РГР по материаловедению

Если у вас нету времени на РГР по материаловедению вы всегда можете попросить меня, вам нужно написать мне, и я вам помогу онлайн или в срок 1-3 дня всё зависит что там у вас за работа, вдруг она огромная! Чуть ниже размещён теоретический и практический материал, который вам поможет сделать работу если у вас много свободного времени и желания!

 

Возможно, вас также заинтересует эта ссылка:

Заказать работу по материаловедению помощь в учёбе

 

 

Влияние легирующих элементов и примесей на дислокационную структуру и свойства стали

Легированными называют стали, в которые для получения требуемых свойств специально вводят легирующие элементы. При наличии элементов в количестве примерно 0,1% такое легирование называют микролегированием.

Легирующие элементы оказывают влияние на электронную и дислокационную структуру металла. Замещая атомы в решетке основы, они создают барьеры ближнего действия на пути движущихся дислокаций. От легирования зависят характер и величина межатомного взаимодействия в сплаве, что влияет на подвижность дислокаций. Так, при легировании может увеличиваться плотность дислокаций, вызванная изменением энергии дефектов упаковки (см. § 1.5.3), меняется время релаксации вакансий и, как следствие, их избыточная концентрация. Значения констант диффузии и упругости, условия протекания фазовых превращений и в конечном итоге прочность твердого раствора, безусловно, связаны с легированием. Часто легирование сопровождается повышением сопротивления твердого раствора пластической деформации, поскольку при его образовании более вероятным является множественное скольжение дислокаций по нескольким плоскостям вместо единичного. Так, легирование железа марганцем способствует образованию мартенситной структуры марганцевого феррита, повышению плотности дислокаций и, как следствие, значительному возрастанию прочности твердого раствора (рис. 7.1).

РГР по материаловедению

Рис. 7.1. Влияние содержания марганца на прочность и пластичность закаленного и отпущенного (при 200 °С) железа

Но есть и исключения: например, легирование железа хромом в определенных пределах уменьшает прочность твердого раствора. При встрече перемещающихся дислокаций с примесными атомами поля упругих напряжений вокруг них взаимодействуют между собой, что приводит к перераспределению примесей. Энергия взаимодействия примеси с дислокацией составляет 1—0,01 эВ. Примесные атомы замещения с меньшим, чем у основы, атомным радиусом замещают атомы основы в сжатой области поля дислокации; в противоположном случае — в растянутой области. Примеси внедрения заполняют растянутые участки вокруг дислокаций. Концентрируясь у ядра дислокаций, примесные атомы внедрения образуют облака Коттрелла. Эффект упрочнения при легировании железа элементами внедрения (азот, углерод) значительно сильнее, чем элементами замещения (например, никель, марганец). Так, добавление в железо каждой очередной сотой доли процента углерода или азота (0,01%) повышает предел текучести сплава на 40—50 МПа, в то время как введение аналогичного количества никеля — всего на 0,3 МПа, т. е. эффект упрочнения в последнем случае на два порядка меньше.

 

Возможно, вас также заинтересует эта ссылка:

Решение задач по материаловедению с примерами онлайн

 

Легирующие элементы по-разному влияют на энергию взаимодействия примесей внедрения с дислокациями. Так, введение в решетку РГР по материаловедению-железа 3% никеля приводит к снижению энергии связи углерода с дислокациями с 0,5 до 0,2 эВ; легирование же железа кремнием вызывает противоположный эффект. Неравномерное распределение ионов вокруг дислокации проявляется также и в неравномерном распределении электронов: уплотненные участки решетки вокруг дислокации приобретают положительный заряд вследствие недостатка электронов; в то же время области растяжения в связи с избытком электронов заряжаются отрицательно. Между положительным зарядом примесного иона и отрицательно заряженной областью дислокации возникают кулойовские силы притяжения, приводящие к перераспределению примесей. Энергия электрического (кулоновского) взаимодействия в металлах невелика (для двухвалентных примесей она составляет -0,02 эВ). Электрическое взаимодействие значительно слабее упругого, но вклад первого может стать существенным в случае отсутствия в твердом растворе упругого взаимодействия (т. е. при равенстве радиусов основного и примесного атомов), а также при их большой разнице в валентностях.

В металлах с ГЦК решеткой имеет место химическое взаимодействие дислокаций с примесями с образованием атмосфер Сузуки. Это взаимодействие обусловлено тем, что при возникновении дефектов упаковки с гексагональной решеткой растворимость в них примесного атома может быть больше, а энергия меньше, чем в бездефектной зоне (в объеме основного металла). Легирующие элементы в сталях обычно снижают энергию дефекта упаковки и тем самым увеличивают его ширину. В свою очередь, чем больше ширина дефекта упаковки, тем труднее реализуется процесс преодоления винтовыми дислокациями барьеров посредством их поперечного скольжения. Этот процесс может реализоваться при деформационном упрочнении. Энергия дефектов упаковки существенно влияет на механические свойства легированного аустенита в широком диапазоне температур. Одними из основных аустенитообразующих элементов в стали являются никель и марганец. Исследования показали, что марганцевый аустенит (стабильный) значительно сильнее подвержен деформационному упрочнению (в -1,7 раза при степени деформации 50%), чем никелевый (рис. 7.2).

РГР по материаловедению

Рис. 7.2. Влияние пластической деформации на твердость никелевого (36% Ni) и марганцевого (38% Мn) аустенита

Однако марганцевый аустенит характеризуется хладноломкостью (KCU ≈ 0,3 МДж/м²) при низких температурах (ниже -100 °С), в то время как никелевый аустенит вплоть до -196 °С сохраняет достаточно высокую ударную вязкость (KCU ≈ 0,3 МДж/м²). Такое различие свойств никелевого и марганцевого аустенитов обусловлено существенно меньшими значениями энергии дефектов упаковки в марганцевом аустените (ориентировочно 0,075—0,06 Дж/м² в интервале от 0 до -196 °С) по сравнению с никелевым (~0,15 Дж/м2).

