Файл: Е. Е. Складнова, Г. А. Воробьёва ккоон.pdf

Скачать файл
Заказать решение

ВУЗ: Не указан

Категория: Не указан

Дисциплина: Не указана

Добавлен: 04.12.2023

Просмотров: 197

Скачиваний: 3

ВНИМАНИЕ! Если данный файл нарушает Ваши авторские права, то обязательно сообщите нам.

СОДЕРЖАНИЕ

Е.Е. СКЛАДНОВА, Г.А. ВОРОБЬЁВА ККООННССТТРРУУККЦЦИИООННННЫЫЕЕССТТААЛЛИИИИССППЛЛААВВЫЫИздание второе, переработанное Министерство образования и науки Российской Федерации Балтийский государственный технический университет «Военмех» Кафедра технологии конструкционных материалов и производства ракетно-космической техники Е.Е. СКЛАДНОВА, Г.А. ВОРОБЬЁВА КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ Издание второе, переработанное Учебное пособие Санкт-Петербург 2017 УДК 669.018.29(075.8) С43 УДК 669.018.29(075.8) Р е ц е н з е н т ы: д-р техн. наук, проф. К.М. Иванов (БГТУ); д-р техн. наук, проф. М.А. Скотникова (СПбПУ) ISBN 978-5-906920-71-3 © Авторы, 2017 © БГТУ, 2017 Складнова, Е.Е. Конструкционные стали и сплавы. Изд. 2-е, пере- работ.: учебное пособие / Е.Е. Складнова, Г.А. Воробь- ева; Балт. гос. техн. ун-т. – СПб., 2017. – 143 с. ISBN 978-5-906920-71-3 Рассмотрены положения теории и технологии термической обработки сталей, чугунов и сплавов. Приведены закономерно- сти формирования структуры и свойств основных промышлен- ных сталей и сплавов, справочные данные по режимам их упрочнения. Предназначено для студентов технических специальностей машиностроительных вузов; может быть полезно для студентов, обучающихся по смежным специальностям, а также аспирантов и инженерно-технических работников. С43 3 1. КРИСТАЛЛИЧЕСКОЕ СТРОЕНИЕ МЕТАЛЛОВ 1.1. Общая характеристика металлов и сплавов Широкий диапазон механических, физико-химических и техно- логических свойств металлических материалов предопределяет их широкое применение в технике, несмотря на большое количество су- ществующих и новых полимерных материалов и керамики. Преобла- дающее применение металлов и сплавов в качестве основных кон- струкционных материалов, очевидно, сохранится и в ближайшем бу- дущем, что в значительной степени определяется оптимальным соот- ношением «цена–качество». Металлические материалы подразделяют на две большие группы: черные и цветные. К наиболее типичным черным металлам относятся железо и сплавы на его основе, большинство остальных металлов – к цветным. Характерные общие свойства металлов:  высокая тепло- и электропроводность;  положительный температурный коэффициент электросопро- тивления; с повышением температуры электросопротивление чистых металлов возрастает; большинство металлов обладает сверхпроводи- мостью; при температурах, близких к абсолютному нулю, их электро- сопротивление падает практически до нуля;  термоэлектронная эмиссия, т.е. способность испускать элек- троны при нагреве;  хорошая отражательная способность; металлы непрозрачны и обладают металлическим блеском;  повышенная способность к пластической деформации. Основная доля в изготавливаемых и применяемых металлических материалах приходится на долю сплавов железа (стали). Стали произ- водится больше, чем всех остальных металлов вместе взятых (90%). Стоимость цветных металлов и сплавов превышает стоимость спла- вов на основе железа. 1.2. Кристаллическое строение металлов В металле атомы располагаются закономерно, образуя кристал- лическую решетку – абстрактное геометрическое построение с иона- ми (атомами) в узлах, что соответствует минимальной энергии взаи- модействия атомов. Кристаллическая решетка может быть представ- 4 лена одной элементарной ячейкой (э.я.), многократно повторяющейся во всех трех измерениях. В кристалле элементарные частицы (атомы, ионы) сближены до соприкосновения. Для упрощения пространственное изображение заменяют схемами, где центры тяжести частиц представлены точка- ми. В точках пересечения прямых линий располагаются атомы, назы- ваемые узлами решетки. Расстояния a, b и с между центрами атомов (осевые единицы), находящихся в соседних узлах, называют парамет- рами, или периодами, решетки. Величина их в металлах составляет порядка 0,2…0,7 нм и определяется методами рентгено-структурного анализа. Для однозначного описания элементарной ячейки кристалличе- ской решетки необходимо знать величины параметров а, b, с и углы между ними. На рис. 1.1 показаны три типа элементарных ячеек кри- сталлических решеток, наиболее характерных для металлов (из суще- ствующих семи типов простых кристаллических решеток). Рис. 1.1. Типы элементарных ячеек кристаллических решеток металлов и схемы упаковки в них атомов: а – гранецентрированная кубическая (ГЦК); б – объемно-центрированная кубическая (ОЦК); в – гексагональная плотноупако- ванная (ГП) решетка 5 В кубической гранецентрированной (ГЦК) и объёмно-центриро- ванной (ОЦК) решетках (рис. 1.1, а и б) восемь атомов расположены в узлах решетки (вершинах куба), остальные находятся в центре граней (шесть атомов в решетке ГЦК) или в центре объема куба (один атом на пересечении диагоналей в решетке ОЦК). Решетку ОЦК имеют следующие металлы: -железо, хром, ванадий, молибден, вольфрам, β-титан и др.; ГЦК – γ-железо, алюминий, медь, никель, свинец, α-кобальт и др. В гексагональной плотноупакованной решетке (ГП) ячейка представляет собой шестигранную призму с центрированными основаниями, между которыми на некотором расстоянии от центров трех граней расположены еще три атома. ГП-решетку имеют α-титан, магний, цинк, кадмий, бериллий, β-кобальт и др. Некоторые металлы имеют тетрагональную решетку (γ-марганец). Кристаллическая решетка характеризуется координационным числом и плотностью упаковки. Под координационным числом по- нимается число атомов, находящихся на равном и наименьшем рас- стоянии от данного атома. Чем выше координационное число, тем выше плотность упаковки. Координационное число для решетки ОЦК соответствует восьми и обозначается К8. Плотность упаковки харак- теризуется коэффициентом компактности (коэффициентом заполне- ния ячейки), определяемым как отношение объёма, занятого атомами, к объёму ячейки. Для решетки ОЦК он соответствует 68%. Коорди- национное число для решетки ГЦК соответствует 12 (К12), коэффи- циент компактности 74%. Решетка ГП имеет координационное число, равное 12 (Г12), у многих металлов с кристаллической решеткой это- го типа отношение с/а = 1,633, коэффициент компактности также 74%. Кристаллическая решетка ГП с соотношением с/а, значительно отличающимся от 1,633 (например, цинк, кадмий), имеет координа- ционное число, равное шести, а коэффициент компактности 50%. Компактность структуры является одним из факторов, уменьшающих свободную энергию твердого тела, т.е. обеспечивающих его равно- весное состояние. Прочность металлов зависит от плотности упаков- ки его кристаллической решетки и особенностей строения его атомов. Решетки ГЦК и ГП наиболее плотноупакованные. Для определения положения атомных плоскостей, проходящих через атомы в кристаллической решетке, пользуются индексами Мил- лера, обозначаемыми hkl, представляющими собой три целых рацио- нальных числа, являющиеся величинами, обратными осевым отрез- кам, отсекаемым данной плоскостью на осях координат. Единицы длины вдоль этих осей выбирают равными длинам рёбер элементар- ной ячейки. Каждая плоскость куба пересекает только одну ось 6 (рис. 1.2, а), при этом отрезки будут равны (1 ,∞, ∞), (∞, 1, ∞), (∞ ,∞, 1), обратные величины отсекаемых отрезков – соответственно 1, 0, 0; 0, 1, 0; 0, 0, 1. Индексы плоскостей обычно записываются в скобках и обозначают (100); (010); (001). В кубической решетке, кроме плос- костей куба, различают плоскости (110) и (111) соответственно (рис. 1.2, б и в). Рис. 1.2. Индексы кристаллографических плоскостей и направлений в ОЦК-решетке Кристаллографическими направлениями являются прямые или лучи, выходящие от точки отсчета (например, вершины куба), вдоль которых на определенном расстоянии располагаются атомы. Для определения следует найти координаты ближайшего к точке отсчета атома, лежащего на этом направлении, выраженные через параметр решетки. Эти цифры, заключенные в квадратные скобки [uvw], являются индексом данного направления и всех параллельных направлений. Координаты ближайшего атома, лежащего на оси ОХ, выразятся через 100, следовательно, индексы осей решетки ох [100], оy – [010], оz – [001], индексы пространственной диагонали [111] (рис. 1.2, г). 7 1.3. Анизотропия свойств кристаллов Плотность расположения атомов по различным плоскостям не- одинакова. Вследствие этого многие свойства каждого кристалла (химические, физические, механические) зависят от направления ре- шетки. Неодинаковость свойств монокристаллов в разных кристалло- графических направлениях называется анизотропией. Свойства аморфных тел, характеризующихся хаотическим расположением ато- мов, не зависят от направления, т.е. анизотропия является результа- том закономерного расположения атомов в кристаллических телах. Разница в физико-химических и механических свойствах может быть весьма существенной. Температурный коэффициент линейного рас- ширения в двух взаимно перпендикулярных направлениях может раз- личаться в 3…4 раза. Так, медный шар, изготовленный из монокри- сталла, при нагреве утратит правильную геометрическую форму и превратится в эллипсоид. Не всем свойствам кристаллических тел свойственна анизотропия. Такое свойство, как теплоёмкость, от направления не зависит. Технические металлы являются поликристаллами, состоящими из большого количества анизотропных кристаллов, статистически неупорядоченно ориентированных друг к другу. Поэтому во всех направлениях свойства примерно одинаковы, т.е. поликристалличе- ские металлы изотропны. Но так как их изотропность не истинная, а усредненная, то их принято называть квазиизотропными телами. Изо- тропность не будет наблюдаться, если кристаллы имеют одинако- вую преимущественную ориентировку в каких-то направлениях. В этом случае поликристаллический металл приобретает анизотро- пию свойств. 