Министерство образования Российской Федерации



САНКТ-ПЕТЕРБУРГСКИЙ

ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ПОЛИТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ



МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

Ч а с т ь I

Лабораторный практикум

Издание четвертое

Под редакцией профессора А.М. Паршина

Санкт-Петербург

Издательство СПбГПУ

2003

УДК 669.017: 621.78: 661.78: 620.1 (076.5)

Металловедение. Ч. I: Лабораторный практикум. 4-е изд. / Н.В. Виноградова, М.А.Жукова, Н.Б.Кириллов, И.Е.Колосов, М.И.Криворук, А.М.Паршин, А.П. Петкова, В.Г. Теплухин, И.В. Теплухина / Под ред. А.М.Паршина. СПб.: Изд-во СПбГПУ, 2003. 92 с.

Пособие соответствует государственному образовательному стандарту по дисциплине “Металловедение” (ОПД.Ф.03.01) направлений бакалаврской подготовки 551800 “Технологические машины и оборудование”, 552900 “Технология, оборудование и автоматизация машиностроительных производств”, 551400 “Наземные транспортные системы”, 550900 ”Теплоэнергетика”, 552700 “Энергомашиностроение”, 553300 “Прикладная механика”.

Курс “Металловедение” относится к той категории дисциплин, в которых до настоящего времени эксперимент является основным и решающим методом усвоения теоретического материала. Методические указания предназначены для того, чтобы помочь студентам овладеть техникой эксперимента при выполнении лабораторных работ по курсу. Проведение цикла предлагаемых работ дает представление о комплексном методе исследования свойств материалов и обучает технике построения эксперимента. Проведение лабораторных работ после лекционного курса обеспечивает лучшее усвоение теоретического материала и помогает установить неразрывную связь с экспериментом. Основой всех лабораторных работ является установление связи между строением металлов (сплавов) и их свойствами, так как только такое направление изложения материала дает неразрывную связь между основными его положениями: строение  термическая обработка  свойства.

Все лабораторные работы содержат краткое изложение теоретического материала, порядок их проведения и требования к содержанию отчета.

Предназначено для студентов механико-машиностроительного, энергомашиностроительного факультетов дневной и вечерней форм обучения и института интеллектуальных систем и технологии (ИИСТ) СПбГПУ, обучающихся в рамках бакалаврской подготовки.

Табл. 8. Ил. 56. Библиогр.: 13 назв.

Печатается по решению редакционно-издательского совета Санкт-Петербургского государственного политехнического университета.

 Санкт-Петербургский государственный политехнический университет, 2003

Р А Б О Т А 1

ВЛИЯНИЕ СОДЕРЖАНИЯ УГЛЕРОДА И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ТВЁРДОСТЬ СТАЛЕЙ

При оценке механических характеристик металлов наиболее простым и легко применимым на практике является измерение их твёрдости. Измерение твердости, в основном, применяют для установления наиболее выгодного режима механической обработки изделий и оценки их износостойкости.

Под твёрдостью понимают сопротивление, оказываемое металлом, внедрению в его поверхность другого, более твёрдого тела определенной формы и размера.

Твёрдость определяют приборами  твёрдомерами, вдавливающими при стандартных нагрузках в поверхность испытуемого материала наконечник (индентор) заданной формы.

Твёрдость не характеризует конструктивную прочность материала. Обычное стекло обладает высокой твёрдостью, однако оно не годится для изготовления деталей машин. Тем не менее в определённой области испытание металла (сплава) на твёрдость имеет большое практическое значение. Так, например, режущий и мерительный инструменты должны быть достаточно твёрдыми, а заготовки, обрабатываемые на станках, наоборот, поставляют в механические цехи в умягчённом состоянии. Чтобы выполнить эти обязательные требования, все перечисленные материалы испытывают на твёрдость. Так как величина твёрдости в большинстве случаев предопределяет износостойкость изделий (зубья шестерён, шейки валов и пр.), то в этих случаях тоже прибегают к измерению твёрдости соответствующих (трущихся) поверхностей.

Испытание металлов на твёрдость характеризуется следующими особенностями.

1. При определении твёрдости деталь не разрушается и даже почти не повреждается, так как следы испытания на поверхности изделия в большинстве случаев не имеют значения для эксплуатации изделия или могут быть легко удалены.

2. Определение твёрдости является единственно возможным методом испытания материалов, не поддающихся обработке резцом для вырезки образцов на разрыв (например, инструмент, твёрдые сплавы и т. д.).

3. Приборы, служащие для испытания металлов на твёрдость, обладают весьма высокой производительностью (100 испытаний в час), значительно превышающей производительность других испытательных машин.

4. Обслуживание приборов для измерения твёрдости в большинстве случаев несложно.

5. Испытанию можно подвергать в условиях серийного и массового производства 100 % деталей, тогда как другими методами испытания может быть осуществлён лишь выборочный контроль.

6. Так как испытание металлов на твёрдость обычно сопровождается местной пластической деформацией металла, то эта характеристика определённым образом связана с пределом прочности на разрыв. Поэтому в ряде случаев ограничиваются определением твёрдости, не производя испытаний на растяжение.

По характеру приложения нагрузки существуют статические и динамические методы испытаний.

Основными статическими методами испытания на твёрдость являются:

метод Бринелля  вдавливание стального закалённого шарика (ГОСТ 9012-59);

метод Роквелла  вдавливание алмазного конуса (ГОСТ 9013-59);

метод Виккерса  вдавливание алмазной пирамиды (ГОСТ 2999-75).

Испытуемый образец должен иметь подготовленную (ровную и гладкую) поверхность. Толщину испытуемого образца или изделия выбирают такой, чтобы на обратной стороне образца (изделия) не было заметных следов деформации.

Нагрузку следует прилагать по оси вдавливаемого наконечника перпендикулярно к испытуемой поверхности.

При вдавливании наконечника с малыми нагрузками требуется более высокая чистота обработки поверхности.

Определение твёрдости по методу Бринелля

Индентором является стальной закалённый шарик диаметром 10, 5 или 2,5 мм (рис. 1.1).

Значение твёрдости определяют как среднее контактное давление на сферической поверхности:

,

где D  диаметр шарика, мм; Р  нагрузка на шарик, Н; d  диаметр отпечатка, мм.

Диаметр шарика выбирают в зависимости от толщины и площади поверхности испытуемого образца, а нагрузку и время выдержки  от материала по ГОСТ 9012-59.

Чтобы избежать длительных вычислений при определении значений НВ, на практике пользуются готовыми таблицами с заранее подсчитанными значениями твёрдости для отпечатков различных диаметров, полученных для определённых материалов при соответствующих нагрузках.

Между числом твёрдости по Бринеллю НВ и пределом прочности _в для сталей существует количественная зависимость в виде _в  (0,33  0,36)НВ, где 0,33 следует принимать для углеродистых сталей в нормализованном состоянии, а 0,36  для низколегированных конструкционных сталей в улучшенном состоянии.

Рис. 1.1. Схема определения твёрдости по методу Бринелля

Несмотря на широкое распространение метода Бринелля, в ряде случаев применять его нецелесообразно. Например, металл, имеющий твёрдость более HB 4500 МПа, нельзя испытывать указанным способом, так как при этом деформируется индентор и результаты испытания будут неточными. По Бринеллю нельзя испытывать образцы после химико-термической обработки (цементации, азотирования, хромирования и т. п.) из-за малой толщины поверхностного слоя, а также мелкие детали. Все эти обстоятельства вызвали необходимость создания других методов.

Определение твёрдости по методу Роквелла

При определении твёрдости этим методом индентором служит алмазный конус с углом при вершине 120 или стальной закалённый шарик диаметром 1/16" (1,588 мм). Алмазный конус применяют для испытания твёрдых материалов, а шарик  более мягких.

За меру твёрдости на этом приборе принята разность между глубиной отпечатков (h  h₁), полученной от вдавливания наконечника от общей и предварительной нагрузки (рис. 1.2). Предварительную нагрузку, равную 100 Н, прикладывают для того, чтобы исключить влияние различной степени чистоты измеряемой поверхности (её шероховатости) на результаты измерений. Величину же окончательной нагрузки Р выбирают в зависимости от применяемого наконечника и твёрдости испытуемого материала.

При определении твёрдости этим методом вдавливание в металл специального наконечника осуществляют действием двух последовательно прилагаемых нагрузок  предварительной и окончательной (рис. 1.2).

Рис. 1.2. Схема определения твёрдости методом Роквелла:

предварительная (а) и окончательная (б) нагрузки

Для численного значения твёрдости введены условные шкалы А, В и С. Наконечник и нагрузки выбирают по табл. 1.1.

Шкалу А применяют для испытания металлов твёрдостью свыше HRC_э 70 (например, сверхтвёрдых сплавов, карбидов вольфрама и т. п.), для тонкого твёрдого листового материала, а также при испытаниях, когда требуется определить твёрдость лишь тонкого поверхностного слоя.

Шкалу С (наиболее распространённый способ) применяют главным образом для испытания термически обработанных сталей с твёрдостью HRC_э 2070.

Шкала В служит для испытания более мягких металлов и сплавов.

Число твёрдости по Роквеллу можно приближенно перевести в число твёрдости по Бринеллю. На основании экспериментальных данных установлена следующая зависимость:

где НВ  твёрдость по Бринеллю, МПа; НRC_Э  твёрдость по Роквеллу, шкала С.

Таблица 1.1

Рекомендуемые наконечники и нагрузки при определении твёрдости

методом Роквелла

Примерная твёрдость по Бринеллю HB, МПа	Обозначение шкалы Роквелла	Вид наконечника	Общая нагрузка, Н	Обозначение твёрдости
Свыше 7000 2300  7000 600  2300	А С B	Алмазный конус “ Стальной шарик D=1,558 мм	600 1500 1000	HRA HRCэ HRB

Для перевода числа твёрдости по Роквеллу с одной шкалы на другую пользуются таблицей, которая обычно приводится в справочной литературе.

Большим преимуществом метода Роквелла является быстрота испытаний (3060 с), причем результат измерения читается непосредственно на шкале прибора.

Определение твёрдости по методу Виккерса

Индентором служит правильная четырехгранная пирамида с углом между гранями, равным 136.

Поверхность отпечатка имеет форму пирамиды (рис. 1.3). Число твёрдости по Виккерсу HV определяется как отношение нагрузки P к площади поверхности отпечатка, которую рассчитывают по его диагонали. Твёрдость по Виккерсу HV определяют по формуле

где Р  нагрузка на пирамиду, Н;   угол между противоположными гранями пирамиды, 136; d  диагональ отпечатка, мм.

На практике пользуются расчетными таблицами. Этот метод испытания применим как к мягким, так и к твёрдым материалам. Особенно широкое распространение он получил при испытании очень твёрдых образцов и изделий, имеющих малые сечения, а также для определения твёрдости тонких слоев (цементированных, азотированных или после других способов поверхностного упрочнения).

В приборе применяется нагрузка в 10, 30, 50, 100, 200, 300, 500, 1000, 1200 Н. Чем больше нагрузка, тем глубже проникает алмазная пирамида в испытуемый материал.

Поэтому для измерения тонких слоев применяют нагрузки 50 или 100 Н. Этим прибором можно измерять твёрдость образцов толщиной 0,30,5 мм или поверхностных слоев толщиной до 0,080,05 мм. Однако необходимо учитывать, что при небольшой нагрузке, например 10 Н, отпечаток пирамиды может быть недостаточно отчётливым, что

вызовет ошибку в определении твёрдости.

Преимущества данного метода определения твёрдости заключаются в следующем:

1. Отпечатки получаются всегда геометрически подобными, вследствие чего значение твёрдости для одного и того же материала оказывается постоянным и не зависящим от силы вдавливания.

Рис. 1.3. Отпечаток алмазной пирамиды (метод Виккерса)

2. Полученные числа твёрдости почти полностью совпадают с числами твёрдости НВ, т. е. НB  НV при значениях твёрдости до НВ 4500 МПа.

Порядок выполнения работы

Студенты знакомятся с техникой определения твёрдости на перечисленных выше приборах. Каждый студент на образцах измеряет твёрдость сталей в отожжённом и закалённом состояниях с различным содержанием углерода. По результатам испытаний заполняют табл. 1. 2.

Таблица 1. 2

Результаты измерений твёрдости углеродистых сталей в отожжённом и закалённом состояниях

Марка	С,	Твёрдость
стали	%	Отожжённое состояние, HB, МПа	Закалённое состояние, HRCэ

Содержание отчёта

1. Краткое описание трёх основных методов измерения твёрдости (по Бринеллю, Роквеллу и Виккерсу).

2. Таблица полученных экспериментальных данных по измерению твёрдости (табл. 1. 2).

3. Графики изменения твёрдости отожжённых и закалённых сталей в зависимости от содержания углерода.

Р А Б О Т А 2

ПОСТРОЕНИЕ ЭЛЕМЕНТАРНЫХ ДИАГРАММ СОСТОЯНИЙ ДВОЙНЫХ СПЛАВОВ И ПРАВИЛА ИХ РАСШИФРОВКИ. МИКРОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ

Основные определения

Сплавы получают сплавлением двух или более металлов или металлов с неметаллами. Они обладают характерными свойствами, присущими металлическому состоянию. Химические элементы, образующие сплав, называют также компонентами. Сплав может состоять из двух или большего числа компонентов.

Для рассмотрения строения и превращений в сплавах введены понятия фаза и структура, широко используемые в металловедении.

Фазой называют однородную обособленную составную часть системы, имеющую определённые состав, кристаллическое строение и свойства, отделённую от остальных частей системы поверхностью раздела.

Система это совокупность фаз, находящихся в состоянии равновесия.

Под структурой понимают форму, размеры, характер взаимного расположения фаз и их взаимодействия в сплавах.

Структурными составляющими сплава называют отдельные его части, содержащие фазы в строго определённом количественном соотношении.

В сплавах в зависимости от взаимодействия компонентов, в процессе кристаллизации, возможно образование твёрдых растворов, химических соединений и механических смесей.

Эвтектикой называют структурную составляющую фиксированного химического состава, кристаллизующуюся из жидкости при постоянной температуре и имеющую самую низкую для данной системы температуру плавления.

Кристаллическая решётка химических соединений отличается от решёток исходных компонентов. В соединении всегда сохраняется простое кратное массовое соотношение элементов, что позволяет выразить их состав простой формулой типа A_mB_n.

Соединения одних металлов с другими носят общее название интерметаллидов или интерметаллических соединений.

Твёрдые растворы  это фазы, в которых один из компонентов сплава сохраняет свою кристаллическую решётку, а атомы другого или других компонентов располагаются в решётке первого компонента (растворителя). Твёрдый раствор имеет один тип решётки и представляет собой одну фазу. Твёрдые растворы в основном могут быть двух типов: замещения, когда атомы растворённого вещества находятся в узлах решётки растворителя, замещая его атомы, (рис. 2.1, а), и внедрения, когда атомы растворённого вещества находятся в свободных участках решётки растворителя вне её узлов (в междоузлиях)  (рис. 2.1, б).

Рис. 2.1. Твёрдые растворы: замещения (а) и внедрения (б)

Если твёрдые растворы образуются в сплавах любой концентрации, то они называются неограниченными твёрдыми растворами. При неограниченной растворимости любое количество атомов D может быть заменено атомами С. Неограниченные твёрдые растворы образуются тогда, когда оба металла имеют подобные кристаллические решетки с близкими параметрами и мало различаются в размерах атомов (не более 814 %). Неограниченные твёрдые растворы всегда являются твёрдыми растворами замещения. Твёрдые растворы внедрения всегда имеют ограниченную растворимость.

Построение диаграмм состояний

Свойства сплавов зависят от многих факторов, но прежде всего они определяются химическим составом, количественным соотношением различных фаз и их взаимным расположением в объёме. Эти сведения можно получить из анализа диаграмм состояний.

Экспериментальное построение диаграммы состояний связано с тем, что любое превращение в сплаве отмечается изменением физико-механических свойств (электросопротивление, удельные объёмы и др.) либо тепловым эффектом. Для изучения процессов кристаллизации применяется метод термического анализа, основанный на регистрации тепловых эффектов на графиках охлаждения сплава в координатах ”температура  время”. По точкам перегиба или площадкам на этих графиках определяют критические температуры, соответствующие определённым фазовым превращениям. Для фиксации превращений в твёрдом состоянии, сопровождаемых малыми тепловыми эффектами, обычно наблюдают за изменением какой-либо физической характеристики, наиболее чувствительной к фазовым превращениям (электрические, магнитные и другие свойства).

Диаграммы состояний строят в координатах “температура  химический состав сплава”. На горизонтальной оси диаграммы (рис. 2.2) левая крайняя точка соответствует 100 % содержанию компонента С. Процентное содержание компонента D откладывают по этой оси слева направо. Таким образом, каждая точка на горизонтальной оси соответствует сплаву с определённым соотношением компонентов С и D.

Пример построения методом термического анализа одной из простейших диаграмм состояний сплавов, образованных компонентами С и D, представлен на рис. 2.2. Для этого изготавливают серия сплавов с различным соотношением компонентов С и D. Для каждого сплава экспериментально определяют критические точки, т. е. температуры фазовых превращений.

Полученные температуры переносят на вертикальные линии диаграммы в соответствии с химическим составом сплавов. Соединяя критические точки, получают линии диаграмм состояния.

Линии на диаграмме состояний отражают процессы, происходящие в сплавах при нагревах и охлаждениях.