Таким образом, можно регулировать способность аустенита к упрочнению при пластической деформации, изменяя энергию дефектов упаковки в нем посредством рационального легирования никелем и марганцем аустенитных сталей и сплавов. В сплавах с ГЦК решеткой (в том числе и в аустенитных сталях) энергия дефектов упаковки оказывает более существенное влияние на упрочнение, чем рассмотренные раньше виды взаимодействия дислокаций с легирующими элементами. Так, легирующие элементы в стали, снижающие энергию дефекта упаковки, повышают температуру начала рекристаллизации и сужают интервал кристаллизации. Скорость установившейся ползучести ГЦК металлов уменьшается с уменьшением энергии дефектов упаковки. Дефекты упаковки являются центрами выделения когерентных фаз (карбидов, интерметаллидов и др.) в аустенитных сталях и сплавах с ГЦК решеткой.

Так, в закаленных аустенитных сталях с 1% ниобия (12Х18Н10Б) или с 1% титана (12Х18Н10Т) при высокотемпературной (~700 °С) выдержке на дефектах упаковки выделяются когерентно связанные с матрицей кубические карбиды NbC и TiC. Мелкодисперсные карбидные частицы (размером до 10 нм) препятствуют движению дислокаций, а также способствуют их размножению, что в конечном итоге приводит к повышению прочности стали (рис. 7.3). В то же время коагуляция кубических карбидов (TiC, NbC), выделяющихся на дефектах упаковки, протекает более медленно, чем карбидов (в том числе и Сr23С6), выделяющихся на нерасщепленных дислокациях или в матричном твердом растворе. Размеры частиц кубических карбидов после 1000-часовой выдержки при 700 °С не превышают 10 нм.

РГР по материаловедению
Рис. 7.3. Влияние продолжительности старения аустенитных сталей 12Х18Н10Т (1) и 12Х18Н10Б (2) при 700 °С на величину их предела текучести

Механические свойства сталей зависят от размера зерна. Границы зерен могут являться барьерами для дислокаций, источниками вакансий и дислокаций, а также стоками вакансий. Как показали исследования железа и малоуглеродистой стали, прочность феррита существенно зависит от диаметра зерна (d3).

 

Возможно, вас также заинтересует эта ссылка:

Контрольная работа по материаловедению заказать

 

Так, предел текучести феррита (в отожженной стали) может возрастать при уменьшении размера зерна в три раза. Зернограничное упрочнение наиболее эффективно при существенном измельчении зерна (d3 ≈ 1 мкм).

В общем случае под d3 можно понимать размер зерна или субзерна, т. е. то расстояние, которое может пройти дислокация без сопротивления. Граница зерна способна останавливать развитие трещины, поэтому размер зерна, с учетом зависимости Гриффита, должен влиять на хрупкую прочность Sотр материала:

РГР по материаловедению

где G — модуль сдвига; РГР по материаловедению — свободная поверхностная энергия.

Согласно этой формуле, хрупкая прочность возрастает с уменьшением размера зерна. Этот вывод имеет экспериментальное подтверждение (рис. 7.4), полученное при изучении влияния величины зерна феррита на сопротивление хрупкому разрушению (сопротивление отрыву Sотр).

РГР по материаловедению

Рис. 7.4. Взаимосвязь хрупкой прочности феррита с размером его зерна

Легированные стали характеризуются лучшим комплексом физико-химических (в том числе и механических) свойств по сравнению с углеродистыми: они отличаются повышенной жаростойкостью, сопротивлением коррозии, значительной ударной вязкостью, высокими значениями предела текучести и относительного сужения, большим электросопротивлением и др.

Оптимальные механические свойства обеспечиваются формированием в результате термической обработки дисперсных структур и более мелкого зерна. Легированные стали могут закаливаться в масле или на воздухе (ибо обладают лучшей прокаливаемостью, чем углеродистые), что способствует уменьшению деформации изделий и вероятности образования трещин.

 

Возможно, вас также заинтересует эта ссылка:

Помощь по материаловедению онлайн

 

По влиянию на температурный и концентрационный интервалы (область) существования РГР по материаловедению-модификации легирующие элементы в стали подразделяются на две группы: 1) элементы, расширяющие область существования РГР по материаловедению-фазы (рис. 7.5, а), например никель, марганец (РГР по материаловедению-стабилизаторы); 2) элементы, замыкающие область существования указанной фазы, например молибден, титан (РГР по материаловедению-стабилизаторы) (рис. 7.5, б). В основном влияние лигируюших элементов на область существования РГР по материаловедению-фазы можно объяснить их изоморфностью (однотипностью кристаллической решетки) одной из указанных фаз железа. Так, никель изоморфен РГР по материаловедению-фазе (решетка ГЦК), а молибден — РГР по материаловедению-фазе с ОЦК решеткой. Однако встречаются и исключения, например аллюминий замыкает РГР по материаловедению-фазу, хотя и изоморфен ей.

РГР по материаловедению

Рис. 7.5. Диаграмма состояния железо—легирующий элемент:

а — для сплавов, расширяющих область существования РГР по материаловедению-фазы; б — для сплавов, расширяющих область существования РГР по материаловедению-фазы

Влияние легирующих элементов на кинетику распада переохлажденного аустенита проявляется в двух направлениях:

а) повышение устойчивости остаточного аустенита, замедление его распада (т. е. смещение С-образных кривых вправо); исключение составляет кобальт, ускоряющий превращение. Такое «количественное» влияние на кинетику распада переохлажденного аустенита присуще элементам, не образующим специальных карбидов в стали (Ni, Mn, Si), а лишь легирующим феррит или цементит (рис. 7.6);

б) «качественное» изменение диаграммы изотермического превращения аустенита, проявляющееся в возникновении на ней двух максимумов скорости распада переохлажденного аустенита, разделенных областью его повышенной устойчивости (рис. 7.7). Такое воздействие на кинетику распада аустенита, наряду с повышением его устойчивости, оказывают карбидообразующие элементы — хром, молибден, вольфрам и др. Замедление распада аустенита в легированных сталях обусловлено тем, что перлитное превращение в них контролируется не только диффузией углерода (как в углеродистых сталях), а и легирующих элементов с образованием легированного цементита или специальных карбидов. Диффузионная же подвижность легирующих элементов существенно меньше, чем углерода.