1.4. Дефекты строения кристаллических тел Реальные металлы содержат большое количество дефектов стро- ения, нарушающих периодичность расположения атомов в кристал- лической решетке. Эти дефекты существенно влияют на свойства ма- териала. Различают три типа дефектов кристаллического строения: точеч- ные, линейные и поверхностные. Точечные дефекты (рис. 1.3) имеют малые размеры во всех трех измерениях. Величина их не превышает несколько атомных диамет- ров. К точечным дефектам относятся: свободные места в узлах кри- сталлической решетки – вакансии (а); атомы, сместившиеся из узлов 8 кристаллической решетки в межузельные промежутки, – дислоци- рованные атомы (б); атомы других элементов, находящиеся как в уз- лах, так и в междоузлиях кристаллической решетки, – примесные атомы (в). Рис. 1.3. Точечные дефекты в кристаллической решетке: а – вакансия; б – дислоцированный атом; в – примесный атом Линейные дефекты имеют малые размеры в двух измерениях, но значительную протяженность в третьем измерении. Наиболее важ- ный вид линейных дефектов – дислокации. Теория дислокаций была впервые применена в середине 1930-х годов физиками Орованом, По- ляни и Тейлором для описания процесса пластической деформации кристаллических тел. Ее использование позволило объяснить природу прочности и пластичности металлов, а также огромную разницу меж- ду теоретической и практической прочностью. Экспериментально дислокации были обнаружены лишь с помощью электронного микро- скопа благодаря сопутствующим деформациям или искажениям кри- сталлической решетки. При прохождении пучка электронов через та- кие искажения происходит дифракция электронов, подобная дифрак- ции рентгеновских лучей. Наиболее простой способ образования дислокаций в кристалле – сдвиг. Если верхнюю часть кристалла сдвинуть относительно нижней на одно межатомное расстояние, при том что сдвиг охватил не всю плоскость скольжения, а только ее часть АВСD, то граница АВ между участком АВСD и ненарушенным участком в плоскости скольжения и будет краевой дислокацией (рис. 1.4, а). Если «лишняя» атомная по- луплоскость – экстраплоскость – находится в верхней части кристал- ла, то дислокацию называют положительной и обозначают знаком «+», если в нижней – отрицательной и обозначают знаком «–». Ниж- ний край экстраплоскости называют линией дислокации. 9 Рис. 1.4. Краевые дислокации: а – сдвиг, создавший краевую дислокацию; б – пространственная схема краевой дислокации; в, г – схемы расположения атомов у дислокации;  и ┬ – дислокация Различие между дислокациями чисто условное. Перевернув кри- сталл, мы превращаем положительную дислокацию в отрицательную. Знак дислокации позволяет оценить результат их взаимодействия. Дислокации одного знака отталкиваются, а противоположного притя- гиваются. Из приведенных далее схем видно, что атомы над краевой дислока- цией испытывают сжатие, а нижние атомы – растяжение. Дислокации выяв- ляются также с помощью травления химическими реактивами. В местах выхода дислокаций на полированную поверхность металла скорость химиче- ского травления выше. Помимо краевых дислокаций, в кристаллах могут образовываться и винтовые (рис. 1.5), которые могут быть получены путем частичного сдви- га атомных слоев по плоскости Q. При этом нарушается параллель- ность атомных слоев, кристалл как бы закручивается винтом вокруг линии EF, которая является линией дислокации. Она отделяет ту Рис. 1.5. Винтовая дислокация 10 часть, где сдвиг еще не происходил. Винтовая дислокация, образо- ванная вращением по часовой стрелке, называется правой, против часовой стрелки – левой. Вокруг дислокации на протяжении несколь- ких межатомных расстояний решетка искажена, что вызывает появ- ление поля напряжений. Критерием энергии искажения кристалли- ческой решетки служит вектор Бюргерса. Для определения вектора Бюргерса краевой дислокации (рис. 1.6) вокруг неё проводят контур АВСDE, равномерно откладывая против часовой стрелки от точки А по шесть атомных расстояний снизу вверх: АВ, ВС, СD, DE. Контур замкнется на участке DA, который бу- дет состоять из пяти отрезков. При отсутствии дислокаций в кристал- ле этот участок состоял бы из шести отрезков. Разность протяженно- сти контуров АЕ называется вектором Бюргерса, который имеет вели- чину порядка межатомных расстояний. Если вектор Бюргерса охва- тывает несколько дислокаций, то его величина соответствует геомет- рической сумме векторов отдельных дислокаций. Вектор Бюргерса позволяет найти силы, требуемые для перемещения дислокации, силы взаимодействия и энергию дислокаций. Рис. 1.6. Схема определения вектора Бюргерса b для линейной дислокации: а – схема плоскости реального кристалла; б – совершенного кристалла Дислокации образуются уже при кристаллизации металлов, а также в ходе пластической деформации и фазовых превращений. Плотность дислокаций может достигать большой величины. Под плотностью дислокаций р обычно понимают суммарную длину дис- локаций l, приходящуюся на единицу объема V кристалла: р = l/V. Таким образом, плотность дислокаций р выражается в см/см3, или см–2. Для отожженных металлов она составляет 10 3…10 6 см–2, после холодной деформации увеличивается до 10 11…10 12 см–2, что соответ- ствует примерно 1 млн км дислокаций в 1 см3 11 Плотность дислокаций может быть определена экспериментально при больших увеличениях подсчетом числа выходов дислокаций на единицу площади предварительно протравленного металлографическо- го шлифа, а также при изучении структуры тонких пленок на просвет в электронном микроскопе. Установлено, что дислокации притягивают в свою зону атомы примесей, которые осаждаются в виде цепочки вдоль края экстраплос- кости. Такие атомы снижают уровень упругих искажений дислокаци- онной структуры. Цепочки инородных атомов образуют так называе- мые атмосферы Коттрелла, или облака Коттрелла, которые с повыше- нием температуры рассеиваются. При понижении до температуры, со- ответствующей пределу растворимости, они могут образовывать дис- персные выделения второй фазы. Теоретическая и фактическая прочность. Использование тео- рии дислокаций позволило объяснить большое расхождение между теоретической и фактической прочностью металлов. Теоретическая прочность должна быть пропорциональна произведению сил меж- атомной связи на число атомов в сечении кристалла. Расчетное усилие для смещения одной части кристалла относи- тельно другой оказалось на 2–3 порядка выше фактически затрачива- емого при пластической деформации металла. Так, теоретическая прочность железа составляет около 13 000 МПа, а фактическая – 250 МПа. Такое расхождение объясняется тем, что деформация про- исходит не путем одновременного смещения целых атомных плоско- стей, а за счет постепенного перемещения дислокаций. Влияние дис- локаций на процесс пластической деформации на примере краевых дислокаций показано на рис. 1.7. Пластический сдвиг – это следствие постепенного перемещения дислокаций в плоскости сдвига. Распрост- ранение скольжения по плоскости скольжения происходит последо- вательно. Каждый элементарный акт перемещения дислокации из одного положения в другое совершается путем разрыва лишь одной верти- кальной атомной плоскости. Для перемещения дислокаций требуется значительно меньшее усилие, чем для жесткого смещения одной ча- сти кристалла относительно другой в плоскости сдвига. При движе- нии дислокации вдоль направления сдвига через весь кристалл про- исходит смещение верхней и нижней его частей на одно межатомное расстояние. В результате перемещения дислокация выходит на по- верхность кристалла и исчезает. На поверхности остается ступенька скольжения. 12 Рис. 1.7. Движение краевой дислокации, приводящее к образованию ступеньки единичного сдвига на поверхности кристалла: а – схема расположения дислока- ций; б–д – этапы передвижения дислокации и выхода ее на поверхность;  – напряжение сдвига; М–М – плоскость сдвига Дислокации легко перемещаются в направлении, перпендикуляр- ном экстраплоскости. Чем легче перемещаются дислокации, тем ниже прочность металла, тем легче идет пластическая деформация. Пла- стическая деформация кристаллических тел связана с количеством дислокаций, их шириной, подвижностью, степенью взаимодействия с дефектами решетки и т.д. Характер связи между атомами влияет на пластичность кристаллов. Таким образом, причиной низкой прочности реальных металлов является наличие в их структуре дислокаций и других несовершенств кристаллического строения. Получение бездислокационных кристал- лов приводит к резкому повышению прочности материалов. Левая ветвь кривой на рис 1.8 соответствует созданию совершенных без- дислокационных нитевидных кристаллов (так называемых «усов»), прочность которых близка к теоретической. При ограниченной плотности дислокаций и других искажений кристаллической решетки процесс сдвига происходит тем легче, чем больше дислокаций в объеме металла. С ростом напряжений возрастает число источников, генерирую- щих дислокации в металле (источники Франка–Рида), и их плотность 13 увеличивается. Помимо параллельных дислокаций возникают дисло- кации в разных плоскостях и направлениях. Они воздействуют друг на друга, мешают друг другу перемещаться, происходит их аннигиля- ция (взаимное уничтожение) и т.д. С по- вышением плотности дислокаций их движение становится все более затруд- ненным, что требует увеличения прила- гаемой нагрузки для продолжения де- формации. В результате металл упрочня- ется, что соответствует правой ветви кривой на рис. 1.8. Упрочнению способствуют и другие несовершенства кристаллического строе- ния, также тормозящие движение дисло- каций. К ним относятся атомы раство- ренных в металле примесей и легирую- щих элементов, частицы выделений вто- рой фазы, границы зерен или блоков и т.д. На практике препятствие движе- нию дислокаций, т.е. упрочнение, созда- ется введением других элементов (легированием), наклепом, терми- ческой или термомеханической обработкой. Снижение температуры также препятствует свободному перемещению дислокаций. При низ- ких температурах прочность растет, а пластичность падает, металл становится более прочным, но хрупким. Таким образом, прочность металлов и сплавов может быть повы- шена двумя путями: 1) получением металлов с более близким к иде- альному строением кристаллической решетки, т.е. металлов, в которых отсутствуют дефекты кристаллического строения или же их число крайне мало; 2) наоборот, увеличением числа структурных несовер- шенств, препятствующих движению дислокаций.   1   2   3   4   5   6   7   8   9   ...   14

