала до определенной температуры с последующим быстрым или медленным охлаждением.

Человек использует отжиг с древнейших времен. Наиболее ранние свидетельства о применении смягчающего отжига металла относятся к концу 5-го тысячелетия до н. э. Опытным путем люди заметили, что после отжига и дальнейшего охлаждения металл улучшает свои свойства – либо становится более мягким, что облегчает дальнейшую работу с ним, либо становится более твердым, что в определеннных случаях повышает его ценность.

Термическая обработка стали разделяется на закаливание, отпуск и отжиг. Закаливание стали применяется для повышения ее твердости. Процесс закаливания состоит в нагревании стали примерно до температуры 820°С и быстром охлаждении в масле или воде.

Отжиг стали служит для выполнения задачи, обратной закалке. В тех случаях, когда закаленную деталь требуется обрабатывать режущим инструментом, необходимо произвести ее отжиг. Технология отжига заключается в нагревании ее до температуры 800-900°С с последующим медленным охлаждением. После отжига сталь легко поддается обработке. Тем же способом можно отжечь и малоуглеродную сталь. Ее отжигают, если после прокатки она имеет повышенную твердость (в результате нагартовки - уплотнения материала), а для изготовления деталей требуется повышенная вязкость (например, при штамповке, вытяжке и т.п.).

Нормализацией называется процесс термической обработки, заключающийся в нагреве до температуры выше Ас3 для доэвтектоидной или Аст для зазвтектоидной стали с последующим охлаждением на воздухе При нагреве до температуры нормализации низкоуглеродистых сталей происходят те же процессы, что и при отжиге, т. е. измельчение зерен.

Но, кроме того, вследствие охлаждения, более быстрого, чем при отжиге, и получающегося при этом переохлаждения, строение перлита получается более тонким (дисперсным), а его количество большим. Механические свойства при этом оказываются более высокими (повышенная прочность и твердость), чем при более медленном охлаждении (при отжиге). Нормализация по сравнению с отжигом — более экономичная операция, так как не требует охлаждения вместе с печью. В связи с указанными преимуществами нормализация получила широкое распространение вместо отжига низкоуглеродистых сталей.

Нормализация применяется также для устранения цементитной сетки в заэвтектоидных сталях. При нагреве зазвтектоидной стали с цементитной сеткой выше критической точки Аст образуется структура аустенита. Если после такого нагрева при медленном охлаждении (при отжиге) цементит выделяется в виде сетки, то ускоренное охлаждение на воздухе (нормализация) препятствует выделению цементита по границам зерен и образуется мелкая феррито-цементитная смесь. Для отжига и нормализации применяют камерные, толкательные печи и специальные агрегаты

Отпуском называется нагрев закаленной стали до температур ниже критической точки Ас1 выдержка при этой температуре с последующим охлаждением (обычно на воздухе) . Отпуск является окончательной термической обработкой. Целью отпуска является изменение строения и свойств закаленной стали: повышение вязкости и пластичности, уменьшение твердости, снижение внутренних напряжений. С повышением температуры нагрева прочность обычно уменьшается, а удлинение, сужение, а также ударная вязкость растут (рис. 1). Температуру отпуска выбирают, конкретной детали.

В зависимости от температуры нагрева различают три вида отпуска: низкотемпературный, среднетемпературный и высокотемпературный. При низкотемпературном отпуске закаленную сталь нагревают до 150—250 °С. После выдержки при этой температуре (обычно 1—3 ч) в детали получают структуру отпущенного (кубического) мартенсита При низком отпуске частично снимаются закалочные напряжения. Если в стали было значительное количество остаточного аустенита, то в результате его превращения в кубический мартенсит твердость после низкого отпуска может увеличиться на 2—3 единицы и HRC..