РГР по материаловедению

Рис. 7.6. Диаграммы изотермического распада аустенита для сталей перлитного (а), мартенситного (б) и аустенитного (в) классов

Количество остаточного аустенита тесно связано с влиянием легирующих элементов на положение температурного интервала (начала Мн и конца Мк) мартенситного превращения: большинство легирующих элементов снижает температуру начала мартенситного превращения Мн и, следовательно, увеличивает количество остаточного аустенита. Исключением являются алюминий и кобальт, повышающие Мн, а также кремний, не влияющий на положение мартенситной точки.

РГР по материаловедению

Рис. 7.7. Типы диаграмм изотермического распада аустенита:

1 углеродистая сталь; 2 - сталь, легированная некарбидообразующими элементами; 3 - сталь, легированная карбидобразующими элементами

Никель увеличивает пластичность и вязкость стали, снижает температуру порога хладноломкости и уменьшает чувствительность стали к концентраторам напряжений; перечисленные факторы способствуют повышению сопротивления стали хрупкому разрушению. В качестве примера можно отметить, что введение в сталь 1% никеля приводит к снижению порога хладноломкости на 60—80 °С, а легирование стали 3—4% никеля обеспечивает ей глубокую прокаливаемость.

 

Возможно, вас также заинтересует эта ссылка:

Курсовая работа по материаловедению заказать готовую онлайн

 

Хром повышает жаростойкость и коррозионную стойкость стали, увеличивает ее электрическое сопротивление и уменьшает коэффициент линейного расширения. Легирование стали хромом приводит к уменьшению склонности аустенитного зерна к росту при нагреве, существенному увеличению ее прокаливаемости, а также к замедлению процесса распада мартенсита.

Кремний широко используется при выплавке стали как раскислитель. Легирование кремнием углеродистых и хромистых сталей увеличивает их жаростойкость. Например, сталь с 5% Сr и 1% Si в среде печных газов равнозначна по жаростойкости стали с 12% Сr. Уменьшая подвижность углерода в феррите, кремний тем самым затрудняет формирование и рост цементитных частиц, что проявляется в повышении устойчивости структуры стали при отпуске. Содержание кремния в стали ограничивают, поскольку он повышает склонность стали к тепловой хрупкости.

Марганец, подобно никелю, снижает критическую скорость охлаждения, но в отличие от последнего уменьшает и вязкость феррита. Марганец используется для частичной замены никеля с целью получения нужного сочетания механических свойств стали, а также с учетом меньшей стоимости марганца.

Вольфрам, молибден, ванадий, титан, бор и другие вводят в сталь совместно с хромом, никелем и марганцем для дополнительного улучшения ее свойств.

Молибден и вольфрам повышают прокаливаемость стали (особенно в присутствии никеля), способствуют измельчению зерна и подавлению отпускной хрупкости. Легирование стали молибденом приводит к значительному улучшению ее механических свойств после цементации и нитроцементации.

При введении в сталь ванадия, титана, ниобия и циркония образуются труднорастворимые в аустените карбиды. Эффективность воздействия этих элементов (измельчение зерна, снижение порога хладноломкости, уменьшение чувствительности стали к концентраторам напряжений) проявляется лишь при их малом содержании в стали (до 0,15%); при большем количестве они вызывают снижение прокаливаемости и сопротивления стали хрупкому разрушению, что обусловлено выделением по границам зерен значительного количества карбидов типа МеС (VC, TiC и др.).

Положительное влияние бора на повышение прокаливаемости и прочности стали проявляется лишь при микролегировании им (0,001—0,005%), когда атомы бора располагаются в приграничных слоях зерна аустенита, заполняют вакансии, делая структуру границ более совершенной, и таким образом уменьшают скорость зарождения центров кристаллизации перлита. При повышенном содержании бора он выделяется по границам зерен в виде боридов, сильно охрупчивая сталь.

Анализируя влияние легирующих элементов на структуру, прокаливаемость и свойства стали, следует учитывать, что их содержание должно быть оптимальным для обеспечения предъявляемых к конкретной стали требований по свойствам.

 

Возможно, вас также заинтересует эта ссылка:

Задачи по материаловедению с решением

 

 

РГР 1

Определить по диаграмме железо-цементит, какие превращения совершаются в стали марки 40 при медленном охлаждении от расплавленного состояния до комнатной температуры и окончательную структуру этой стали. Какую структуру будут иметь изделия из этой стали после закалки с температур 740 и 840 °С? Какой из указанных вариантов закалки следует выбрать для обеспечения более высоких эксплуатационных характеристик изделий из этой стали и почему?

На рисунке 1 представим диаграмму состояния «железо-цементит».

РГР по материаловедению

Рисунок 1. Диаграмма состояния железо-цементит

Сплав, содержащий 0,4% углерода-сталь 40

Указанный сплав (Сталь 40) содержит 0,4 % углерода и отмечен вертикальной линией, на диаграмме железо-цементит, которая имеет следующие характерные точки:

1 - расплав (область жидкого металла);

2 - линия ликвидус;

3 - линия перитектической реакции (Жв + ФН →AJ);

4 - линия солидус;

5 - критическая точка A3;

6 - критическая точка А1;

7 - комнатная температура.

Кривую охлаждения стали 40 представим на рисунке 2.

Кривая охлаждения стали 40

От температуры 1 до температуры 2 происходит охлаждение расплава. При температуре 2 из расплава начинает выделяться Феррит (Ф). В точке 3 происходит перитектическая реакция Жв + ФН →AJ, и до точки 4 сплав находится в состоянии двух фаз - А+Ж. В точках от 4 до 5 сплав имеет однофазную Аустенитную (А) структуру. В точке 5 из Аустенита (А) начинает выделяться вторичный Феррит (Ф) и этот процесс продолжается до точки 6. В точке 6 происходит эвтектоидное превращение, при котором Аустенит распадается на Перлит (П) -механическую смесь Феррита и Цементита (А0,8% → П (Ф + ЦII), в результате при комнатной температуре сплав имеет структуру Перлита и избыточного Феррита.