Поверхностные дефекты имеют малую толщину и значитель- ные размеры в двух других измерениях. Обычно это места стыка двух разориентированных участков кристаллической решетки. Ими могут быть границы зерен, границы фрагментов внутри зерна, границы бло- ков внутри фрагментов. Соседние зерна по своему кристаллическому строению имеют неодинаковую пространственную ориентировку ре- шеток. Блоки повернуты по отношению друг к другу на угол от не- скольких секунд до нескольких минут, их размер

Температурные режимы обработки металлов (°С) Металл Плавлени е Рекристаллизаци я Рекристаллизационны й отжиг ,°С Горячая обработка давление м Молибден 2620 900 1400–1600 2000–1400 Титан 1672 500 650–750 1150–800 Железо 1536 450 650–750 1300–800 Медь 1083 270 500–600 900–650 Алюмини й 660 100 350-400 500–400 Свинец 327 –30 – – Олово 232 –70 – – Деформация может быть холодной и горячей. Холодная деформа- ция проводится при температурах ниже температуры рекристаллизации и сопровождается наклепом металла. Горячая деформация осуществля- ется при температурах выше температуры рекристаллизации. Для горя- чей деформации характерно полное или частичное снятие упрочнения. Таким образом, при обработке давлением имеют место два процесса: упрочнение за счет пластической деформации и последующее разупрочнение при рекристаллизации. Есть металлы, которые при комнатной температуре не подверга- ются наклепу и испытывают горячую деформацию. Примером явля- ется свинец с температурой рекристаллизации ниже комнатной. Для молибдена, имеющего температуру рекристаллизации около 900 С, деформация при нагреве до 800 °С еще является холодной. На прак- 37 тике горячую деформацию обычно проводят при температурах (0,7…0,75) Tпл4. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИСПЫТАНИЙ МАТЕРИАЛОВ 4.1. Металлографические методы исследования Качество металла – это его способность выполнять функции, не- обходимые потребителю. Гарантии качества даются по результатам механических испытаний, неразрушающему контролю, контролю макро- и микроструктуры. Часть требований входит в сдаточные нормы, другая часть устанавливается испытаниями для данной марки металла (усталостная прочность, трещиностойкость и др.). Перечень сдаточных норм определяется соглашением между производителем и потребителем. Методы исследования строения и свойств металлов интенсивно развиваются в связи с необходимостью иметь информацию о надеж- ности металлов в процессе эксплуатации, причинах поломок и аварий изделий, об изменениях строения в процессе разработки новых спла- вов или технологий их обработки. Существует взаимосвязь между строением (структурой) и свой- ствами металлов. Под структурой понимают форму, размеры и вза- имное расположение фаз в металлах и сплавах. Структурными со- ставляющими сплава называют обособленные его части, имеющие одинаковое строение и характерные особенности. Фаза – однородная часть системы, отделенная от других частей поверхностью раздела, при переходе через которую скачкообразно меняется состав или стро- ение. При изучении строения металла различают макроструктуру – строение, видимое невооруженным глазом или при небольшом уве- личении (30…40 раз), и микроструктуру – строение, определяемое металлографическими методами, т.е. с использованием различных типов микроскопов (оптических, электронных и ионных). Изучение макро- и микроструктуры металла. Макроструктуру металла изучают путем просмотра поверхности специально подготов- ленных образцов – продольных или поперечных макрошлифов (тем- плетов) или изломов. Это позволяет контролировать большую по- верхность и получать общее представление о качестве металла и о наличии в нем определенных пороков после различных видов техно- логического процесса изготовления деталей: литья, обработки давле- нием, сварки, термической и химико-термической обработки. 38 Макроанализ, как правило, является предварительным этапом ис- следования структуры металла. Путем исследования макроструктуры на темплетах можно определить: 1) нарушение сплошности металла: усадочную рыхлость, пори- стость, газовые пузыри и раковины, подкорковые пузыри, межкри- сталлитные трещины; трещины и пустоты в литом металле; трещины, возникшие при обработке давлением и термической обработке, фло- кены; пороки сварки (в виде непровара, газовых пузырей, пустот); 2) дендритное строение и зону транскристаллизации в литом ме- талле, размер зерна; 3) химическую неоднородность сплава (ликвацию), вызванную процессом кристаллизации (поэтому макроанализ является обяза- тельным видом металлургического контроля каждой плавки стали), или химико-термической (цементация, азотирование) обработки; 4) технологию изготовления заготовки (литье или обработка дав- лением). Исследование макроструктуры по излому специальных образцов или им подобных (фрактографическое исследование) позволяет су- дить о размере зерна, особенностях выплавки и литья, термической обработки (наличие нафталинистого, камневидного излома), а следо- вательно, и о некоторых свойствах металла. Вид излома используют в качестве критерия склонности стали к хрупкому разрушению. Он мо- жет выявить такие дефекты, как расслоение (шиферность и слои- стость), свидетельствующие о плохом металлургическом качестве сплава. Микроструктура показывает взаимное расположение фаз, их форму и размеры; для её изучения используется приготовленный об- разец – микрошлиф, одну из плоскостей которого шлифуют, полиру- ют и протравливают в специальном реактиве. Оптические микроскопы, в которых изображение формируется в отраженном свете, имеют полезное увеличение до 2000 раз и позво- ляют различать в строении металла структурные элементы размером не менее 200 нм. Электронные микроскопы бывают двух разновидностей: просве- чивающие (ПЭМ) и растровые (РЭМ). Принцип работы ПЭМ основан на прохождении через фольгу из исследуемого металла потока элек- тронов. Из-за неодинакового их рассеивания объектом его изображе- ние проецируется на экране. Большая разрешающая способность и увеличение дают возможность изучать субмикроструктуру материа- лов, в том числе элементы дислокационной структуры. В РЭМ изоб- ражение исследуемого объекта формируется при сканировании по- 39 верхности излома с помощью потока первичных электронов. При этом возникают электронные эффекты, которые регистрируются дат- чиками. Такие микроскопы дают представление о микрорельефе, кри- сталлографических характеристиках материала исследуемых образ- цов. Увеличение и разрешающая способность микроскопов представ- лены в табл. 4.1. Т а б л и ц а 4.1 Увеличение и разрешающая способность микроскопов Вид микроскопа Технические характеристики микроскопа Объект исследования Примечание Увеличение (раз) Разрешение, нм Оптические: МЕТАМ ЛВ ЕС МЕТАМ РВ 50–1500 (ви- зуальное наблюдение); 50–1000 (фо- тографии); 50–1000 (ви- зуальное наблюдение) 2000 Микрошлиф Максимальная нагрузка на предметный столик 3 кг Электронные: просвечиваю- щие (ПЭМ) До 10 6 0,2–0,5 Фольга или реплика (от- печаток с ме- таллической поверхности) Размер образ- цов: до 100–150 мм в диаметре и до 10 мм в высоту растровые (РЭМ) 10–100 000 25–30 Поверхность излома образца Возможность элементного микроанализа РЭМ с автоэмиссионным катодом 10–500 000 1,5–5 Рентгено-структурный анализ (РСА) основан на дифракции рент- геновских лучей рядами атомов в кристаллической решетке, что определяет его применение для изучения кристаллической структуры материала (исследование блочного строения кристаллитов, дислока- ций), текстуры металла. Рентгено-спектральный микроанализ (РСМА) используется для определения химического состава микрообластей на специально приготовленных микрошлифах, для оценки особенностей распределения примесей и компонентов в сплавах. Разрешающая спо- собность порядка нескольких микрометров позволяет изучать ликва- ционные процессы (дендритную ликвацию). С помощью дилатомет- 40 рического метода, основанного на изменении объёма (размеров) об- разца при фазовых превращениях, можно установить начало и конец этих превращений (например, аустенита в перлит). 4.2. Определение механических свойств Механическими называются свойства, которые определяются при испытаниях материалов под действием внешних нагрузок. Механиче- ские свойства позволяют установить пределы этих нагрузок, что необходимо для выбора материалов и технологических режимов их обработки, ранжирования свойства различных материалов, контроля и диагностики их прочности в процессе эксплуатации. В связи с многообразием схем эксплуатации и обработки матери- алов температурно-силовые условия проведения механических испы- таний должны быть по возможности приближены к реальным. Вместе с тем методы испытаний должны быть достаточно простыми и при- годными для массового контроля качества металлургической продук- ции. Поскольку необходимо иметь возможность сопоставлять каче- ство разных конструкционных материалов, методы испытаний меха- нических свойств строго регламентированы стандартами. Основные признаки, позволяющие классифицировать виды меха- нических испытаний:  способ нагружения (растяжение, сжатие, изгиб, кручение, срез, циклическое нагружение);  скорость нагружения (статическая, динамическая);  продолжительность процесса испытания (кратковременное, длительное);  внешние условия при проведении испытания (температура сре- ды, агрессивность среды). Другими признаками классификации могут быть виды напряжен- но-деформированного состояния, размер и типы образцов и т.