Низкий отпуск применяют для инструментальных сталей после цементации, поверхностной закалки и т.д. При среднетемпературном отпуске закаленную сталь нагревают до 350—400 °С. В результате получается структура троостита (бейнит). После такого отпуска в изделиях получается сочетание сравнительно высокой твердости (НRС 40— 45) и прочности с хорошей упругостью и достаточной вязкостью поэтому среднему отпуску подвергают пружины и рессоры. При высокотемпературном отпуске закаленные изделия нагревают до 450—650 °С. После такого нагрева и соответствующей выдержки в изделиях получается структура сорбита. В отличие от сорбита, образующегося после нормализации, когда цементит пластинчатый, после высокого отпуска цементит приобретает зернистую форму (рис. 8, б). Это существенно повышает ударную вязкость при одинаковой (или даже более высокой) твердости по сравнению с нормализованной сталью. Поэтому такой отпуск применяют для деталей машин, испытывающих при эксплуатации ударные нагрузки. Закалку с высоким отпуском часто называют улучшением. . При нагреве 650—700 °С получают структуру зернистого перлита (рис. 8, в).Поскольку в легированных сталях все диффузионные процессы протекают медленнее, время выдержки при отпуске таких сталей больше по сравнению с углеродистыми. Кроме того, карбидообразующие элементы замедляют коагуляцию карбидов, в результате чего они сохраняются мелкодисперсными до более высоких температур. Это одна из причин наблюдающегося явления так называемой вторичной твердости, т.е. увеличения твердости после отпуска в интервале 500— 600 °С (наблюдается в сталях, легированных хромом, молибденом, ванадием и некоторыми другими элементами).

Поэтому в результате высокотемпературного отпуска при одной и той же температуре, а следовательно, при одной и той же структуре, легированные конструкционные стали имеют более высокую прочность и пластичность, чем углеродистые. Это и является одной из основных причин применения легированных сталей для изготовления деталей ответственного назначения, испытывающих сложные напряжения при эксплуатации.

Обычно ударная вязкость с температурой отпуска увеличивается, а скорость охлаждения после отпуска не влияет на свойства. Но для некоторых конструкционных сталей наблюдается уменьшение ударной вязкости (рис. 9). Этот дефект называется отпускной хрупкостью. Различают отпускную хрупкость I и II рода.

Отпускная хрупкость I рода наблюдается при отпуске в области 300 °С у легированных, а также углеродистых сталей. Не зависит от скорости охлаждения. Это явление связывают с неравномерностью превращений отпущенного мартенсита. Процесс протекает быстрее вблизи границ зерен по сравнению с объемами внутри зерна. Благодаря этому вблизи границ создаются концентрации напряжений, границы становятся хрупкими. Отпускная хрупкость I рода “необратима”, т. е. при повторных нагревах тех же деталей она в них не наблюдается.

Отпускная хрупкость II рода Наблюдается у легированных сталей при медленном охлаждении после отпуска в области 450— 650 °С (штриховая линия на рис. 9). Существует несколько объяснений природы этого дефекта. Рассмотрим наиболее распространенное. При высоком отпуске по границам зерен происходит образование и выделение дисперсных включений карбидов. Приграничная зона обедняется легирующими элементами. При последующем медленном охлаждении происходит восходящая диффузия фосфора из внутренних объемов зерна к границам. Приграничные зоны зерна обогащаются фосфором, прочность границ понижается, ударная вязкость падает. Этому дефекту способствуют хром, марганец и фосфор (>0,001 %). Уменьшают склонность к отпускной хрупкости II рода молибден и вольфрам (до 0,5 %) и быстрое охлаждение после отпуска (сплошная линия на рис. 9). Отпускная хрупкость II рода “обратима”, т. е. при повторных нагревах и медленном охлаждении тех же сталей в опасном интервале температур этот дефект может повториться. Поэтому стали, склонные к отпускной хрупкости II рода, нельзя использовать для работы с нагревом до 650 °С без последующего быстрого охлаждения (например, штампы для горячей штамповки).

ВОПРОС №21 Влияние корбидообразующих элементов на строение стали.

Карбидообразующие легирующие элементы могут располагаться в феррите, цементите, а также в виде специальных карбидов. Легирующие элементы, которые не образуют карбидов, всегда находятся в виде твердого раствора в феррите или аустените. По своему строению, а следовательно и свойствам феррит легированной стали отличается от феррита углеродистой стали. В кристаллической решетке феррита легированной стали, кроме атомов железа и углерода, располагаются также атомы легирующих элементов (например, хрома, никеля и др.).Кристаллическая решетка искажена, ввиду чего имеет место упрочнение феррита. Все легирующие элементы, растворенные в феррите, в той или иной мере упрочняют его. Влияние различных легирующих элементов на механические свойства феррита. Приведенные кривые характеризуют влияние легирующих элементов на твердость и прочность феррита, так как известно, что между твердостью и прочностью существует прямая зависимость. Из этого рисунка мы видим, что сильное влияние на прочность и твердость феррита оказывают марганец, кремний и никель. Наиболее ценным из трех указанных элементов является никель, который, упрочняя феррит одновременно несколько повышает и его вязкость.При содержании в стали более 1% марганца наряду с увеличением твердости и прочности металла имеет место значительное снижение его ударной вязкости. Примерно в таком же направлении влияет на сталь и кремний. Поэтому в конструкционных сталях, где требуется высокая вязкость, содержание кремния и марганца не превышает 1%, а содержание никеля достигает 3 - 4%.Изменение свойств стали в результате ее легирования определяется количеством введенных в сталь легирующих элементов и характером их распределении между структурными составляющими. В конструкционных сталях легирующие элементы растворены в феррите, а в инструментальных сталях они в основном находятся в цементите или в виде специальных карбидов. Наиболее полное использование свойств легирующих элементов достигается лишь в результате термической обработки легированных сталей.

