ТОП 10:

Характерные линии и области диаграммы



ABCD — линии ликвидус — линия начала процесса кристаллизации Выше линии лик­видус (область I) сплав находится в жидком состоянии и представляет собой однородную систему — жидкий раствор.

AHJECF — линия солидус — линия завершения процесса кристаллизации. Сплавы, лежащие ниже этой линии, находятся в твёрдом состоянии. При температурах между линиями ликвидус и солидус происходит кристаллизация сплавов. В период кристаллизации одно­временно существуют две фазы — жидкий расплав и кристаллы твёрдых растворов.

 


Рассматривая линию ликвидус ABCD, можно отметить, что с увеличением содержания углерода С в железе до 4,3% температура плавления сплава понижается, а с дальнейшим по­вышением содержания углерода (участок CD) температура плавления сплава увеличивается.

На участке линии ликвидус АВ выделяются кристаллы δ-твёрдого раствора (ферри­та Ф), состав которых определяется линией АН. Состав жидкой фазы изменяется по ли­нии АВ. Предельную растворимость углерода (0,1%) в δ-железе Feδ (феррите Ф) при темпе­ратуре 1493°С показывает точка Н.

На участке АН заканчивается кристаллизация феррита Ф. На линии HJB при постоян­ной температуре 1499°С жидкая фаза, содержащая 0,5% С (точка В), реагирует с ранее вы­павшими кристаллами δ-твёрдого раствора (феррита Ф), что приводит к образованию кри­сталлов нового вида. Реакцию подобного вида называют перитектической (перитектическое превращение). В результате этой реакции образуются кристаллы аустенита А, содержащего 0,18% С (точка J):

L + Ф(δ) → А.

По линии HN начинается превращение феррита Ф(δ) в аустенит А, обусловленное по­лиморфным превращением железа. По линии NJ заканчивается превращение феррита Ф(δ) в аустенит А.

По линии ВС при понижении температуры из расплава выпадают кристаллы аустени­та А переменного состава, с меньшим содержанием углерода (от 0,5 до 2,14%), чем в жидкой фазе, из которой они выделяются. Изменение состава жидкой фазы с понижением темпера­туры происходит по линии ВС (линия ликвидус), а выпавших кристаллов — по линии JE (линия солидус). На участке заканчивается кристаллизация аустенита А.

Таким образом, если сплавы содержат до 2,14% С, то их кристаллизация заканчивается при температуре выше 1147°С, где жидкая фаза обогащается углеродом до 4,3%. Одновре­менно из расплава выпадают кристаллы аустенита, содержащие 2,14% С (точка Е) и цемен­тита, содержащего 6,67% С (точка F).

На участке ECF при постоянной температуре 1147ºС идёт эвтектическое превращение, заключающееся в том, что жидкость, содержащая 4,3% углерода превращается в эвтектиче­скую смесь аустенита А и цементита первичного ЦІ:

L4,3эвт. (А + ЦI).

Ледебурит (Л) (точка С) — механическая эвтектическая смесь (эвтектика) кристаллов аустенита А и цементита Ц, содержащая 4,3% C. Эвтектика системы железо - цементит на­зывается ледебуритом Л, по имени немецкого учёного Ледебура.

Сплавы, лежащие праве точки С, т. е. содержащие от 4,3 до 6,67% С, кристаллизуются по линии CD. В процессе их кристаллизации выделяется первичный цементит Fe3C (ЦI). По мере образования из жидкого расплава первичного цементита (Ц I) содержание углерода в жидкой фазе уменьшается.

При температуре 1147°С (линия CF) оставшийся расплав содержит 4,3% С и затверде­вает с образованием ледебурита (эвтектики). В результате окончательно затвердевший сплав (ниже линии CF) состоит из первичного цементита (ЦI) и ледебурита Л.

Сплавы, находящиеся левее точки С, т. е. содержащие до 4,3% С, называются доэвтектическими, а сплавы находящиеся правее от точки С, т. е. содержащие более 4,3% С, — заэвтектическими. Между линиями ликвидус ABCD и солидус AHJECF (области II и III) желе­зоуглеродистые сплавы состоят из жидкой и твёрдой фаз, причём с понижением температуру количество твёрдой фазы увеличивается.