п. 4.2.1. Статические испытания Испытания на растяжение. Наиболее часто проводят испыта- ния на растяжение (ГОСТ 1497–84), позволяющие получать достаточ- но полную информацию о механических свойствах материалов. Для этого используют цилиндрические или плоские образцы. Обычно применяют малый пятикратный образец круглого сечения (диаметр 5 мм, расчетная длина 25 мм). Для цилиндрического образца отноше- ние расчетной начальной длины l к начальному диаметру d0 называ- ется кратностью. Перед испытанием образец закрепляется в верти- 41 кальном положении в захватах разрывной машины, обеспечивающей плавное нагружение образца вплоть до момента его разрыва. В про- цессе испытания непрерывно записывается первичная машинная диа- грамма в координатах «нагрузка Р – удлинение ∆l», перестроенная машинная диаграмма в координатах «напряжение–деформация» име- ет аналогичный вид. Для поликристаллических металлов и сплавов наиболее харак- терны следующие виды диаграмм растяжения. Диаграмма первого типа характерна для образцов, разрушающихся после образования шейки в результате сосредоточенной деформации (рис. 4.1, а). Воз- растание нагрузки до момента разрушения может быть плавным (рис. 4.1, б) либо прерывистым. В последнем случае на диаграмме могут появиться зуб и площадка текучести (рис. 4.1, а). Тип диаграм- мы определяет характеристики, которые по ней можно рассчитать. Многие механические свойства выражаются через величину напря- жений. В механике напряжения рассматривают как удельные харак- теристики сил, возникающих в теле под действием внешних нагрузок. Диаграмма преобразуется в диаграмму в координатах «напряжение  –относительная деформация ». При этом  = P/F0;  = (∆l/l0) × × 100%, где F0, l0 – начальная площадь сечения и длина образца до испытания. Рис. 4.1. Диаграммы растяжений: а – с площадкой текучести, б – без площадки текучести, в – диаграмма истинных напряжений Диаграмма растяжения (рис. 4.1, а, б) состоит из трех участков: упругой деформации ОA, равномерной пластической деформации АB и сосредоточенной деформации шейки ВС. Участок ОА имеет прямо- линейный вид и характеризует жесткость материала. Чем меньшую 42 упругую деформацию претерпевает материал под действием нагруз- ки, тем выше его жесткость, которая характеризуется модулем упру- гости Е =  – структурно нечувствительной характеристикой, определяемой силами межатомного взаимодействия. Модуль упруго- сти является константой материала. Упругие свойства зависят от температуры металла. При пониже- нии температуры межатомные расстояния уменьшаются, кристаллы сжимаются, что приводит к увеличению модуля упругости. Основной рост модуля упругости происходит в области температур до 77 К, ниже температур жидкого азота замедляется, а вблизи абсолютного нуля модуль упругости становится температурно независимым. Наименьшее напряжение, при котором образец деформируется без заметного увеличения нагрузки («течет»), называется физическим пределом текучести т и измеряется в мегапаскалях (МПа). Если нет площадки текучести, то определяют условный предел текучести 0.2, при котором образец получает остаточное удлинение, равное 0,2% первоначальной расчетной длины: /,/0 2,0 2,0 0тFРFРТПре- дел текучести – основной показатель прочности при расчете допусти- мых напряжений, характеризующих сопротивление малым пластиче- ским деформациям. Напряжение, соответствующее наибольшей нагрузке, предше- ствующей разрушению, называется временным сопротивлением ( в) и измеряется в МПа: /0в вFРВеличина пластической деформации к моменту разрушения ха- рактеризует пластичность материала. Различают две характеристики пластичности: относительное удлинение  и относительное сужение  (в процентах): 100 00lFF, где l – длина образца после раз- рыва; l0 – первоначальная длина образца; ,100/0 0lFF где F – площадь сечения разрушившегося образца в месте разрыва; F0 – пер- воначальная площадь сечения образца. Условно принято считать металл надежным при  > 15%,  > 45%. Более точно зависимость между деформацией образца и напряжением отражают диаграммы истинных напряжений (рис. 4.1, в). Истинное напряжение определяют делением текущей нагрузки Р на текущее значение площади F поперечного сечения образца, которое уменьшается в процессе испытания. Испытания на твердость. Наиболее простым методом испыта- ния свойств является измерение твердости. Твердостью называют свойство материала оказывать сопротивление деформации или хруп- 43 кому разрушению в поверхностном слое при местных контактных воздействиях (при внедрении индентора). Различают следующие ме- тоды определения твердости: по Бринеллю (по диаметру отпечатка шарика), по Роквеллу (по глубине вдавливания алмазного конуса или закаленного шарика), по Виккерсу (для деталей малой толщины или тонких поверхностных слоев – по диагонали отпечатка алмазной пи- рамиды). Число твердости по Бринеллю (НВ) определяется чис- лом нагрузки Р, деленной на сферическую поверхность отпечатка (рис. 4.2, а). На практике твердость определяют с помощью специаль- ных таблиц по величине диаметра отпечатка. Метод Бринелля не ре- комендуется применять для материала с твердостью более 450 НВ, если используется стальной шарик; при больших значениях твердости – твердосплавный шарик. Временное сопротивление и число твердо- сти по Бринеллю связаны между собой: для стали σв = 0,34 НВ, для сплавов на основе меди σв = 0,45 НВ, для алюминиевых сплавов σв = = 0,35 НВ. Рис. 4.2. Схемы определения твердости: а – по Бринеллю; б – по Роквеллу; в – по Виккерсу При испытании по методу Роквелла (рис. 4.2, б) алмазный конус или стальной шарик диаметром 1,588 мм (для более мягких материа- лов) вдавливаются в металл двумя последовательными нагружения- ми: предварительным Р0 = 100 H, под действием которого индентор вдавливается на глубину h0, и основным Р, при этом индентор вдав- ливается на глубину h. После этого снимают нагрузку Р, но оставляют Р0. Разность h – h0 зависит от твердости материала: чем выше твер- дость, тем меньше эта разность. В приборе имеются три шкалы. При испытании алмазным конусом и нагрузке P = 1400 Н шкала С твер- дость обозначается HRC, при P = 500 H шкала А – HRA, при испыта- нии стальным шариком и Р = 900 H шкала В – HRB. Единица твердо- сти по Роквеллу – безразмерная величина, соответствующая осевому 44 перемещению индикатора на 0,002 мм. По шкале С определяют зна- чения твердости более твердых материалов, чем методом Бринелля (более 450 НВ). Твердость по Виккерсу (рис. 4.2, в) определяют путем вдавлива- ния правильной четырехгранной пирамиды под действием нагрузки Р и измерения диагонали отпечатка d. Нагрузка меняется от 10 до 1000 Н. Чем тоньше материал, тем меньше она должна быть. Число твердости по Виккерсу (HV) определяют с помощью специальных таблиц по величине диагонали отпечатка. В некоторых случаях определяют микротвердость отдельных участков металла (ГОСТ 9450–76). Этот метод используют для изме- рения твердости отдельных зерен или очень тонких слоев при вели- чине нагрузки Р = 0,98 или 0,49 Н, реже при меньшей нагрузке, так как это снижает точность измерения. Твердость при этом обозначает- ся HV100 или HV504.2.2. Динамические испытания Основным динамическим испытанием является испытание на ударный изгиб (ГОСТ 9454–78) с определением ударной вязкости металла. Метод основан на разрушении образца с надрезом одним ударом маятникового копра (рис. 4.3). Образец устанавливают на опорах копра и наносят удар по сто- роне образца, противоположной надрезу. Работа, затраченная на раз- рушение образца, определяется так: К = Pg (Н – h), где Р – масса ма- ятника; g – ускорение силы тяжести; Н, h – высота подъема маятника до удара и после разрушения образца. Указатель на шкале копра фик- сирует величину работы К и проградуирован с учетом потерь. 45 Рис. 4.3. Схема испытаний на ударную вязкость Ударная вязкость обозначается символом КС, кДж/см2, определя- ется как отношение работы разрушения К, затраченной на деформа- цию и разрушение ударным изгибом надрезанного образца, к началь- ной площади поперечного сечения образца в месте надреза S по фор- муле КС = K/S. В зависимости от вида концентратора напряжений различают об- разцы трех типов: с радиусом дна надреза 1,0 мм (тип U), 0,25 мм (тип V) и инициированной трещиной (Т). Ударные испытания образцов с трещинами введены потому, что работоспособность материала определяется сопротивлением не столько зарождению трещины, сколько ее распространению. Обыч- ные образцы имеют сечение 10×10 мм, но в особо ответственных слу- чаях и для оценки работоспособности крупных деталей применяют образцы сечением 25×25 мм с инициированной трещиной. Чем острее надрез, тем более жестким испытаниям подвергается металл. Вид надреза входит в обозначение работы удара и ударной вязкости. Ра- боту удара обозначают двумя буквами: KU, KV, KT, а ударную вяз- кость – тремя: KCU, KCV, КСТ. Последние буквы являются символа- ми концентраторов напряжений. Испытания ударной вязкости широко применяют для оценки склонности металла к хрупкому разрушению при низких температу- рах. Преимущества этого метода – простота эксперимента, учет влия- ния скорости нагружения и концентраций. Для оценки хладноломко- сти обычно проводят испытания серии образцов при понижающихся температурах. Кривые зависимости ударной вязкости от температуры называют сериальными кривыми хладноломкости (рис. 4.4). С их по- 46 мощью определяют температурный порог хладноломкости. При тем- пературе эксплуатации ниже этого порога металл применять не сле- дует. В технических условиях на поставку металлопродукции ответ- ственного назначения обычно оговаривается минимально допустимое значение ударной вязкости при заданной температуре. Хладнолом- кость можно оценивать также по виду излома разрушившегося образ- ца. Метод основан на определении соотношения площадей вязких и хрупких участков излома ударных образцов. Вязкий излом имеет характерное волокнистое строение с мато- вым оттенком. С понижением температуры количество волокнистой составляющей в изломе уменьшается, появляются кристаллические блестящие участки. Обычно за критическую температуру принимают такую, при которой доля волокнистой составляющей структуры равна 50%. Рис. 4.4. Влияние величины зерна на ударную вязкость железа и порог хладно- ломкости: 1 – крупнозернистая сталь; 2 – мелкозернистая сталь. При достаточно широком интервале температур перехода от вязкого к хрупкому разрушению различают верхний txв и нижний tнв порог хладноломкости (соответствует уровню ударной вязкости 20 КДж/см2) 47 В ряде случаев целесообразно определять не только общую рабо- ту разрушения при ударном изгибе КС, но и ее составляющие: работу зарождения (КС3) и работу развития трещины (КСР), при этом КС = КС3 + КСР. Работа зарождения трещины зависит от радиуса надреза: чем острее надрез, тем она меньше. Работа развития трещины мало зависит от геометрии надреза и лучше характеризует склонность ме- талла к хрупкому разрушению. Для ее определения обычно исполь- зуют образцы с заранее инициированной трещиной. Однако следует иметь в виду, что при испытании пластичных материалов работа раз- рушения образца с трещиной превышает истинную работу развития трещины на величину работы пластической деформации, расходуе- мой на изгибную и поперечную макродеформации. Работу зарождения и работу развития трещины удобно опреде- лять при испытаниях на ударный изгиб с помощью диаграмм «нагрузка–прогиб», полученных фотографированием с экрана осцил- лографа. Известен приближенный метод определения составляющих удар- ной вязкости, основанный на предположении о ее линейной зависи- мости от радиуса надреза и равенстве нулю КСЗ трещины для образ- цов с радиусом надреза, равным нулю, или с трещиной. Тогда экстра- поляция данных испытаний образцов всего двух типов с радиусом 1 и 0,25 мм на нулевое значение радиуса надреза дает значение КСР тре- щины. Определение составляющих ударной вязкости позволяет вы- явить влияние различных факторов на обе стадии разрушения. 1   2   3   4   5   6   7   8   9   ...   14