Рис. 2.2. Построение методом термического анализа диаграммы состояний компонентов, образующих неограниченный твёрдый раствор

На диаграмме верхнюю линию, как геометрическое место критических точек 1, при которых начинается процесс кристаллизации, называют линией ликвидус. Выше линии ликвидус все сплавы находятся в жидком состоянии. Нижнюю линию, как геометрическое место критических точек 2, при которых заканчивается процесс кристаллизации, называют линией солидус. Ниже линии солидус сплавы находятся в твёрдом состоянии. Между этими линиями часть сплава существует в жидком состоянии, а часть  в твёрдом состоянии.

Положение линий диаграммы зависит от скорости охлаждения сплавов, поэтому температуры критических точек при построении диаграмм состояний определяют при очень медленных скоростях охлаждения, чтобы обеспечить прохождение всех процессов диффузии. Полученные таким образом диаграммы называют равновесными.

Итак, диаграммы состояний отражают все фазовые превращения в данной системе сплавов от комнатной температуры до плавления. Зная диаграмму состояний, можно представить полную картину формирования структуры любого сплава, определить оптимальную температуру разливки сплава для получения литых деталей, оценить жидкотекучесть выбранного сплава и возможность образования химической неоднородности, сделать заключение о технологичности и возможностях обработки давлением. Диаграммы состояний позволяют определить режимы термической обработки для данного сплава. Определение фаз, существующих в различных областях, является основной задачей расшифровки диаграмм, которая производится по определённым правилам и подробно рассмотрена ниже.

На рис. 2.3 представлено построение диаграммы состояний другого типа, характерной особенностью которой является образование эвтектики.

Рис. 2.3. Построение методом термического анализа диаграммы состояний компонентов, образующих в твёрдом состоянии эвтектику

В заключение следует отметить, что, хотя диаграмма состояний отражает только фазовый состав, тем не менее на ней часто указывают и структурные составляющие.

Рис. 2.3. Построение методом термического анализа диаграммы состояний компонентов, образующих в твёрдом состоянии эвтектику

Правила расшифровки диаграмм состояний двойных сплавов

Для расшифровки диаграмм пользуются следующими основными правилами:

1. Необходимо выбрать сплавы, подлежащие рассмотрению. Сплавы выбирают таким образом, чтобы на диаграмме не оставалось областей, не пересекаемых вертикальной линией хотя бы одного сплава.

2. Фазовые превращения в сплаве рассматриваются только в процессе охлаждения от жидкого состояния до комнатной температуры.

3. При пересечении линии сплава с линией диаграммы необходимо из точки пересечения провести горизонтальную линию (коноду) внутрь исследуемой области до пересечения с ближайшей сплошной линией диаграммы. Проекция полученной точки пересечения на ось концентраций показывает химический состав образующейся твёрдой фазы.

При дальнейшем охлаждении сплава конода пересекает две линии рассматриваемой области, причем проекции точек пересечения коноды с линией ликвидус, показывают концентрацию компонентов в оставшейся жидкой фазе, а проекции точек пересечения коноды с линией солидус, показывают концентрацию компонентов кристаллизующейся твердой фазы.

4. При пересечении линией сплава горизонтальной линии диаграммы коноду проводят в обе стороны и определяют два типа фаз, одновременно кристаллизующихся при данной температуре.

Рассмотрим подробнее расшифровку на примере двух простейших диаграмм.

Диаграмма состояний сплавов,

образующих в твёрдом состоянии эвтектику

Диаграмма представлена на рис. 2.4.

Линия АFB  линия ликвидус. Линия АMFNВ  линия солидус.

Для расшифровки данной диаграммы рассмотрим процессы кристаллизации трёх сплавов: I  эвтектического, II  доэвтектического и III  заэвтектического, пользуясь изложенными ранее правилами расшифровки.

Эвтектический сплавI при температуре, соответствующей точке 1, находится в жидком состоянии. Кристаллизация (затвердевание) сплава начинается и заканчивается при постоянной температуре 2 (точка F). При этом образуется эвтектика, состоящая, как показывают стрелки на концах эвтектической прямой, из кристаллов чистых компонентов C и D (см. правило 4).

Доэвтектический сплав II начинает кристаллизоваться при температуре 3. Химический состав образующихся кристаллов определяется проекций точки 3' на ось концентраций согласно правилу 3. Следовательно, кристаллизация сплава II начинается с образования кристаллов компонента C.

При дальнейшем охлаждении до температуры 4 продолжается выделение компонента С (см. проекцию точки 4'), а химический состав оставшейся жидкости определяется проекцией точки 4" на ось концентраций (правило 3). Таким образом, с понижением температуры количество выделившегося компонента C увеличивается, а концентрация оставшейся жидкости, изменяясь по линии АF

Рис. 2.4. Диаграмма состояний сплавов, образующих в твёрдом состоянии эвтектику

(точки 34”2), приближается к эвтектической. При температуре 5, соответствующей линии MN, оставшаяся жидкость эвтектической концентрации кристаллизуется в эвтектику, состоящую из кристаллов чистых компонентов C и D (правило 4).

Заэвтектический сплав III кристаллизуется аналогично сплаву II.

Примерами двойных систем, образующих в твёрдом состоянии сплавы в виде эвтектик, являются: SnPb, PbSb, SnZn, CuBi и др.

Диаграмма состояний сплавов,

образующих неограниченные твёрдые растворы

Вид диаграммы представлен на рис. 2.5.

Для расшифровки данной диаграммы достаточно рассмотреть один (любой) сплав. Рассмотрим для примера сплав концентрации 50 % С и 50 % D.

При температуре 1 сплав находится в жидком состоянии. Процесс кристаллизации начнётся при температуре 2. Проведя коноду, определим, что из жидкости образуются кристаллы с концентрацией, соответствующей проекции точки 2' на горизонтальную ось (80 % D и 20 % С).

Рис. 2.5. Диаграмма состояний сплавов, образующих

в твёрдом состоянии неограниченный твёрдый раствор

При температуре 3 концентрация кристаллов твёрдой фазы определяется проекцией точки 3’ на ось концентраций (65 % D и 35 % С), а оставшийся жидкий раствор имеет состав, соответствующий проекции точки 3’’ (35 % D и 65 % С).

При температуре 4 процесс кристаллизации закончится, сплав полностью затвердеет.

Таким образом, для выбранного сплава концентрация твёрдой фазы изменяется по линии солидус (от точки 2 до точки 4), а жидкой фазы  по линии ликвидус (от точки 2 до точки 4 ). Поэтому выпавшие кристаллы сплава не могут быть:

а) чистыми элементами;

б) эвтектикой (кристаллизация идет не при постоянной температуре, а в интервале температур);

в) химическим соединением (с понижением температуры изменяется химический состав выделяющейся твёрдой фазы по линии солидус (см. проекции точек 2', 3', 4 на ось концентраций).

Следовательно, при температуре 2 из жидкости начинают выделяться кристаллы твёрдого раствора. Твёрдые растворы принято обозначать буквами греческого алфавита , , , ,  и т.д. В рассматриваемой области следует написать (ж.р.+ ).

Таким образом, твердые растворы, в отличие от чистых компонентов, химических соединений и эвтектик, изменяют химический состав с изменением температуры.

Неограниченные твёрдые растворы образуют такие сплавы, как CuNi, FeCr, AuCu и др.

Микроструктурный анализ металлов и сплавов

Для изучения строения металлов и сплавов проводят микроскопический анализ. Из исследуемых металлов или сплавов приготавливают шлифы. Для их изготовления отрезают кусочек металла (сплава) и опиливают по поверхности напильником или обрабатывают на абразивном круге. Далее плоскость шлифа шлифуют наждачной бумагой различных номеров, а затем полируют на вращающемся диске, который обтянут сукном и смочен водной взвесью порошка оксида алюминия или оксида хрома. Отполированный шлиф должен иметь зеркальную поверхность, которую для выявления структуры протравливают реактивом (обычно слабые спиртовые растворы кислот). При травлении шлифа в первую очередь растворяются границы между зёрнами.

Для изучения внутреннего строения (структуры) металлов и сплавов используют оптические микроскопы, работающие в отражённом свете. При рассмотрении шлифа под микроскопом видны границы зёрен, различные структурные составляющие и включения.

Строение технически чистых металлов

В окуляре микроскопа при изучении структур технически чистых металлов вследствие однородности химического состава по объёму зёрен наблюдают только протравленные границы.

Если плотность упаковки атомов по различным кристаллографическим плоскостям изменяется мало, то все зёрна окрашены примерно одинаково (Fe, Ni на рис. 2.6, а). В противном случае (Cu на рис 2.6, б) различно ориентированные зёрна существенно отличаются по интенсивности окраски.

Часто на шлифах наблюдаются линии сдвига или двойники.

Строение сплавов свинца с сурьмой

На рис. 2.7 приведена диаграмма состояний сплавов PbSb, образующих эвтектику.

В точке Е происходит кристаллизация жидкого раствора в эвтектику из двух компонентов  свинца и сурьмы (чередование темных (Pb) и светлых (Sb) кристаллов на рис. 2.8, б).

а) б)

Рис. 2.6. Структуры чистых металлов: технически чистые железо (а) и медь (б)

Рис. 2.7. Диаграмма состояний сплавов Pb  Sb

Доэвтектические сплавы содержат кристаллы свинца и эвтектику (рис. 2.8, а).

Структура заэвтектических сплавов состоит из кристаллов сурьмы и эвтектики (рис. 2.8, в).

В доэвтектических сплавах с увеличением содержания сурьмы увеличивается количество эвтектики и уменьшается количество кристаллов свинца. В заэвтектических сплавах, наоборот, с увеличением процентного содержания сурьмы уменьшается количество эвтектики и увеличивается количество кристаллов сурьмы.

а ) б)

в)

Рис. 2.8. Строение сплавов PbSb: доэвтектический (а); эвтектический (б) и заэвтектический (в) сплавы

По соотношению (по площади, оцениваемой визуально) между эвтектикой и избыточным элементом можно приблизительно подсчитать химический состав изучаемого сплава (пренебрегая различием в удельных весах Pb и Sb).

Строение сплавов меди с никелем

Медь с никелем образует твёрдые растворы неограниченной растворимости. Диаграмма состояний сплавов Cu  Ni представлена на рис. 2.9.

Если сплав при кристаллизации охлаждается очень медленно, то диффузионные процессы уравняют химический состав твёрдого раствора  по всему

Рис. 2.9. Диаграмма состояний сплавов Cu  Ni

объёму сплава (равновесное состояние), как это показано на рис. 2.10, а.

Кристаллы с одинаковым химическим составом будут иметь приблизительно и одинаковые механические свойства.

В производственных условиях охлаждение отливок происходит со скоростями, при которых диффузионные процессы при кристаллизации не успевают завершиться, поэтому всегда имеет место неоднородность химического состава по сечению отливки или в объёме зёрен (кристаллитов). Химическая неоднородность в объёме зёрен обусловлена спецификой их роста и называется дендритной ликвацией (рис. 2.10, б). Оси дендритов (светлые) представляют собой твёрдый раствор , обогащённый тугоплавким элементом (никелем), а межосевые пространства (тёмные) представляют собой твёрдый раствор , обогащённый легкоплавким элементом (медью). Химически неоднородные кристаллы обладают значительной анизотропией свойств.

Порядок выполнения работы

В коллекции представлены следующие шлифы:

а) чистые металлы  технически чистые железо, никель и медь;

б) сплавы свинца с сурьмой  доэвтектический, эвтектический и заэвтектический;

в) сплавы меди с никелем состава 50 % Cu+50 % Ni в литом состоянии и после диффузионного отжига.

а) б)

Рис. 2.10. Структуры сплавов Cu  Ni а  после медленного охлаждения (однородный твёрдый раствор); б  после охлаждения в условиях производства (неоднородный твёрдый раствор  дендритная структура)

Зарисовки структур выполняются в квадратах 3030 мм.

В схематическую зарисовку структуры не следует вносить небольшие тёмные включения (пустоты, поры, шлаковые включения и другие дефекты), так как они являются пороками металлургического производства.

Содержание отчёта

1. Схематическая зарисовка одного из шлифов чистого металла.

2. Диаграмма состояний сплавов PbSb. Схематическая зарисовка строения доэвтектического, эвтектического и заэвтектического сплавов.

3. Диаграмма состояний сплавов CuNi. Схематическая зарисовка строения сплавов в литом состоянии (неоднородный твердый раствор, дендритное строение), и в литом состоянии после диффузионного отжига (однородный твёрдый раствор).

Р А Б О Т А 3

РАСШИФРОВКА ДИАГРАММ СОСТОЯНИЙ СПЛАВОВ

Диаграмма состояний сплавов, образующих в твёрдом состоянии ограниченный твёрдый раствор и эвтектику (механическую смесь)

На рис. 3.1 приведена диаграмма состояний сплавов двух элементов А и D, когда элемент А растворяется в твёрдом D, образуя ограниченный твёрдый раствор .

Используя правила, изложенные в работе 2, расшифруем данную диаграмму состояний.

Рис. 3.1. Диаграмма состояний сплавов, образующих в твёрдом состоянии ограниченный твёрдый раствор и механическую смесь

Для полной расшифровки диаграммы необходимо рассмотреть процесс кристаллизации четырех сплавов (I, II, III, IV). В сплаве II при температуре 2 из жидкого раствора выпадает элемент А (см. проекцию точки 2 на ось концентраций), а в сплавах III и IV  -твёрдый раствор (его химический состав соответствует проекциям точек 3 для сплава III и 4 для сплава IV на ось концентраций). Оставшийся жидкий раствор при температуре 5 в сплавах I, II и III получает концентрацию эвтектики и затвердевает при постоянной температуре в механическую смесь, состоящую, как показывают стрелки на концах линии эвтектического превращения, из кристаллов А и твёрдого раствора . Кристаллизация сплава IV завершается при температуре 6 образованием -твёрдого раствора.

Расшифруйте диаграмму состояний сплавов А – K на рис. 3.2.

Рассмотрим диаграмму состояний сплавов K  D, приведённую на рис. 3.3.

В этом случае, как и на диаграмме состояний сплавов элементов А и D (см. рис. 3.1), элемент D растворяется в K, образуя твёрдый раствор  ограниченной растворимости, при этом растворимость уменьшается с понижением температуры по линии MN. Сплавы III и IV расшифровывают по аналогии с предыдущими диаграммами.

Проследим за процессом кристаллизации сплава I. Кристаллизация сплавa начнется при температуре 2 с появления кристаллов твёрдого раствора , состав которых определяется проекцией точки 2 на ось концентраций.

Рис. 3.2 Диаграмма состояний

сплавов A  K

При дальнейшем понижении температуры продолжается выпадение кристаллов твёрдого раствора  различной концентрации в соответствии с линией солидус (точки 2'-3'-4) . Кристаллизация сплава закончится при температуре 4. В условиях медленного охлаждения вследствие диффузии различный состав выпавших кристаллов твёрдого раствора  успеет выровняться и все кристаллы примут одинаковый состав (однородная зернистая структура), отвечающий среднему составу сплава I.

При охлаждении от температуры 4 до температуры 5 химический состав  не изменится.

Рис. 3.3. Диаграмма состояний сплавов, образующих в твёрдом состоянии ограниченный твёрдый раствор с растворимостью, уменьшающейся с понижением температуры, и механическую смесь

Чтобы узнать, какие кристаллы будут выпадать из твёрдого раствора  при температуре 5, проведем коноду (согласно правилу 3) из точки 5 вовнутрь исследуемой области до пересечения с ближайшей сплошной линией диаграммы состояний. Проекция точки 5 показывает, что начинают выделяться кристаллы элемента D . По мере понижения температуры сплава процесс выделения кристаллов D из твёрдого раствора  продолжается. Концентрация твёрдого раствора  изменяется по линии 5N (например, при температуре 6 его концентрация определяется проекцией точки 6 на ось концентраций, и т. д.)

Кристаллы D, выделившиеся из твёрдого раствора, называются вторичными кристаллами и обозначаются символом D_II в отличие от первичных кристаллов D_I, образовавшихся из жидкого раствора. При медленном охлаждении вторичная фаза по законам термодинамики всегда выпадает избирательно по границам зёрен обычно в пластинчатой форме (в виде сетки).

Следовательно, ниже точки 5 структура сплава будет состоять из кристаллов твёрдого раствора  и элемента D_II, который выделяется по границам зёрен твёрдого раствора .

Для сплава II кристаллизация начинается при температуре 8; выпадают кристаллы твёрдого раствора  (концентрации, соответствующей проекции точки 8 на ось концентраций). При температуре 9 кристаллы  имеют концентрацию точки М, а жидкость  эвтектическую концентрацию точки Е. Следовательно, по окончании затвердевания в точке 9 сплав II будет иметь структуру  + эвтектика ( + D).

При дальнейшем охлаждении сплава (точка 9) до комнатной температуры (точка 10) концентрация твёрдого раствора изменяется по линии MN и, соответственно, из  выпадают кристаллы D_II. Таким образом, ниже точки 9 структура сплава состоит из кристаллов твёрдого раствора , кристаллов эвтектики и кристаллов D_II.

Рис. 3.4. Диаграмма состояний сплавов B  D

Ограниченную растворимость в твёрдом состоянии имеют сплавы, применяемые в технике: Cu  Sn (бронза), Cu  Zn (латунь), Al  Cu (дюралюминий) и др.

Расшифруйте диаграмму состояний сплавов двух элементов B  D, представленную на рис. 3.4.