Таким образом, непосредственно после окончания затвердевания структура доэвтектических сплавов состоит из аустенита А и ледебурита Л, структура эвтектического сплава — из ледебурита Л и структура заэвтектического сплава — из первичного цементита (Ц I) и ле­дебурита Л.

Ниже линии солидус AHJECF в затвердевших сплавах при понижении температуры наблюдается дальнейшее изменение их структуры, связанное с перекристаллизацией в твёр­дом состоянии. Такие изменения называют вторичной кристаллизацией. С понижением тем­пературы железо переходит из одной модификации в другую (Feγ → Feα) и растворимость углерода в γ-железе Feγ и α-железе Feα заметно уменьшается.

По линии PSK при постоянной температуре 727ºС идёт эвтектоидное превращение, за­ключающееся в том, что аустенит А, содержащий 0,8% углерода С, превращается в эвтекто-идную смесь феррита Ф и цементита вторичного ЦII:

А0,83эвт. (Ф + ЦII)

По механизму данное превращение похоже на эвтектическое, но протекает в твёрдом состоянии. Эвтектоид системы железо - цементит называется перлитом (П), он содержит 0,8% углерода С. Название такое эта фаза получила за то, что на полированном и протрав­ленном шлифе наблюдается перламутровый блеск. Перлит может существовать в зернистой и пластинчатой форме, в зависимости от условий его образования.

Доэвтектические сплавы (до 2,14% С) в области IV состоят из одного аустенита А При охлаждении сплавов, содержащих менее 0,8% С (левее точки S), ниже линии GOS происхо­дит распад аустенита А с выделением из него избыточного феррита Ф, что обусловлено по­лиморфным превращением железа Fe. Так как феррит Ф, выделяющийся при охлаждении аустенита А по линии GOS, содержит не более 0,02% С (предельная растворимость углерода в α-железе Feα, точка Р), аустенит А несколько обогащается углеродом С, изменяя состав по линии GS. Кристаллы феррита изменяют свой состав по линии GOS.

Такой процесс протека­ет до температуры 727°С. В точке S при 0,8% С аустенит А распадается на твёрдую эвтектоидную механическую смесь кристаллов феррита Ф и цементита Ц, называемую перлитом П. Пользуясь правилом отрезков по диаграмме состояния, можно определить соотношение фер­рита Ф и цементита Ц в перлите при 727°С

Qф/Qц = SK/PS = (6,67 - 0,8)/0,8 =7,3375,

где Q — количество вещества.

Внешне зерно перлита состоит из параллельных пластинок феррита и цементита. Чем грубее и крупнее выделения цементита, тем хуже механические свойства перлита.

Сплавы, содержащие 0,8% С называются эвтектоидными, содержащие менее 0,8% С — доэвтектоидными, и содержащие более 0,8% С — эаэвтектоидными.

При охлаждении сплавов, лежащих правее точки S и содержащих более 0,8% С, ниже линии SE происходит распад аустенита А с выделением из него вторичного цементита ЦII, обусловленный снижением растворимости углерода в аустените при понижении температу­ры. Так как выделяющийся вторичный цементит ЦII содержит 6,67% С, концентрация угле­рода в остающимся аустените А изменяются (уменьшается) по линии SE до состава точки S (0,8% С) при 727°С.

 

 


Таким образом, доэвтектоидные сплавы в области VIII состоят из аустенита А и ферри­та Ф, а в области IX — из феррита Ф и перлита П. Заэвтектоидные сплавы (0,8 - 2,14% С) в области V состоят из аустенита А и вторичного цементита ЦII, а в области Х — из вторично­го цементита ЦII и перлита П.

Сплавы, содержащие от 2,14 до 4,3% С, выше линии PSK, но ниже линии ECF (об­ласть VI) состоят из аустенита А, вторичного цементита ЦII и ледебурита Л.

По линии PSK и ниже в этих же сплавах (область XI) происходит превращение аусте­нита А в перлит П; структура сплава состоит из перлита П, цементита Ц и вторичного леде­бурита ЛII. Сплавы, соответствующие эвтектической точке С, ниже линии PSK имеют струк­туру одного ледебурита Л.