4.2.3. Усталостные испытания Усталость представляет собой процесс постепенного накопления повреждений в металле под действием переменных напряжений, при- водящих к образованию и развитию усталостных трещин. Из-за раз- личной ориентировки зерен и блоков, макро- и микродефектов напряжения в металле распределяются неравномерно. При расчетной нагрузке ниже предела текучести в отдельных перенапряженных ло- кальных объемах происходит пластическая деформация и, как след- ствие ее предельного развития, возникают микротрещины, которые постепенно сливаются, образуя макротрещину, с течением времени распространяющуюся на все сечение. Усталостные характеристики при комнатной температуре обычно определяют при испытании образцов круглого сечения на изгиб с вращением. Испытывают серию образцов при различной нагрузке и 48 определяют разрушающее напряжение и соответствующее ему число циклов нагружения (ГОСТ 25.502–79). Максимальным σmах или минимальным σmin напряжением цикла является наибольшее или наименьшее по алгебраической величине напряжение. Характеристикой цикла служит коэффициент асиммет- рии: R = σmin/σmaх. При равенстве максимального и минимального напряжений по абсолютной величине R = –1. В этом случае цикл яв- ляется симметричным, а предел выносливости, характеризующий со- противление усталости, обозначают σ–1. В зависимости от условий работы изделия испытания проводят при комнатной, высокой и низ- кой температурах, при симметричных и асимметричных циклах, при наличии или отсутствии агрессивных сред и концентраторов напря- жений на испытуемых образцах. При испытании строят кривую усталости – график, характеризу- ющий зависимость между максимальными или амплитудными напряжениями (деформации) цикла и долговечностью серии одинако- вых образцов, испытанных при одинаковом среднем напряжении (де- формации) цикла или при одинаковом коэффициенте асимметрии цикла (рис. 4.5). Переход кривой усталости в горизонталь наблюдает- ся на сталях после 10 7 циклов, на цветных металлах – после 10 8 цик- лов нагружения. Ордината, соответствующая постоянному значению σmax, является физическим пределом выносливости (обозначается σR). Разрушение материала при усталости отличается от разрушения при однократных нагрузках. При циклическом нагружении начало пла- стической деформации, обусловленное движением дислокаций, мо- жет иметь место при напряжениях меньше предела текучести. При увеличении числа циклов нагружения растет число дислокаций прежде всего в поверхностных слоях. Рис. 4.5. Кривые усталости: 1 – сталь; 2 – цветные металлы, не имеющие горизонтального участка на кривой усталости 49 Концентраторы напряжений в большей или меньшей степени снижают предел выносливости при одном и том же уровне перемен- ных напряжений. 5. ОСНОВЫ ТЕОРИИ СПЛАВОВ 5.1. Характеристика основных фаз металлических сплавов Чистые металлы имеют невысокие механические и функциональ- ные свойства, что и ограничивает их применение. Сплавами называют сложные вещества, полученные сплавлением или спеканием несколь- ких элементов (компонентов). Компонентами металлических сплавов могут быть не только ме- таллы, но и химические соединения и неметаллы. В зависимости от числа компонентов сплавы могут быть двойными, тройными и т.д. В результате физико-химического взаимодействия компонентов обра- зуются фазы, зависящие от химического состава сплава, технологии производства и обработки. Количество и тип фаз характеризуют со- стояние сплава. В зависимости от числа фаз сплавы могут быть одно-, двух- и многофазными. В жидком состоянии компоненты сплава обычно не- ограниченно растворяются друг в друге, образуя жидкие растворы. В твердом состоянии компоненты могут образовывать: 1) механиче- ские смеси, представляющие собой смесь двух или нескольких фаз; 2) химические соединения, когда компоненты вступают в химическое взаимодействие; 3) твердые растворы, когда один компонент раство- ряется в другом, который называется растворителем. Механические смеси. Если элементы, входящие в состав сплава, при затвердевании из жидкого состояния не растворяются друг в дру- ге и не взаимодействуют, то образуется механическая смесь (напри- мер, Pb–Sb, А1–Si и др.). При образовании механической смеси каж- дый компонент сохраняет свой тип кристаллической решетки и при- сущие ему свойства. Химические соединения. Компоненты в сплаве могут взаимо- действовать друг с другом с образованием химических соединений. По структуре они представляют собой однородные твердые тела. Свойства химических соединений значительно отличаются от свойств образующих их элементов. Они имеют постоянную температуру плавления (диссоциации) и кристаллическую решетку, отличающую- ся от решеток исходных элементов. В химическом соединении сохра- 50 няется определенное соотношение атомов элементов, позволяющее выразить их состав стехиометрической пропорцией в виде простой формулы: АnВm, где А и В – соответствующие элементы, n и m – про- стые числа. Составы этих соединений на диаграммах «состав–свой- ство» характеризуются особыми сингулярными точками. Различают химические соединения двух типов: металл–неметалл и металл–металл. Химические соединения металлов с неметаллами в структуре сплавов находятся в виде неметаллических включений сульфидов, оксидов, фосфидов и т.д., например оксид марганца МnО, SiO2 и др. Если химические соединения не диссоциируют до температуры плавления, то их принято рассматривать в качестве самостоятельных компонентов. Твердые растворы. Твердыми растворами называют фазы, в ко- торых один из компонентов (растворитель) сохраняет свою кристал- лическую решетку, а атомы других (растворённых) компонентов рас- полагаются в его решетке, искажая ее. Химический анализ твердого раствора показывает несколько элементов, а металлографический и рентгено-структурный – однородные зерна и один тип решетки – ме- талла-растворителя. Различают твердые растворы замещения и внед- рения. Твердый раствор замещения образуется замещением части атомов растворителя в его кристаллической решетке атомами раство- ренного компонента (рис. 5.1, а). Атомы растворенного элемента обычно не занимают особых мест в кристаллической решетке, а толь- ко замещают в некоторых узлах атомы растворителя. Такое размеще- ние называют неупорядоченным. Оно образуется в тех случаях, когда полностью отсутствует взаимодействие элементов. Если же атомы разных элементов твердого раствора взаимодействуют между собой несколько сильнее, чем однородные атомы, то они стремятся распо- ложиться в определенном порядке. Атомы растворителя и растворен- ного элемента располагаются на разных кристаллографических плос- костях. Например, в системе Аu–Сu после медленного охлаждения расплава одни кристаллографические плоскости состоят целиком из атомов меди, а другие – из атомов золота. Такие твердые растворы называют упорядоченными. 51 Рис. 5.1. Кристаллическая решетка ГЦК твердого раствора замещения (а) и внедрения (б) В связи с различием в размерах атомов при замещении атомов одного компонента атомами другого происходит искажение кристал- лической решетки. Это искажение тем больше, чем больше разница в размерах атомов и строении их кристаллических решеток. При чрез- мерном искажении решетки дальнейшая растворимость становится невозможной. Наступает предельная растворимость, при которой до- полнительно вводимые атомы не могут войти в решетку и образуют самостоятельную фазу. Если же оба компонента имеют однотипные кристаллические решетки, а атомные диаметры различаются не более чем на 8…15%, то возможна неограниченная растворимость. Неограниченно растворяются в твердом состоянии такие металлы с ГЦК-решеткой, имеющие небольшую разницу в атомных размерах, как Ag и Аu, Ni и Сu и др., а также металлы с ОЦК-решеткой: V и Ti. Металлы с большим атомным диаметром (Na, Ca, РЬ) в Fe, Cu, Ni не- растворимы. Предельная растворимость зависит также от различия в строении валентных оболочек электронов. Твердый раствор внедрения образуется путем внедрения атомов растворенного компонента в междоузлия (пустоты) кристаллической решетки (рис. 5.1, б). В решетке ГЦК такая пустота находится в цен- тре куба и образует сферу диаметром 0,4D, где D – диаметр атомов растворителя. В решетке ОЦК пустота находится в центре грани и образует сферу диаметром 0,29D. Образование твердых растворов внедрения, как правило, сопровождается увеличением параметров кристаллической решетки и ее искажением. Твердый раствор внедре- ния характерен для сплавов металлов с элементами, имеющими ма- лые атомные диаметры (С, В, N, H, О). Концентрация второго компо- нента в твердом растворе внедрения обычно невысока и всегда ниже, 52 чем в твердых растворах замещения и химических соединениях этих элементов. В отличие от химических соединений твердые растворы внедрения имеют кристаллическую решетку металла-растворителя. 5.2. Структура сплавов На свойства сплавов влияют величина, форма, кристаллографи- ческая ориентация и взаимное расположение фаз в объеме. Границы раздела отличаются от примыкающих к ним микрообластей по струк- туре, а часто и по химическому составу. Однофазные микрообласти могут иметь локальные изменения химического состава. Кроме того, каждая из них содержит дефекты кристаллической решетки – вакансии и дислокации. Размер субзерен и блоков, искажения решетки существенно влияют на ход превраще- ний и свойства сплавов и поэтому должны учитываться при характе- ристике их структуры. Анализ структур проводят на основе изучения геометрических параметров распределения отдельных фаз или зерен, определяя их размеры, форму и ориентировку. В условиях равновесия относитель- ное содержание каждой фазы, образовавшейся в результате превра- щения, определяется первоначальным составом сплава. Однако пол- ностью равновесное состояние достигается далеко не всегда; более того, в ряде случаев оно может быть нежелательным. Фактическое количество фаз зависит от режима обработки. Частицы второй фазы могут иметь различную форму: равноос- ную, пластинчатую или волокнистую. Получить на практике любую выбранную форму достаточно сложно, но в ряде случаев возможен выбор двух из этих трех структур. Такие свойства, как плотность и теплоемкость, зависят только от количества присутствующих фаз и не зависят от их геометрии. Не- смотря на различие геометрии фаз две стали, структура которых пока- зана на рис. 5.2, имеют одинаковую плотность, так как содержат рав- ные относительные количества феррита и цементита. 53 Рис. 5.2. Форма фазовых составляющих структуры (цементит и феррит): а – пластинчатый перлит, х2500; б – зернистый перлит, х1000. В обоих случаях содержание углерода равно 0,8 % (масса) Однако большинство свойств материалов определяется геометри- ей их структуры. Пластинчатый перлит имеет более высокие твер- дость и прочность, но меньшие пластичность, вязкость и теплопро- водность по сравнению с зернистым. В зернистом перлите трещина не может распространяться на значительное расстояние по хрупкому цементиту, не попадая при этом в феррит, характеризующийся боль- шей вязкостью. Степень дисперсности фаз, их форма и взаимное расположение существенно влияют на механические свойства: твердость, прочность и пластичность. Сталь с дисперсными, равномерно распределенными выделениями цементита в феррите имеет бóльшую твердость и проч- ность, чем сталь того же состава, но с более грубой фазовой структу- рой. Добавка в бетон стального волокна (проволоки диаметр 1 мм, L = 30 мм) в количестве 40…150 кг/м3 повышает σизг в два–три раза; σв – на 40%, удельную прочность – в 8–12 раз, уменьшает истирание до двух раз. Большое влияние на механические свойства материалов оказыва- ет пористость структуры, имеющаяся в отливках, порошковых мате- риалах, керамике. Пористость является местом концентрации напря- жений, уровень которых может превысить прочность материала. 5.3. Факторы, определяющие прочность металлов Способность материалов сопротивляться пластической деформа- ции и разрушению под действием внешней нагрузки называют проч- ностью. Повышение прочности сплавов позволяет не только увели- 54 чить рабочий ресурс деталей и конструкций, но и уменьшить их сече- ние и расход металла. Однако только одна высокая прочность, без необходимого комплекса таких механических свойств, как вязкость, пластичность и трещиностойкость, не обеспечивает надежность кон- струкций. В ряде случаев высокопрочное состояние металла при низ- кой пластичности может оказывать отрицательное действие из-за по- вышенной хрупкости. Наряду с высокой прочностью и пластичностью конструкцион- ные материалы должны обладать высоким сопротивлением ударным нагрузкам и запасом вязкости, при знакопеременных нагрузках высо- ким сопротивлением усталости, при трении – износу, во многих слу- чаях – коррозии. Так как в деталях всегда имеются дефекты, являю- щиеся концентраторами напряжений, конструкционные материалы должны обладать высоким сопротивлением хрупкому разрушению и распространению трещин. Поэтому надежность материала в кон- струкции принято характеризовать конструкционной прочностью, под которой понимают не отдельно взятые прочностные характери- стики, а комплекс механических свойств, в том числе параметры вяз- кости разрушения, определяющие эксплуатационные возможности изделия. Помимо высокой конструкционной прочности, конструкционные материалы должны иметь хорошие литейные свойства, обрабатывае- мость давлением, резанием, свариваемость, быть дешевыми и неде- фицитными. Из всех конструкционных материалов, применяемых в настоящее время и прогнозируемых в будущем, этим часто противо- речивым требованиям в наибольшей степени отвечают стали. Только сталь позволяет получать сочетание высоких механических характе- ристик и хорошую технологичность при сравнительно невысокой стоимости. Поэтому она и в настоящее время и в обозримом будущем останется основным и наиболее распространенным конструкционным материалом. Для большинства конструкционных сталей важнейшими (но не единственными) параметрами конструкционной прочности являются предел текучести т, порог хладноломкости или температура вязко- хрупкого перехода Тхр, уровень ударной вязкости KCU, KCV, КСТ и коэффициент интенсивности напряжений К1сМеханизмы упрочнения. Высокопрочное состояние в сталях можно получить увеличением содержания углерода, но при этом снижаются пластичность и вязкость, ухудшается свариваемость. Из- вестно, что углерод образует с железом твердые растворы внедрения 55 и является эффективным упрочнителем. Однако его растворимость в феррите невелика, что приводит к снижению упрочняющего эффекта. Образующиеся довольно крупные частицы цементитного типа в ферритной матрице более тверды и хрупки, чем сама матрица. Поэто- му при нагружении на поверхности раздела создается объемно- напряженное состояние, которое может приводить к образованию микротрещин. Повышение сопротивления деформации и высокопроч- ное состояние могут быть достигнуты созданием цепи препятствий движению дислокаций. К основным механизмам упрочнения сталей относятся измельче- ние зерна, образование твердых растворов, выделение частиц второй фазы, превращения при термообработке и увеличение плотности дис- локации. Экспериментальные исследования показали, что для боль- шинства сталей действует принцип линейной аддитивности отдель- ных механизмов упрочнения, т.е. вклады отдельных механизмов в общее упрочнение суммируются: зду дтр0т, где 0 – сопротивление кристаллической решетки движению дисло- кации; тр – твердорастворное упрочнение; д– дислокационное упрочнение; ду – упрочнение дисперсными частицами второй фа- зы, образовавшимися при распаде пересыщенного твердого раствора, или дисперсионное упрочнение; з – упрочнение границами зерен и субзерен, или зернограничное упрочнение. Напряжение трения решетки определяется ее свойствами и сопо- ставимо с напряжением, которое должно быть преодолено дислока- циями при их движении в очень крупных зернах, или с пределом те- кучести монокристаллов чистых металлов. Напряжение трения воз- растает с понижением температуры и увеличением скорости дефор- мации. При температуре выше комнатной напряжение трения сохра- няет значения, не зависящие от температуры. Экспериментально найденные значения 0 при комнатной температуре для -железа особо высокой чистоты [<10 – 7% (С + N)] составляют 18…21 МПа. Примеси внедрения и дефекты кристаллического строения суще- ственно влияют на 0. С учетом примесей внедрения в количестве [С + N] 10–2 % и дефектов строения 0 технически чистого железа со- ставляет около 30 МПа, а для сплавов на основе никеля и легирован- ных аустенитных сталей 60…70 МПа. 56 Твердорастворное упрочнение. Твердорастворное упрочнение  связано с различием атомных диаметров растворителя и легиру- ющих элементов. Атомы легирующих элементов, располагаясь вбли- зи дислокаций, способствуют их закреплению или оказывают сопро- тивление их перемещению. Атомы растворенного компонента обра- зуют более прочную металлическую связь с атомами компонента рас- творителя, чем в решетках обоих чистых компонентов. Из-за этого сопротивление пластической деформации твердого раствора должно изменяться по некоторому криволинейному закону. Характер хода кривой с максимумом станет понятным, если учесть, что состав, соот- ветствующий максимуму, является критическим, поскольку роли компонентов как растворителей, так и растворимых меняются на про- тивоположные. Твердорастворное упрочнение особенно эффективно при введении элементов внедрения, что объясняется искажением кри- сталлической решетки и сильным взаимодействием их атомов с дис- локациями, но они отрицательно влияют на пластичность и вязкость сталей. 10>1   2   3   4   5   6   7   8   9   ...   14