РГР по материаловедению
Рисунок 2. Кривая охлаждения стали 40

Согласно правилу фаз (С = К- Ф+ 1, К - количество компонентов, Ф - количество фаз):

Для точки 2: С2 = 2- 2+ 1 = 1, т.е. температура может снижаться, но при появлении второй фазы будет выделяться скрытая теплота и скорость охлаждения будет снижаться.

Для точки 3: C3 = 2- 3+ 1 =0. В точке перитектического превращения одновременно существует три фазы - расплав (Ж), Феррит (Ф) и Аустенит (А). Это означает, что до завершения превращения процесс будет протекать без изменения температуры.

В зоне от 3 до 4 сплав состоит из двух фаз (С = 1), от 4 до 5 имеем однофазную зону (А), где правило фаз обычно не используется (С = 2 - 1 +1 = 2).

Начиная с точки 5 из А-та выделяется Феррит (Ф) и согласно правилу фаз: С = 2 - 2 + 1 = 1. Процесс выделения Ф-та продолжается до точки 6, в связи с выделением скрытой теплоты кристаллизации второй фазы скорость охлаждения замедлится.

В точке 6 Аустенит обогатится углеродом до эвтектоидного состояния и произойдет превращение А0,8% → П (Ф + ЦП). Т.к. в равновесии будут находиться три фазы (С=0) и превращение протекает без изменения температуры. Ниже точки 6 сплав имеет двухфазную структуру, которая охлаждается без каких-либо изменений и без выделения скрытой теплоты.

Температура точки Ас3 для стали 40 составляет 790°С, а Ас1 равна 724°С. Структура доэвтектоидной стали при нагреве её до критической точки Ас1 состоит из зерен перлита и феррита. В точке Ас1 происходит превращение перлита в мелкозернистый аустенит. При дальнейшем нагреве от точки Ас1 до Ас3 избыточный феррит растворяется в аустените и при достижении Ас3 (линия GS) превращения заканчиваются.

Если доэвтектоидную сталь нагреть выше Ас1, но ниже Ас3 (неполная закалка), то в ее структуре после закалки наряду с мартенситом будут участки феррита. Присутствие феррита как мягкой составляющей снижает твердость стали после закалки. При нагреве до температуры, например, 740°С (ниже точки Ас3) структура стали 40 - аустенит + феррит, после охлаждения со скоростью выше критической структура стали - мартенсит + феррит.

Аустенит неоднороден по химическому составу. В тех местах, где были пластинки цементита, аустенит богаче углеродом, а где пластинки феррита - беднее. Поэтому при термической обработке для выравнивания химического состава зерен аустенита сталь нагревают немного выше критической точки Ас3 (на 30-50°С) и выдерживают некоторое время при этой температуре. Процесс аустенизации идет тем быстрее, чем выше превышение фактической температуры нагрева под закалку относительно температуры Ас3.

РГР по материаловедению
Рисунок 3.Фрагмент диаграммы железо-углерод

Доэвтектоидные стали для полной закалки следует нагревать до температуры на 30-50°С выше Ас3.

Температура нагрева стали 40 под полную закалку, таким образом, составляет 820-840°С.

Структура стали 40 при температуре нагрева под закалку - аустенит, после охлаждения со скоростью выше критической - мартенсит.

Если нагреть выше этой температуры мелкие зерна аустенита начинают соединяться между собой и чем выше температура нагрева, тем интенсивнее увеличиваются размеры. Крупнозернистая структура ухудшает механические свойства стали.

Поэтому для получения высоких эксплуатационных характеристик закалку изделий необходимо проводить при температуре 820-840°С.

 

Возможно, вас также заинтересует эта ссылка:

 

РГР 2

Выбрать сталь для изготовления фрез высокой стойкости, режущая кромка которых нагревается при эксплуатации до температуры ≈ 600 °С. Указать марку стали, химический состав и роль легирующих элементов, назначить режим термической обработки. Описать превращения, совершающиеся в стали на различных этапах термической обработки. Привести окончательную структуру и твердость стали.

Фреза-это многолезвийный режущий инструмент, предназначенный для обработки металла. Фрезы являются распространенным видом режущего инструмента. Они классифицируются на цилиндрические, дисковые, концевые, торцовые, прорезные и др.

Для процесса фрезерования характерны следующие особенности:

-каждый зуб фрезы во время работы описывает относительно детали циклоиду. Поэтому стружка срезается в виде запятой, а толщина ее изменяется от нуля до максимума на выходе зуба из контакта с заготовкой.

-каждый зуб работает с перерывами, периодически врезаясь в деталь. Переменное резание имеет как положительную так и отрицательную стороны. Положительным является то, что зуб, находясь вне зоны контакта с заготовкой охлаждается, а отрицательным - врезание зуба в деталь происходит с ударом.

Указанные особенности процесса резания во многом определяют требования к стали для изготовления фрез. Сталь должна относиться к классу инструментальных сталей.

Сталь должна обладать твердостью, превосходящей твердость обрабатываемого материала, высокой прочностью и износостойкостью.

Сталь должна сохранять режущие свойства при высоких температурах (≈ 600 °С)

Так как по условию задачи требуется подобрать сталь для фрезы, то рассмотрим углеродистые, легированные инструментальные стали и быстрорежущие.

Углеродистые стали У7...У12 для этой цели не подходят, так как обладая высокой прочностью и твердостью, они теряют свойства при температуре 180...200°С. поэтому эту сталь целесообразно применять для изготовления ручного инструмента, не испытывающего в процессе эксплуатации серьезных нагрузок и разогрева режущей кромки - напильников, ножовочных полотен.

Легированные инструментальные стали, такие как ХВГ, Х12 так же не подходят для изготовления фрез. Они имеют более высокую теплостойкость 350..400°С, но недостаточную для фрезы.