Сплавы, содержащие 4,3 - 6,7% С, ниже линии CF, но выше линии PSK (область VII) состоят из цементита Ц и первичного ледебурита ЛI; ниже линии PSK (область XII) сплавы сохраняют эту же структуру.

По линии PG происходит превращение аустенита А в феррит Ф заканчивается. Также в нижней левой части диаграммы линия PQ показывает уменьшение растворимости углерода в α-железе Feα (феррите Ф) с понижением температуры. По линии PQ из феррита Ф начинает­ся выделение третичного цементита ЦІІІ, обусловленное снижением растворимости углерода в феррите при понижении температуры. Следовательно, сплавы между точками Р и Q состо­ят из феррита Ф и третичного цементита ЦІІІ.

Сплавы, находящиеся внутри области GPQ, состоят только из феррита Ф.

По линии МО при постоянной температуре 768ºС имеют место магнитные превраще­ния сплава.

Температуры, при которых происходят фазовые и структурные превращения в сплавах системы железо - цементит, т. е. критические точки, имеют условные обозначения.

Обозначаются они буквой А (от французского arret — остановка):

А1 — линия PSK (727ºС) — превращение П А;

A2 — линия MO (768ºС, — точка Кюри — магнитные превращения);

A3— линия GOS (переменная температура, зависящая от содержания углерода в сплаве) — превращение Ф А;

A4 — линия NJ (переменная температура, зависящая от содержания углерода в сплаве)

— превращение А Ф ( δ);

Acm — линия SE (переменная температура, зависящая от содержания углерода в сплаве)

— начало выделения цементита вторичного ЦІІ (иногда обозначается A3).

Так как при нагреве и охлаждении превращения совершаются при различных темпера­турах, чтобы отличить эти процессы вводятся дополнительные обозначения. При нагреве до­бавляют букву с, т. е. Ас1, при охлаждении - букву r, т. е. Аr1.

Все сплавы, характеризующиеся диаграммой Fe-C, разделяют на: техническое железо (< 0,006% C), стали (0,006 < C < 2,14%) и чугуны (2,14 <C <6,67%).

Построим кривую охлаждения для сплава, содержащего 1,2% углерода С (см. рис. 6).


Кривая охлаждения заэвтектоидной стали, содержащей 1,2%С

Рис. 6. Кривая охлаждения заэвтектоидной стали, содержащей 1,2% углерода С

Данный сплав — заэвтектоидная углеродистая инструментальная сталь, структура ко­торого в твёрдом состоянии при обычной температуре состоит из вторичного цементита ЦII и эвтектоидной механической смеси феррита и цементита (перлита П).

Сплав начинает кристаллизоваться в точке 1 (рис. 6) при температуре 1480°С с выделе­нием из жидкой фазы кристаллов аустенита.

Процесс кристаллизации завершается в точке 2 (рис. 6) при температуре 1320°С. От данной температуры до температуры 960°С сплав представляет собой однофазную структуру — аустенит.

При достижении температуры 960°С (точка 3) из аустенита, вследствие уменьшения растворимости, углерода начинают выделяться кристаллы вторичного цементита ЦII.

При достижении температуры 727°С (точка 4) на кривой охлаждения наблюдается го­ризонтальная площадка 4 - 4', вызванная полиморфным превращением железа Feγ → Feα., что является причиной превращения аустенита в перлит П). Фаза вторичного цементи­та при этом сохраняется.


Между точками 4 и 4', вследствие незавершённости фазового пре­вращения Feγ → Feα, структура сплава состоит из трёх фаз — аустенита, вторичного цемен­тита и перлита. В точке 4' завершается фазовое превращение Feγ → Feα и структура сплава состоит из двух фаз — перлита и вторичного цементита (П + ЦII).

Полностью охлаждённый сплав представляет собой двухфазную систему — эвтектоидную механическую смесь феррита и цементита в виде перлита и вторичный цементит. Мик­роструктура заэвтектоидной углеродистой стали, содержащей 1,2% углерода C представлена на рис. 7.

Перлит (феррит+цементит)

Цементит (Fe3C)

 

Рис. 7. Микроструктура заэвтектоидной углеродистой стали, содержащей 1,2% углерода C

В) Назначить и обосновать технологические режимы термической обработки для ре­жущих инструментов, изготовленных из стали У12А. Описать структуру и механиче­ские свойства материала режущих инструментов после термической обработки.