Углерод (С). Температура плавления 3500 °С, удельный вес гра- фита 2,25·10 4 Н/м3 (2,25 г/см3). Углерод полиморфен и кристаллизуется в двух модификациях: в виде алмаза (двойная кубическая кристаллическая решетка) и в виде графита (гексагональная кристаллическая решетка). Графит обладает низкой прочностью, при 20 °С â= 20 МПа, с повышением темпера- туры прочность графита растет. В железоуглеродистых сплавах углерод может быть в виде гра- фита, в виде химического соединения Fе3С (карбида железа – це- ментита), в составе твердого раствора внедрения в α-железе (до 0,02%) или в γ-железе (до 2,14%). 68 В железоуглеродистых сплавах наблюдаются следующие фазы: жидкий раствор, твердые растворы углерода в α-железе (феррит), в γ- железе (аустенит) и цементит. Основные структурные составляющие железоуглеродистых сплавов – феррит, аустенит, цементит, графит, перлит, ледебурит. Цементит (Ц) обладает металлическими свойствами, имеет сложную кристаллическую решетку. Температура плавления 1500 °С (температура диссоциации 1252 °С). В цементите содержит- ся 6,67 весовых процентов углерода и 93,33 железа. Цементит – очень твердая фаза (800 НВ), но хрупкая (%0). В железоуглеродистых сплавах может быть в виде мелких округлых частиц, пластинок, сет- ки, игл, форма и размеры которых оказывают большое влияние на свойства сплавов. Феррит (Ф) – твердый раствор внедрения углерода в α-железе, обозначается  CFe, имеет кубическую объемно-центрированную решетку. Растворимость углерода в α-железе при комнатной темпера- туре 0,006%, а при 727 °С (критической температуре 1A) – 0,02%. Фер- рит магнитен. Это самая мягкая структурная составляющая железо- углеродистых сплавов (60…80 НВ), его свойства близки к свойствам технически чистого железа. Феррит является структурой технического железа, может быть в виде множества зерен различной величины, от округлой до пластинчатой и иглообразной форм, образующих массивы, сетки, смеси и т.п. Аустенит (А) – твердый раствор внедрения углерода в гамма- железе, обозначается  CFe, имеет гранецентрированную кубиче- скую решетку. Предельная растворимость углерода в γ-железе дости- гает 2,14% при температуре 1147 °С, при понижении температуры уменьшается и при 727 °С составляет 0,8%. При медленном охлажде- нии сплавов структура аустенита сохраняется до той же температуры, при которой происходит его «распад» с образованием механической смеси феррита и цементита (перлит). Аустенит немагнитен, имеет невысокую твердость (200 НВ) и достаточно высокую пластичность, как структурная составляющая может быть в виде множества зерен различной величины, образующих массивы, смеси и т.п. Перлит (П) – эвтектоид – представляет собой смесь кристаллов цементита и феррита при содержании углерода 0,8%. Твердость пер- лита 160…250 НВ в зависимости от его строения. Перлит является характерной структурной составляющей сталей и может быть в виде множества пар чередующихся кристаллов феррита и цементита от пластинчатой до зернитой форм различных размеров (дисперсности). 69 Образуется при постояннной температуре из кристаллов аустенита, содержание углерода в которых 0,8% при температуре ниже 727 °С, в результате вторичной кристаллизации   СCCзFeFeFe, в виде множества пар кристаллов обеих фаз. Ледебурит (Л) – эвтектика, образующаясяся при первичной кри- сталлизации из жидкого раствора железа и углерода при постоянной температуре 1147 °С и строго определенном соотношении компонен- тов (4,3% углерода) – эвтектическое превращение. Представляет со- бой механическую смесь, состоящую из аустенита и цементита. При температурах ниже 727 °С аустенит превращается в перлит, а ледебурит – в смесь перлита и цементита (превращенный ледебу- рит). Превращенный ледебурит отличается высокой твердостью (600 НВ) и является характерной структурной составляющей белых чугунов. Для изучение фазовых и структурных превращений пользу- ются диаграммой состояния, которые строятся в координатах «темпе- ратура – концентрация». 6.2. Диаграмма состояния системы «железо–цементит» Диаграмма состояния железоуглеродистых сплавов в упрощен- ном виде представлена на рис. 6.1. Узловые точки диаграммы имеют общепринятые международные обозначения прописными буквами латинского алфавита: A, (B), C, D, E…. Ввиду того, что сплавы с со- держанием более 6,67% углерода в технике не применяются, исполь- зуется не вся диаграмма «железо–углерод», а только ее левая часть – «железо–цементит». Во всех железоуглеродистых сплавах в интервале температур между линиями ликвидуса (АСD) и солидуса (АЕСF) происходит пер- вичная кристаллизация. Выше линии ликвидуса сплавы находятся в жидком состоянии. Это области температур проведения металлурги- ческих и плавильных операций, разливки сплавов. Ниже линии соли- дуса сплавы находятся в твердом состоянии. Это область температур проведения операций горячей обработки давлением, различных видов термообработки заготовок и изделий. Первичная кристаллизация железоуглеродистых сплавов начина- ется ниже линий АС и СD, а заканчивается на линиях AE и СF. Пер- вичная кристаллизация сталей, содержащих до 2,14% углерода, про- исходит с образованием кристаллов аустенита и заканчивается на ли- нии АЕ, ниже которой, до линий GS и SЕ (геометрическое место то- чек, соответствующих критическим температурам А3 и Acm), стали имеют структуру аустенита. 70 Сплавы с содержанием углерода более 2,14% называются чугу- нами. Первичная кристаллизация сплавов – доэвтектических чугунов с содержанием углерода от 2,14 до 4,30% – начинается с образования и роста кристаллов аустенита, состав которых будет изменяться по ли- нии АЕ. Ниже линии АBС сплав состоит из жидкой фазы и кристаллов аустенита. При дальнейшем понижении температуры в связи с выде- лением кристаллов аустенита жидкая фаза обогащается углеродом и при 1147 °С будет содержать углерода 4,3%, а твердая (аустенит) – 2,14% С. При этой температуре оставшийся жидкий сплав с содержа- нием углерода 4,3% кристаллизуется в эвтектику (ледебурит), состо- ящую из кристаллов аустенита с предельным содержанием углерода 2,14% и цементита 6,67% С. После первичной кристаллизации струк- тура доэвтектических чугунов состоит из аустенита и леде-бурита. Первичная кристаллизация сплавов – заэвтектических чугунов с содержанием углерода свыше 4,3% – начинается ниже линии СD. Из жидкого сплава выделяются кристаллы первичного цементита. При понижении температуры из-за кристаллизации первичного цементита жидкая фаза будет обедняться углеродом до 4,3% и при 1147 °С закри- сталлизуется в эвтектику (ледебурит). После первичной кристаллиза- ции структура заэвтектических чугунов состоит из первичного цемен- тита и ледебурита. На линии ЕСF при температуре эвтектического пре- вращения находятся в равновесии три фазы: жидкий сплав, кристаллы аустенита и цементита. Вторичная кристаллизация железоуглеродистых сплавов начина- ется ниже линий GS, SЕ и ЕСF, а заканчивается на линиях GP и РSK. Линия GS определяет температуру начала перекристаллизации аусте- нита в феррит (при охлаждении обозначается Ar3) или окончание пере- кристаллизации феррита в аустенит (при нагреве обозначается Ac3). Линии GS и SЕ определяют предельную растворимость углерода в аустените, а линия QР – в феррите. Вторичная кристаллизация сплавов – доэвтектоидных сталей с со- держанием углерода до 0,8% – начинается с образования и роста кри- сталлов феррита. С понижением температуры из-за кристаллизации феррита количество аустенита уменьшается, а содержание углерода в аустените увеличивается (по линии GS) и достигает 0,8% при 727 °С. Ниже этой температуры аустенит образует перлит – эвтектоид, состоя- щий из множества пар кристаллов феррита и цементита. Образование цементита связано с тем, что максимальная растворимость углерода в α-железе составляет 0,02% (при 727 °С), а в γ-железе она изменяется по линиям GS, достигая 0,8%. При образовании феррита выделяющийся 71 из аустенита углерод образует с железом химическое соединение Fе3C – цементит (вторичный). Образование перлита происходит при вторич- ной кристаллизации, превращение называется эвтектоидным в отличие от эвтектического (эвтектика образуется из жидкого раствора). Темпе- ратура образования перлита обозначается 1rА (охлаждение), соответ- ственно температура превращения перлита в аустенит – Aс1 (нагрева- ние). В сплавах с содержанием углерода до 0,02% из-за уменьшения растворимости углерода в α-железе по линии PQ при понижении тем- пературы кристаллизуется третичный цементит и после окончатель- ного охлаждения структура таких сталей состоит из феррита и тре- тичного цементита. Сплавы, содержащие до 0,006% углерода, явля- ются однофазными и после вторичной кристаллизации имеют струк- туру феррита (рис. 6.2, а). Рис. 6.2. Микроструктура стали в зависимости от содержания углерода (х450): а – 0,06% С; б – 0,1% С; в – 0,22% С; г – 0,3% С; д – 04% С; е – 0,55% С; ж – 0,8% С; з – 1,3% С 72 Структура доэвтектоидной стали с содержанием углерода от 0,02 до 0,8% после окончательного охлаждения состоит из феррита и пер- лита (рис. 6.2, б–е). Вторичная кристаллизация сплавов – заэвтектоидных сталей с содержанием углерода от 0,8 до 2,14% – начинается с образования и роста кристаллов вторичного цементита по границам кристаллов аустенита. Образование вторичного цементита связано с уменьшени- ем растворимости углерода в γ-железе (аустените) по линии ES и про- исходит до тех пор, пока в оставшемся аустените содержание углеро- да не уменьшится до 0,8% при 727 °С. При этой температуре аустенит распадается с образованием эвтектоида – перлита (рис. 6.2, ж). После окончательного охлаждения структура заэвтектоидной стали состоит из перлита и вторичного цементита (рис. 6.2, з). Вто- ричная кристаллизация сплавов – доэвтектических чугунов – начина- ется ниже линии EC с выделения кристаллов вторичного цементита из аустенита вследствие уменьшения предельной растворимости уг- лерода в аустените (в том числе и в аустените, входящем в состав ле- дебурита) в соответствии с линией SЕ. При достижении температуры 727 °С (линия РSК) аустенит, обедненный углеродом до эвтектоидно- го состава (0,8% С), превращается в перлит (табл. 6.1). После оконча- тельного охлаждения структура доэвтектических чугунов состоит из перлита, превращенного ледебурита (перлита и цементита) и вторич- ного цементита. Вторичная кристаллизация сплавов – заэвтектиче- ских чугунов с содержанием углерода свыше 4,3% – начинается ниже линии CF с выделения кристаллов вторичного цементита из кристал- лов аустенита, входящих в состав ледебурита. При охлаждении до температуры 727 °С аустенит, обедненный углеродом до 0,8%, пре- вращается в перлит. После окончательного охлаждения структура заэвтектических чугунов состоит из кристаллов первичного цементита и превращенно- го ледебурита. Т а б л и ц а 6.1 Технологические критические температуры железоуглеродистых сплавов Критические Линия или точка на диаграмме состояния Характер превращения Точки Температура, °С А1, Ас1, Аr1 727 РSК Эвтектоидное (перлитное) при охлаждении и аустенитное при нагре- 73 ве Окончание табл. 6.1 Критические Линия или точка на диаграмме состояния Характер превращения Точки Температура, °С A2 768 Температура Кюри Переход магнитного α-железа (фер- рита) в немагнитное состояние (при нагреве) и обратно (при охлаждении) A3, Ac3, Аr3 727–911 GS Начало выделения (вторичной кри- сталлизации) феррита (при охлажде- нии) или окончание растворения фер- рита в аустените (при нагреве) Acm727–1147 SE Предельная растворимость углерода в γ-железе. Выделение (при охлажде- нии) или растворении (при нагреве) вторичного цементита – 1147 ECF Эвтектическое (ледебуритное) пре- вращение A4 1400 – Полиморфное превращение  FeFeγ (при нагреве и обратно при охлаждении) Микроструктура углеродистой стали в отожженном состо-янии. По структуре в равновесном состоянии стали классифицирует- ся на доэвтектоидные, эвтектоидные и заэвтектоидные. Доэвтектоидные стали с содержанием углерода до 0,8% имеют структуру, состоящую из феррита и перлита. С увеличением содер- жания углерода в стали количество феррита пропорционально уменьшается, а количество перлита увеличивается. Изменяются раз- меры и форма феррита. Если структура состоит из одного феррита (техническое железо), обычное травление 4%-ным раствором азотной кислоты в спирте выявляет только границы зерен феррита. При более глубоком травлении появляется незначительная разница в цвете зе- рен, которая зависит от их ориентации относительно поверхности шлифа. При малом содержании углерода в стали (до 0,2%) феррит имеет вид зерен, по стыкам которых располагаются участки перлита. При среднем содержании углерода (0,3…0,5%) феррит и области пер- лита имеют вид зерен. При содержании углерода, близком к эвтекто- идному, феррит располагается вокруг областей перлита в виде сетки (см. рис. 6.2). 74 Сталь с содержанием углерода 0,8%, имеющая структуру перли- та, называется эвтектоидной. В зависимости от формы кристаллов цементита перлит подразделяют на зернистый с круглой формой кри- сталлов и пластинчатый – с вытянутой. Стали, содержащие свыше 0,8% углерода, называются заэвтекто- идными. Их структура состоит из перлита и вторичного цементита. В структуре заэвтектоидной стали цементит (вторичный) может иметь форму сетки, зерен и игл (см. рис. 6.2). При травлении кислот- ными реактивами цементит не протравливается и в поле зрения мик- роскопа остается светлым, так же как ферритная сетка в доэвтекто- идной стали. В зависимости от содержания углерода в углеродистой стали в отожженном равновесном состоянии изменяется её микро- структура и, соответственно, механические свойства (табл. 6.2). Т а б л и ц а 6.2 Механические свойства стали в зависимости от содержания углерода Содержание углерода, % Предел прочности при растяжении, МПа Предел текучести, МПаОтносительное удлинение % Менее 0,20 Менее 500 Менее 280 20 – 30 0,20 – 0,45 500 – 650 280 – 850 15 – 20 0,45 – 0,60 650 – 850 350 – 450 10 – 15 0,60 – 0,85 850 – 1150 450 – 1000 15 – 6 7. УГЛЕРОДИСТЫЕ СТАЛИ 7.1. Классификация углеродистых сталей Сталь – основной металлический материал, используемый для изготовления деталей машин, приборов, строительных конструкций и инструментов, что обусловлено комплексом его механических, физи- ко-химических и технологических свойств, а также приемлемым уровнем стоимости. Изменяя химический состав стали, можно в ши- роких пределах менять её свойства с учетом особенностей примене- ния. Из всего объема стали, выпускаемого металлургической про- мышленностью, 85% приходится на долю углеродистой, 15% – леги- рованной. 75 Углеродистые стали классифицируют по содержанию углерода, назначению, качеству, способу раскисления и структуре в равновес- ном состоянии. По содержанию углерода стали подразделяются на низкоуглеро- дистые (<0,3% C), среднеуглеродистые (0,3–0,6% С), высокоуглеро- дистые (>0,7% С). По структуре различают: 1) доэвтектоидные стали с содержанием углерода до 0,8%, имеющие ферритно-перлитную структуру; 2) эвтек- тоидные, с содержанием углерода около 0,8%, со структурой перлита; 3) заэвтектоидные, с содержанием углерода 0,8 – 2,14%, со структу- рой перлита и цементита. По способу производства различают стали, выплавляемые в элек- тропечах, мартеновских печах и кислородно-конвертерным способом. Наилучшими свойствами обладает электросталь, содержащая наименьшее количество вредных примесей: серы, фосфора и неме- таллических включений. По способу раскисления различают кипящие, полуспокойные и спокойные стали. Раскисление – процесс удаления из жидкого метал- ла кислорода. Спокойные стали, раскисленные марганцем, кремнием и алюминием, имеющими большее сродство к кислороду, чем железо, содержат мало кислорода и затвердевают спокойно, без газовыделе- ния. Кипящие стали раскисляются марганцем, повышенное содержа- ние кислорода в момент разливки приводит к его взаимодействию с углеродом. Выделение пузырьков оксида углерода (СО) создает впе- чатление кипения стали, чем и обусловлено её название. Кипящие стали имеют химическую неоднородность и газовую пористость в слитке, но достаточно дешевы. Благодаря низкому содержанию крем- ния (<0,05%) хорошо штампуются в холодном состоянии. Их недо- статок – высокий порог хладноломкости. Кипящие стали производят низкоуглеродистыми, благодаря чему газовые и усадочные поры при прокатке завариваются. Полуспокойные стали раскисляются марган- цем и кремнием. По качеству различают стали обыкновенного качества, каче- ственные и высококачественные. Под качеством стали понимают со- вокупность свойств, определяемых металлургическим процессом её производства (металлургическое качество). Однородность химиче- ского состава, строения и свойств стали, её технологичность в значи- тельной степени зависят от содержания скрытых примесей (кислоро- да, водорода, азота) и вредных примесей (серы, фосфора и неметал- лических включений). Основным показателем для разделения по ка- честву являются нормы содержания вредных примесей. Стали обык- 76 новенного качества содержат не более 0,05% серы, не более 0,04% фосфора, качественные стали – не более 0,04% серы, не более 0,035% фосфора, высококачественные – не более 0,025% серы и фосфора. Свойства углеродистых сталей зависят от содержания углерода и по- стоянных, в том числе скрытых, примесей. Стоимость стали возраста- ет по мере повышения ее качества. 1   2   3   4   5   6   7   8   9   10   ...   14