Быстрорежущие стали в отличие от углеродистых и легированных сталей за счет значительного легирования вольфрамом и молибденом обладают гораздо большим сопротивлением износу и более высокой теплостойкостью (до 600°С и выше). Поэтому для изготовления заданных фрез выбираем быстрорежущую сталь.

Быстрорежущие стали делятся на стали нормальной производительности, способные работать при скоростях резания до 60 м/мин, и стали повышенной производительности (до 100 м/мин).

Для фрезерования в основном характерны скорости резания до 60 м/мин, поэтому для изготовления фрезы выбираем одну из быстрорежущих сталей нормальной производительности - Р18, Р12, Р9, Р18М, Р6М5, Р18Ф2. Обратившись к справочным таблицам, окончательно выбираем сталь Р18, применяемую для изготовления резцов, сверл, фрез, долбяков и других инструментов для обработки конструкционных сталей с прочностью до 1000 МПа, от которых требуется сохранение режущих свойств при нагревании во время работы до 600°С.

Быстрорежущая сталь Р18 содержит в своем составе:

Углерод - 0,73...0,83%

Вольфрам - 17-18,5%

Хром - 3,8...4,4%

Ванадий - 1... 1,4%

Молибден - до 1%

Вольфрам образует в стали очень твердые соединения - карбиды, резко увеличивающие твердость и красностойкость стали. Вольфрам препятствует росту зерен при нареве, способствует устранению хрупкости при отпуске.

Хром повышает прокаливаемость, способствует получению высокой и равномерной твердости стали. Ванадий повышает твердость и прочность, измельчает зерно, увеличивает плотность стали. Молибден увеличивает красностойкость, упругость, предел прочности на растяжение, антикоррозионные свойства и сопротивление окислению при высоких температу-

Механические характеристики незакаленной стали Р18:

РГР по материаловедению = 840МПа

РГР по материаловедению = 510МПа

РГР по материаловедению = 8%

Термическая обработка быстрорежущей стали Р18 состоит из закалки и отпуска. Оптимальная температура закалки для изделий толщиной более 15мм - 1280°С. Быстрорежущая сталь медленно прогревается, высокий нагрев приводит к обезуглероживанию и образованию трещин, поэтому изделия из быстрорежущей стали медленно нагревают для закалки до температуры 820...850°С. Окончательный нагрев до 1280°С лучше всего производить в соляных ваннах, что позволяет избежать обезуглероживания стали. Выдержка при температуре закалки измеряется долями минуты. Непосредственно закалка производится путем быстрого охлаждения стали в масле, расплавленных солях и щелочах. Быстрорежущая сталь после закалки обязательно должна быть подвергнута многократному отпуску. Оптимальная температура отпуска для стали Р18-580°С.

По содержанию углерода 0,73...0,83% сталь Р18 является эвтектоидной. Поэтому в исходном незакаленном состоянии при комнатной температуре она имеет структуру перлита. При нагреве до температуры 727°С происходит мгновенное превращение перлита в аустенит, и поэтому при температуре закалки (1280°С) сталь состоит исключительно из аустенита. В результате быстрого охлаждения при закалке аустенит превращается в мартенсит - пересыщенный раствор углерода в РГР по материаловедению-железе. Последующий после закалки отпуск заключается в нагреве стали до температуры не выше 727°С, чтобы мартенсит не превращался обратно в аустенит, и медленном охлаждении на воздухе. Структурных превращений при отпуске не происходит, и цель отпуска заключается в получении более равновесной структуры и достижении твердости стали: HRC 62...65. Структура стали после отпуска - мартенсит отпуска.

 

 

РГР 3

Выбрать марку сплава для изготовления станин мощных станков, ковочных прессов и т.п. Привести химический состав, структуру, механические и технологические свойства сплава. Какой металлургический прием применяется для повышения механических свойств сплавов этой группы? В чем его суть?

Станина служит главным образом для монтажа всех основных частей станка или пресса. Она должна на протяжении длительного времени обеспечивать правильное взаимное положение и перемещение частей станка при всех предусмотренных режимах работы. Станины станков должны быть прочными, металлоемкими, технологичными и должны иметь достаточно низкую стоимость. Но важнейшим требованием, предъявляемым к станинам, является требование неизменности их формы. Этого достигают правильным выбором материала станины и технологии ее изготовления. Станины подразделяют на горизонтальные и вертикальные. Форма станины определяется многими факторами, в частности, видом направляющих (горизонтальные, вертикальные, наклонные), необходимостью установки на ней соответствующих неподвижных и подвижных частей, различных по размерам и массе, размещением внутри станины механизмов, осуществляющих смазывание и охлаждение, отвод стружки. Станина должна быть удобной для быстрого проведения ремонтных работ.

Станина является базовым элементом станка, несущим всю тяжесть монтируемых на него узлов и агрегатов и воспринимающим все нагрузки и колебания, возникающие в процессе эксплуатации. Поэтому основными требованиями к материалу станин являются высокий предел прочности и высокая способность к гашению разнообразных колебаний. Основным методом изготовления станин станков и прессов является серый чугун, хорошо работающий на сжатие, обладающий высокой демпфирующей способностью и хорошими литейными свойствами. Серый чугун выпускается нескольких марок (СЧ25...СЧ45), различающихся пределом прочности. Так как по условию заданы станины мощных станков и прессов, необходимо выбрать для их изготовления серый чугун СЧ45 с максимальным пределом прочности.

Серый чугун СЧ45 содержит в своем составе 2,5..2,7% С и имеет следующие механические характеристики: РГР по материаловедению = 450МПа, Твердость НВ 229...289

Серый чугун марки СЧ 45 имеет структуру перлита с мелкими пластинчатыми включениями графита. Включения мелкораздробленного графита придают чугуну хорошие механические свойства: он одновременно имеет повышенную твердость и износоустойчивость, обусловленную перлитной структурой металлической основы.

Технологические свойства серого чугуна СЧ45 - хорошая жидкотекучесть, хорошая обрабатываемость резанием, ограниченная свариваемость.