ВОПРОС №22 Нагрев стали под закалку . закалка деталей на ТВЧ

Закалкой называют вид термической обработки, при котором сталь нагревают до определенной температуры, выдерживают при этой температуре, а затем быстро охлаждают в закалочной среде (вода, масло, соленые и полимерные жидкости). В результате закалки изменяются структура и свойства стали. Основными параметрами закалки являются температура нагрева и скорость охлаждения.

 

Температура закалки определяется по диаграмме оптимальных интервалов закалочных температур углеродистых сталей. Скорость нагрева зависит от тепловой мощности нагревательной установки, химического состава стали, массы и размеров закаливаемых изделий. Время нагрева складывается из двух величин: времени нагрева до заданной температуры и времени выдержки при этой температуре.

 

Закаливаемость – это способность стали к повышению твердости в результате закалки, а прокаливаемость – способность стали воспринимать закалку на определенную глубину.

 

Многие детали машин, станков и приборов работают в условиях постоянного трения и испытывают различные нагрузки (ударные, растягивающие, сжимающие, изгибающие, крутящие и контактные). Такие детали должны иметь высокую твердость поверхностного слоя и вязкую сердцевину, что достигается поверхностным упрочнением деталей. Наиболее широкое распространение для поверхностного упрочнения деталей получила закалка токами высокой частоты (закалка ТВЧ) или индукционная закалка.

Индукционная закалка имеет гибкость применения благодаря ряду изменяемых параметров и возможности индивидуального подхода к каждой детали, что позволяет получать необходимую твердость и глубину закаленного слоя метала детали.

Закалка ТВЧ обеспечивает высокое качество изделий и дает наиболее стабильные результаты по сравнению с другими методами поверхностного упрочнения (большое сопротивление изнашиванию и усталостному разрушению, малые деформации, почти полное отсутствие окисления и обезуглероживания). Благодаря нагреву только поверхностных слоев уменьшаются затраты энергии на нагрев.

 

Главное преимущество индукционного нагрева заключается в выделении теплоты непосредственно в самом металле. При индукционном нагреве токами высокой частоты      реализуется возможность значительной концентрации электрической энергии в небольшом объеме нагреваемого металла, что позволяет осуществлять нагрев с большой скоростью. Данный вид поверхностного упрочнения позволяет изготовлять детали из дешевой углеродистой стали, обеспечивая ей высокие прочностные характеристики.

ВОПРОС №23 Цементация стали

Цементация стали — поверхностное диффузионное насыщение малоуглеродистой стали углеродом с целью повышения твёрдости, износоустойчивости.

((Цементация — процесс поверхностного насыщения стальных дета­лей углеродом, с целью получения изделия с вязкой сердцевиной и твердой поверхностью. Цементации подвергают детали из углеродистой и легиро­ванных сталей с содержанием углерода 0,1 ... 0,3%. После цементации по­верхностный слой должен содержать 0,8 ... 1,0% углерода. Цементации подвергаются детали, работающие обычно на истирание в условиях удар­ных нагрузок, например зубчатые колеса, шейки коленчатых валов, порш­невые кольца и другие детали машин.))

Цементации подвергают низкоуглеродистые (обычно до 0.2 % C) и легированные стали, процесс в случае использования твёрдого карбюризатора проводится при температурах 900—950 °С, при газовой цементации (газообразный карбюризатор) — при 850—900 °С.

После цементации изделия подвергают термообработке, приводящей к образованию мартенситной фазы в поверхностном слое изделия (закалка на мартенсит) с последующим отпуском для снятия внутренних напряжений.

Способы цементации:1 в твёрдом карбюризаторе 2 в газовом карбюризаторе 3 в кипящем слое 4 в растворах электролитов 5 в пастах

Цементация в твёрдом карбюризаторе

В этом процессе насыщающей средой является древесный уголь в зёрнах поперечником 3,5-10мм или каменноугольный полукокс и торфяной кокс, к которым добавляют активизаторы.