9.4. Превращение переохлажденного аустенита при изотермической выдержке Диаграмма изотермического превращения аустенита. Основ- ное превращение, протекающее во время охлаждения при отжиге эв- тектоидной стали, – это распад аустенита при температуре ниже точ- ки А1 (727 °С) на смесь феррита с цементитом. При скорости охла- ждения стали, обеспечивающей полное протекание диффузионных процессов и, соответственно, близкое к равновесному состоянию ста- ли, в структуре последней в соответствии с диаграммой «железо–углерод» образуется перлит. Процесс диффузионного превращения аустенита в перлит определяется разностью свободных энергий аусте- нита и продуктов его распада Ф + Ц, а кинетика превращения – числом образования центров превращения перлита и интенсивностью их роста. Перлит растет из отдельных центров в виде колоний. Зародышем перлитной колонии обычно является цементит, зарождение которого облегчено на границе аустенитных зерен. При утолщении цементит- ной пластины вблизи нее аустенит обедняется углеродом и создаются условия для зарождения путем полиморфного  превраще- ния ферритных пластин, примыкающих к цементитной пластине. При утолщении же ферритной пластины, практически не содержа- щей углерода, он оттесняется в аустенит, в результате чего созда- ются благоприятные условия для появления новых цементитных пла- стин. 100 Кинетика эвтектоидного превращения аустенита в перлит изоб- ражается С-образными кривыми на диаграмме изотермического пре- вращения аустенита, которую строят следующим образом. Нагретые до температуры на 30…50 °С выше Ас1 образцы, имеющие структуру однородного аустенита, переносят в термостаты (соляные ванны) с заданной температурой. Так как аустенит парамагнитен, а механиче- ская смесь феррита и цементита обладает ферромагнитными свой- ствами, наблюдения за изменениями магнитных характеристик об- разцов позволяют оценить кинетику превращений аустенита в перлит при различных температурах. На рис. 9.4 приведены кинетические кривые изотермического распада аустенита, полученные для различных температур: tl > t2 > > t3 > t4 > t5 > t6. Характер кривых показывает, что сначала распад идет медленно, затем скорость его растет и при образовании 50% продук- тов превращения достигает максимума, а по мере снижения количе- ства оставшегося аустенита постепенно затухает. Точки а1, а2, а3, а4, а5, а6 соответствуют началу, точки b1, b2, b3, b4, b5, b6 – концу превра- щения. Преобразуя координаты, по полученным опытным кинетическим кривым строят диаграммы изотермического превращения аустенита. Для этого на горизонтальные пунктирные линии температур изотер- мических выдержек t1, t2, t3, t4, t5, t6 наносят точки начала (a) и конца (b) превращения. Тогда кривая a1–а6 есть линия начала, в b1–b6 – ли- ния конца превращения (рис. 9.4, б). а б Рис. 9.4. Кинетические кривые превращения аустенита в перлит (а) и построенная по ним диаграмма изотермического превращения аустенита (б) 101 На рис. 9.5 приведена диаграмма изотермического превращения аустенита для эвтектоидной стали (0,8% С). Горизонтальные линии Мн и Мк показывают температуры начала и конца бездиффузионного мартенситного превращения. Рис. 9.5. Диаграмма изотермического превращения аустенита эвтектоидной стали Диаграммы изотермического превращения также называют С-диаграммами. На диаграмме выделяют следующие области: 1) об- ласть устойчивого аустенита (для стали, содержащей 0,8% С, выше Ас1); 2) область переохлажденного аустенита (расположенная слева от кривой начала его распада) определяет продолжительность инкуба- ционного периода, характеризующую устойчивость переохлажденно- го аустенита; 3) область начавшегося, но еще не закончившегося пре- вращения А → П; 4) область закончившегося превращения; 5) область начавшегося, но еще не закончившегося мартенситного превращения (между Мн – Мк); 6) мартенситная область (ниже Мк). С усилением переохлаждения устойчивость переохлажденного аустенита быстро уменьшается, достигая минимума (для эвтектоидной стали около 550 °С), и далее вновь возрастает. В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области превращения: перлитную (переохлажде- ние до 500 °С), мартенситную (переохлаждение ниже Мн – для эвтек- тоидной стали ниже 240 °С) и промежуточную (бейнитную) (пере- 102 охлаждение для эвтектоидной стали в интервале от 500 до 240 °С). В эвтектоидной стали при распаде аустенита в области температур 650…700 С образуется собственно перлит, межпластинчатое рассто- яние в колониях которого равно 0,5…1 мкм. При усилении переохлаждения увеличивается число зародышей новой фазы. С ростом числа чередующихся пластин феррита и цемен- тита уменьшаются их размеры и расстояния между ними, с пониже- нием температуры растет дисперсность продуктов превращения аустенита (рис. 9.6). Под степенью дисперсности понимают расстоя- ние между соседними пластинками феррита и цементита. При 600…650 °С образуется ферритно-цементитная смесь, межпластинча- тое расстояние в которой равно 0,2…0,4 мкм, называемая сорбитом, а при 550…600 °С – троостит с межпластинчатым расстоянием около 0,1 мкм. Рис. 9.6. Схемы ферритно-цементитных структур: а – перлит; б – сорбит; в – троостит Перлит, сорбит, троостит являются структурами одной природы – механической смесью феррита и цементита и различаются лишь сте- пенью дисперсности. Их называют перлитными структурами. С уве- личением степени дисперсности пластин цементита растут твердость и прочность стали. Наибольшую пластичность имеют стали с сорбит- ной структурой. Троостит, образующийся при более низкой темпера- туре превращения, характеризуется меньшей пластичностью (мень- шими  и ). При непрерывном охлаждении указанные структуры образуются в углеродистой эвтектоидной стали при следующих усло- виях: перлит – при охлаждении из аустенитного состояния вместе с печью, сорбит – при охлаждении на воздухе, троостит – при охлажде- нии в масле. Твердость перлита, сорбита и троостита равна прибли- женно 170…230; 230…330; 330…400 соответственно. 103 Перлитные структуры в зависимости от формы цементита могут быть пластинчатыми или зернистыми. Пластинчатые структуры обра- зуются при превращении однородного (гомогенного) аустенита, а зернистые – неоднородного. Так как в доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях в отличие от эвтектоидных в интервале температур 3 1AA сначала выделяются избыточные фазы – феррит (в доэвтектоидных сталях) или избыточ- ный цементит (в заэвтектоидных сталях), то на диаграмме изотерми- ческого распада аустенита появляется дополнительная кривая, харак- теризующая начало выделения соответствующих избыточных фаз (рис. 9.7). Их форма зависит от степени переохлаждения аустенита и размера аустенитного зерна. При небольших степенях переохлажде- ния феррит и цементит выделяются в виде сетки по границам аусте- нитных зерен. Начиная с некоторой степени переохлаждения в доэв- тектоидных сталях от компактных кристаллов или от границ зерен растут пластины феррита, т.е. образуется видманштетова структура, характеризующаяся пониженной ударной вязкостью; в заэвтектоид- ных сталях цементит образует пластины (иглы) внутри аустенитного зерна. Рис. 9.7. Схемы диаграмм изотермического превращения переохлажденного аустенита: а – доэвтектоидная сталь; б – эвтектоидная сталь; в – заэвтектоидная сталь 104 9.5. Мартенситное превращение При больших степенях переохлаждения возрастает термодина- мическая неустойчивость аустенита, а скорость диффузии углерода резко падает. При переохлаждении аустенита в эвтектоидной стали до 240 °С подвижность атомов углерода близка к нулю и происходит бездиффузионное превращение аустенита. При этом меняется лишь тип решетки , а весь углерод, ранее растворенный в решетке аустенита, остается в решетке феррита, несмотря на то что равновес- ная концентрация углерода в феррите при комнатной температуре не превышает 0,006%. В результате образуется пересыщенный упорядо- ченный твердый раствор внедрения углерода в α-железе, который называется мартенситом. Из-за пересыщенности углеродом решетка мартенсита сильно искажается и вместо кубической приобретает тет- рагональную форму, при которой отношение параметров решетки существенно отличается от единицы, т.е. с/а ≠ 1. Чем больше углеро- да, тем выше степень тетрагональности мартенсита (рис. 9.8). Высокая скорость образования кристал- лов мартенсита при низкой температуре пре- вращения объясняется тем, что имеет место непосредственный переход от кристалличе- ской решетки аустенита к решетке мартенси- та (когерентные границы). При практически мгновенном -переходе атомы смеща- ются строго ориентированно на расстояния, меньшие межатомных, т.е. превращение бездиффузионное. При этом сохраняется об- щая сопрягающаяся плоскость решеток - и  -Fe – так называемая когерентная связь. Поэтому кристаллическая решетка новой фа- зы мартенсита закономерно ориентирована относительно исходной фазы – аустенита. Из-за когерентного сопряже- ния решеток и различия удельных объемов фаз (аустенита и мартенси- та) мартенситное превращение приводит к возникновению больших внутренних напряжений. Мартенситное превращение идет в интервале температур Мн и Мк при непрерывном охлаждении. Для эвтектоидной стали оно начинает- ся при 240 и заканчивается при –50 °С. Однако при этой температуре в стали сохраняется еще некоторое количество непревращенного, так называемого остаточного, аустенита. Охлаждение ниже температуры Рис. 9.8. Тетрагональная кристаллическая ячейка мартенсита 105 Мк не приводит к его окончательному распаду. Положение точек Мн и Мк не зависит от скорости охлаждения, но зависит от содержания уг- лерода в стали (рис. 9.9). Все легирующие элементы, растворенные в аустените, за исключением кобальта и алюминия, понижают точки Мн и Мк. Мартенситное превращение очень чувствительно к напряже- нию, а деформация аустенита может вызвать превращения даже при температурах выше Мн (образуется мартенсит деформации). Рис. 9.9. Влияние содержания углерода в стали на температуру начала (Мн) и конца (Мк) мартенситного превращения Кристаллы, в зависимости от состава сплава, а следовательно, от температуры своего образования, могут иметь различную морфоло- гию и субструктуру. Различают два вида мартенсита: пластинчатый (игольчатый) и пакетный (реечный). Пластинчатый мартенсит образуется в высокоуглеродистых ста- лях с низкими значениями Мн и Мк. Сами кристаллы мартенсита в этом случае представляют собой широкие пластины, которые в плос- кости шлифа имеют вид игл. Пакетный (реечный) мартенсит характе- рен для низко- и среднеуглеродистых, а также конструкционных ле- гированных сталей. В этом случае кристаллы мартенсита имеют форму тонких реек, вытянутых в одном направлении и объединен- ных в пакеты. Тонкая структура пакетного (реечного) мартенси- та представляет собой запутанные дислокации высокой плотности (1010…1012 см–2) при полном отсутствии двойников. В легирован- ных сталях внутри мартенситных пакетов между кристаллами мар- 106 тенсита, как правило, присутствуют прослойки остаточного аустени- та. Размеры кристаллов любой морфологии мартенсита определяются величиной исходного зерна аустенита. Они тем крупнее, чем больше зерно. Если эвтектоидную сталь охладить только до комнатной темпе- ратуры, то в структуре будет присутствовать, кроме мартенсита, не- которое количество остаточного аустенита, что нежелательно, так как приводит к неоднородности свойств по сечению и к изменению раз- меров деталей. Последнее обстоятельство объясняется тем, что мар- тенсит имеет наибольший удельный объем по сравнению с другими структурами, а аустенит – наименьший. Поэтому при переходе от аустенитной структуры к мартенситной объем и размеры деталей увеличиваются. К особенностям мартенситного превращения отно- сится то, что оно происходит только при непрерывном охлаждении. Задержка охлаждения при температуре выше температуры конца мар- тенситного превращения приводит к стабилизации аустенита, кото- рый становится более устойчивым. При последующем охлаждении его превращение затруднено и протекает с меньшей интенсивностью и полнотой. Эффект стабилизации аустенита зависит от температуры остановки при охлаждении. Таким образом, особенностями мартен- ситного превращения являются отсутствие инкубационного периода, его бездиффузионный характер, ориентированность кристаллов и об- разование при непрерывном охлаждении в интервале температур Мн–МкУпрочнение при закалке стали определяется действием несколь- ких механизмов торможения дислокаций. Важнейшая роль отводится углероду, но мартенситное превращение в чистом железе и безугле- родистых сплавах приводит к повышению прочностных свойств в три-четыре раза по сравнению с отожженным состоянием. Твердость железа в результате мартенситного превращения увеличивается с 60 до 200 HV. Характерная черта мартенсита – высокая твердость и прочность, возрастающие с увеличением содержания углерода в мартенсите. Временное сопротивление низкоуглеродистого мартенсита (0,025% С) составляет 1000 МПа, а мартенсита с содержанием 0,6…0,7% С – 2600…2700 МПа. Объясняется это тем, что атомы углерода, внедрен- ные в решетку железа, затрудняют скольжение дислокаций в мартен- сите, образуя атмосферы на дислокациях, закрепляя их. Кроме того, происходит выделение из твердого раствора дисперсных частиц кар- бида. Мартенсит имеет высокую твердость (до 65 HRCэ) и хрупкость. Высокая твердость обусловлена искажениями кристаллической ре- 107 шетки и, соответственно, большими внутренними напряжениями, определяемыми растворенным углеродом, а также возникновением фазового наклепа за счет увеличения объема при превращении аусте- нита в мартенсит. В результате этого плотность дислокаций в мартен- сите достигает уровня холоднодеформируемой стали – 10 10…10 12 см–2. Однако с повышением содержания углерода в мартенсите возраста- ет и его склонность к хрупкому разрушению. Мартенсит, содержащий более 0,35…0,4% С, имеет низкое сопротивление зарождению и рас- пространению трещины, а также низкие значения вязкости разруше- ния К1сУвеличение удельного объема при образовании мартенсита – од- на из основных причин возникновения при закалке больших внутрен- них напряжений, вызывающих деформацию и коробление изделий, а также появление закалочных трещин. 9.6. Бейнитное превращение аустенита В углеродистых сталях в интервале 500…250 °С происходит бей- нитное (промежуточное) превращение аустенита, результаты которо- го сходны с получаемыми при диффузионном перлитном и бездиффу- зионном мартенситном превращениях: диффузионное перераспреде- ление углерода в аустените между продуктами его распада и мартен- ситное бездиффузионное превращение В результате бейнитного превращения образуется смесь  -фазы (феррита) и карбида, которая называется бейнитом. Кристаллы  -фазы образуются в промежуточном интервале температур путем когерент- ного роста упругой связи с исходной -фазой, т.е. точно так же, как растут кристаллы мартенсита при мартенситном превращении. Но, в отличие от последнего, для которого характерно «мгновенное» обра- зование кристаллов мартенсита, при бейнитном превращении кри- сталлы  -фазы растут сравнительно медленно, что связано с необхо- димостью диффузионного отвода атомов углерода из аустенита с це- лью получения -фазы, обедненной углеродом. Это объясняется тем, что в промежуточном интервале температур  -фаза может образовы- ваться из -фазы, обедненной углеродом. Карбид в бейните не имеет пластинчатого строения, свойственного перлиту. Карбидные частицы в бейните очень дисперсны, их можно видеть только под электрон- ным микроскопом. Различают верхний и нижний бейнит, образующийся соответ- ственно в верхней и нижней части промежуточного интервала темпе- 108 ратур (условная граница между ними 350 °С). Верхний бейнит имеет перистое строение, а нижний – игольчатое, мартенситоподобное. Верхний бейнит отличается от нижнего характером распределе- ния и составом карбидной фазы. Электронно-микроскопический ана- лиз показал, что в верхнем бейните карбидные частицы расположены между пластинами феррита или по границам и внутри них, а в ниж- нем бейните включения карбида находятся только внутри пластин α-фазы. Карбидная фаза в верхнем бейните – цементит, а в нижнем –ε-карбид, который заменяется цементитом с увеличением времени выдержки (как при отпуске стали). Продукты изотермического превращения переохлажденного аустенита в промежуточном интервале температур по составу, структу- ре и свойствам близки к продуктам отпуска мартенсита закаленной стали, если температуры бейнитного превращения и отпуска одинако- вы. Прочность бейнита выше, чем перлита, и возрастает с понижени- ем температуры изотермического превращения. Повышенная проч- ность определяется малыми размерами ферритных кристаллов, дис- персными выделениями карбидов, искажениями решетки α-железа в связи с ее пересыщением углеродом, а также повышенной плотно- стью дислокаций в бейнитном феррите, закрепленных коттреловски- ми атмосферами из атомов углерода. Пластичность при переходе из перлитной области в бейнитную (верхний бейнит) падает, а затем с понижением температуры вновь возрастает (нижний бейнит). Снижение пластичности в области верх- него бейнита связано с выделением сравнительно грубых карбидов преимущественно по границам ферритных кристаллов. В нижнем же бейните частицы карбидов расположены внутри кристаллов α-фазы, и поэтому при высокой прочности в стали с нижним бейнитом сохраня- ется высокая вязкость. В так называемых «бейнитных» сталях (например, малоуглероди- стая сталь, легированная 0,5% Мо и бором) бейнитная структура обра- зуется при охлаждении на воздухе с температур горячей прокатки. 1   ...   6   7   8   9   10   11   12   13   14