Диаграмма состояний сплавов,

образующих в твёрдом состоянии химические соединения

Химическое соединение образуется при вполне определённом составе сплава и соотношении атомов, что выражается формулой, например А_mF_n. Химическое соединение имеет свою, отличную от элементов, составляющих соединение, кристаллическую решётку. В связи с этим химическое соединение

ведёт себя в сплаве как самостоятельный компонент. Благодаря этому диаграмму, представленную на рис. 3.5, следует рассматривать состоящей как бы из двух отдельных диаграмм А  А_mF_n и A_mF_n  F.

Расшифруйте данную диаграмму, пользуясь вышеуказанными правилами. Например, в сплаве I при температуре 1 выпадают кристаллы химического соединения A_mF_n (точка 1 ).

В сплаве II при температуре, соответствующей точке 2 и ниже, из твёрдого раствора  выделяются вторичные кристаллы A_mF_{n II} (точка 2 ).

Рис. 3.5. Диаграмма состояний сплавов,

образующих в твёрдом состоянии

химическое соединение

К числу распространённых химических соединений, образующихся в металлических сплавах, относятся карбиды, нитриды, карбонитриды, оксиды, сульфиды, силикаты, фосфиды, интерметаллиды и др.

Диаграмма состояний сплавов элементов с полиморфным превращением

Полиморфизм (аллотропия)  свойство некоторых металлов (Fe, Ti, Mn, Co, Sn, Zr, Hf, La, Ce, Tb, S, Tl, Po, U, Th, Pu, Np и др.) иметь различные кристаллические решётки при разных температурах.

Если хотя бы один из металлов, образующих сплав, претерпевает аллотропические (полиморфные) превращения, то в сплавах наблюдают перекристаллизацию в твёрдом состоянии. Процессы перекристаллизации в твёрдом состоянии вследствие аллотропических превращений подчиняются тем же закономерностям, что и процессы кристаллизации при переходе из жидкого состояния в твёрдое.

Можно представить, что диаграмма состояний сплавов элементов M и N на рис. 3.6 состоит как бы из двух диаграмм. Высокотемпературные полиморфные модификации элементов M_ и N_ неограниченно растворимы друг в друге и образуют неограниченный твёрдый раствор . Подобную диаграмму уже расшифровывали (см. рис. 2.5).

Низкотемпературные модификации М_ и N_ образуют механическую смесь и ограниченный твёрдый раствор . Механическая смесь, образовавшаяся при перекристаллизации из твёрдого состояния, называется эвтектоидом. Структурные составляющие эвтектоида (как и эвтектики) указывают стрелки на концах линии эвтектоидного превращения. Аналогичную диаграмму также расшифровывали (см. рис. 3.3). Таким образом, диаграммы сплавов с полиморфными превращениями расшифровываются так же, как и рассмотренные ранее диаграммы состояний.

Таким образом, обобщая изложенное, можно сформулировать следующие положения для применения их при расшифровке диаграмм состояний.

Рис. 3.6. Диаграмма состояний элементов

с полиморфным превращением

1. Пересечение коноды с вертикальной линией диаграммы указывает на образование кристаллов чистого компонента или химического соединения.

2. Пересечение коноды с наклонной линией диаграммы определяет образование кристаллов твёрдого раствора.

3. При температурах, соответствующих горизонтальным линиям диаграммы, всегда образуются структуры эвтектического (кристаллизация эвтектики из жидкости) или эвтектоидного (перекристаллизация твёрдого раствора в эвтектоид) типов.

Порядок выполнения работы

Начертить все диаграммы сплавов приведенные на рис. 3.1 – 3.6. Проследив за превращениями в сплавах различных концентраций, полностью расшифровать диаграммы состояний.

Содержание отчёта

Диаграммы состояний сплавов, приведенные на рисунках, с полной их расшифровкой.

Р А Б О Т А 4

ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЙ И ВОЗМОЖНЫЕ ВИДЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СПЛАВОВ

Термической обработкой называют процесс обработки заготовок и изделий из металлов и сплавов исключительно тепловым воздействием с целью изменения их структуры и свойств.

При рассмотрении процессов превращений согласно диаграммам состояний предполагается, что процессы завершатся в пределах указанных на диаграмме интервалов температур. Изменяя скорость нагрева или охлаждения, можно ускорить или замедлить превращения. Целью любой термической обработки является получение заданных свойств. Основными факторами при термической обработке являются температура и время.

Различают несколько видов термической обработки.

1. Отжиг  нагрев сплава, выдержка для завершения диффузионных процессов с последующим медленным охлаждением. В зависимости от поставленных задач существуют следующие разновидности отжигов:

а) диффузионный отжиг проводят для сплавов  твёрдых растворов с целью устранения дендритной (реже зональной) ликвации. Дендритная ликвация значительно снижает пластичность и вязкость сплавов, вызывает анизотропию свойств. Диффузия в твёрдом состоянии проходит медленно, поэтому нагрев при диффузионном отжиге осуществляют до температур 0,95 Т_пл, то есть чуть ниже линии солидус. Длительная выдержка при столь высокой температуре приводит к выравниванию химического состава в пределах всего объёма материала, но и вызывает рост размера зерна (перегрев), что существенно снижает ударную вязкость материала;

б) перекристаллизационный отжиг (отжиг с целью измельчения зерна) назначают для сплавов с полиморфными превращениями. Нагрев при этом проводят до температур немного выше температуры конца полиморфных превращений. Скорость охлаждения должна быть достаточно мала для завершения обратных фазовых превращений, в основе которых  диффузия. Обычно охлаждение производят с печью.

2. Закалка  нагрев сплава выше критических температур с последующим быстрым охлаждением с целью торможения протекания диффузионных процессов. Закалка возможна, если:

 сплав имеет полиморфные превращения (образуется мартенсит);

 имеется твёрдый раствор с переменной растворимостью (образуется пересыщенный твёрдый раствор).

Мартенситом называют особый вид структуры, образующийся при фазовом полиморфном превращении без диффузии путем группового (корпоративного) сдвига атомов по определенным кристаллографическим плоскостям и направлениям на расстояние меньше периода решётки.

3. Отпуск (старение) закалённого сплава  перевод его в более равновесное состояние. Нагрев проводят до температуры не выше первой критической.

Отпуск  термическая обработка сплава, закалённого на мартенсит.

Старение  термическая обработка сплава, закалённого на пересыщенный твёрдый раствор.

Связь термической обработки с диаграммами состояний

На рис. 4.1 и 4.2 приведены примеры графиков возможных режимов термических обработок для ряда сплавов.

Существуют следующие взаимосвязи вида термической обработки с диаграммами состояний.

Кристаллизация сплава с образованием твёрдого раствора из-за высоких скоростей охлаждения в условиях реального производства приводит к образованию дендритного строения, для устранения которого назначают диффузионный отжиг, но при этом растет размер зерен.

Р ис. 4.1. Графики термической обработки сплавов элементов с переменной растворимостью (см. рис. 3.3, сплав I)

Наличие фазовых полиморфных превращений в сплаве позволяет за счёт фазовой перекристаллизации в твёрдом состоянии измельчить зерно. Причём диффузионный процесс измельчения зерна в результате зарождения и роста зёрен новой фазы происходит как при нагреве, так и при охлаждении сплава. Измельчение зёрен может быть полным или частичным, а соответственно отжиг  полным или неполным.

Наличие фазовых полиморфных превращений позволяет производить закалку с образованием мартенситной структуры, а наличие твёрдого раствора с переменной растворимостью  закалку с образованием пересыщенного твёрдого раствора.

Закалённый сплав обязательно подвергают отпуску или старению.

Рассмотрим возможные режимы термической обработки сплава I (рис. 4.1.). Кристаллизация сплава I с образованием твердого раствора  из-за высоких скоростей охлаждения в производственных условиях приводит к возникновению дендритной ликвации, для устранения которой назначается диффузионный отжиг. Нагрев производится чуть ниже температуры 2 (0,95 T_пл) для максимального ускорения диффузионных процессов. Длительная выдержка, обеспечивающая завершение всех диффузионных процессов и приводящая к выравниванию химического состава сплава, вызывает рост размера зерен -твердого раствора (перегрев). Поэтому после диффузионного отжига -твердый раствор будет иметь однородный химический состав и крупнозернистое строение. Охлаждение производят медленно для завершения диффузионных процессов в сплаве.

Измельчение зерна в сплаве I с помощью термической обработки невозможно из-за отсутствия фазовой перекристаллизации в твердом состоянии.

Сплав I можно подвергнуть закалке на пересыщенный твердый раствор, так как твердый раствор  имеет переменную растворимость, уменьшающуюся с понижением температуры. Для проведения закалки сплав I необходимо нагреть несколько выше температуры 1 и после выдержки быстро охладить. При быстром охлаждении диффузионные процессы, связанные с образованием D_II, будут подавлены. В твердом растворе  вместо равновесной концентрации, определяемой отрезком KN, будет растворено избыточное количество D, определяемое отрезком NI=KI-KN. Такой твердый раствор называют пересыщенным (пересыщенный ) по сравнению с равновесным состоянием.

Структура пересыщенного -твердого раствора является неравновесной. Поэтому с течением времени  пересыщенный будет стремиться выделить избыток D_II и перейти в равновесное состояние +D_II. Процесс выделения D_II из пересыщенного  называется старением. Если старение происходит при комнатной температуре, то такую операцию называют естественным старением. Если же для ускорения выделения D_II (вследствие интенсификации диффузионных процессов) закаленный сплав нагревают, операцию называют искусственным старением. При этом максимальная температура нагрева при искусственном старении не должна превышать температуру 1 (температуру первой критической точки). В случае нагрева до температуры 1 и выше полностью ликвидируется эффект закалки ( перестает быть пересыщенным вследствие растворения в нем D_II), а структура сплава I при комнатной температуре будет зависеть от скорости охлаждения (медленно – +D_II, быстро – пересыщенный ). Выделение D_II при старении происходит в зернистой форме.

Рассмотрим возможные режимы термической обработки сплава II (рис. 4.2.). Литой сплав II, кристаллизующийся с образованием твердого раствора, имеет дендритную структуру, для устранения которой проводят диффузионный отжиг. Нагрев проводят до температуры чуть ниже точки 4 с последующей длительной выдержкой для выравнивания химического состава сплава, в результате чего происходит укрупнение зерна (перегрев). Наличие крупнозернистой структуры снижает технологичность и повышает хрупкость сплава.

Наличие фазовой перекристаллизации в сплаве II позволяет провести перекристаллизационный отжиг (отжиг для измельчения зерна). При отжиге сплав необходимо нагреть несколько выше температуры 3 (температуры окончания полиморфного превращения при нагреве), в результате чего произойдет полная перекристаллизация исходной структуры (+M_II) в новую мелкозернистую структуру -твердого раствора. При последующем медленном охлаждении произойдет обратное превращение: -твердый раствор в интервале температур 3-2 перекристаллизуется в -твердый раствор (зерно снова измельчится при охлаждении), а в интервале от температуры 1 до комнатной по границам зерен  выпадет M_II. Такую операцию называют полным отжигом.

Возможны следующие виды брака при отжиге:

1) При отжиге с нагревом выше точки 2, но ниже точки 3 произойдет неполное измельчение зерен -твердого раствора. Зерна -твердого раствора, не перекристаллизовавшиеся в -твердый раствор, останутся крупными. Эта операция называется неполным отжигом.

2) При отжиге с нагревом до температуры значительно выше 3, но ниже 4 (отжиг с перегревом) происходит укрупнение зерен -твердого раствора, и при обратном превращении образующиеся зерна -твердого раствора тоже будут крупными. Оба вида брака исправляются проведением полного отжига с нагревом несколько выше температуры 3.

Сплав II (по аналогии со сплавом I на рис. 4.1.) можно подвергнуть закалке на пересыщенный твердый раствор, так как твердый раствор  имеет переменную растворимость, уменьшающуюся с понижением температуры. Для проведения закалки сплав II необходимо нагреть несколько выше температуры 1 и после выдержки быстро охладить. Температура нагрева при старении не должна превышать температуру 1. M_II при старении выделяется достаточно равномерно в зернистой форме.

Рис. 4.2. Графики термической обработки сплавов элементов с полиморфным превращением (см. рис. 3.6.)

Наличие фазовых полиморфных превращений в сплаве II позволяет провести закалку на структуру мартенсит. Такая операция называется полной закалкой. Для проведения закалки сплав необходимо нагреть несколько выше температуры 3 (температуры окончания полиморфного превращения при нагреве), в результате чего произойдет полная перекристаллизация исходной структуры (+M_II) в мелкозернистую структуру -твердого раствора (следовательно, при нагреве под закалку снова измельчится зерно). В сплаве II в -твердом растворе, имеющем решетку N_, растворено избыточное количество M, определяемое отрезком IIK=IIN-KN вместо равновесной концентрации, определяемой отрезком KN. При быстром охлаждении диффузионные процессы будут подавлены, произойдет бездиффузионное полиморфное превращение высокотемпературной модификации -твердого раствора в низкотемпературную - -твердого раствора (для перестройки решётки времени не требуется, перестройка решетки идет практически мгновенно). Перестройка решетки при бездиффузионном полиморфном превращении происходит путем группового сдвига атомов по определенным кристаллографическим плоскостям и направлениям, а образующийся при этом особый вид структуры называется мартенситом. Таким образом, структура мартенсит в сплаве II будет иметь кристаллическую решетку -твердого раствора с избыточным количеством M (определяемым отрезком IIK=IIN-KN вместо равновесного KN). Следовательно, мартенсит в сплаве II будет пересыщен M.

Возможны следующие виды брака при закалке:

1) При закалке с температуры выше точки 2, но ниже точки 3 -твердый раствор превратится в мартенсит, а в -твердом растворе будет растворено избыточное количество M (определяемым отрезком IIN вместо равновесного KN), то есть структура сплава II будет состоять из пересыщенного -твердого раствора и мартенсита. Эта операция называется неполной закалкой.

2) При закалке с нагревом до температуры значительно выше 3, но ниже 4 (закалка с перегревом) происходит укрупнение зерен -твердого раствора, и образующийся в результате закалки мартенсит будет крупноигольчатым. Оба вида брака исправляются проведением полной закалки с нагревом несколько выше температуры 3.

Так как структура сплава II (мартенсит), полученная в результате закалки, является неравновесной, после закалки всегда проводят отпуск с нагревом до температуры, не превышающей первую критическую точку (температура 1). После отпуска сплав II переходит в более равновесное состояние – происходит распад мартенсита с образованием +M_II. Полнота распада мартенсита и дисперсность вторичной фазы M_II, выпадающей в зернистой форме, зависят от температуры нагрева при отпуске. Чем выше температура нагрева, тем крупнее выделения вторичной фазы (выше пластические, ниже прочностные характеристики сплава). Поэтому выбор температуры отпуска обусловливается требуемым уровнем служебных характеристик изделия.

Термическая обработка подразделяется на предварительную (для заготовок) и окончательную (для готовых изделий).

Целью предварительной термической обработки является устранение химической неоднородности и улучшение обрабатываемости заготовки резанием (иногда получение вторичной фазы в зернистой форме). Предварительная термическая обработка обычно состоит из диффузионного и перекристаллизационного отжигов.

Окончательную термическую обработку готовых изделий (закалку на пересыщенный твердый раствор с последующим старением или закалку на мартенсит с последующим отпуском) проводят с целью изменения структуры, а следовательно, и свойств сплава для обеспечения требуемых характеристик.

Порядок выполнения работы

Для указанных преподавателем сплавов построить графики возможных режимов термической обработки с зарисовкой строения сплавов до и после термической обработки.

Содержание отчёта

1. Диаграммы состояний сплавов с полной их расшифровкой.

2. Графики возможных операций или видов термических обработок.

3. Схематическая зарисовка строения образующихся структур.

Р А Б О Т А 5

ДИАГРАММА СОСТОЯНИЙ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ

Железо с углеродом образует химическое соединение Fe₃C (6,67 % C), называемое цементитом. Учитывая, что химическое соединение делит диаграмму состояний как бы на независимые диаграммы (см. работу 3), обычно рассматривают не полную диаграмму состояний Fe  C, а только её часть до 6,67 % С.

Технически чистое железо (рис. 5.1) полиморфно и имеет четыре критические точки: 1539 С  точка кристаллизации; 1392 С  температура, при которой происходит перекристаллизация из Fe_ в Fe_, т. е. перестройка кристаллической решётки из объёмноцентрированного куба в гранецентрированный куб; 911 С  температура перекристаллизации Fe_ в Fe_, т. е. перестройка решётки из гранецентрированного куба в объемноцентрированный; при 768 С изменяются магнитные свойства железа с сохранением решётки объемноцентрированного куба. Ниже 768 С железо магнитно, выше 768 С  немагнитно.

Плотность упаковки кристаллической решётки Fe_ больше, чем Fe_. Вследствие этого превращение Fe_  Fe_ происходит с увеличением объёма, что приводит к возникновению внутренних структурных напряжений.

На рис. 5.2 приведена упрощённая диаграмма состояний Fe  C (без детального изображения левого верхнего угла). По оси абсцисс отложено процентное содержание углерода. Линия АСD линия ликвидус, АЕСF  линия солидус.

Рис. 5.1. Кривая охлаждения технически чистого железа

Для фаз и структурных составляющих сплавов железа с углеродом общеприняты следующие названия:

аустенит  ограниченный твёрдый раствор углерода в Fe_;

феррит  ограниченный твёрдый раствор углерода в Fe_;

перлит  эвтектоид, состоящий из чередующихся пластинок цементита в феррите;

ледебурит  эвтектика: Л₁  эвтектика из аустенита и цементита; Л₂  эвтектика из перлита и цементита.