При выполнении задания по назначению технологических режимов термической обра­ботки следует иметь в виду, что любой вид термообработки принципиально состоит из трёх последовательно выполняемых операций:

- нагрева в течение определённого времени τН до определённой температуры Тн, ºС;

- выдержки при данной температуре необходимое время τВ,мин., час;

- охлаждения с определённой скоростью Vохл, ºС.

Нагрев служит для аустенизации — перевода части или всей исходной структуры (пер­лита, феррита и цементита) в мелкозернистый аустенит, из которого при охлаждении полу­чают высококачественные мелкозернистые структуры. При температурах, несколько пре­вышающих критическую точку А С1, находящуюся на линии PSK диаграммы состояния «Fe-C» (рис. 5), происходит неполная аустенизация, при которой в аустенит превращается

 

 

только перлит. При дальнейшем повышении температуры в образовавшемся аустените рас­творяются избыточные феррит (в доэвтектоидных сталях) и цементит вторичный (в заэвтек-тоидных сталях). Поэтому для полной аустенизации нагрев производят до температур, на 30 - 50ºС превышающих критические точки АС3 и А cm (линии GS и SE). Нагрев до более высоких температур приводит к нежелательному росту зёрен аустенита.

Исходя из этого, выбор температуры нагрева при определённом виде термообработки производится в следующей последовательности:

- по справочнику или с помощью микроструктурного анализа в заданной марке стали определяется содержание углерода;

- на диаграмме состояния «Fe-C» проводится линия заданного сплава (стали) до пере­сечения с линиями PSK, GS, SE диаграммы;

- по критической точке определяется необходимая для требуемого вида термообработ­ки и заданной марки стали критическая температура С1, АС3, Асm), к значению которой прибавляется 30 - 50ºС.

Выдержка при заданной температуре нагрева служит для выравнивания, путём диффу­зии, концентрации углерода по всему объёму аустенита. Обычно определяется суммарное время нагрева и выдержки.

Так для углеродистых сталей принимается 1 минута нагрева на 1 миллиметр диаметра (толщины) изделия, а время выдержки тв при температуре нагрева Тн принимают как 0,2тн, мин, т. е.

τHB = τH + τB = 1,2D (5),

где D (5) — диаметр (толщина) изделия, мм.

Для легированных сталей время нагрева увеличивают на 25… 40%, следовательно

τHB = 1,45…1,6D(5).

Излишняя продолжительность выдержки, как и перегрев, ведёт к росту зёрен аустени­та.

Скорость охлаждения определяется, прежде всего, видом термообработки, а реализует­ся применением соответствующей охлаждающей среды.

Так, для получения равновесной структуры, пониженной твёрдости стали используется низкая скорость охлаждения, обеспечиваемая охлаждением вместе с печью (Vохл <1ºС/час). Такое охлаждение характерно для операции термической обработки, которая называется отжигом. Также для получения равновесной структуры, пониженной твёрдости стали воз­можна низкая скорость охлаждения, обеспечиваемая охлаждением на спокойном воздухе (Vохл ~1ºС/час). Такое охлаждение характерно для операции термической обработки, которая называется нормализацией.

Особо большое влияние скорость охлаждения оказывает на результаты закалки, кото­рая производится при больших скоростях охлаждения с использованием жидких охлаж­дающих сред — воды, минеральных масел, эмульсий, водных растворов солей и др. При этом, в зависимости от скорости охлаждения при закалке, возможно получение двух видов структур:

- феррито-цементитных (перлитных) структур различной степени дисперсности: пер­лита, сорбита, троостита (такие структуры образуются по диффузионному механизму в ре­зультате завершения диффузионных процессов в структуре стали при охлаждении);

- мартенситной структуры (мартенсита) — пересыщенного твёрдого раствора внедре­ния углерода в α-железе Feα (такое превращение осуществляется по бездиффузионному ме­ханизму при высоких скоростях охлаждения, при

 

 

которых при охлаждении в структуре ма­териал не успевают завершиться диффузионные процессы. Как правило мартенситное пре­вращение происходит за счёт бездиффузионного превращения переохлажденного до 300…200ºС аустенита.