Технология процесса состоит в следующем: Загрузка деталей в стальной ящик с герметичным песчаным затвором. Укладка деталей производится таким образом, чтобы они были покрыты карбюризатором со всех сторон, не соприкасались друг с другом и стенками ящика. Далее ящик герметично закрывается песчаным затвором или замазывается огнеупорной глиной и загружается в печь.

Стандартный режим: 900-950 градусов, 1 час выдержки (после прогрева ящика) на 0,1 мм толщины цементированого слоя. для получения 1 мм слоя - выдержка 10 часов.

При "ускореном" режиме цементация производится при 980 градусах. Выдержка уменьшается в два раза и для получения слоя 1 мм требуется 5 часов. Но при этом образуется цементитная сетка, которую придется убирать многократнойнормализацией.

Цементация в газовом карбюризаторе

Этот процесс осуществляют в среде газов, содержащих углерод. Газовая цементация имеет ряд преимуществ по сравнению с цементацией в твёрдом карбюризаторе, поэтому её широко применяют на заводах, изготовляющих детали массовыми партиями.

В случае с газовой цементацией можно получить заданную концентрацию углерода в слое; сокращается длительность процесса, так как отпадает необходимость прогрева ящиков, наполненых малотеплопроводным карбюризатором; обеспечивается возможность полной механизации и автоматизации процессов и значительно упрощается последующаятермическая обработка деталей, так как закалку можно проводить непосредственно из цементационной печи.

Цементация в кипящем слое

Цементация в слое мелких частиц (0,05-0,20 мм) корунда, через который проходит восходящий поток эндогаза с добавкой метана (кипящий слой). При прохождении газа частицы становятся подвижными и слой приобретает некоторые свойства жидкости (псевдоожиженный слой).

Цементация в растворах электролитов

Использование анодного эффекта для диффузионного насыщения обрабатываемой поверхности углеродом в многокомпонентных растворах электролитов, один из видов скоростной электрохимико-термической обработки (анодный электролитный нагрев) малогабаритных изделий. Анод-деталь при наложении постоянного напряжения в диапазоне от 150 до 300 В разогревается до температур 450–1050°С. Достижение таких температур обеспечивает сплошная и устойчиваяпарогазовая оболочка, отделяющая анод от электролита. Для обеспечения цементации в электролит кроме электропроводящего компонента вводят углеродсодержащие вещества-доноры (глицерин, ацетон, этиленгликоль, сахарозаи другие).

Цементация в пастах

Цементация с нанесением на науглероживаемую металлическую поверхность С-содержащих материалов в виде суспензии, обмазки или шликера, сушкой и последующим нагревом изделия ТВЧ или током промышленной частоты. Толщина слоя пасты должна быть в 6-8 раз больше требуемой толщины цементованного слоя. Температуру цементации устанавливают 910-1050°С

ВОПРОС №24 Азотирование и ционирование стали

Химико-термическая обработка — это процесс поверхно­стного насыщения стали каким-либо элементом (углеродом, азотом или тем и другим одновременно, а также хромом, кремнием, бором и др. путем диффу­зии элемента из внешней среды при относительно высокой температуре).

Химико-термическая обработка обычно преследует две основные цели: получение более твердой, износоустойчивой поверхности; получение по­верхности, которая была бы устойчива против коррозии.

Наиболее распространенные виды химико-термической обработки стали — цементация, азотирование и цианирование. Некоторые методы упрочения поверхности металлических изделий приведены на рис. 96 (I— индукционная закалка, II — цианирование, III — нитроцементация, IV — газовая цементация, V — цементация, VI — цементация в твердом карбюризаторе, VII — азотирование, VIII —диффузное хроми­рование.

Азотирование — процесс насыщения поверхностных слоев сталь­ных изделий азотом. Этот процесс обеспечивает повышение твердости и изно­состойкости деталей, увеличивает предел усталости, повышает коррозион­ную стойкость. Твердость азотированного слоя обычно сохраняется при на­гревании детали до 450 ... 500° С, а поверхностный слой детали после цемен­тации начинает терять твердость уже при 200° С. Азотирование является од­ной из завершающих операций обработки изделий, так как после него изде­лия подвергают только шлифованию. Чтобы придать сердцевине детали оп­ределенную прочность и вязкость, перед азотированием деталь подвергают закалке и отпуску.

Азотирование — дорогой процесс, так как проникновение азота в сталь протекает очень медленно (около 10 ч для получения слоя глубиной 0,1 мм). Чтобы сократить его в 1,5 ... 2 раза, прибегают к двухступенчатому на­греву: сначала изделие выдерживают при температуре 510 ... 520° С, а затем несколько часов в зависимости от толщины слоя — при температуре 560 ... 600° С. Процесс азотирования ускоряется в 6 ... 7 раз при нагреве изделий токами высокой частоты.