Технически чистое железо имеет следующие механические характеристики:

_В  300 МПа  временное сопротивление разрыву;

_0,2  150 МПа  предел текучести при растяжении;

  50 %  относительное удлинение;

  75 %  относительное сужение;

KCU  300 Дж/см²  ударная вязкость;

HB  800 МПа  твёрдость по Бринеллю.

Второй фазой изучаемой диаграммы является карбид железа  цементит (Fe₃С). Он обладает высокой твёрдостью (HV 8000 МПа) и хрупкостью.

Для расшифровки диаграммы состояний Fe  C необходимо рассмотреть превращения при охлаждении последовательно в сплавах I, III, II, IV, VI, V и VII (cм. работу 3).

Рассмотрим превращения в сплаве I:

температура t₂  начало кристаллизации аустенита. В интервале температур t₂t₃ cуществуют две фазы (ж. р. + А);

температура t₃  полностью заканчивается кристаллизация аустенита; в интервале температур t₃t₄ аустенит охлаждается без образования новых фаз;

температура t₄  начало кристаллизации феррита, которая заканчивается при температуре t₅;

температура t₆  начало кристаллизации Ц_III.

Сплавы железа с углеродом, содержащие до 2,14 % углерода, называют сталями. Сплавы с содержанием углерода свыше 2,14 % называют чугунами.

По структуре стали делят на:

1) доэвтектоидные, содержащие до 0,8 % C;

2) эвтектоидные  0,8 % С;

3) заэвтектоидные  от 0,8 до 2,14 % C.

По назначению различают:

1) конструкционные стали ( до 0,6 % С);

2) рессорно-пружинные (0,60,8 % С);

3) инструментальные (0,7 и более процентов углерода).

По содержанию углерода стали подразделяют:

на малоуглеродистые (содержат до 0,25 % С);

среднеуглеродистые (0,250,6 % С);

высокоуглеродистые  свыше 0,6 % С.

Конструкционные стали разделяют на две группы по качеству (в соответствии с содержанием вредных примесей  серы и фосфора):

а) сталь углеродистая обыкновенного качества, (ГОСТ 380-94) следующих марок: Ст0, Ст1кп, Ст1пс, Ст1сп, Ст2кп, Ст2пс, Ст2сп, Ст3кп, Ст3пс, Ст3сп, Ст4кп,Ст4пс,Ст4сп, Ст5пс, Ст5сп, Ст6пс, Ст6сп. Буквы Ст обозначают "Сталь", цифры – условный номер марки в зависимости от химического состава (чем больше номер, тем больше в стали углерода и ниже пластичность), буквы кп, пс, сп – степень раскисления (кп – кипящая, пс – полуспокойная, сп – спокойная). Прокат из этих сталей, в зависимости от нормируемых показателей, подразделяют на категории: 1, 2, 3, 4, 5, 6. Прокат категории 1 поставляют по механическим характеристикам, 2 –6 — по механическим характеристикам и химическому составу, для категорий 3-6 дополнительно регламентируют ударную вязкость. Номер категории добавляют к обозначению марки стали, например, Ст3пс1, Ст5сп2 (ГОСТ 535-88, 16523-97 и др.);

б) сталь углеродистая качественная конструкционная (ГОСТ 1050-74). Поставляют стали марок: сталь 05, 08, 10, 15, 20  55, 60.

Рессорно-пружинные стали поставляют по ГОСТ 14959-79 следующих марок: сталь 65, 70, 75, 85. Цифры в маркировке означают среднее содержание углерода в сотых долях процента.

Сталь инструментальную углеродистую (ГОСТ 1435-90) поставляют двух групп по качеству:

качественные марок У7, У8  У13;

высококачественные, более чистые по содержанию серы и фосфора, марок У7А, У8А  У13А.

Буквы и цифры в обозначении марок стали означают: У  углеродистая, следующая за ней цифра  среднее содержание углерода в десятых долях процента.

Критические точки на диаграмме состояний Fe  Fe₃C имеют общепринятое международное обозначение (см. таблицу 5.1).

Таблица 5.1.

Международные обозначения критических температур на диаграмме железо  углерод

Линия диаграммы	Структурные превращения	Обозначение критической точки
		при нагреве	при охлаждении
PSK GS SE	Аустенитно-перлитное Аустенитно-ферритное Выделение цементита из аустенита или его растворение	Аc1 Ac3 Aсm	Аr1 Ar3 Arm

А  начальная буква французского слова Arret  остановка;

с  начальная буква слова chauffage  нагревание;

r  начальная буква слова refroidissement  охлаждение.

Порядок выполнения работы

1. Начертить диаграмму состояний сплавов Fe  C (Ц).

2. Определить, какие превращения протекают при охлаждении сплавов I, II, III, IV, V, VI и VII.

Записать кратко превращения в этих сплавах по схеме, как указано выше для сплава I.

3. Расшифровать диаграмму.

4. Зарисовать равновесные структуры для сплавов I, II, III и IV.

Содержание отчёта

1. Диаграмма состояний сплавов Fe  C (Ц).

2. Определения структурных составляющих.

3. Описание превращений при охлаждении сплавов I, II, IV, V, VI и VII.

4. Зарисовки равновесных структур сплавов I, II, III и IV.

Р А Б О ТА 6

ПРЕДВАРИТЕЛЬНАЯ ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ

Предварительную термическую обработку выполняют для обеспечения требуемых технологических свойств материала заготовок (отливок, поковок, проката и т.п.) и подготовки структуры к окончательной термической обработке:

уменьшения твёрдости для снижения усилий резания;

измельчения зерна с целью повышения пластичности, так как современные методы обработки конструкционных сталей связаны в основном с формообразованием за счет пластической деформации;

устранения различных дефектов структуры (cтрочечности, ферритной сетки, видманштеттовой структуры) и получения равномерного распределения структурных составляющих;

снятия внутренних напряжений.

При назначении термической обработки сталей следует руководствоваться частью диаграммы состояний сплавов FeС для сталей (рис. 6.1).

В качестве предварительной термической обработки сталей проводят отжиг или нормализацию.

Рис. 6.1. Часть диаграммы состояний сплавов Fe  C для сталей (нанесены температурные интервалы отжига и нормализации)

Отжиг  нагрев доэвтектоидной стали до температуры на 3050 С выше линии Ас₃, выдержка и медленное охлаждение с печью (скорость охлаждения 2030 град/ч).

При нормализации в отличие от отжига охлаждение производят на спокойном воздухе (скорость охлаждения 3 град/с).

Рис. 6.2. Графики отжига и нормализации для доэвтектоидной стали

Н агрев доэвтектоидных сталей при предварительной термической обработке выше линии Ас₃ (рис. 6.2) необходим для измельчения зерна в сплавах в результате полной перекристаллизации. При этом следует учитывать, что излишне высокая температура вызывает рост зерна и, следовательно, охрупчивание стали. Такой дефект структуры носит название перегрева. Нагрев же стали в межкритический интервал температур (ниже линии Ас₃, но выше Ас₁) не приводит к полной перекристаллизации (измельчается только зерно перлита).

Нормализация приводит к несколько более высокой твёрдости, чем отжиг.

Для сталей, содержащих 0,25-0,5 % углерода, повышение твёрдости которых при нормализации невелико, выгоднее проводить нормализацию; для более высокоуглеродистых сталей, содержащих 0,550,75 % С  отжиг, но, возможно, и нормализацию  в зависимости от используемой в дальнейшем технологии.

Малоуглеродистые стали (до 0,25 % С) необходимо подвергать только нормализации, чтобы сталь, имея структуру феррит + перлит (небольшое количество), была пластичной. После отжига эти стали будут иметь структуру феррита и цементита, расположенного по границам ферритных зерен, что сильно охрупчивает стали.

И змельчение зерна при отжиге или нормализации доэвтектоидных сталей в результате перекристаллизации происходит как при нагреве, так и при охлаждении (рис. 6.3).

Рис. 6.3. Схема изменения размера зерна перлита в стали У8 в процессе термической обработки

Предварительная термическая обработка доэвтектоидных сталей приводит к формированию близкой к равновесному состоянию мелкозернистой структуры равномерно распределенных феррита и перлита (рис. 6.4).

Заэвтектоидные инструментальные стали имеют исходную структуру перлит + вторичный цементит, при этом в ряде случаев при некачественно проведенной горячей обработке давлением (ковке, прокатке и др.) вторичный цементит расположен в виде сетки по границам перлитных зерен.

Рис. 6.4. Структура стали 40 после отжига или нормализации

Такая структура приводит к повышенной хрупкости стали и затрудняет ее механическую обработку, а после дальнейшей закалки инструмент будет хрупок и неработоспособен. Поэтому в первую очередь необходимо избавиться от сетки вторичного цементита. Для этого заэвтектоидную сталь нагревают до температуры, при которой вторичный цементит полностью растворится, т. е. на 3050 С выше линии Ас_m (но обычно не выше 920950 С), выдерживают при этой температуре и ускоренно охлаждают на воздухе или в масле (в зависимости от сечения заготовки). Если же охлаждать медленно, например, с печью, то вторичный цементит успевает вновь выделиться избирательно по границам перлитных зерен.

Основной задачей предварительной обработки заэвтектоидной стали является получение перлита с зернистой формой цементита, т. е. структуры, в которой в ферритной основе достаточно равномерно распределены мелкие включения цементита округлой формы. Такая структура обеспечивает еще большее снижение твердости, а при последующей закалке  более однородный и мелкозернистый (скрытокристаллический) мартенсит при уменьшенном содержании остаточного аустенита, большую стойкость к перегреву, минимальную склонность к растрескиванию и изменению размеров после закалки и отпуска.

Главным условием образования перлита с зернистой формой цементита является фиксация при охлаждении неоднородного по углероду твердого раствора (аустенита). Из однородного (гомогенного) аустенита при медленном охлаждении всегда образуется цементит пластинчатой формы. На практике отжиг проводят путем нагрева стали выше точки Ас₁ (до 740770 С) с последующей длительной изотермической выдержкой при температуре 660700 С (наиболее технологичный режим) или с последующим непрерывным охлаждением с печью со скоростью не более 50 град/ч до 500600 С и далее на воздухе (рис. 6.5). Для отдельных заготовок инструментов и небольших их партий возможен маятниковый отжиг, сокращающий время обработки.

Рис. 6.5. График термической обработки заэвтектоидной

инструментальной стали на перлит с зернистой формой цементита

а) б)

Рис. 6.6. Структура инструментальной стали У8 перлит с пластинчатой (а) и зернистой (б) формой цементита

Э втектоидную инструментальную сталь, которая после горячей механической обработки приобретает структуру пластинчатого перлита, а также заэвтектоидную, имеющую после качественно проведенной ковки структуру пластинчатого перлита и равномерно распределенный глобулярный вторичный цементит (рис. 6.6, а), тоже необходимо обрабатывать на перлит с зернистой формой цементита (рис. 6.6, б). Для этого достаточно провести такую же термическую обработку, но без первого этапа (нормализации).

Твёрдость сталей после предварительной термической обработки в зависимости от содержания углерода и формы цементита показана на рис. 6.7.

Рис. 6.7. Твёрдость сталей после предварительной термической

обработки в зависимости от содержания углерода и формы цементита

Порядок выполнения работы

1. Зарисовать часть диаграммы состояний Fe  C для сталей.

2. Просмотреть коллекцию шлифов:

шлиф № 1  технически чистое железо (армко-железо);

шлиф № 2  доэвтектоидная малоуглеродистая сталь после нормализации;

шлиф № 3  доэвтектоидная среднеуглеродистая сталь после нормализации;

шлиф № 4  эвтектоидная сталь после отжига;

шлиф № 5  заэвтектоидная сталь после полного отжига или горячей механической обработки с окончанием деформирования вблизи Ас_m;

шлиф № 6  заэвтектоидная сталь после термической обработки на перлит с зернистой формой цементита.

3. Для доэвтектоидных сталей (шлифы 2 и 3) определить процентное содержание углерода по микроструктуре.

4. Зарисовать структуры сталей.

5. Рядом с каждой структурой зарисовать график термической обработки для получения этой структуры.

Содержание отчёта

1. Часть диаграммы состояний Fe  C для сталей.

2. Зарисовки микроструктур сталей с указанием марки, названия стали по структуре и назначению.

3. Графики термической обработки рядом с каждой структурой с указанием критических точек и охлаждающих сред.

Р А Б О Т А 7

ОКОНЧАТЕЛЬНАЯ ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ

Окончательной термической обработкой завершают формирование свойств материала изделия путем изменения его структуры. При этом стремятся в зависимости от назначения изделия получить наилучшее сочетание прочности, пластичности и вязкости разрушения. Закалка, точнее, закалка с отпуском, обеспечивают более высокий комплекс механических характеристик по сравнению с нормализацией (отжигом).

Цель закалки сталей  получение мартенситной структуры в доэвтектоидных сталях и мартенсита с цементитом в заэвтектоидных сталях.

В условиях медленного охлаждения доэвтектоидной стали (при отжиге) происходит диффузионное фазовое превращение аустенита в перлит  грубодисперсную структурную составляющую, состоящую из феррита и чередующихся пластинок цементита. Напротив, быстрое охлаждение при закалке обеспечивает переохлаждение аустенита до относительно низких температур без его диффузионного распада. В углеродистых сталях при этом имеет место бездиффузионное фазовое превращение аустенита в мартенсит.

Мартенситом называют особый вид структуры, образующийся при фазовом полиморфном превращении без диффузии путем группового сдвига атомов по определенным кристаллографическим плоскостям и направлениям.

Мартенсит в сталях, как правило, пересыщен углеродом.

Закалка сталей  это нагрев доэвтектоидных cталей до температуры на 3050 С выше линии Ас₃, а для заэвтектоидных на 3050 С выше линии Ас₁, выдержка с последующим быстрым охлаждением со скоростью, препятствующей диффузионному распаду аустенита. При закалке, как указано выше, происходит бездиффузионное превращение аустенита в мартенсит.

Для доэвтектоидных сталей проводят полную закалку (структура  мартенсит), а для заэвтектоидных инструментальных сталей  неполную (структура  мартенсит и цементит).

Чтобы аустенит претерпевал при непрерывном охлаждении только бездиффузионное превращение в мартенсит, его необходимо охлаждать со скоростью, большей или равной критической скорости закалки. Критическая скорость закалки  наименьшая скорость охлаждения, при которой происходит превращение аустенита в мартенсит. Углеродистые стали при закалке обычно охлаждают в воде или 5-10% водных растворах солей или щелочей.

Мартенсит имеет наибольшую твёрдость, уступая в этом только цементиту. С увеличением содержания углерода в мартенсите твёрдость его возрастает и достигает около HRC_э 60 при содержании углерода 0,6 % и более (рис. 7.1).

При закалке на мартенсит возникают остаточные напряжения (термические и структурные), которые могут с течением времени привести к изменениям размеров и формы готового изделия и даже его разрушению.

Рис. 7.1.Твёрдость мартенсита углеродистых сталей

в зависимости от содержания углерода

Поэтому стали после закалки на мартенсит обязательно подвергают отпуску. При отпуске закалённой стали ее нагревают до температур, не превышающих Ас₁, с целью формирования структуры, обеспечивающей необходимые эксплуатационные свойства изделия и уменьшения или снятия внутренних закалочных напряжений.

При нагреве до температуры ниже Ас₁ мартенсит претерпевает превращения, приводящие к более устойчивому (равновесному) состоянию. Выбор температуры нагрева при отпуске определяется требованиями, предъявляемыми к изделиям.

Различают три вида отпуска:

низкий отпуск  до 150200 С приводит к перераспределению углерода в решетке Fe_ и снижает остаточные напряжения при сохранении или незначительном снижении твёрдости; применяется для изделий, которые должны обладать высокой твердостью (инструмент, пары трения в машинах);

средний отпуск при 350400 С приводит к полному распаду мартенсита с образованием цементита, представляющего собой субмикроскопические частицы, распределенные с высокой плотностью в феррите. Плотность распределения частиц цементита столь высока, что в оптическом микроскопе эта структура не разрешается. Такую структуру называют троститом. Тростит характеризуется высоким сопротивлением малым пластическим деформациям. Пружинно-рессорные стали должны иметь высокий предел упругости при достаточной пластичности, поэтому для упругих элементов (пружины, рессоры, мембраны) назначают полную закалку и средний отпуск;

высокий отпуск сталей при 550650 С вызывает коагуляцию (укрупнение) частиц цементита и уменьшение плотности распределения их в феррите. Эту структуру называют сорбитом. В результате высокого отпуска снижается сопротивление пластическим деформациям (предел текучести, твёрдость), и увеличиваются вязкость и пластичность. Закалка с высоким отпуском обеспечивает более высокие предел текучести и вязкость, чем нормализация. Особенно повышается сопротивление стали зарождению и развитию трещин. Поэтому этот вид термической обработки называют улучшением. Материал валов и других деталей машин должен иметь высокий предел текучести при уровне пластичности =3055 % или ударной вязкости KCU=5060 Дж/см² в зависимости от условий работы и размеров детали. Для тяжелонагруженных деталей машин (валы, штоки, оси, шестерни, лопатки и др.), как правило, проводят улучшение.

Свойства стали после закалки и отпуска зависят от температуры отпуска. Таким образом, с помощью различных видов термической обработки можно получать разные структурные состояния и, следовательно, различные механические характеристики стали одного и того же состава (рис. 7.2).

Порядок выполнения работы

Работа выполняется в течение двухтрех занятий.