В большинстве случаев при закалке стремятся получить структуру мартенсита, обеспе­чивающую сталям наибольшую твёрдость, а при последующем отпуске — другие необходи мые механические свойства (прочность, упругость и ударную вязкость). Минимальная ско­рость охлаждения, при которой аустенит превращается только в мартенсит, называется кри­тической скоростью закалки Vкр. Закалка углеродистых сталей на мартенсит характеризует­ся высокой критической скоростью (Vкр > 600ºС/с) и проводится с применением холодной воды или подсолённой воды, а закалка легированных сталей, ввиду меньшей критической скорости, проводится в масле (закалка в одной среде). Часто при изготовлении ответствен­ных деталей сложной формы и инструментов из углеродистой стали используют закалку в двух средах: сначала — в резком охладителе (в воде), а затем — в мягком (масло).

В качестве примера рассмотрим объёмную термическую обработку режущих инстру­ментов диаметром (толщиной) 30 мм, изготовленных из углеродистой стали марки У12А.

Сталь У12А — высокоуглеродистая заэвтектоидная инструментальная сталь высокого качества (ГОСТ 1435-90) с содержанием углерода C 1,2% (масс). Как правило, такие стали применяют для изготовления инструментов, предназначенных для работы под действием ударных нагрузок, и инструментов, от которых требуется высокая режущая способность (зу­била, клейма по металлу, деревообделочный инструмент, в частности пилы, топоры и т. д.).

Углеродистая заэвтектоидная сталь У12А после горячей пластической обработки (ков­ки или прокатки) и последующего охлаждения на воздухе имеет структуру пластинчатого перлита и избыточного цементита, который обычно образует сплошную или прерывистую сетку по границам бывших зёрен аустенита (см. рис. 7).

Известно, что все углеродистые инструментальные стали относятся к сталям неглубо­кой прокаливаемости. Для практических целей цементитная сетка в структуре заэвтектоидных инструментальных сталей не допускается, поскольку делает сталь хрупкой. С целью по­вышения пластичности и устранения в микроструктуре цементитной сетки заэвтектоидные стали подвергают неполному отжигу на зернистый перлит.

Таким образом, заэвтектоидные инструментальные стали поставляют после отжига на зернистый перлит с твёрдостью не более HB 187 - 217. В состоянии поставки (после непол­ного отжига) углеродистые инструментальные

стали хорошо обрабатываются резанием и хо­рошо воспринимают пластическую деформацию, необходимую при накатке, насечке и дру­гих операциях изготовления инструментов.

На основании анализа назначения стали У12А, требований к режущим инструментам, изготовленных из этой стали, и условий их работы, назначим термическую обработку.

 

 

 

Рис. 8. Схема структурно-фазовых превращений, происходящих при нагревании сталей

Полная термическая обработка углеродистой инструментальной стали У12А должна состоять из двух видов термообработки: предварительной и окончательной. Предваритель­ная термообработка (отжиг, нормализация) применяется для подготовки структуры и свойств материала для последующих технологических операций механической обработки (для улучшения обработки давлением, резанием). Окончательная термообработка (закалка и отпуск) формирует окончательную структуру и физико-механические свойства готовых изделий. Назначать режимы термообработки целесообразно, пользуясь диаграммой «Fe-C» (рис. 5). Нижняя часть стальной части диаграммы «Fe-C», на которой показаны структурно-фазовые превращения, происходящие в сталях при нагревании представлена на рис. 8.

Предварительная термическая обработка заключается в неполном отжиге при темпера­турах 740 - 760ºC, целью которого является получение микроструктуры зернистого перлита, так как при такой микроструктуре после последующей закалки получаются наиболее одно­родные свойства. Кроме того, после такой предварительной обработки облегчается после­дующая механическая обработка инструментального материала.

Время нагрева и выдержки заготовок из стали У12А при отжиге:

τНВ = 1,2D (δ) = 36 мин.