Азотированию подвергаются в основном легированные стали. Углероди­стые стали азотируют в том случае, когда надо получить поверхностный слой толщиной 0,02 ... 0,04 мм для защиты от коррозии. Такое азотирова­ние называют антикоррозийным.

Цианирование — процесс, при котором происходит одновременное на­сыщение поверхностного слоя стали углеродом и азотом.

Этот процесс происходит в ваннах с расплавленными цианистыми соля­ми либо в газовой среде, содержащей метан, аммиак и закись углерода. По­сле ванны детали закаливаются в воде или масле. Цианированный слой тол­щиной 0,2 ... 0,3 мм имеет довольно высокую твердость и износостойкость. Цианированию подвергают режущие кромки сверл, резцов, метчиков, фрез, а также некоторые зубчатые колеса автомобилей и др.

ВОПРОС № 25 Серый и белый чугун

Чугу́н — сплав железа с углеродом с содержанием более 2,14 % (точкаэвтектического превращения на диаграмме состояний). Углерод в чугуне может содержаться в виде цементита и графита. В зависимости от формы графита и количества цементита, выделяют: белый, серый, ковкий и высокопрочные чугуны. Чугуны содержат постоянные примеси (Si, Mn, S, P), а в некоторых случаях также легирующие элементы (Cr, Ni, V, Al и др.). Как правило, чугун хрупок.

Чугун серый — сплав железа с углеродом, в котором присутствует графит в виде крабовидных, пластинчатых или волокнистых включений.

Отдельной разновидностью (группой марок) серого чугуна являетсявысокопрочный чугун с графитом глобулярной формы, что достигается путем его модифицирования магнием (Mg), церием (Ce) или другими элементами.

В зависимости от скорости дальнейшего охлаждения после затвердевания (а значит и от размера отливки) чугун может иметь ферритную, феррито-перлитную и чисто перлитную металлическую основу. С ростом скорости охлаждения возрастает доля перлита, а следовательно и прочность чугуна, но падает его пластичность. Для каждой области применения выбирают марку чугуна с оптимальным для этого случая сочетанием свойств. Маркируется серый чугун буквами СЧ, после которых указывают гарантированное значение предела прочности в кг/мм², например СЧ30. Высокопрочные чугуны маркируются буквам ВЧ, после которых указывают прочность и, через тире, относительное удлинение в %, например ВЧ60-2. Серый чугун характеризуется высокими литейными свойствами (низкая температура кристаллизации, текучесть в жидком состоянии, малая усадка) и служит основным материалом для литья. Он широко применяется в машиностроении для отливки станин станков и механизмов, поршней, цилиндров. Высокая хрупкость, свойственная серым чугунам вследствие наличие в их структуре графита, делает невозможным их применение для деталей, работающих в основном «на растяжение» или «на изгиб»; чугуны используются лишь при работе «на сжатие». Кроме углерода, серый чугун всегда содержит другие элементы, в первую очередь кремний, способствующий образованию графита. В большинстве марок серого чугуна содержание углерода до 1,4 %, но при сумме содержания кремния и углерода выше 2 %.

Бе́лый чугу́н — вид чугуна, в котором углерод в связанном состоянии в видецементита, в изломе имеет белый цвет и металлический блеск. В структуре такого чугуна отсутствуют видимые включения графита и лишь незначительная его часть (0,03-0,30 %) обнаруживается тонкими методамихимического анализа или визуально при больших увеличениях. Основная металлическая масса белого чугуна состоит из цементитной эвтектики, вторичного и эвтектоидного цементита, а легированного белого чугуна — из сложных карбидов и легированного феррита. Отливки белого чугуна обладают износостойкостью, относительной жаростойкостью и коррозионной стойкостью. Наличие в части их сечения структуры, отличной от структуры белого чугуна, понижает эти свойства. Прочность белого чугуна снижается с увеличением содержания в нём углерода, а следовательно, и карбидов. Твёрдость белого чугуна возрастает с ростом доли карбидов в его структуре, а следовательно, и с увеличением содержания углерода.

Наивысшую твёрдость имеет белый чугун с мартенситной структурой основной металлической массы. Коагуляция карбидов резко снижает твёрдость чугуна.

При растворении в карбиде железа примесей и образовании сложных карбидов твёрдость их и белого чугуна повышается. По интенсивности влияния на твёрдость белого чугуна основные и легирующие элементы располагаются в следующей последовательности, начиная с углерода, определяющего количество карбидов и интенсивнее иных элементов увеличивающего твёрдость чугуна.