П е р в о е з а н я т и е

Учебная группа делится на подгруппы по 23 человека, каждая из которых выполняет один из режимов термической обработки: нормализацию, полную закалку + низкий, средний или высокий отпуск, на стандартных образцах для испытаний на разрыв и на ударный изгиб из доэвтектоидной конструкционной стали 30.

С туденты просматривают коллекцию шлифов: стали 30 (после нормализации, полной закалки, закалки с перегревом, неполной закалки, полной закалки + высокого отпуска) и стали У12 (после неполной закалки и низкого отпуска).

Рис. 7.2. Зависимость механических характеристик закалённой доэвтектоидной углеродистой стали от температуры отпуска

В т о р о е з а н я т и е

Студенты проводят механические испытания образцов, термическая обработка которых выполнена на первом занятии:

1. Измерение твёрдости по Бринеллю или Роквеллу (см. работу 1).

2. Испытание цилиндрических образцов на растяжение на разрывной машине с записью диаграммы растяжения.

3. Определение ударной вязкости при испытании призматических образцов на маятниковом копре.

П р е д е л т е к у ч е с т и _, где  нагрузка, соответствующая площадке текучести (рис. 7.3, а),  начальная площадь поперечного сечения образца.

У с л о в н ы й п р е д е л т е к у ч е с т и (при отсутствии площадки текучести на кривой растяжения, рис. 7.3, б) , где  нагрузка, вызывающая остаточную относительную деформацию 0,2 % от первоначальной рабочей длины образца ( ).

Рис. 7.3. Кривые растяжения

В р е м е н н о е с о п р о т и в л е н и е р а з р ы в у _в = , где Р_в - максимальная нагрузка при испытании на растяжение.

Величина Р_0,2 определяется по кривой растяжения: через точку О₁, находящуюся на расстоянии, равном 0,2 % l_o от точки О, проводят прямую О₁а₁, параллельную упругому участку Oa кривой растяжения. Точка пересечения а₁ прямой О₁а₁ с кривой растяжения соответствует нагрузке Р_0,2. Масштаб записи деформации на разрывной машине  0,01 мм деформации в одном миллиметре диаграммы; масштаб нагрузок  10 кгc в одном миллиметре диаграммы. Величина 0,2 % l_o при l_o = 25 мм равна 0,2^.10^-2.25 = 0,05 мм, что соответствует 5 мм в масштабе диаграммы растяжения.

О т н о с и т е л ь н о е у д л и н е н и е  = 100 %.

О т н о с и т е л ь н о е с у ж е н и е  = 100 %.

При испытании на ударный изгиб образец устанавливают на опоры копра симметрично относительно опор так, чтобы надрез был обращён в сторону, противоположную относительно направления удара.

В первоначальном положении маятник имеет потенциальную энергию А_о; при свободном падении маятника часть его энергии расходуется на разрушение образца. С учётом этого на разрушение образца он имеет запасённую энергию А_зап.. Оставшуюся (неизрасходованную часть энергии) А_ост. определяют по вылету маятника после разрушения образца, по шкале угломера, протарированного в килограммометрах. Работа, затраченная на разрушение образца, находится как разность: A = A_зап.  А_ост., а величина ударной вязкости (Дж/см²): KCU = , где F_н  площадь поперечного сечения образца в месте надреза, равная 0,8 см².

Результаты испытаний заносят в таблицу 7.1.

Таблица 7.1

Результаты механических испытаний

№	Режим	Структура	Механические характеристики
п/п	термической обработки		т (0,2), МПа	B, МПа	, %	, %	KCU, Дж/см2	НВ, МПа

По результатам иcпытаний строят графики зависимостей механических характеристик от температуры отпуска и делают выводы о том, какие из исследованных режимов термической обработки наилучшим образом обеспечивают получение требуемых свойств материала изделий.

С о д е р ж а н и е о т ч ё т а

1. Стальной угол диаграммы “железо  цементит” с указанием области температур закалки.

2. Сводная таблица результатов испытаний, выполненных всей группой студентов.

3. Графики зависимости механических характеристик от температуры отпуска по данным сводной таблицы.

4. Выводы по результатам испытаний.

5. Схематические зарисовки всех рассмотренных структур с указанием марки стали и режима термической обработки.

Р А Б О Т А 8

МИКРОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ЧУГУНОВ

Чугунами называют железоуглеродистые сплавы с содержанием углерода более 2,14 %.

Различают:

 белый чугун, в структуре которого углерод находится в химически связанном с железом состоянии  в форме цементита. На диаграмме железо  цементит представлены белые чугуны;

 серый чугун  со структурно свободным графитом в виде пластинок или чешуек ( рис. 8.1, а, б);

ковкий чугун, содержащий хлопьевидный графит (рис. 8.1, в);

высокопрочный чугун, содержащий шаровидные включения графита (рис. 8.1, г).

Графит и цементит представляют собой стабильную и метастабильную высокоуглеродистые фазы чугуна. Образование цементита из жидкости и из твёрдого раствора (аустенита) более выгодно кинетически: кристаллические структуры цементита и аустенита близки, работа образования зародыша меньше, нет необходимости в значительной диффузии элементов. Термодинамические факторы способствуют образованию графита, он более устойчивая фаза. Степень графитизации чугуна (развитость процесса образования графита) зависит от температуры плавления (перегрева), скорости охлаждения, содержания углерода, кремния и других элементов. Элементы, увеличивающие отбеливаемость (способствующие образованию карбидов), можно расположить в порядке возрастания эффективности их влияния следующим образом: Mn, W, Mo, Sn, Cr, V, S, Te.

В группе элементов, уменьшающих отбеливаемость (не образующих карбиды), эффективность их влияния нарастает в следующем порядке: Cu, Co, Ni, Al, Si. Фосфор  полезная примесь в чугуне, он улучшает жидкотекучесть.

Б е л ы й ч у г у н

Белый чугун имеет ограниченное применение. Изготавливают детали с отбеленной поверхностью, работающие в условиях абразивного износа и незначительных нагрузок (прокатные, мельничные валки). Белый чугун применяют главным образом как передельный чугун (полуфабрикат). Белый чугун хорошо сопротивляется статическому сжатию. Его механические свойства характеризуются следующими показателями: _в = 200400 МПа, НВ = 45005500 МПа. Белый чугун очень хрупок.

С целью увеличения характеристик износостойкости и пластичности белые чугуны легируют Cr, Ni, Si, Mn, Cu, Mo, W, Ti, Al, Co и другими элементами. Такое легирование белых чугунов переводит их в класс чугунов со специальными свойствами.

С е р ы й ч у г у н

Серыми называют чугуны, в которых весь углерод или часть его находится в свободном состоянии в виде графитных включений пластинчатой формы (рис. 8.1, а).

П о структуре металлической основы серый чугун разделяют на ферритный, ферритно-перлитный и перлитный.

в) г)

а) б)

Рис. 8.1. Форма графита в чугунах: серый чугун обычного (а) и повышенного (б) качества (модифицированный); ковкий (в) и высокопрочный (г) чугун. Шлифы без травления

Механические характеристики серого чугуна зависят от формы и размеров графитных включений. Фактически графитные включения можно рассматривать как трещины в металле, вследствие чего серый чугун имеет низкие механические свойства по сравнению со сталью, особенно при испытании на растяжение.

Серому литейному чугуну при любой металлической основе свойственны почти полное отсутствие относительного удлинения и очень низкая ударная вязкость.

Если твёрдость зависит главным образом от металлической структуры основы, то такие характеристики, как предел прочности при растяжении (_в(р) ) и изгибе (_в(изг)), зависят от сочетания формы и размеров графита и типа металлической основы. Предел прочности чугуна при изгибе существенно выше предела прочности при растяжении.

Для повышения механических характеристик серого чугуна его подвергают модифицированию, т. е. в разливочный ковш добавляют в качестве модификаторов ферросилиций или силикокальций, которые создают добавочные центры кристаллизации. В результате в отливках получается однородная металлическая основа с измельчёнными (червеобразными) включениями чешуек графита (вермикулами). Такой чугун называют модифицированным (рис. 8.1, б).

Серый чугун применяют для отливок изложниц, труб, станин металлообрабатывающих и других станков, плит, рам, гильз, блоков и головок цилиндров, поршней, поршневых колец, корпусов и крышек, зубчатых колес, вкладышей и других деталей.

Серый чугун с пластинчатым графитом поставляют по ГОСТ 1412-85. Маркируют буквами СЧ (серый чугун) и двузначными цифрами. Цифры показывают минимальное значение предела прочности чугуна на растяжение (кгс/мм²), например СЧ 10, СЧ 15, СЧ 18, СЧ 20, СЧ 21, СЧ 24, СЧ 35.

К о в к и й ч у г у н

Ковкими называют чугуны, в которых весь графит имеет хлопьевидную форму (см. рис. 8.1, в). Они характеризуются повышенными механическими характеристиками (повышаются прочность на растяжение, пластичность и ударная вязкость) вследствие образования хлопьевидного графита, более компактного, чем в сером чугуне с пластинчатым графитом.

Получают ковкие чугуны графитизирующим отжигом или томлением белых доэвтектических чугунов.

По структуре металлической основы, которая определяется режимом отжига, ковкие чугуны бывают ферритными и перлитными.

Рис. 8.2. График графитизирующего отжига или томления

Ковкий чугун получают путем термической обработки отливок из белого чугуна. Такая термическая обработка называется графитизирующим отжигом или томлением. Она состоит из медленного нагрева в течение 2025 ч до температуры 9001050 С, длительной выдержки в течение 1015 ч и медленного охлаждения. Эта операция в общей сложности продолжается примерно 70 ч. При непрерывном охлаждении до комнатной температуры получают ковкий чугун на перлитной основе (рис. 8.2, режим 1). При выдержке в районе температур 720740 С в течение 2530 ч получают ковкий чугун на ферритной основе (рис. 8.2, режим 2). В результате цементит разлагается (Fe₃С = 3Fe + C) и углерод выделяется в хлопьевидной форме. Ковкий чугун обычно имеет следующий химический состав: 2,42,8 % C; 0,81,4 % Si; Mn  1,0 %. Низкое содержание углерода даёт небольшое количество графитных включений, что улучшает механические характеристики чугуна.

Ковкий чугун обладает большей пластичностью по сравнению с серым. Это и послужило поводом для подобного названия, хотя ковкий чугун ковать нельзя. Применяют его для изготовления весьма широкой номенклатуры литых деталей для автомобилей, тракторов, сельскохозяйственных и текстильных машин, для судов, котлов, вагонов, дизелей и т. п.

По микроструктуре основы ковкие чугуны подразделяют на ферритные (обладающие большей пластичностью) и перлитные или перлитно-ферритные (менее пластичные, но с более высоким пределом прочности).

Ковкий чугун с хлопьевидным графитом поставляют по ГОСТ 1215-79. Маркируют буквами КЧ (ковкий чугун) и цифрами. Первые две цифры после букв КЧ показывают предел прочности при растяжении (кгс/мм²), вторые  относительное удлинение (%), например КЧ 306, КЧ 3712, КЧ 457, КЧ 603, КЧ 653, КЧ 702, КЧ 801,5.

В ы с о к о п р о ч н ы й ч у г у н

Высокопрочными называют чугуны, в которых весь углерод или часть его находится в свободном состоянии в виде графитных включений шаровидной (рис. 8.1, г) и вермикулярной формы. Высокопрочные чугуны получают путём выплавки с использованием в качестве модификаторов магния, церия, кальция и прочих элементов (щёлочноземельных и редкоземельных). Графитные включения шаровидной формы не создают резкой концентрации напряжений, поэтому высокопрочные чугуны отличаются более высокими механическими характеристиками.

Высокопрочный чугун  хороший конструкционный материал. Относительно высокие механические, литейные, технологические и эксплуатационные свойства обусловили его широкое применение в промышленности. Во многих областях машиностроения стальное литье успешно заменяют чугунным. Это приносит значительный экономический эффект, так как литые изделия из высокопрочного чугуна на 2025 % дешевле стальных. Так, например, из высокопрочного чугуна изготавливают (отливают) коленчатые валы двигателей внутреннего сгорания, поршневые кольца и другие ответственные детали машин.

Высокопрочные чугуны применяют на преимущественно с ферритной и преимущественно с перлитной металлическими основами.

Высокопрочный чугун поставляют по ГОСТ 7293-85. Маркируют буквами ВЧ (высокопрочный чугун) и цифрами. Цифры после букв ВЧ показывают минимальное значение предела прочности при растяжении (кгс/мм²), например ВЧ 35, ВЧ 40, ВЧ 45, ВЧ 50, ВЧ 60, ВЧ 70, ВЧ 80, ВЧ 100.

Графит в чугуне играет и положительную роль. Например, графит облегчает обрабатываемость резанием, делая стружку ломкой; улучшает антифрикционные свойства, играя роль смазки; благодаря наличию графита быстро гасятся вибрации и, наконец, графит делает серый чугун нечувствительным к концентраторам напряжений.

Несмотря на относительно высокую пластичность отдельных видов чугуна ни один из них нельзя ковать или подвергать любому другому виду обработки давлением.

Порядок выполнения работы

Студенты изучают микроструктуры чугунов. Шлифы рассматривают в следующей последовательности:

1. Белые чугуны (доэвтектический, эвтектический, заэвтектический).

2. Нетравленые шлифы серого чугуна немодифицированного и модифицированного.

3. Серые чугуны на ферритной, ферритно-перлитной и перлитной основах.

4. Ковкие чугуны на ферритной и перлитной основах.

5. Высокопрочные чугуны на ферритной и перлитной основах.

С о д е р ж а н и е о т ч ё т а

Схематические зарисовки структур чугунов с указанием названия, марки, областей возможного применения.

Р А Б О Т А 9

ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ

Современная техника предъявляет разнообразные требования к материалам. Одни изделия должны, например, обладать высокой прочностью как при низких, так и высоких температурах, другие  устойчивостью против коррозии, третьи  высокой теплостостойкостью (красностойкостью) и т. д. Большое число такого рода задач решают на основе применения легированных сталей.

Легированными называют стали, содержащие в своем составе кроме железа и углерода специально введённые элементы в таком количестве, которое способно изменить их строение, а, следовательно, и свойства. Наиболее распространёнными легирующими элементами являются: Cr, Ni, Mn, Si, W, V, Mo, Ti, Co, Al, B, N, Nb и др.

По характеру влияния на критические температуры полиморфного превращения железа легирующие элементы можно разбить на две группы. К первой группе относят элементы, расширяющие область существования -твёрдого раствора (рис. 9.1, а). Некоторые из них (например, Ni, Mn и др.) могут вообще снизить температуру превращения    ниже комнатной температуры, если взять их в достаточном количестве (точка n). В этом случае сплавы даже при медленном охлаждении могут иметь структуру аустенита при комнатной температуре. Элементы другой группы (Cr, Si и др.) ограничивают область существования -твёрдого раствора (рис. 9.1, б). При содержании таких элементов в количестве, превышающем точку m, сплавы теряют способность к переходу в аустенитное состояние и при всех температурах (вплоть до температуры плавления) имеют строение -твёрдого раствора.

Рис. 9.1. Влияние легирующих элементов на

критические точки железа (схема)

По отношению к углероду легирующие элементы также подразделяют на две группы: 1) элементы, которые не образуют карбидов в сталях (Ni, Cu, Al, Co и др.) и элементы, образующие карбиды (Mn, Cr, Mo, W, V, Ti, Nb, Ta, Zr, Hf и др.). Элементы первой группы целиком растворяются в - или -твёрдых растворах, а элементы, образующие карбиды, частично растворяются в твердом растворе и частично идут на образование карбидов.

Степень насыщенности твёрдых растворов легирующими элементами одной и той же марки стали зависит также от условий термической обработки. Медленное охлаждение благоприятствует выпадению карбидов и, следовательно, после отжига твёрдые растворы обеднены легирующими элементами. Повышенная температура нагрева, быстрое охлаждение, наоборот, способствуют сохранению высоколегированных твёрдых растворов, соответственно количество карбидов после закалки становится меньше, чем в отожжённом состоянии.

Большинство легирующих элементов (кроме Со, S, Te и двояковлияющих сильных карбидо- и нитридообразующих Al, V, Ti, Zr, Nb, Ta) уменьшают критическую скорость закалки (V_кр), и поэтому легированные стали принимают закалку (т. е. приобретают структуру мартенсита) при меньших скоростях охлаждения, чем углеродистые (например, при охлаждении в масле или даже на воздухе) (рис. 9.2).

Практически все легирующие элементы (кроме Al, Co) снижают также температуру начала мартенситного превращения стали (М_н).

Рис. 9.2. Диаграмма изотермического распада аустенита

углеродистых и легированных сталей (схема)

В России принята буквенно-цифровая система маркировки легированных сталей.

1. В конструкционных сталях две цифры в начале марки обозначают содержание углерода в сотых долях процента (например, в стали 30ХН3А  около 0,30 % С); в инструментальных сталях цифры соответствуют десятым долям процента (сталь 9ХС  0,9 % С). Если сталь имеет 1,0 % углерода и выше, то цифру, характеризующую содержание углерода, обычно опускают (сталь ХВГ, Х12М).

2. Легирующим элементам присвоены буквы русского алфавита: А  азот, Б  ниобий, В  вольфрам, Г  марганец, Д  медь, Е  селен, К  кобальт, М  молибден, Н  никель, П  фосфор, Р  бор, С  кремний, Т  титан, Ф  ванадий, Х  хром, Ц  цирконий, Ч  иттрий и редкоземельные металлы, Ю  алюминий.