Технологические режимы термообработки, а также исходную и получающиеся на раз­личных этапах микроструктуры стали целесообразно представлять графически. График тех­нологических режимов проведения неполного отжига стали У12А представлен на рис. 9. Как видно из рис. 9 нагрев осуществляется до указанных температур выше линии PSK, но ниже линии GSE диаграммы «Fe-C» (рис. 8, 9). После выдержки в печи при указанных температу­рах сталь охлаждаем длительно, не вынимая из отключенной печи (см. рис. 9).

После неполного отжига, проведённого для заготовок из стали У12А при указанных выше режимах, эти заготовки подвергаем механической обработке для придания им формы и размеров режущих инструментов.

Рис. 9. График технологических режимов проведения неполного отжига стали У12А

После механической обработки с целью снятия остаточных внутренних напряжений в структуре инструментального материала и придания режущим инструментам требуемых ме­ханических свойств (высокой твёрдости и износостойкости поверхностного слоя, высокой ударной вязкости и т. д.) подвергаем их операциям окончательной термической обработки.

Окончательная термическая обработка состоит из неполной закалки и последующего низкотемпературного отпуска. График технологических режимов проведения окончательной термической обработки стали У12А представлен на рис. 10. Неполную закалку проводим в холодной солёной воде от температур 780 - 810ºC (нагрев осуществляется ниже линии GSE диаграммы «Fe-C») (см. рис. 10).

Нагрев при неполной закалке производим до температур неполной аустенизации, что позволяет сохранить в структуре материала твёрдый цементит. Для стали У12А эта темпера­тура находится в диапазоне 780…810ºС.

Время нагрева и выдержки инструментов при закалке:

τНВ = 1,2D (δ) = 36 мин.

Для получения структуры мартенсита используем при охлаждении холодную подсо­ленную воду, которая обеспечивает скорость охлаждения Vохл ≈ 1100ºС/с.

В результате нагрева при неполной закалке в аустенит переходит только структура перлита, а цементит сохраняется (см. рис. 5, 8). После неполной закалки структура поверхно­стного слоя инструментов из стали У12А состоит из мартенсита — пересыщенного твёрдого раствора внедрения углерода в α-железе Feα и карбидов цементита. Карбиды цементита по­вышают твёрдость и износостойкость инструментальной стали стали. Именно сохранение при неполной закалке в структуре заэвтектоидных сталей цементита Fe3C — самой высоко­твёрдой структурно-фазовой составляющей железоуглеродистых сплавов, способствует по­лучению более высокой твёрдости и износостойкости поверхностного слоя. В результате та­кой закалки инструментальных углеродистых сталей достигается высокая твёрдость (HRC 62 - 65).


 
 

 


Рис. 10. График технологических режимов проведения окончательной термической обработки стали У12А

В структуре закалённых углеродистых сталей имеется также небольшое (до 5 – 8%) ко­личество остаточного нераспавшегося аустенита. Аустенит отличается высокой пластично­стью по сравнению с другими структурно-фазовыми составляющими, но так как его мало, на снижение твёрдости стали он значительного влияния не оказывает.

Углеродистые стали имеют очень высокую критическую скорость закалки — порядка 200 – 300ºC/с. Поэтому недопустимо даже малейшее замедление охлаждения при закалке, так как это может привести к частичному распаду аустенита в интервале температур перлит­ного превращения и, как следствие, к появлению мягких участков в структуре. Особенно бы­стро протекает распад аустенита в углеродистых сталях при температурах, близких к 500 – 550ºC, где он начинается мгновенно, протекает чрезвычайно интенсивно и в течение не­скольких секунд полностью заканчивается. Поэтому с целью достижения высокой скорости охлаждения инструментального материала (стали У12А) при закалке в качестве закалочной среды используем холодную солёную воду (см. рис. 10).

В связи с высокой критической скоростью закалки только инструменты малого диамет­ра при закалке в воде могут прокаливаться насквозь. Однако при этом в них возникают большие внутренние напряжения, которые могут вызвать существенные деформации.