Для улучшения механических характеристик серых чугунов применяют термическую обработку. Одной из особенностей термической обработки чугуна в отличие от стали и цветных сплавов является более строгая необходимость учета структуры и физико-механических свойств материала в исходном состоянии. При термической обработке чугунные детали необходимо нагревать и охлаждать с такой скоростью, которая гарантировала бы от образования наружных и внутренних трещин и деформаций. В изделиях большого сечения и сложной конфигурации, к числу которых относятся станины станков и прессов, особенно рекомендуется пониженная скорость нагрева и охлаждения. Опасной является повышенная скорость нагрева и охлаждения в температурной области упругого состояния. Для чугуна этот интервал находится в области температур от комнатной до 500°С. В области более высоких температур, когда имеют место пластические деформации, скорость нагрева и охлаждения может быть увеличена. Следует также учитывать, что малая скорость нагрева способствует графитизации цементита. Поэтому допустимые скорости нагрева и охлаждения устанавливаются обычно опытным путем в зависимости от состава и структуры чугуна, сечения и конфигурации изделий и имеющегося оборудования для нагрева и охлаждения изделий.

Продолжительность выдержки чугунных изделий должна определяться с учетом диффузионных процессов и структурных превращений, происходящих в чугуне в области высоких температур. Продолжительность выдержки чугунных изделий после достижения заданной температуры должна быть возможно минимальной, достаточной для протекания превращений, излишняя выдержка ведет к разложению перлита и ухудшению механических свойств.

При низкотемпературном отжиге отливок из серого чугуна и стабилизирующем отжиге производится снижение или полное снятие остаточных напряжений. Анализ режимов термической обработки, применяемых на практике, показывает, что скорость нагрева при низкотемпературном отжиге колеблется от 30 до 180°С/ч. При этом, чем крупнее и сложнее отливки, тем скорость нагрева должна быть ниже. Для большинства корпусных деталей скорость нагрева принимается в пределах 100... 150°С/ч. Чем выше температура нагрева при низкотемпературном отжиге, тем полнее снимаются остаточные напряжения. Особенно этот процесс интенсифицируется при температурах более 500°С. Следует отметить, что с повышением прочности чугуна для достижения одинакового эффекта, температуру нагрева и выдержки увеличивают.

 

 

РГР 4

Выбрать цветной сплав для изготовления деталей методом глубокой вытяжки (относительное удлинение РГР по материаловедению 40...50 %). Привести марку, химический состав, назначение основных элементов. Отметить связь между структурой и механическими и технологическими свойствами сплава. Объяснить, как влияет вытяжка (холодная пластическая деформация) на свойства сплава и, исходя из этого, назначить режим термической обработки между последовательными стадиями глубокой вытяжки.

Вытяжка - это одна из операций холодной листовой штамповки, при которой плоская заготовка превращается в полое пространственное изделие при уменьшении периметра вытягиваемой заготовки. Вытяжкой можно получать детали из листа толщиной 0,02...30мм и с размерами от десятых долей миллиметра до нескольких метров: кузова легковых автомобилей, посуду, гильзы, колпачки, коробчатые детали. При изготовлении деталей типа тел вращения заготовка имеет форму круга. При отношении высоты детали к диаметру h/d менее 0,6 возможна вытяжка за один проход, при больших значениях h/d число проходов также возрастает. Отношение внешнего диаметра детали к диаметру заготовки называется коэффициентом вытяжки. Для первого прохода его принимают 0,5...0,6, а для последующих 0,7...0,8. Глубокая вытяжка характеризуется суммарным коэффициентом вытяжки от 5. Типичным примером детали, полученной глубокой вытяжкой является - снарядная гильза

Вытяжкой без утонения стенок получают полую деталь из листа без изменения его толщины. Она может быть прямая и обратная.

При прямой вытяжке из плоской заготовки 1 (рис. 4, в) цилиндрической полой детали пуансон 3 при рабочем ходе проталкивает заготовку 1 в матрицу 2, превращая ее в полый колпачок.

Заготовка прижимается к матрице 2 прижимным кольцом (складкодержателем) 4, которое предотвращает образование складок и может работать от пружины, резины, пневмо- или гидросистемы. Давление прижима составляет 1...3 МПа. При обратном ходе пуансона нижний край матрицы действует как съемник.

РГР по материаловедению
Рисунок 4. Виды вытяжки

Обратная вытяжка применяется для получения деталей с двойной стенкой при объединении двух вытяжных операций в одну.
На рис. 4,г приведена схема обратной вытяжки для получения деталей с двойной стенкой и высоких деталей. Заготовка устанавливается на матрице 2 и прижимается складкодержателем 4. В начале рабочего хода ползуна пуансон-матрица 6 вытягивает в матрице 2 колпачок большого диаметра, а затем пуансон 7 превращает его в деталь. В зависимости от длины хода пуансон-матрицы 6 может быть получена деталь с одной или с двойной стенкой.

Вытяжка с утонением применяется как дополнительная операция для увеличения длины вытянутой детали за счет утонения боковых стенок. Это достигается тем, что зазор между пуансоном и, матрицей выбирается меньшим толщины стенки исходной заготовки, а рабочее отверстие матрицы - коническое. При рабочем ходе ползуна пуансон 8 (рис. 4,д) проталкивает заготовку в виде колпачка через одну или две матрицы 2. Непосредственно за матрицей установлен съемник 9 с подвижными кулачками, которые охватывают пуансон. При обратном ходе пуансона деталь упирается в съемник и снимается с пуансона. Допустимое уменьшение толщины стенок за один переход составляет 40...60 %.

Исходя из вышеописанных особенностей глубокой вытяжки, основным требованием к заданному цветному сплаву является очень высокая пластичность, характеризуемая заданным относительным удлинением РГР по материаловедению 40...50 %. Принципиальный выбор при этом -деформируемые латуни или деформируемые алюминиевые сплавы.