3. Цифры, следующие за буквенными обозначениями легирующих элементов, указывают содержание этого элемента в целых процентах (например, сталь 30ХН3А содержит никеля  3 %). Отсутствие цифры за буквой показывает, что содержание данного элемента до одного процента (в стали 30ХН3А хрома  1 %).

4. Буква в конце марки означает: А  сталь относится к высококачественной, что в основном определяется количеством вредных примесей серы и фосфора; Л  сталь относится к литейным; Ш и ВД  сталь особо высококачественная, полученная электрошлаковым и вакуумно-дуговым переплавом; У  сталь с измененным по содержанию углерода составом.

5. В начале марки стали буквы обозначают: А  автоматная, Р  быстрорежущая, Ш  шарикоподшипниковая, Е  магнитотвердая, С судостроительная сталь.

По структуре легированные стали делят на пять основных классов.

1. П е р л и т н ы й к л а с с. Это стали, которые после нагрева в аустенитную область и охлаждения на воздухе имеют структуру механической смеси феррита и цементита (перлит, сорбит, тростит).

К перлитному классу относят низколегированные стали с суммарным содержанием легирующих элементов не более 35 %, например, 30ХН3А, 60Г, 9ХГС и др.

2. М а р т е н с и т н ы й к л а с с. Это стали, которые после нагрева в аустенитную область и охлаждения на воздухе приобретают структуру мартенсита.

К мартенситному классу относят среднелегированные стали с суммарным содержанием легирующих элементов 714 %, например, 25Х2Н4ВА, 20Х13, 30Х13, 40Х13.

3. А у с т е н и т н ы й к л а с с. К этому классу относятся стали, легированные элементами первой группы, которые расширяют область существования  - твёрдого раствора (см. рис. 9.1, а), в количествах, превышающих точку n (с обязательным содержанием Ni или Mn не менее 810 %, например, 12Х18Н10Т, 110Г13Х2БРЛ). После охлаждения на воздухе стали этого класса имеют структуру аустенита.

4. Ф е р р и т н ы й к л а с с. Это малоуглеродистые стали, легированные элементами второй группы, которые сужают область существования  - твёрдого раствора (см. рис. 9.1, б), в количествах, превышающих точку m. Стали этого класса при нагреве не способны переходить в состояние аустенита и сохраняют строение феррита вплоть до температуры плавления. Техническое применение получили две разновидности сталей ферритного класса: высококремнистые, с содержанием Si 3,54,5 % (динамные и трансформаторные стали, например, 1311, 2011, 2411, 3414) и высокохромистые с содержанием Cr 1328 % (коррозионно-стойкие и жаростойкие, например, стали 12Х17, 15Х25Т, 15Х28, 08Х13).

5. Л е д е б у р и т н ы й и л и к а р б и д н ы й к л а с с. Это стали, в структуре которых присутствуют карбиды, выпадающие при первичной кристаллизации (непосредственно из жидкой фазы). К данному классу относят стали, высоколегированные карбидообразующими элементами Cr, W, Mo, V, при содержании углерода свыше 0,6 % (например, быстрорежущая сталь марки Р6М5, высокохромистая Х12Ф1).

По назначению легированные стали подразделяют на конструкционные, инструментальные и стали с особыми физико-химическими свойствами.

К о н с т р у к ц и о н н ы е л е г и р о в а н н ы е стали (стали перлитного и мартенситного классов).

Наибольшее число деталей выполняют из легированных конструкционных сталей перлитного класса. В отожжённом состоянии эти стали как по структуре, так и по механическим свойствам мало отличаются от углеродистых конструкционных сталей. Только в термически обработанном состоянии легированные конструкционные стали обладают более высоким комплексом механических характеристик, поэтому их необходимо обязательно подвергать термической обработке  закалке и отпуску.

В отличие от углеродистых сталей, которые имеют малую прокаливаемость (прокаливаются насквозь изделия при диаметре не более 15 мм), легированные стали имеют более высокую прокаливаемость (прокаливаются насквозь изделия до диаметра 300 мм и более).

Более мягкая закалка (охлаждение, например, в масле) вызывает в изделиях, изготовленных из легированных сталей, меньшие структурные и термические напряжения. Это позволяет закаливать изделия более сложной конфигурации, уменьшает поводку и соответственно припуски на механическую обработку.

Конструкционные легированные стали подразделяют на цементуемые и улучшаемые (ГОСТ 4543-71), рессорно-пружинные (ГОСТ 14959-79), строительные стали (ГОСТ 19281-89).

К цементуемым относят малоуглеродистые стали с содержанием углерода до 0,200,25 %. Если их подвергают цементации, то термическую обработку производят по режимам, принятым для цементуемых изделий. Если же эти стали применяют без цементации, то их подвергают закалке в масле и низкому отпуску (150200 С). В результате получают малоуглеродистый отпущенный мартенсит, обладающий высоким пределом прочности на разрыв и достаточной пластичностью. В ряде случаев (повышенные температуры эксплуатации и др.) их подвергают закалке в масле и высокому отпуску.

В качестве цементуемых сталей применяют такие стали, как 15Х, 20Х, 15ХФ, 20Н2М, 18ХГТ, 20ХНР, 12ХН3А, 18Х2Н4МА и др.

К улучшаемым относят среднеуглеродистые стали, содержащие от 0,25 до 0,5 % углерода. Наиболее распространёнными из них являются хромистые (30Х, 40Х, 50Х и др.), марганцовистые (30Г, 40Г, 40Г2 и т. п.), хромоникелевые (40ХН, 50ХН, 30ХН3А и др.) хромокремнемарганцовые (25ХГСА, 30ХГС, 30ХГСА и пр.), хромоникельмолибденовые (30ХН2МА, 40Х2Н2МА, 38ХН3МА и т. д.) и более сложные по составу (30ХН2МФА, 38Х2МЮА, 30ХГСН2А и др.).

Термическая обработка этих сталей состоит из закалки в масле и высокого отпуска (550650 С). Структура сталей после такой обработки (улучшения)  сорбит.

Недостатком некоторых легированных улучшаемых сталей, особенно содержащих Cr, Mn, повышенный Р (более 0,001 %), а также Ni, Si, Al, является их склонность к отпускной хрупкости. На рис. 9.3 схематически показано влияние температуры отпуска на ударную вязкость легированной стали, склонной к отпускной хрупкости.

Рис. 9.3. Влияние температуры отпуска на ударную вязкость

легированной стали (схема)

Уменьшение ударной вязкости при отпуске с температуры в районе 300 С (отпускная хрупкость I рода) присуще почти всем сталям и является необратимым явлением, одной из причин её является неоднородность распада остаточного аустенита и мартенсита, но природа этого явления полностью неясна. При отпуске с нагревом до 550650 С и медленном охлаждении наблюдают отпускную хрупкость II рода. Отпускную хрупкость II рода объясняют выделением при медленном охлаждении дисперсных частиц карбидов (третичных), нитридов, фосфидов и других химических соединений, которые располагаются в основном по границам зёрен, а также восходящей диффузией фосфора к границам зёрен. Это и снижает в отпущенной стали ударную вязкость. При быстром охлаждении изделий при высоком отпуске (в воде или масле) падение ударной вязкости не наблюдают. В тех случаях, когда после высокого отпуска быстрое охлаждение невозможно (например, для очень крупных деталей), выбирают стали с добавками молибдена (0,30,6 %) или вольфрама (0,40,8 %) (30ХН2МА, 25Х2Н4ВА, 38ХН3МФА), также более чистые по фосфору и примесям внедрения (кислороду, азоту, водороду). Эти стали мало восприимчивы к отпускной хрупкости, так как Mo, W затрудняют диффузионные процессы и карбиды не успевают образоваться. Поэтому эти стали можно охлаждать при отпуске медленно.

Рессорно-пружинные легированные стали бывают марганцовые (60Г, 70Г и другие), кремнистые (55С2, 60С2, 70С3А и др.) и более сложного состава (50ХГА, 50ХФА, 60С2ХФА, 65С2ВА, 60С2Н2А, 70С2ХА и др.). Термическая обработка пружин и рессор, изготовленных из этих сталей, состоит из закалки с охлаждением в масле и среднего отпуска (420480 С) на структуру тростит.

М а р т е н с и т н о - с т а р е ю щ и е высокопрочные стали.

В последнее время разработаны безуглеродистые (0,03 % С) мартенситно-стареющие стали, которые обладают большой прочностью и высоким сопротивлением хрупкому разрушению. Это обеспечивает малую чувствительность стали к концентраторам напряжений и, следовательно, высокую надёжность конструкций.

Наибольшее применение в технике получила высокопрочная мартенситно-стареющая сталь Н18К9М5Т, содержащая  0,03 %; С;  18 % Ni;  9 % Co;  5 % Mo;  0,7 % Ti.

Сталь подвергают воздушной закалке с 800850 С. После закалки она имеет структуру безуглеродистого мартенсита и обладает наряду с повышенной прочностью (_B  11001200 МПа) хорошей пластичностью и вязкостью (  1820 %; KCU  200250 Дж/см²).

Старение (отпуск) закалённой стали при 480520 С повышает прочность, но снижает пластичность и вязкость (_B = 18002000 МПа, _T = 16001800 МПа;  = 812 %; КCU = 4060 Дж/см²). Упрочнение при старении связано с процессами образования (главным образом до момента обособления) из мартенсита вторичных фаз типа Ni₃Ti, (Ni,Fe,Cr)₃(Ti,Al), Ni₃Nb, Fe₃W₂, Fe₃Mo_2 (Fe,Ni,Co)₇(W,Mo)₆. Мартенситно-стареющие стали применяют в авиационной промышленности, ракетной технике, судостроении, криогенной технике и в других отраслях машиностроения.

И н с т р у м е н т а л ь н ы е л е г и р о в а н н ы е стали и сплавы.

Основным требованием для режущего инструмента является его высокая твёрдость, которая должна сохраняться при высоких температурах, т. е. инструмент должен обладать теплостойкостью (красностойкостью). Теплостойкость сталей определяется особенностями их строения в закалённом состоянии. Высокая твёрдость мартенсита в высокоуглеродистых сталях объясняется растворением избыточного углерода в Fe_ и вследствие этого искажениями кристаллической решетки.

В процессе эксплуатации инструмент нагревается. В мартенсите могут идти процессы формирования карбидных фаз. До тех пор, пока образующиеся соединения находятся на стадии предвыделения и когерентны с матричным твёрдым раствором, твёрдость практически не снижается. Но если температура нагрева углеродистых и низколегированных сталей поднимается выше 200260 С, происходит распад мартенсита, выделение (обособление), а затем коагуляция (укрупнение) карбидной фазы и твёрдость стали быстро падает. Следовательно, для повышения теплостойкости сталь нужно легировать карбидообразующими элементами, которые затрудняли бы процесс распада мартенсита и выделения и коагуляции карбидов.

Такими элементами являются в первую очередь хром, вольфрам, ванадий, молибден, а также некарбидообразующие  кобальт, азот. Эти элементы увеличивают силы связи и образуют в структуре стали более твёрдые карбиды и карбонитриды, которые выделяются из мартенсита и коагулируют при более высоких температурах, чем карбид железа, а процесс их образования более длителен. Теплостойкость инструмента повышается.

Инструментальные материалы подразделяют на три группы. К первой относят легированные стали перлитного класса, которые могут работать только при относительно малой скорости резания (допускают разогрев режущей кромки инструмента не выше 200260 С). При более высоких температурах происходят распад низколегированного мартенсита, коагуляция карбидной фазы, снижение твёрдости и быстрое затупление инструмента. По составу это чаще всего заэвтектоидные стали с небольшой добавкой легирующих элементов. Наиболее распространенными являются стали марок 9Х1, 9ХС, ХГС, ХВГ и др. (ГОСТ 5950-73). По сравнению с углеродистыми инструментальными названные стали имеют меньшую критическую скорость закалки и поэтому обладают большей прокаливаемостью, могут закаливаться в масле, что уменьшает закалочные деформации.

Термическая обработка этих сталей состоит в неполной закалке с температур выше Ас₁ в масло с низким отпуском. После такой обработки они имеют структуру мартенсита с мелкими вкраплениями карбидов. Обеспечивается твёрдость HRC_Э 6265.

Ко второй группе относят быстрорежущие стали  стали ледебуритного класса, которые позволяют производить обработку резанием с высокими скоростями. Важнейшей особенностью быстрорежущих сталей является их высокая теплостойкость (режущая способность инструмента сохраняется при разогреве его в процессе работы примерно до 600650 С).

Основными легирующими элементами в быстрорежущей стали являются хром и вольфрам с добавками молибдена, ванадия, а иногда кобальта и азота. Стали поставляют по ГОСТ 19265-73. Самой первой была разработана быстрорежущая сталь марки Р18 (0,70,8 % С; 3,84,4 % Сr; 1718,5 W; 11,4 % V). Однако из-за большого количества вольфрама она дорогая. Хорошим заменителем этой стали является быстрорежущая сталь марки Р6М5 (0,80,88 % С; 3,84,4 % Cr; 5,56,5 % W; 1,72,1 % V; 5,05,5 % Mo).

В структуре литой быстрорежущей стали присутствует сложная эвтектика, напоминающая ледебурит, располагающаяся в виде сетки по границам зёрен. Для дробления хрупкой ледебуритной сетки, измельчения карбидов, а также равномерного распределения карбидов по всему объёму поковки слитки подвергают горячей обработке давлением (ковке).

Для снижения твёрдости, улучшения обработки резанием и подготовки структуры стали к закалке после ковки быстрорежущую сталь подвергают отжигу, который для стали Р6М5 производят при 860880 С.

Для придания стали теплостойкости инструменты подвергают закалке с температуры 12101230 С и многократному отпуску при 560570 С. График окончательной термической обработки инструмента из быстрорежущей стали марки Р6М5 приведен на рис. 9.4.

Быстрорежущие стали обладают малой теплопроводностью. Поэтому их нагрев до температур закалки во избежание значительных термических напряжений должен быть медленным. Нагрев осуществляют в зависимости от конфигурации и массы заготовки с одним  тремя подогревами: первый при 500600 С, второй при 830860 С, третий при 1050 C. Нагрев в интервале температур 8501220 С следует производить быстро, чтобы избежать излишнего укрупнения зёрен аустенита и обезуглероживания поверхности.

Высокая температура нагрева под закалку необходима для того, чтобы растворить наибольшее количество карбидов и получить высоколегированный аустенит, а затем при закалке мартенсит, высоколегированный хромом, вольфрамом, молибденом и ванадием. В этом случае сталь сохраняет высокую твёрдость (красностойкость); распад мартенсита происходит при более высоких температурах. После нагрева мелкий инструмент простой формы закаливают в масле. Хорошие результаты (в смысле уменьшения закалочных деформаций) даёт ступенчатая закалка в расплавах солей и щелочей. В структуре закалённой быстрорежущей стали остается около 3040 % аустенита. Для более полного превращения остаточного аустенита в мартенсит инструмент подвергают многократному отпуску при 560 С.

Так как при нагреве до этих температур из остаточного аустенита частично выделяются легирующие элементы в виде вторичных карбидов, то тем самым аустенит обедняется легирующими элементами, а во время охлаждения превращается в мартенсит. Обычно применяют двух-, трех- и реже четырехкратный отпуск стали с выдержкой при температуре отпуска каждый раз 1 1,5 ч.

Если после закалки инструмент подвергают обработке холодом при температуре минус 80 С, возможен однократный отпуск при 560 С.

Твёрдость быстрорежущей стали после окончательной термической обработки должна составлять не менее HRC_Э 6466 и может достигать HRC_э 6870.

Рис. 9.4. График окончательной термической обработки стали марки Р6М5

Применение быстрорежущих сталей позволило увеличить стойкость инструмента в 1015 раз и скорость резания в 34 раза по сравнению с углеродистыми и низколегированными сталями. Это обусловлено тем, что быстрорежущие стали обладают более высокой теплостойкостью (рис. 9.5).

К третьей группе относят твёрдые сплавы. По сравнению с быстрорежущими сталями рабочая температура резания инструмента из твёрдых сплавов может быть увеличена до 8001000 С. Поэтому для скоростной обработки металлов применяют инструмент, оснащенный твёрдыми сплавами.

Для изготовления твёрдых сплавов порошки карбидов вольфрама и титана, а иногда тантала смешивают со связующим веществом (обычно кобальтом, иногда никелем и молибденом), прессуют в формах и тем самым придают изделию соответствующую форму. Затем изделие подвергают спеканию при температуре 15002000 С. В результате получают инструмент, состоящий из карбидных частиц, связанных кобальтом.

Рис. 9.5. Твёрдость различных инструментальных материалов

после нагрева до различных температур:

а  в холодном, б  в горячем состоянии (схема)

Твёрдость твёрдых сплавов очень высокая (HRA 8090), поэтому их подвергают после спекания лишь шлифованию. Инструмент обычно не изготавливают целиком из твёрдого сплава, пластинку из твёрдого сплава прикрепляют к державке из обычной конструкционной или инструментальной стали пайкой или механически.

По структуре и природе карбидных фаз твёрдые сплавы могут быть разбиты на три группы (ГОСТ 3882-74):

вольфрамовая (ВК3, ВК6, ВК8, ВК10, ВК25 и др.),

титановольфрамовая (Т5К10, Т15К6, Т30К4 и др.),

титано-тантало-вольфрамовая (ТТ7К12, ТТ20К9 и др.).

В маркировке цифры после букв К и Т указывают количество кобальта и карбидов титана соответственно, остальное  карбид вольфрама.