C — Ni — P — Mn — Cr — Mo — V — Si — Al — Cu — Ti — S.

Действие никеля и марганца, а отчасти хрома и молибдена, обуславливается их влиянием на образование мартенситно — карбидной структуры и содержание их в количествах, соответствующих содержанию в чугуне углерода, обеспечивает максимальную твёрдость белого чугуна. Особо высокий твёрдостью НВ 400—500 обладает чугун с содержанием 0,7-1,8 % бора. Белый чугун является весьма ценным материалом для деталей, работающих в условиях износа при очень высоких удельных давлениях и преимущественно без смазки. Прямая зависимость между износостойкостью и твёрдостью отсутствует; твёрдость не определяет износостойкость, но должна учитываться в совокупности со структурой чугуна. Лучшей износостойкостью обладает белый чугун с тонким строением основной металлической массы, в которой в виде отдельных мелких и равномерно распределённых включений или в виде тонкой сетки расположены карбиды, фосфиды и пр. Структура основной металлической массы определяет и специальные свойства легированного чугуна — его коррозионную стойкость, жаропрочность, электросопротивление. В зависимости от состава и концентрации легирующих элементов, основная металлическая масса легированного белого чугуна может быть карбидо-аустенитной, карбидо-перлитной и, помимо этого, содержать легированный феррит. Основным легирующим элементом при этом является хром, связывающий углерод в карбиды хрома и сложные карбиды хрома и железа. Твёрдые растворы этих карбидов обладают высоким электродным потенциалом, близким к потенциалу второй структурной составляющей основной металлической массы чугуна — хромистого феррита, а возникающие защитные окисные плёнки определяют повышенную коррозионную стойкость высокохромистого белого чугуна. В присутствии хрома как дополнительного компонента существенно повышается температурная стойкость карбидов в связи со значительным замедлением диффузионных процессов при комплексном легировании. Эти характерные особенности легированного белого чугуна определили области его использования в зависимости от структуры в качестве нержавеющего и магнитного чугуна и чугуна с высоким электросопротивлением.

ВОПРОС №26 ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ЧУГУН С ШАРИКОВИДНЫМ ГРАФИТОМ

Высокопрочным называется чугун с шаровидной формой графита. Его получают специальной обработкой — модифицированием жидкого серого чугуна. В качестве модификаторов, вызывающих сфероидизацию графита, применяют магний, церий, иттрий и другие элементы в количестве 0,03-0,08% от массы обрабатываемого чугуна.

Наиболее распространённым способом получения высокопрочного чугуна является введение в расплав металлического магния, магниевых лигатур и комплексных модификаторов, содержащих магний.

Введение в состав магниевых лигатур редкоземельных металлов (церия, лантана, неодима и др.) дает более высокий эффект модифицирования, уменьшает пироэффект и дымовыделение.

ГОСТ 7293-85 устанавливает восемь марок высокопрочного чугуна и регламентирует их механические свойства: прочность, пластичность, твёрдость по Бринеллю (НВ) и ударную вязкость (KCV), причем относительное удлинение, твёрдость и ударная вязкость определяются при наличии требований в нормативно-технической документации.

КОНСТРУКЦИОННЫЕ СВОЙСТВА И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

Первой отличительной особенностью высокопрочного чугуна является компактная шаровидная форма включений графита. Шаровидный графит, имеющий минимальную поверхность при данном объёме, в меньшей степени ослабляет металлическую основу, чем пластинчатый графит серого чугуна. В отличие от пластинчатого шаровидный графит не является также активным концентратором напряжений. Все это обеспечивает значительное повышение прочности и особенно пластичности чугуна.

Второй отличительной особенностью высокопрочного чугуна является то, что в нем можно в широких пределах изменять структуру металлической основы (матрицы). В зависимости от этого могут быть получены различные показатели механических свойств.

Так, ферритные чугуны характеризуются высокой пластичностью при умеренной прочности и твёрдости. Более высокие временное сопротивление при растяжении, предел текучести и твёрдость имеют перлитно-ферритные чугуны, но пластичность их ниже. Нужные свойства чугунов этих двух классов получают непосредственно в литом состоянии без термообработки. Перлитные и бейнитные чугуны, несколько уступая перлитно-ферритным по пластичности, имеют гораздо более высокие показатели прочности и твёрдости. Это достигается введением в состав чугунов небольших добавок никеля и меди, а также термической обработкой – нормализацией (для перлитных чугунов) и изотермической закалкой с отпуском (для бейнитных).