Деформируемые алюминиевые сплавы систем алюминий - магний и алюминий - марганец не обладают заданной пластичностью: их относительное удлинение не превышает 30%. А деформируемые латуни самого простого состава (Cu+Zn, без легирующих элементов) подходят для заданных условий: их относительное удлинение больше 40%. Поэтому для получения деталей методом глубокой вытяжки принимаем деформируемые латуни. В соответствии со справочными данными выбираем латунь марки Л68, содержащую:

Медь - 67-70%

Цинк 30-33%

Механические характеристики латуни Л68

РГР по материаловедению = 290...340 МПа

РГР по материаловедению = 50%

Твердость НВ 70

Цинк повышает прочность и пластичность сплава. Максимальной пластичностью обладает выбранный сплав Л68 с 30% цинка. Переход через границу однофазной области (39% цинка) резко снижает пластичность. (3 -латунь обладает максимальной прочностью ( РГР по материаловедению = 400МПа ) при относительно низкой для латуней пластичности (РГР по материаловедению = 7% ). РГР по материаловедению - латунь является весьма хрупкой. Следовательно РГР по материаловедению и РГР по материаловедению + РГР по материаловедению , и РГР по материаловедению -латуни не имеют практического применения. Применяются латуни, имеющие структуру РГР по материаловедению и РГР по материаловедению + РГР по материаловедению.

Холодная деформация при вытяжке характеризуется изменением формы зерен латуни, которые вытягиваются в направлении наиболее интенсивного течения металла.

При холодной деформации формоизменение сопровождается изменением механических и физико-химических свойств металла. Это явление называют упрочнением.

Изменение механических свойств состоит в том, что при холодной пластической деформации по мере ее увеличения возрастают характеристики прочности, в то время как характеристики пластичности снижаются. Металл становится более твердым, но менее пластичным. Упрочнение возникает вследствие поворота плоскостей скольжения, увеличения искажений кристаллической решетки в процессе холодного деформирования (накопления дислокаций у границ зерен).

Изменения, внесенные холодной деформацией в структуру и свойства металла, не необратимы. Они могут быть устранены, например, с помощью термической обработки (отжигом). В этом случае происходит внутренняя перестройка, при которой за счет дополнительной тепловой энергии, увеличивающей подвижность атомов, в твердом металле без фазовых превращений из множества центров растут новые зерна, заменяющие собой вытянутые, деформированные зерна. Так как в равномерном температурном поле скорость роста зерен по всем направлениям одинакова, то новые зерна, появившиеся взамен деформированных, имеют примерно одинаковые размеры по всем направлениям.

Для выбранной латуни Л68 рекомендуется следующий режим отжига: нагрев до 350..450 °С, изотермическая выдержка в течение 1...3 часов и медленное охлаждение на воздухе.

 

 

РГР 5

Сущность аустенитно-мартенситного превращения в сталях. Приведите график зависимости температурного интервала превращения от процентного содержания углерода в нелегированной стали.

Если переохладить аустенит до точки Мн (начало мартенситного превращения), то начнется так называемое мартенситное превращение, происходящее при непрерывном охлаждении в интервале температур от точки Мн до точки Мк, лежащей ниже 0 °С при С > 0,8%.

Интервал температур Мн ...Мк зависит от количества углерода в аустените стали (рис.1).

Так при содержании углерода больше 0.6% точка Мн находится в области отрицательных температур. Скорость охлаждения практически не влияет на температуру Мн и Мк.

РГР по материаловедению
Рисунок 1. Влияние содержания углерода на положение мартенситных точек Мн и Мк.

Минимальная скорость охлаждения Vk, при которой весь аустенит переохлаждается до температуры точки Мн, и превращается в мартенсит, называется критической скоростью закалки. Суть данного превращения состоит в том, что в этих условиях происходит только бездиффузионное аллотропическое превращение РГР по материаловедению-Fе в РГР по материаловедению-Fe. Что касается растворенных в аустените атомов углерода, то вследствие отсутствия диффузионных процессов они не могут выйти из образовавшейся новой решетки и поэтому остаются в ней, внося в нее существенные изменения и внутренние напряжения.

Для сталей с С>0.6% после охлаждения до 0°С в структуре закаленной стали сохраняется некоторое количество непревращенного (остаточного аустенита) Аост, количество которого увеличивается в высокоуглеродистых сталях с низким значением точек Мн и Мк,

Важнейшим условием А → М-превращения является непрерывное охлаждение аустенита в интервале от Мн до Мк. При остановках фиксируется нераспавшийся аустенит с неприятными последствиями (снижение твердости, изменение размеров и т. д.).

Механизм образования сводится к тому, что в зернах аустенита возникают растущие с огромной скоростью кристаллы мартенсита, имеющие продолговатую сплюснутую форму в виде пластин или реек и возросший объем. Огромная скорость роста мартенситных кристаллов, превышающая 1000м/с, способствует образованию наклепа в аустените, возникающие при этом дислокации переходят в образующийся затем мартенсит, что повышает его твердость, снижая пластичность до нуля. Плотность дислокаций возрастает до 1013см². За время превращения кристаллы мартенсита многократно возникают и проскакивают под углами 60° и 120° друг к другу. При наблюдении в микроскоп их следы имеют игольчатую форму.

Мартенситное превращение очень чувствительно к напряжениям, а деформация аустенита может вызвать превращение даже при температурах выше Мн (мартенсит деформации).

Схему превращения А → М можно записать в виде

РГР по материаловедению-Fe(C) → РГР по материаловедению-Fe(C).

При А → М происходит перестройка решетки РГР по материаловедению-Fe г.ц.к. в решетку РГР по материаловедению-Fe о.ц.к. по сдвиговому механизму без выделения углерода из решетки РГР по материаловедению-железа.

Атомы растворенного в мартенсите углерода размещаются в октаэдрических порах тетрагональных кристаллов.

Согласно современным взглядам об электронном строении кристаллической решетки мартенсита, находящийся в октаэдре атом углерода двумя из четырех своих валентных электронов образует ковалентные связи с двумя ближайшими атомами железа. Остальные же два валентных электрона переходят в электронный газ, образуя металлическую связь между атомами решетки.