Твёрдые сплавы, имея высокую твёрдость, обладают повышенной хрупкостью, поэтому они не могут работать при больших ударах и толчках. Чем меньше в них кобальта, тем они более хрупкие.

Стали и сплавы с особыми физико- химическими свойствами.

К ним относят стали и сплавы, обладающие каким-нибудь резко выраженным свойством:

жаростойкие и жаропрочные;

коррозионно-стойкие (нержавеющие);

износостойкие;

электротехнические (магнитомягкие);

магнитотвёрдые (для постоянных магнитов);

немагнитные;

с высоким электросопротивлением;

с заданным температурным коэффициентом линейного расширения;

с заданными упругими свойствами.

В данной работе рассмотрены отдельные группы таких сталей и сплавов.

Э л е к т р о т е х н и ч е с к и е с т а л и. Представителем такой стали является трансформаторная сталь  малоуглеродистая (С менее 0,1 %), высококремнистая сталь (Si = 3,84,8 ) ферритного класса (ГОСТ 21427.1 4.83) марки 1511 (1  горячекатаная изотропная; 5  содержащая кремния свыше 3,8  до 4,8 % включительно; последние две цифры  потери на гистерезис и тепловые, а также удельные потери). Cтали используют для изготовления трансформаторов, магнитопроводов электрических машин.

К о р р о з и о н н о  с т о й к и е с т а л и. Введение в сталь хрома не менее 12 % делает ее коррозионно-стойкой во влажной атмосфере, в воде, в ряде кислот, солей и щелочей. Стали, содержащие меньше 12 % Cr, практически также подвержены коррозии, как и железо.

Наиболее широкое применение в машиностроении получили следующие хромистые и хромоникелевые коррозионно-стойкие стали (ГОСТ 5632-72).

1. Хромистые коррозионно-стойкие стали мартенситного класса 20Х13, 30Х13, 40Х13 и мартенситно-ферритного класса 12Х13.

2. Хромистые коррозионно-стойкие стали ферритного класса 08Х13, 12Х17, 15Х25Т, 15Х28 и др.

3. Хромоникелевые коррозионно-стойкие стали аустенитного класса 12Х18Н9Т, 12Х18Н12Т, 10Х14Г14Н4Т, 03Х16Н15М3Б и др.

Для повышения коррозионной стойкости стали подвергают закалке с нагревом до 10501150 С (для растворения карбидов хрома Cr₂₃C₆) с охлаждением в воде для получения чисто аустенитной структуры.

Эти стали применяют для изготовления коррозионно-стойких изделий (лопатки турбин, трубопроводы, теплообменники, предметы домашнего обихода, скульптура и др.). Некоторые стали могут также применять как жаростойкие до 800 С, реже 8501000 С и жаропрочные до 650680 С.

И з н о с о с т о й к а я с т а л ь. Высокоуглеродистую и высокомарганцовистую сталь Гадфильда аустенитного класса типа 110Г13Л (С = 0,91,3 %; Mn = 13 %; Mn:C  10) применяют в качестве износостойкого материала. В литом состоянии сталь имеет структуру аустенита с карбидами марганца Mn₃C (см. рис. 9.1, а), которые обычно располагаются цепочкой по границам зёрен аустенита, что придаёт стали повышенную хрупкость. Сталь подвергают закалке с нагревом до 1100 С и последующим быстрым охлаждением в воде. При нагреве под закалку карбиды растворяются в аустените, а при быстром охлаждении не успевают выделиться. Сталь приобретает структуру высоколегированного марганцовистого аустенита. В таком состоянии сталь обладает большой вязкостью и повышенной способностью к наклёпу при действии ударных и статических нагрузок (твёрдость повышается с НВ 2200 до НВ 5500 МПа). Высокая твёрдость поверхностного слоя обеспечивает хорошую износостойкость деталей.

Изделия, изготовленные из стали типа 110Г13Л, хорошо сопротивляются износу только тогда, когда трение сопровождается большими давлениями или ударами и воздействием абразива. Из стали типа 110Г13Л изготавливают путем литья зубья ковшей экскаваторов, крестовины и стрелки трамвайных и железнодорожных путей, шары и щеки камнедробилок, траки гусениц и т. п.

Ж а р о с т о й к и е и ж а р о п р о ч н ы е с т а л и и с п л а в ы. Стали и сплавы, применяемые в энергомашиностроении для изготовления деталей, работающих при высоких температурах, рассмотрены во второй части методических указаний.

Порядок выполнения работы

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

1. Легированная сталь марки 30ХГСА перлитного класса.

Шлиф № 1  сталь в отожжённом состоянии.

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

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

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

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

2. Быстрорежущая сталь марки Р6М5 ледебуритного класса.

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

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

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

3. Сталь ферритного класса.

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

4. Стали аустенитного класса.

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

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

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

Содержание отчёта

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

РАБОТА 10

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛЕЙ

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

Рис. 10.5. Кривая прокаливаемости стали

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

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

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

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

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

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

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

Таблица 10.1

Прокаливаемость углеродистых и легированных сталей

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

Р А Б О Т А 11

ЦВЕТНЫЕ МЕТАЛЛЫ И СПЛАВЫ

Наиболее широкое применение в машиностроении нашли цветные сплавы:

титановые;

алюминиевые;

медные;

подшипниковые;

магниевые (см. работу 12).

Титановые сплавы

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

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

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

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

Упрочнение титана достигается наклёпом, легированием и термической обработкой.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

Рис. 11.1. Диаграммы состояний титановых сплавов

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

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

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

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

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

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

3. Сплавы, содержащие в равновесной структуре эвтектоид (рис. 11.1, в), можно подвергать закалке с получением метастабильных структур  или  с последующим старением или отпуском.

Алюминиевые сплавы

Алюминий не имеет полиморфных превращений. Характерными свойствами его являются: малый удельный вес (2,7 кг/м³), относительно низкая температура плавления (660 С), высокая пластичность при сравнительно малой прочности. У катаного и отожжённого алюминия _B = 100 МПа; HB = 250 МПа, = 35 %.

Несмотря на большую химическую активность, алюминий достаточно коррозионно устойчив, так как на его поверхности образуется плотная защитная пленка Аl₂O₃.

Алюминий и его сплавы хорошо поддаются горячей и холодной деформации  прокатке, ковке, прессованию, волочению, гибке, листовой штамповке и другим операциям. Алюминиевые сплавы можно соединять точечной сваркой.

Все алюминиевые сплавы можно разделить на две основные группы: литейные и деформируемые.

Рис. 11.2. Влияние модифицирования на кристаллизацию сплавов AlSi (схема): немодифицированный () и модифицированный (- - -) сплавы

1. К литейным алюминиевым сплавам относят силумины  сплавы алюминия с кремнием почти эвтектического состава (рис. 11.2). Обычно силумин содержит 1213 % Si и имеет в основном грубую игольчатую структуру эвтектики (Al + Si). Механические характеристики такого силумина невысоки: _B = 120140 МПа;  = 3 %. Путем модифицирования грубую эвтектику можно сильно измельчить, вследствие чего механические характеристики сплава заметно возрастают: _B = 180220 МПа;  = 810 %. Для модифицирования в сплав перед разливкой в ковш вводят незначительное количество модификатора (смесь солей натрия).

Сплавы алюминиевые литейные поставляют по ГОСТ 1583-93 и маркируют буквами АК (сплав алюминия с кремнием) и цифрами  содержание элемента. Алюминиево-кремниевые сплавы с 1013 % Si (например, сплав АК12) применяют для отливок сложной формы, от которых не требуются высокие механические характеристики. При более высоких требованиях к прочностным свойствам применяют силумины доэвтектического состава с 410 % Si, дополнительно легированные медью, марганцем, магнием (АК5М2: Al + Si, Mn, Cu, Mg, Ti; АК5М: Al + Si, Mg, Cu и др.).

Силумины являются дешёвыми, коррозионно-устойчивыми хорошими литейными сплавами. Их применяют в авто- и авиастроении для изготовления корпусов, поршней и других деталей двигателей. Для силуминов разработаны производительные методы литья (литьё под давлением, в металлические и оболочковые формы).

2. Дюралюминий относится к деформируемым алюминиевым сплавам, упрочняемым термической обработкой. Сплав можно считать в основном сплавом системы AlCu с добавками магния, марганца, железа и других. Эти сплавы рассмотрены в работе 12.

Сплавы на основе меди

Чистая медь обладает рядом ценных технических свойств: пластичностью, высокой тепло- и электропроводностью, стойкостью против атмосферной коррозии. Удельный вес меди 8,9 кг/м³; температура плавления 1083 С; кристаллическая решётка гранецентрированная кубическая. Механические характеристики отожжённой меди характеризуются _B = 230250 МПа,  = 4050 %. Технически чистую медь применяют в основном как электропроводящий материал. Медь имеет однородную зернистую структуру, для которой характерно наличие двойников (см. рис. 2.2, б). Широко применяют сплавы на основе меди (латуни и бронзы).

Л а т у н и

Латунями называют сплавы меди с цинком (рис. 11.3). Легирование меди цинком является весьма удачным, так как цинк удешевляет сплав, уменьшает его удельный вес и, главное, улучшает механические характеристики по сравнению с медью. Все это обусловило широкое распространение латуней. Техническое применение имеют сплавы, содержащие до 50 % цинка, так как при большем количестве цинка сплав становится хрупким. Поэтому практическое применение имеют только однофазные -латуни, двухфазные  + -латуни и -латуни.

Изменение временного сопротивления и пластичности в зависимости от содержания цинка в латуни показано на рис. 11.4. Цинк повышает прочность и пластичность сплава. Максимальной пластичностью обладает -латунь с 30 % Zn; -латунь  очень малой пластичностью; -латунь является весьма хрупкой.

Так как линия ликвидуса и солидуса при кристаллизации - и -фаз лежат близко друг к другу, литейные свойства латуней характеризуются малой склонностью к дендритной ликвации и хорошей жидкотекучестью.

Рис. 11.3. Диаграмма состояния сплавов Cu-Zn

Однофазная -латунь в отожжённом состоянии имеет однородную зернистую структуру из кристаллов -твёрдого раствора. В структуре двухфазной  + -латуни в отожжённом состоянии кроме -фазы (светлые участки) имеется некоторое количество -фазы (тёмные участки).

Рис. 11.4. Изменение механических характеристик латуни в зависимости

от содержания цинка

Из латуней изготавливают преимущественно катаный и тянутый полуфабрикат (листы, ленты, профили, проволоку и т. д.); -латуни прокатывают в холодном состоянии, а  +  и -латуни  при температуре выше 500 С.

Двойные латуни маркируются буквой Л (Л63, Л68, Л80) с указанием содержания меди (ГОСТ 15527-70). Так как цинк дешевле меди, то с увеличением количества цинка латунь становится дешевле. Высокомедистые латуни получили название томпак (Л96, Л90) и полутомпак (Л85, Л80), они имеют цвет золота и применяется для ювелирных изделий.

Кроме двойных латуней (сплавов меди и цинка) применяют специальные латуни, в которые для придания им тех или иных свойств вводят легирующие элементы, обозначаемые в марке сплава дополнительными буквами: С  свинец, О  олово, Ж  железо, А  алюминий, К  кремний, Мц  марганец, Мш – мышьяк, Н  никель, и цифрами, указывающими их среднее содержание в процентах. В производстве приборов, часовых механизмов, крепёжных деталей и т. д. применяют автоматные латуни (типа ЛС59-1) с добавками 0,63,0 % Pb для улучшения обрабатываемости. Олово повышает сопротивление коррозии в морской воде (морская латунь марки ЛО70-1). Алюминий, железо, никель, марганец вводят для улучшения механических характеристик латуней. Примером литейного сплава является кремнистая латунь ЛЦ16К4 (ГОСТ Р50425-92). Из нее отливают арматуру, шестерни, часто применяют для литья под давлением.

Б р о н з ы

Первоначально бронзами называли сплавы меди и олова, но затем были разработаны сплавы меди с другими элементами (алюминием, кремнием, бериллием и т. д.), также называемые бронзами.

По технологическому признаку бронзы делят на литейные и деформируемые. Литейные бронзы предназначены для фасонных отливок. Деформируемые бронзы хорошо поддаются обработке давлением. Бронзы по сравнению с латунями обладают лучшими механическими, антифрикционными характеристиками и коррозионной стойкостью.

Оловянистые бронзы  сплавы на основе меди с оловом (рис. 11.5).

В системе Cu-Sn в твердом состоянии возможно образование следующих твердых растворов: , ,  (твердый раствор на базе электронного соединения Cu₃₁Sn₈), ,  (твердый раствор на базе химического соединения Cu₃Sn), . Твердые растворы ,,  образуются по перитектическим реакциям при температурах 798, 755 и 415 С соответственно, а ,  и  – в результате превращений в твердом состоянии. При этом -твердый раствор образуется при температуре 676 С из -твердого раствора по реакции , а  и  образуются по перитектоидным реакциям при температурах 640 и 590 С соответственно. -твердый раствор кристаллизуется из жидкости в интервале температур 1084–798 С.

-твердый раствор существует при высоких температурах в интервале 798–586 С в узкой концентрационной области, наибольшая протяженность которой составляет ~ 3 % (ат.) при температуре 755 С. При температуре 586 С -твердый раствор претерпевает эвтектоидный распад на твердые растворы  и .

-твердый раствор занимает довольно обширную концентрационную область и существует в интервале температур 755–520 С. При температуре 640 С -твердый раствор претерпевает превращение по кататектической реакции, распадаясь на -твердый раствор и жидкость. При температуре 520 С -твердый раствор распадается по эвтектоидной реакции на твердые растворы  и .

1200

1100

1000

900

800

700

600

500

400

300

200

100

Cu 10 20 30  Sn

755C

798C

676C

640C

582C

415C

189C

350C

520C

586C

7,7

13,1

15,5

19,1

9,1

9,1

14,9

16,5

20,5

6,2

Cu₃₁Sn₈

Cu₃Sn

~5







ж













ж

1084C

~6

-твердый раствор существует в интервале температур от 676 С до комнатной в узкой концентрационной области, наибольшая ширина которой составляет 1,5 % (ат.) при температуре 640 С.

-твердый раствор существует в узкой концентрационной области в интервале температур 640–582 С и при температуре 582 С претерпевает эвтектоидный распад на твердые растворы  и .

-твердый раствор также имеет узкую концентрационную область в интервале температур 590–350 С и при температуре 350 С претерпевает эвтектоидный распад на твердые растворы  и .

Рис. 11.5. Диаграмма состояний

сплавов CuSn

Согласно диаграмме состояния Cu–Sn, предельная растворимость олова в меди составляет 9,1 %. С понижением температуры растворимость олова в меди значительно снижается, составляя при комнатной температуре ~ 5 %. При большем количестве олова в структуре отожженной бронзы появляется твёрдая и хрупкая -фаза (твердый раствор на базе химического соединения Cu₃Sn), резко снижающая пластичность сплава. Однако сплавы системы Cu–Sn склонны к неравновесной кристаллизации, в результате чего в реальных условиях охлаждения сужается область -твердого раствора (см. штриховые линии на диаграмме), его концентрация практически не меняется с понижением температуры, не происходит эвтектоидного распада -твердого раствора на фазы  и . Поэтому при содержании олова более 5–6 % в структуре сплавов присутствует эвтектоид (+), где -электронное соединение Cu₃₁Sn₈ со сложной кубической решеткой. Оно обладает высокой твердостью и хрупкостью. Поэтому, несмотря на повышение прочности при дальнейшем увеличении количества олова до 25 %, практическое значение имеют бронзы, содержащие только до 10 % Sn.

Вкрапления твёрдого эвтектоида (+) в относительно мягком -растворе обеспечивают бронзе в литом состоянии высокие антифрикционные свойства. Из бронз отливают венцы червячных колес, вкладыши подшипников скольжения и т. д. без последующей термической обработки.

Оловянистые бронзы, содержащие до 5 % Sn и имеющие однородную зернистую структуру, применяют в отожженном и деформированном состояниях в качестве пароводяной и маслопроводящей арматуры.

Ввиду пониженной жидкотекучести бронза не даёт концентрированной усадочной раковины. Этим объясняется малая усадка бронз при литье (усадка бронз менее 1 %; усадка латуней и чугуна 1,5 %; сталей более 2 %).

Бронзы маркируют буквами Бр с указанием легирующих элементов, обозначенных буквами русского алфавита: А – алюминий; Мц – марганец; Ж – железо; Н – никель; С – свинец; О – олово; Т – титан; Мг – магний; К – кремний; Кд – кадмий; Ср – серебро; Ц  цинк, Ф  фосфор, Б  бериллий, Х  хром. Цифры за буквами показывают количество легирующих элементов в процентах. Бронзы оловянистые, обрабатываемые давлением, поставляют по ГОСТ 5017-74; бронзы безоловянистые  по ГОСТ 18175-78. Для удешевления бронз вводят некоторое количество цинка, а для улучшения обрабатываемости  свинец. Небольшое количество фосфора (до 1 %), являющегося раскислителем, устраняет хрупкие включения окиси олова (SnO), а также повышает жидкотекучесть. Примером арматурной бронзы является БрО5Ц5С5. Лучшая антифрикционная бронза БрО10Ф1 (ГОСТ 613-79). Появление -фазы в структуре литых бронз вызывает резкое снижение их вязкости и пластичности.

Алюминиевые бронзы являются хорошим заменителем дефицитной оловянистой бронзы. Они имеют более высокую прочность, коррозионную стойкость и значительно дешевле. Свойства алюминиевых бронз могут быть улучшены легированием такими элементами, как железо, марганец, никель. Широкое распространение имеют алюминиевые бронзы БрАЖ9-4, БрАЖН10-4-4.