Таким образом, важнейшей особенностью высокопрочного чугуна является высокий уровень механических свойств, соответствующий свойствам стали. Высокопрочный чугун может с успехом заменить не только стальное литье, но и поковки, что экономически выгодно.

По сравнению с углеродистой сталью высокопрочный чугун имеет следующие преимущества: более низкую температуру плавления, что облегчает технологию плавки и делает ее более дешевой; лучшую жид-котекучесть, что позволяет получать тонкостенные отливки, изготовле¬ние которых из стали затруднено; меньшую склонность к образованию горячих трещин, что значительно упрощает технологию производства отливок и сокращает брак литья; меньшую плотность, что позволяет снизить массу машин примерно на 8—10%; более высокую износостой¬кость, что увеличивает срок службы деталей машин; лучшую обрабаты¬ваемость резанием, что снижает расход режущего инструмента.

По сравнению с серым чугуном высокопрочный имеет не только более высокие механические свойства, но и лучшую свариваемость.

ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ

Важным фактором, определяющим физико-механические и эксплуатационные свойства высокопрочного чугуна, является его химический состав.

Основное влияние на свойства чугуна оказывают кремний, марганец, сера и фосфор.

Углерод не оказывает существенного влияния на механические свойства высокопрочного чугуна, так как концентрация его в различных марках почти одинакова. Однако повышенное содержание углерода в высокопрочном чугуне по сравнению с равнопрочным чугуном с пластинчатым графитом улучшает литейные свойства, что позволяет получать тонкостенные отливки. В отливках с толщиной стенок выше 100 мм содержание углерода понижается (2,7-3,2%).

Заметное влияние на структуру и механические свойства высокопрочного чугуна оказывает кремний. Для получения высокой пластичности содержание кремния в чугуне не должно превышать 2,4%. В отливках с толщиной стенок свыше 100 мм массовая доля кремния понижается (0,5-1,5%). В чугунах бейнитного класса, подвергающихся термообработке, содержание кремния повышается (3,0-3,8%).

Марганец способствует формированию перлитной матрицы и соответственно уменьшению доли феррита в металлической основе, повышая прочность и уменьшая пластичность чугуна. Поэтому в ферритных чугунах содержание марганца меньше (0,2-0,6%), чем в перлитных и бейнитных (0,4-0,7%).

Так как фосфор повышает хрупкость, содержание его в высокопрочном чугуне ограничивается до 0,1%. Содержание серы в высокопрочном чугуне также ограничивается (до 0,02%), так как она затрудняет процесс модифицирования и сфероидизации графита.

Никель, хром, медь, молибден в небольших количествах повышают прочностные свойства чугуна.

Для получения шаровидного графита количество модификаторов (магния, церия, иттрия и др.) должно находиться в оптимальных пределах (0,03-0,08%). Меньшее содержание модификаторов не дает эффекта сфероидизации, а большее — приводит к отбелу и образованию пластинчатого графита.

ПРИМЕНЕНИЕ ОТЛИВОК ИЗ ВЫСОКОПРОЧНОГО ЧУГУНА

Благодаря уникально¬му комплексу высоких механических, технологических и эксплуатационных свойств высокопрочный чугун находит все большее применение в технике как перспективный конструкционный материал, а также как заменитель серого и ковкого чугунов, стальных отливок и поковок.

Высокопрочный чугун применяется для изготовления как мелких деталей массой в несколько сот граммов (например, поршневых колец), так и крупных отливок массой в десятки тонн (например, станин прессов, шаботов молотов), работающих в условиях значительных статических, ударных и циклических нагрузок. Важно также, что из чугуна с шаровидным графитом можно изготавливать как толстостенные изделия (с толщиной стенок до 1000 мм), так и тонкостенные отливки (с толщиной стенок 3-5 мм).

Из высокопрочного чугуна изготавливают детали прокатного (прокатные валки, станины прокатных станов), кузнечно-прессового (станины молотов и прессов, шаботы молотов), дробильно-размольного (валы эксцентриков и корпусы нижних частей конусных дробилок, торцевые стенки и венцы углеразмольных мельниц) оборудования, детали турбин (корпусы паровых турбин, лопатки и рычаги направляющего аппарата гидротурбин).