Образующиеся в мартенсите трехцентровые ковалентные связи Fe-C-Fе почти на порядок сильнее металлических. К тому же они являются очень жесткими связями, допускающими лишь небольшие упругие деформации, превышение которых влечет полное скачкообразное исчезновение взаимодействия. Эти особенности межатомного взаимодействия в мартенсите сочетающие металлическую и ковалентную связи в его кристаллический решетке, являются основной причиной, предопределяющей его очень высокую твердость и хрупкость.

 

 

РГР 6

Начертите диаграмму железо-цементит и опишите превращения в стали 20 при медленном охлаждении из расплавленного состояния до температуры 20°С. Постройте кривую охлаждении этой стали.

а) Сталь 20 - сплав, содержащий 0,2%С - доэвтектоидная сталь.

Указанный сплав содержит 0,2 % углерода и отмечен вертикальной линией, на диаграмме железо-цементит.

Кривую охлаждения сплава, содержащего 0,2%С представим на рисунке 5.

Опишем процессы, происходящие при охлаждении сплава.

До температуры 1 сплав находится в жидком состоянии, происходит охлаждение расплава.

Правило фаз:

С = 2 - 1 +1=2

При температуре 1 из расплава начинает выделяться Феррит (Ф). На участке 1-2 сплав будет иметь структуру Ф+Ж.

Правило фаз. С = 2 - 2 + 1 = 1

В точке 2 происходит перитектическая реакция Ж + Ф → А (участок 2-2'),

С = 2 - 3 + 1=0

От точки 2' до точки 3 сплав находится в состоянии двух фаз - А+Ж. С = 2 - 2 + 1 = 1

В точках от 3 до 4 сплав имеет однофазную Аустенитную (А) структуру.

С = 2 - 1 +1=2

В точке 4 из Аустенита (А) начинает выделяться вторичный Феррит (Ф) и этот процесс продолжается до точки 5. С = 2 - 2+1 = 1

В точке 5 происходит эвтектоидное превращение, при котором Аустенит распадается на Перлит (П) - механическую смесь Феррита и Цементита (А0,8% → П (Ф + ЦП), в результате при комнатной температуре сплав имеет структуру Перлита и избыточного Феррита (участок 5-5'). С = 2-3 + 1 =0

Ниже точки 5 сплав имеет двухфазную структуру П+Ф, которая охлаждается без каких-либо изменений и без выделения скрытой теплоты. С = 2 - 2 + 1 = 1

РГР по материаловедению

Рисунок 10. Диаграмма состояния железо-цементит. Кривая охлаждения стали 20.

 

 

РГР 7

Выберите и обоснуйте марки сплавов для широкого многоручьевого штампа.

Штампы и вставки для горячей штамповки изготовляют из сталей марок 5ХНВ, 5ХНТ, 5ХНС, 5ХНСВ, 5ХНМ и других повышенной вязкости при нагреве. Молотовые штампы обычно имеют большую массу, работают в условиях ударной нагрузки и деформируют металл, нагретый до температуры 900—1200 °С. Поэтому главными требованиями к сталям этой группы являются высокие вязкость, теплостойкость и сопротивление образованию окалины. Рабочий контур этих штампов обычно имеет сложную форму и значительные размеры, что требует возможно большей прокаливаемости и минимальной деформации при закалке. Эти требования обеспечиваются химическим составом сталей, в котором содержится 0,5% углерода, хром, никель и другие легирующиие элементы. Теплостойкость сталей этой группы достигает 500 °С.

Наиболее высокие свойства имеет сталь марки 5ХНМ, из которой изготовляют крупные штампы (наименьшая сторона куба более 400 мм), имеющие сложную форму рабочего контура; твердость таких штампов 36—39 HRC.

Штампы средних размеров изготовляют из сталей марок 5ХНВ, 5ХНС и 5ХНСВ. Эти стали, легированные вольфрамом или кремнием, по свойствам близким к стали 5ХНМ, но уступают ей по прокаливасмости. Твердость таких штампов 37—42 HRC,.

Несколько ниже теплостойкость и прокаливаемость у стали марки 5ХНТ, которую применяют для изготовления молотовых штампов малых размеров (наименьшая сторона куба до 300 мм). Твердость таких штампов 41—45 HRQ.

На основании вышеизложенного можно сделать вывод, что для широкого многоручьевого штампа целесообразнее всего использовать сталь марки 5ХНМ.

5ХНМ - сталь инструментальная штамповая.

Содержащая 0,5%С, до 1% Cr, Ni, Mo.

Свойства стали представим в таблице 1.

Таблица 1. Свойства стали 5ХНМ

РГР по материаловедению

Применение стали 5ХНМ для изготовления такого оборудования обусловлено способностью удовлетворять высоким требованиям. К этим требованиям относятся:

• высокие прочностные характеристики;

• максимально возможное сопротивление скоротечному удару;

• высокая износоустойчивость;

• отличная теплопроводность (должен обеспечиваться быстрый отвод образовавшегося у поверхности штампа тепла);

• глубокая прокаливасмость (особенно это свойство особенно необходимо для крупногабаритных штампов);

• способность сохранять целостность поверхности (обладать высокой сопротивляемости образованию на поверхности трещин из-за так называемого разгара, то есть быстрого нагрева и последующего охлаждения);

• способностью хорошо подвергаться таким видам обработки как отжиг и закалка;

• допустимой красностойкостью (жаропрочные свойства изготовленного штампа не должны снижаться в процессе работы, под продолжительным воздействием повышенных температур, он должен продолжительное время сопротивляться отпуску);

• высокая вязкость (во время работы штампа ударному воздействию одновременно подвергается обрабатываемая заготовка и поверхность штампа, поэтому металл штампа должен обладать требуемой вязкостью, чтобы сохранять продолжительное время свои геометрические формы);

• обладать заданной отпускной хрупкостью (особенно это необходимо для штампов больших размеров);

• иметь хорошую слипаемость (штамп должен противостоять эффекту адгезии, прилипанию поверхности заготовки к рабочей поверхности штампа, это позволит получать штампованные изделия с заданными свойствами в течение длительного времени и значительно увеличить срок службы агрегата).