Бериллиевая бронза БрБ2 является сплавом, который подвергают термической обработке. После закалки с 800 С в воде и отпуска (старения) при температуре 300350 С твёрдость бронзы НВ 35004000 МПа. Высокие прочность и упругость в сочетании с хорошей химической стойкостью и свариваемостью позволяют использовать бериллиевую бронзу для ответственных деталей, от которых требуются упругие свойства (пружины, мембраны).

Высококачественным антифрикционным материалом является широко применяемая свинцовистая бронза БрС30 (ГОСТ 439-79) в литом состоянии; структура ее состоит из отдельных зёрен меди и вкраплений свинца.

П о д ш и п н и к о в ы е с п л а в ы

Подшипниковые, или антифрикционные, сплавы, применяют для изготовления вкладышей подшипников скольжения. Для этих целей используют чугун, бронзу и баббиты.

Материалу вкладыша должны быть присущи следующие свойства:

1) небольшой коэффициент трения со стальной поверхностью вала;

2) малый износ обеих трущихся поверхностей;

3) способность выдерживать высокие удельные давления.

В машине при стационарном режиме работы минимум потерь на трение может быть обеспечен осуществлением жидкостного режима работы подшипникового узла. В период пуска или останова машины жидкостный режим работы подшипника нарушается: шейка вала контактирует непосредственно с материалом вкладыша. В этих условиях для обеспечения минимальных потерь на трение нужна достаточная твёрдость обеих поверхностей и относительно свободный доступ смазки в места их контакта. С другой стороны, для уменьшения износа шейки вала нужна минимальная твёрдость материала вкладыша, что обеспечило бы должную равномерность распределения нагрузки по поверхности шейки вала и её равномерный износ.

Этим противоречивым требованиям отвечает структура вкладыша, состоящая из мягкой основы с твёрдыми включениями. Износ мягкой основы обеспечивает хорошую прирабатываемость подшипника и получение своеобразного рельефа поверхности вкладыша (рис. 11.6). Выступающие твёрдые включения при наличии между ними смазки снижают коэффициент трения, что уменьшает износ мягкой основы вкладыша. Ввиду низкой твёрдости основы твёрдые включения легко в неё вдавливаются, что создаёт высокую равномерность нагружения во всех точках контакта шейки вала с материалом вкладыша и минимальный изноc шейки вала.

При малых скоростях вращения и высоких удельных давлениях вкладыши подшипников изготавливают из литой бронзы или из антифрикционных серых чугунов на перлитной основе.

При больших скоростях вращения и относительно малых удельных давлениях в ответственных быстроходных машинах (турбинах, крупных двигателях внутреннего сгорания, компрессорах) используют антифрикционные сплавы  баббиты.

Рис. 11.6. Микрорельеф рабочей поверхности

антифрикционного сплава (схема)

Баббиты  сплавы на основе олова или свинца с добавлением других элементов, которые обеспечивают получение твёрдых частиц и легируют мягкую основу. Они являются наиболее давним подшипниковым материалом. Баббиты обладают низкой твёрдость (НВ 150300 МПа), имеют невысокую температуру плавления (230320 С), отлично прирабатываются и обладают высокими антифрикционными характеристиками. В то же время у них низкое сопротивление усталости, что влияет на работоспособность подшипников.

Применяют баббиты шести марок ( ГОСТ 1320-74). Составы трёх из них приведены в таблице 11.1.

Таблица 11.1

Состав применяемых баббитов

Марка	Sn, %	Pb, %	Sb, %	Cu, %
Б83 Б16 БС	83 16 	 Остальное Остальное	11 16 17	6 2 1

Наилучшими свойствами обладают баббиты на основе олова, например Б83. Мягкая основа  -твёрдый раствор на основе олова; твёрдые включения  химические соединения SnSb и Cu₃Sn.

Недостаток баббита Б83  большое содержание дефицитного олова. Это вызвало необходимость создания других, более дешёвых баббитов с меньшим содержанием олова (Б16) или вовсе без олова (БС). Однако антифрикционные характеристики таких баббитов ниже, чем Б83.

Структура баббита Б16: мягкая основа  тройная эвтектика (Pb + + Sb + Sn), твёрдые включения  кристаллы химических соединений SnSb и Cu₃Sn.

Баббит БС  в основном сплав свинца с сурьмой, диаграмма состояний и строение которого рассмотрены в работе 2. Баббит БС является заэвтектическим сплавом свинца с сурьмой. Мягкая основа  эвтектика (Pb + Sb), твёрдые включения  кристаллы Sb.

Порядок выполнения работы

Проводят микроскопический анализ строения следующих сплавов:

шлиф № 1 титановый -сплав,

шлиф № 2  титановый  + - сплав,

шлиф № 3  силумин обычного качества,

шлиф № 4  силумин модифицированный,

шлиф № 5  -латунь,

шлиф № 6  + -латунь,

шлиф № 7  бронза марки БрО10Ф1 в отожжённом состоянии,

шлиф № 8  бронза марки БрО10Ф1 в литом состоянии,

шлиф № 9  баббит марки Б83,

шлиф № 10  баббит марки Б16.

Содержание отчёта

Зарисовки структур всех представленных в коллекции сплавов с указанием диаграммы состояний, марки и химического состава.

При зарисовке структур шлифов № 8, 9, 10 указать мягкую основу и твёрдые включения.

Р А Б О Т А 12

ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА АЛЮМИНИЕВЫХ И МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ

Алюминий и магний  металлы малой плотности (удельный вес алюминия 2,7 кг/м³, магния 1,7 кг/м³) не обладают полиморфным превращением. Соответственно сплавы нельзя измельчить с помощью термической обработки. Типичная диаграмма состояний таких сплавов была приведена на рис. 4.1.

На рис. 12.1 представлена диаграмма состояний сплавов AlCu. Как видно, обе диаграммы (рис. 4.1. и 12.1) идентичны, поэтому и подходы к назначению термической обработке их сплавов аналогичны.

Различают три характерных типа сплавов:

I и II  деформируемые, т. е. подвергаемые пластической обработке (ковке, штамповке, прессованию, прокатке, гибке и др.);

III  литейный, предназначенный для изготовления изделий литьём. Мелкозернистость таких сплавов достигается модифицированием (см. работы 8 и 11).

Сплавы I нельзя упрочнить термической обработкой (закалка невозможна).

К алюминиевым сплавам, применяемым в деформированном виде (прессованном, катаном, кованом) и упрочняемым термической обработкой, относят дюралюминий. Дюралюминий  сложный по составу сплав, в основном  алюминия с медью( 0,5 %) и магнием, в котором содержатся также марганец, кремний и железо (в небольших количествах).

В сплаве образуется ограниченный твёрдый раствор  на основе алюминия с переменной растворимостью, которая уменьшается с понижением температуры. Максимальная растворимость меди в -твёрдом растворе составляет 5,7 % при эвтектической температуре 548 С. Сплав, содержащий более 0,5 % Cu, но не менее 5,7 %, в равновесном состоянии имеет структуру твёрдого раствора с включением интерметаллического соединения CuAl₂ (избирательное выделение вторичных кристаллов пластинчатой формы по границам зерен).

Упрочняющая термическая обработка дюралюминия основана (как отмечалось в работе 4) на изменении растворимости меди в -твёрдом растворе. Если любой сплав с концентрацией более 0,5 % до 5,7 % Cu нагреть выше линии MN (например, сплав II выше температуры 1  см. рис. 12.1), то сплав будет иметь однофазное состояние -твёрдого раствора. Это состояние может быть зафиксировано быстрым охлаждением, т. е. закалкой. Полученный при закалке твёрдый раствор при содержании в нём меди более 0,5 % оказывается пересыщенным. В таком пересыщенном и неустойчивом твёрдом растворе происходят изменения, в конечном итоге приводящие к выделению соединения CuAl₂ зернистой формы и сохранению в растворе соответствующего равновесной системе количества меди (0,5 %). В результате происходит твердение сплава. Этот процесс, как уже говорилось в работе 4, называется старением. Если процесс происходит при комнатной температуре, то он называется естественным старением, если при повышенной температуре (но обязательно ниже линии MN)  то искусственным старением. Таким образом, для дюралюминия проводят термическую обработку  закалку и старение (см. графики на рис. 12.1, б ).

Рис. 12.1. Диаграмма состояний сплавов AlCu (а) и

график термической обработки дюралюминия (б)

Рис. 12.2. Кривые старения дюралюминия

В отожжённом состоянии сплав Al + 4 % Cu имеет предел прочности _B  200 МПа. В свежезакалённом состоянии (сразу после закалки) предел прочности немного выше (_B  250 МПа). После старения предел прочности значительно возрастает до _B  400 МПа, увеличивается твёрдость. Изменение механических характеристик при старении существенно зависит от температуры и времени, как это показано на рис. 12.2. При естественном старении _B (НВ) становится максимальной через 57 суток. Повышение температуры нагрева при старении ускоряет процесс упрочнения. Однако получаемый максимальный _B тем ниже, чем выше температура старения. Эффект упрочнения при естественном старении обычно выше, чем при искусственном.

При естественном старении сплавов наблюдают начальный, так называемый инкубационный (латентный, скрытый), период, характеризующийся отсутствием или слабым изменением механических характеристик. Этот период имеет важное технологическое значение: после закалки возможна пластическая деформация сплава в течение 23 ч (расклёпка заклёпок, отбортовка, гибка и т. д.). По истечении этого времени сплав начнёт приобретать хрупкость.

При отрицательных температурах старение практически не происходит, что используют для хранения закалённых деталей, которые подвергают в дальнейшем пластической деформации.

Пониженная коррозионная стойкость дюралюминия требует защиты его от коррозии. Наиболее распространено плакирование дюралюминов чистым алюминием. Слитки дюралюминия обертывают тонким алюминиевым листом и прокатывают.

Наиболее широко применяемыми в технике являются дюралюмины следующих марок (ГОСТ 4784-74):

Д1 (3,84,8 % Cu; 0,40,8 % Mn; 0,40,8 % Mg);

Д16 (3,84,9 % Cu; 0,30,9 % Mn; 1,21,8 % Mg);

В95 (1,42,0 % Cu; 0,20,6 % Mn; 1,82,8 % Mg; 5,07,0 % Zn).

Механические характеристики сплавов в отожжённом состоянии, а также после закалки и старения приведены в табл. 12.1.

Т а б л и ц а 12.1

Механические характеристики дюралюминов

Марка	Режим	Механические характеристики
сплава	термической обработки	0,2, МПа	в, МПа	, %
Д1	Отжиг Закалка, 500 С, вода + старение 100 С	110 240	195 490	18 14
Д16	Отжиг Закалка, 495 С, вода + старение 100 С	110 400	220 540	18 11
В95	Закалка, 495 С, вода (подогретая) + старение 100 С	550	600	8

Магний имеет гексагональную решетку, температура плавления 651 С. Магний и его сплавы неустойчивы против коррозии. При повышении температуры магний интенсивно окисляется и даже самовоспламеняется.

Магний обладает малой прочностью и пластичностью. Примерные характеристики катаного и отожжённого магния: _в = 180 МПа;  = 15 %; НВ 3000 МПа. Легированием и термической обработкой может быть достигнут предел прочности _в = 300350 МПа, а в отдельных сплавах до 400 МПа.

В качестве легирующих присадок в магниевых сплавах используют алюминий, цинк и марганец. На рис. 12. 3 представлена диаграмма MgAl. В спла-ве образуется ограниченный твёрдый раствор  с растворимостью, уменьшающейся с понижением температуры. Это, как и в алюминиевых сплавах, позволяет производить закалку с последующим старением, однако эффект упрочнения магниевых сплавов ниже, чем у дюралюминия.

Сплавы магния также подразделяют на литейные и деформируемые. К литейным сплавам относят сплавы (ГОСТ 2856-79):

Рис. 12. 3. Диаграмма состояний сплавов MgAl

МЛ3, МЛ4, МЛ5 и МЛ6 ситемы МgAlMnZn, МЛ10 системы МgZnZr и др.

В качестве деформируемых сплавов, упрочняемых термической обработкой, применяют следующие сплавы (ГОСТ 14957-76):

МА1 системы MgMn;

MA2 и MA5 системы MgAlMnZn;

MA20 системы MgZnZrCe и др.

В сплаве МА5 (7,89,2% Al; 0,20,8 % Zn и 0,150,5 % Mn), как и в сплаве МА10, после закалки и старения достигается _в порядка 400 МПа.

Температура закалки магниевых сплавов находится в интервале 380415С, причем выдержка при этой температуре, ввиду медленного протекания диффузии, достигает 1216 ч и более. Закалку производят, как правило, охлаждением на воздухе. После этого применяют искусственное старение при температуре 175 С.

Сплавы на основе алюминия и магния ввиду их малого удельного веса находят широкое применение в приборостроении, авиации, ракетостроении.

Порядок выполнения работы

Студенты получают образцы, изготовленные из дюралюминия и подвергают их термической обработке (отжиг, закалка, закалка + старение с разной выдержкой). Влияние термической обработки оценивают по изменению твёрдости HRB.

Содержание отчёта

1. Диаграмма состояний сплавов AlCu. График термической обработки дюралюминия.

2. Описание термической обработки, проведенной студентом, с указанием марки и химического состава сплава. Твёрдость HRB сплава до и после термической обработки.

3. Сводная таблица результатов испытаний (табл. 12.2).

4. График изменения твёрдости в зависимости от времени старения.

Т а б л и ц а 12.2

Результаты испытаний

№	Вид	Режим термической обработки		Время старения,	Твёрдость, HRB
п/п	термической обработки	Температура закалки, С	Температура старения, С	мин
		500  5	100	1 3 5 10 15 30

Список литературы

1. Г у л я е в А.П. Металловедение. 6-е изд. М.: Металлургия, 1986. 544 с.

2. Материаловедение / Б.Н. Арзамасов, И.И. Сидорин, Г.Ф. Косолапов и др. Под ред. Б.Н. Арзамасова. 2-е изд. М.: Машиностроение, 1986. 384 с.

3. Л а х т и н Ю.П. Металловедение и термическая обработка металлов. 3-е изд. М.: Металлургия, 1983. 359 с.

4. Л а х т и н Ю.П., Л е о н т ь е в а В.П. Материаловедение. 3-е изд. М.: Машиностроение, 1990. 528 с.

5. П а р ш и н А.М. Структура, прочность и радиационная повреж-даемость коррозионностойких сталей и сплавов. Челябинск: Металлургия, 1988. 656 с.

6. Н о в и к о в И.И. Теория термической обработки металлов. 4-е изд. М.: Металлургия, 1986. 479 с.

7. Г е л л е р Ю.М. Инструментальные стали. 5-е изд. М.: Металлургия, 1983. 527 с.

8. Ж у р а в л ё в В.Н., Н и к о л а е в а О.И. Машиностроительные стали: Справочник. М.: Машиностроение, 1981. 391 с.

9. Конструкционные материалы: Справочник / Б.Н. Арзамасов, В.А. Брострем, Н.А. Бушов и др.; Под ред. Б.Н. Арзамасова. М.: Машиностроение: 1990. 687 с.

10. М а с л е н к о в С.Б., М а с л е н к о в а Е.Л. Стали и сплавы для высоких температур: Справочник: В 2 кн. М.: Металлургия, 1991. 381 и 830 с.

11. В и н о г р а д о в а Н.В., К и р и л л о в Н.Б. Диаграммы состояния двойных сплавов. Задания для самостоятельной подготовки: Метод. указания /СПбГТУ. СПб, 1993. 16 с.

12. В и н о г р а д о в а Н.В., К и р и л л о в Н.Б., К р и в о р у к М.И. Методы определения прокаливаемости сталей: Метод. указания /СПбГТУ. СПб, 1993. 32 с.

13. Материаловедение. Ч II: Лабораторный практикум / Н.В. Виноградова, В.А.Жуков, М.А.Жукова и др.; под ред. А.М.Паршина. СПб.: Изд-во СПбГПУ, 2001. 55 с.

СОДЕРЖАНИЕ

1. Влияние содержания углерода и термической обработки на твёрдость сталей . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 3

2. Построение элементарных диаграмм состояний двойных сплавов и правила их расшифровки. Микроструктурный анализ . . . . . . . . 9

3. Расшифровка диаграмм состояний сплавов . . . . . . . . . . 22

4. Диаграммы состояний и возможные виды термической обработки сплавов . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 27

5. Диаграмма состояний сплавов железа с углеродом . . . . . . 33

6. Предварительная термическая обработка углеродистых сталей . 38

7. Окончательная термическая обработка углеродистых сталей . . 44

8. Микроструктурный анализ чугунов . . . . . . . . . . . . . 50

9. Легированные стали . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 55

10. Прокаливаемость сталей . . . . . . . . . . . . . . . . . 69

11. Цветные металлы и сплавы . . . . . . . . . . . . . . . .74

12. Термическая обработка алюминиевых и магниевых сплавов . .84

Список литературы . . . . . . . . . . . . . . . . . . .90

ВИНОГРАДОВА Нина Васильевна

ЖУКОВА Марина Алексеевна

КИРИЛЛОВ Николай Борисович

КОЛОСОВ Иван Евдокимович

КРИВОРУК Михаил Иванович

ПАРШИН Анатолий Максимович

ПЕТКОВА Ани Петрова

ТЕПЛУХИН Василий Гельевич

ТЕПЛУХИНА Ирина Владимировна