Чугун с шаровидным графитом применяется также в химическом и нефтяном машиностроении (трубы, детали насосов и компрессоров, крышки и кольца буровых машин, задвижки и арматура крекинговых установок, корпусы автоклавов), в автотракторной промышленности и сельскохозяйственном машиностроении (коленчатые и распределительные валы, тормозные барабаны, картеры коробок передач, картеры задних мостов, ступицы колес, лемехи плугов, зубья борон, шестерни сялок, диски лущильников), в станкостроении (корпуса токарных патронов, суппорты, резцедержатели, шпиндели, рычаги механизмов зажимов револьверных станков и станков-автоматов, задние бабки токарных и шлифовальных станков, шестерни, шкивы), для изготовления шахтных и тоннельных тюбингов, изложниц для разливки стали и т.д.

ВОПРОС №27 Ковкий чугун

Ко́вкий чугу́н — условное название мягкого и вязкого чугуна, получаемого избелого чугуна отливкой и дальнейшей термической обработкой. Используется длительный отжиг, в результате которого происходит распад цементита с образованием графита, то есть процесс графитизации, и поэтому такой отжиг называют графитизирующим.

Ковкий чугун, как и серый, состоит из сталистой основы и содержит углерод в виде графита, однако графитовые включения в ковком чугуне иные, чем в обычном сером чугуне. Разница в том, что включения графита в ковком чугуне расположены в форме хлопьев, которые получаются при отжиге, и изолированны друг от друга, в результате чего металлическая основа менее разобщена, и чугун обладает некоторой вязкостью и пластичностью. Из-за своей хлопьевидной формы и способа получения (отжиг) графит в ковком чугуне часто называют углеродом отжига.

По составу белый чугун, подвергающийся отжигу на ковкий чугун, является доэвтектическим и имеет структуру ледебурит + цементит (вторичный) +перлит. Для получения структуры феррит + углерод отжига в процессе отжига должен быть разложен цементит ледебурита, вторичный цементит и цементит эвтектоидный, то есть входящий в перлит. Разложение цементита ледебурита и цементита вторичного (частично) происходит на первой стадии графитизации, которую проводят при температуре выше критической (950—1000 °С); разложение эвтектоидного цементита происходит на второй стадии графитизации, которую проводят путём выдержки при температуре ниже критической (740—720 °C), или при медленном охлаждении в интервале критических температур (760—720 °C).

ВОПРОС №28 Классификация сталей по структуре и назначению

По структуре: технически чистое железо (0,006;0,02), доэвтектоидная (0,02;0,8), эвтектоидная (0,8) и заэвтектоидная сталь (0,8;2,14). Доэвтектоидная сталь: Ф+П, П – тёмный, твёрдый, HB 180, Ф – светлый, более мягкий, пластичный, HB 80. Эвтектоидная сталь: 100% П. Заэвтектоидная сталь: П+Ц. Ц – HB 800, П - HB 180. В процессе медленного охлаждения выделяется Ц_II по границам зёрен в виде сетки.

По назначению: 1) строительные до 0,03% C, металл легко деформируется, эти стали не закаливают, они не упрочняются; 2) машиностроительные, или конструкционные 0,3-0,6% C (валы, оси, детали машин), их можно закалить (изменить свойства), упрочняются за счёт термической обработки; 3) инструментальные 0,7-1,3% C, высокая прочность, твёрдость.

По качеству: 1) стали обыкновенного качества, самые дешёвые, плавка идёт всего 30 мин, примеси все не удаётся удалить (S 0,05% и P 0,05%), слитки крупные  10 т, ликвация сильная, пустоты отрезают, прибыль небольшая; 2) стали качественные, получаются мартеновским способом, S и P до 0,04% в сталях, разливаются в меньшие слитки, меньше ликвация, более дорогие, выше качество, делятся на конструкционные и инструментальные, качественные стали подвергаются упрочняющей термической обработке, поэтому в них важно знать содержание C; 3) кипящие стали, классифицируются по содержанию Si, в некоторых случаях можно понизить содержание Si для штампуемых сталей, Si – сильный раскислитель, C выводит O из стали (жидкого Me), создаётся вид, что сталь кипит, чем больше Si, тем спокойнее сталь, CO ослабляют Me, нужно, чтобы предел текучести был низким, используется для холодной штамповки; 4) высококачественные, получают в электропечах, выше температура, легче удалять вредные примеси; 5) автоматные стали, для обработки на станках-автоматах, стружка должна ломаться (мелкая), в стали оставляют повышенное содержание S до 0,1%, а P до 0,06%, это грязные стали, но хорошо обрабатываемые резанием (болты, шайбы); 6) легированные стали, Х - Cr, Г - Mn, Н - Ni, К - Co, В - W, Ф - V, Т - Ti, С - Si, Ю - Al.