Инструменты, имеющие крупные размеры, при закалке в воде и в водных растворах со­лей, кислот и щелочей, охлаждающая способность которых выше, чем у воды, закаливаются на мартенсит лишь в тонком поверхностном слое. Структура же глубинных зон инструмен­тов представляет собой продукты распада аустенита интервале температур перлитного пре­вращения. Сердцевина инструментов, имеющая такую структуру, является менее хрупкой по сравнению с мартенситной структурой. При несквозной прокаливаемости наблюдается меньшая деформация инструмента при закалке. Поэтому инструменты, имеющие незакалён­ную вязкую сердцевину, лучше переносят толчки и удары по сравнению с инструментами, закалёнными насквозь на мартенсит.

 


Углеродистые стали наиболее целесообразно применять для инструментов небольшого сечения (до 5 мм), которые можно закаливать в масле и достигать при этом сквозной прока-ливаемости, а также для инструментов диаметром или наименьшей толщиной сечения 18 – 25 мм, в которых режущая часть приходится только на поверхностный слой, например на­пильники, зенкеры, метчики и т. д.

После неполной закалки с целью снятия внутренних закалочных напряжений и повы­шения механических свойств инструменты из углеродистой заэвтектоидной инструменталь­ной стали У12А целесообразно подвергнуть низкотемпературному отпуску в интервале тем­ператур не более 200 – 300ºC в течение 1 – 2 ч (см. рис. 10). Низкий отпуск выбираем во из­бежание снижения твёрдости поверхностного слоя инструментов при нагреве. В результате низкого отпуска поверхностный слой инструментального материала приобретает структуру мартенсита отпуска. Как правило, охлаждение при отпуске осуществляют на спокойном воз­духе. Скорость охлаждения на результаты отпуска не влияет, так как структурно-фазовых превращений в материале при данных температурах не происходит.

Твёрдость поверхностного слоя режущих инструментов из углеродистой стали У12А, подвергнутых окончательной термической обработке в соответствие с режимами, указанны­ми выше, должна быть в интервале HRC 56 – 64.

Таким образом, в результате проведённой термической обработки, получаем требуемые механические свойства инструментального материала.

Так как инструменты из углеродистой стали теряют твёрдость при нагреве выше 200ºC, условия их работы должны быть такими, чтобы режущая кромка в процессе работы не на­гревалась выше 200ºC, т. е резание следует приводить при небольших скоростях.

Г) Назначить марку стали для изготовления силовых деталей турбин реактивных дви­гателей, работа которых предполагается в течение длительного времени при темпера­турах до 600ºC. На основе анализа условий эксплуатации деталей обосновать выбор стали, расшифровать её состав, назначить необходимую термическую обработку, опи­сать структуру и физико-механические свойства. Объяснить влияние каждого леги­рующего элемента на структуру и свойства выбранной стали.

При выполнении задания по рациональному выбору конструкционного материала для каких-то деталей технических объектов целесообразно предварительно проанализировать условия эксплуатации этих деталей и влияние каждого условия на возможное изменение структуры и физико-механических свойств материала деталей. В результате этого анализа необходимо определить требования, которые должны предъявляться к конструкционному материалу деталей. Исходя из требований, следует произвести рациональный выбор мате­риала деталей.

Известно, что повышение температуры эксплуатации существенно влияет на структуру и физико-механические свойства материалов. При увеличении температуры наблюдается изменение исходной микроструктуры, происходит снижение прочности и увеличение пла­стичности материалов, что связано с ослаблением межатомных связей в кристаллической решётке, увеличением скорости диффузионных процессов, которые влияют на дефектную структуру металлов, а, следовательно, и на их свойства.

В связи с увеличением скорости диффузионных процессов с повышением температуры значительно возрастает число вакансий (дефектов, характе-

ризующихся отсутствием атомов в узлах кристаллической решётки), увеличивается подвижность других точечных дефектов. Кроме того, диффузия способствует перемещению дислокаций (линейных дефектов) путём переползания, что даёт им большую «степень свободы», но также наблюдаются частичная аннигиляция дислокаций (дислокации разного знака взаимно уничтожаются), их перераспре­деление, что существенно изменяет первоначальную дислокационную структуру металла.

Длительное время воздействия высоких температур приводит к существенным струк­турным изменениям: теряется прочность, полученная деталями при термической обработке (закалке, отпуске), а также происходит потеря упрочнения, вызванного предварительной пластической деформацией, из-за таких процессов, как возврат и рекристаллизация.

Также при высоких температурах поверхности деталей подвержены активному окисле­нию, что вызывает образование на их поверхности хрупкого окисленного слоя (окалины).

Поскольку работа деталей турбин реактивных двигателей предполагается в течение длительного времени при высоких температурах, то к выбираемому конструкционному ма­териалу для их изготовления должны предъявляться требования жаростойкости и жаропроч­ности. Также при периодической работе в условиях высоких температур конструкционный материал деталей может испытывать термическую усталость, вызванную изменением темпе­ратур. Поэтому в нашем случае основное значение при выборе материала для изготовления деталей имеют: 1) температура; 2) возможная длительность работы под нагрузкой; 3) значения рабочих напряжений, которые могут возникать в деталях.

Следовательно, для рационального выбора материала проанализируем эти свойства и рассмотрим основные методы их повышения.

Жаростойкость — способность металлов и сплавов сопротивляться окислению и газо­вой коррозии при высоких температурах. Жаростойкость зависит от многих внешних и внут­ренних факторов. В основном за жаростойкость отвечают поверхность металла и чистота (качество) её обработки. Полированные поверхности окисляются медленнее, так как оксиды распределены более равномерно и более прочно сцеплены с поверхностью металла. Форми­рующаяся на поверхности оксидная плёнка достаточно хорошо защищает металл от окисле­ния в том случае, если она плотная и не пропускает ионы кислорода, хорошо сцеплена с под­ложкой и не отслаивается при механических испытаниях. К металлам, которые образуют та­кие плёнки, относятся хром Cr и алюминий Al. Оксидные плёнки типа шпинели Сг2O3 и Al2O3 хорошо защищают от окисления при высоких температурах. Если на поверхности об­разуется рыхлый оксид, как у магния Mg, то он не стоек и не защищает металл от дальней­шего окисления.

Повышение жаростойкости сплавов достигается легированием такими элементами как хром Cr, алюминий Al, кремний Si, бериллий Be, образующими на поверхностях сплавов не­проницаемые для ионов основного металла и кислорода оксидные плёнки. Также для этих целей используются защитные покрытия, состав которых выбирается с учётом условий рабо­ты изделия и состава агрессивной среды. Структура жаростойкого материала должна быть однородной и однофазной (чистые металлы или твёрдые растворы).


Термическая обработка позволяет изменять строение сплавов и, следовательно, их кор­розионную стойкость. Отжиг и нормализация позволяют сформировать однофазную струк­туру и способствуют увеличению жаростойкости сплавов.

Пластическая деформация ухудшает жаростойкость, так как приводит к появлению градиента напряжений в структуре металла. Величина зерна для жаростойкого материала не имеет существенного значения, поэтому эта характеристика является структурно нечувстви­тельной.

Характеристики сплавов, стойких к коррозии при повышенных температурах даются к конкретным агрессивным средам и выбор материала производится с учётом условий работы деталей.

Жаропрочность — способность материала длительное время сопротивляться деформи­рованию и разрушению при воздействии механических нагрузок и повышенных температур. Жаропрочность важна при выборе материала, когда рабочие температуры изделий выше 0,3 Тпл.

Чем ниже температура плавления Тпл сплава, тем ниже и рабочая температура. По­скольку при высоких температурах ослабевают межатомные связи у металлов, уменьшаются модуль упругости E, временное сопротивление (предел прочности) σв и предел текучести σт, то при нагружении материала в течение длительного времени в условиях повышенных тем­ператур наблюдается процесс (явление) ползучести.

Ползучеть — это свойство материалов подвергаться медленной и непрерывной пласти­ческой деформации при высоких постоянных температурах под действием постоянной, дли­тельно приложенной нагрузки, вызывающей в материале напряжение, не превышающее пре­дела текучести σт. Это явление получило название ползучести или крипа.

В связи с этим ползучесть и жаропрочность тесно связаны между собой и при выборе конструкционного материала отделить их друг от друга не представляется возможным.







Последнее изменение этой страницы: 2016-04-19; Нарушение авторского права страницы

infopedia.su Все материалы представленные на сайте исключительно с целью ознакомления читателями и не преследуют коммерческих целей или нарушение авторских прав. Обратная связь - 18.234.97.53 (0.026 с.)