10.2. Поверхностная закалка Поверхностная закалка состоит в нагреве поверхностного слоя стали выше Ас3 с последующим охлаждением для получения высокой твердости и прочности в поверхностном слое детали в сочетании с вязкой сердцевиной. Разновидности поверхностной закалки различа- 128 ются способами нагрева. Нагрев под закалку производят токами вы- сокой частоты (ТВЧ) – наиболее распространенным способом, в рас- плавленных металлах или солях, пламенем газовых или кислородно- ацетиленовых горелок, а также лазерным излучением и плазмой. Высокая скорость высокочастотного нагрева (сотни градусов в секунду) обусловливает смещение фазовых превращений в область более высоких температур. Следовательно, температура высокоча- стотной закалки должна быть выше температуры закалки при обыч- ном печном нагреве и тем выше, чем больше скорость нагрева. Например, сталь 40 при печном нагреве закаливают с 840…860 °С, а при индукционном нагреве со скоростью 250 и 400 °С/c – с 880…920 °С и 930…980 °С соответственно. При нагреве ТВЧ магнитный поток, создаваемый переменным током, проходящим по проводнику (индуктору), индуцирует вихре- вые токи в металле детали, помещенной внутри индуктора. Форма индуктора соответствует внешней форме изделия. Индуктор пред- ставляет собой медные трубки с циркулирующей внутри водой для охлаждения. Скорость нагрева зависит от количества выделившегося тепла, пропорционального квадрату силы тока и сопротивлению ме- талла. Плотность тока по сечению детали неравномерна, по поверхно- сти значительно выше, чем в сердцевине. Основное количество тепла выделяется в тонком поверхностном слое. Глубина проникновения тока в металл зависит от свойств нагреваемого металла и обратно пропорциональна квадратному корню из частоты тока. Чем больше частота тока, тем тоньше получаемый закаленный слой. Обычно при- меняют машинные генераторы с частотой 500…15000 Гц и ламповые с частотой до 10 6 Гц. При использовании машинных генераторов толщина закаленного слоя составляет 2…10 мм, при использовании ламповых – от десятых долей миллиметра до 2 мм. После нагрева в индукторе деталь охлаждают с помощью специ- ального охлаждающего устройства. Через имеющиеся в нем отвер- стия на поверхность детали разбрызгивается охлаждающая жидкость. Структура закаленного слоя состоит из мартенсита, а переходной зоны – из мартенсита и феррита. Глубинные слои нагреваются до температур ниже критических и при охлаждении не упрочняются, сохраняется ферритно-перлитная структура. Для повышения прочно- сти сердцевины перед поверхностной закалкой деталь подвергают нормализации или улучшению на зернистый сорбит. Нагрев длится обычно до 10 с, причем скорость нагрева составляет 100…1000 °С/с. После закалки с индукционным нагревом действительное зерно 129 аустенита значительно меньше (10…12 баллов), чем при печном нагреве (7…8 баллов). Мелкое зерно получается из-за большой ско- рости нагрева и отсутствия выдержки. Образующийся при этом мел- коигольчатый мартенсит имеет твердость на 3…6 HRC больше, чем при печном нагреве. При поверхностной закалке значительно повы- шается предел выносливости стали, что связано с образованием в по- верхностном слое остаточных напряжений сжатия. Это важно для изделий, работающих на изгиб и кручение, у которых максимальное напряжение растяжения возникает в поверхностных слоях. Преимущества поверхностной закалки ТВЧ – регулируемая глу- бина закаленного слоя, высокая производительность и возможность автоматизации, отсутствие обезуглероживания и окалинообразования, минимальное коробление детали. К недостаткам относятся высокая стоимость индуктора (индивидуального для каждой детали) и, следо- вательно, малая применимость в условиях единичного производства. Для поверхностной закалки применяют обычно углеродистые стали, содержащие около 0,4% С. Глубокая прокаливаемость при этом методе не используется, поэтому легированные стали обычно не применяют. После закалки проводят низкий отпуск при 200 °С или даже самоотпуск. После закалки и отпуска твердость стали составляет 45…55 HRC на поверхности и 25…30 HRC в сердцевине. Высокочастотной закалке подвергают шейки коленчатых и ку- лачковых валов, гильзы цилиндров, поршневые пальцы, детали гусе- ниц, пальцы рессоры и т.д. Выбор толщины упрочняемого слоя зависит от условий работы детали. Если от детали требуется только высокая износостойкость, толщина упрочняемого слоя составляет 1,5…3 мм, в случае высоких контактных нагрузок и возможной пере- шлифовки оптимальная толщина возрастает до 5…10 мм. Лазерная закалка. Для поверхностной закалки может использо- ваться нагрев лазером, что исключает необходимость изготовления индивидуальных индукторов. Лазеры – это оптические квантовые генераторы, позволяющие получать электромагнитные излучения вы- сокой концентрации энергии. Источниками генерируемого излучения служат твердые тела (рубины, алюминиевые граниты, иттрий, стекла) и газы (Не, Ne, Ar, CO2). Среди лазеров высокой мощности велика доля CO2-лазеров (до 20 кВт). Для термообработки и сварки установ- ки с этими источниками составляют абсолютное большинство. Для термической обработки перспективными являются также диодные лазеры мощностью до 6 кВт, с достаточно большим сечением луча в фокальной плоскости (1 см2). Их излучение более эффективно, чем 130 CO2-лазеров, поглощается металлами благодаря более короткой длине волны генерируемого излучения (808 или 940 нм). Для лазерной об- работки используются импульсные лазеры и лазеры непрерывного действия. Преимущества лазерной закалки – эффект самозакалки (нет необходимости в закалочных средах), уменьшение деформаций по сравнению с традиционными методами объёмной и поверхностной закалки, автоматизация процесса, получение более высоких механи- ческих и эксплуатационных свойств материалов по сравнению с тра- диционными способами поверхностного упрочнения. Лазерная очистка уменьшает число дефектов поверхности (поры, включения), улучшает структуру сплавов. В случае использования лазерной обра- ботки (ЛО) для нанесения покрытий их структура может быть полно- стью изменена. При лазерном воздействии на соответствующую сре- ду могут быть получены аморфные или кристаллические материалы (алмазные плёнки или покрытия из метастабильного углерода). Аморфизация лазерным лучом – метод модификации поверхности с получением замороженного стеклообразного состояния. Лазерная закалка перспективна для изделий, долговечность кото- рых лимитируется износостойкостью, и для тех, у которых из-за сложности конфигурации возможно значительное коробление при проведении упрочняющей обработки. Поверхностной лазерной обра- ботке подвергается инструмент из углеродистых сталей (У8А, У10А и др.), легированных, высоколегированных и быстрорежущих, про- шедший объёмную термическую обработку, окончательное шлифова- ние и заточку. Лазерную закалку и лазерную химико-термическую обработку проводят в различных газовых средах: на воздухе, в среде азота или аргона. Лазерная обработка проводится с оплавлением и без оплавления поверхностного слоя. Она позволяет наносить на рабочие поверхности тонкие плёнки, обеспечивающие значительное повыше- ние износостойкости инструмента. Под действием лазерного излучения поверхность деталей за ко- роткий промежуток времени (10-10 с) нагревается до высоких темпе- ратур. Лазерная термическая обработка (ЛТО) проводится при плот- ностях мощности 10 8…10Вт/м2, когда происходит активный локаль- ный разогрев поверхности металла до некоторого квазистационарного состояния, при котором еще нет заметного испарения материала. По- сле прекращения облучения нагретые участки быстро охлаждаются благодаря интенсивному отводу тепла холодными объемами металла и в окружающую среду. Происходит закалка тонкого поверхностного слоя. 131 Процессы ЛТО определяются взаимодействием лазерного луча с поверхностью материала, и их эффективность зависит от химического состава сплава и его структуры, коэффициента поглощения поверхно- сти, теплопроводности, шероховатости. Размеры зон термического воздействия зависят также от плотности мощности излучения, скоро- сти перемещения лазерного луча (1…100 мм/c). Лазерная обработка поверхности стальных и чугунных деталей существенно увеличивает их износостойкость, предел выносливости при изгибе и контактной выносливости. Лазерная обработка является перспективным методом поверхностного упрочнения изделий сложной формы, работающих в условиях износа и усталостного нагружения. 10.3. Химико-термическая обработка стали Химико-термической обработкой (ХТО) называют процесс, за- ключающийся в поверхностном насыщении стали одним или не- сколькими элементами при высокой температуре и, как правило, со- четающийся с термическим воздействием, в результате которого хи- мический состав, микроструктура и свойства поверхностных слоев деталей изменяются в необходимом направлении. Химико-термическая обработка включает в себя цементацию, азотирование, цианирование, алитирование, силицирование, бориро- вание и т.д., при этом происходит насыщение поверхности металла соответствующими элементами (С, N, C и N, Al, Si, B). Насыщение происходит при нагреве детали до определенной температуры в сре- де, легко выделяющей насыщающий элемент в активном (атомарном) состоянии, и выдержке при этой температуре. Среды, выделяющие насыщающий элемент, могут быть газообразными, жидкими и твер- дыми. В отличие от поверхностной закалки при ХТО разница в свой- ствах достигается изменением не только структуры металла, но и его химического состава. ХТО не зависит от формы деталей, обеспечива- ет получение упрочненного слоя одинаковой толщины по всей по- верхности, дает более существенное различие в свойствах поверхно- сти и сердцевины деталей, изменяет химический состав и структуру поверхностного слоя, а поверхностная закалка – только структуру. Вместе с тем ХТО уступает поверхностной закалке по производи- тельности. Основные элементарные процессы любого вида химико-терми- ческой обработки: 132 1. Диссоциация – выделение насыщающего элемента в активном атомарном состоянии в результате разложения исходных веществ: 2СО → СО2 + С; 2NH3 → 3Н2 + 2N и т.д. Степень распада молекул газа (%) называют степенью диссоциации. 2. Абсорбция поверхностью металла свободных атомов насыща- ющего элемента. С повышением температуры абсорбционная способ- ность металла возрастает, так как диффундирующий элемент спосо- бен образовывать с основным металлом твердые растворы или хими- ческие соединения. 3. Диффузия – проникновение насыщающего элемента в глубь металла. В результате абсорбции химический состав поверхностного слоя меняется, при этом создается градиент концентраций насыщаю- щего элемента в поверхностных и нижележащих слоях. Диффузия легче протекает при образовании твердых растворов внедрения (С, N), чем твердых растворов замещения (Al, Cr, Si). Поэтому при диф- фузионной металлизации процесс ведут при более высоких темпера- турах. Материал детали под диффузионным слоем с неизменившимся химическим составом называется сердцевиной. Цементация стали. Процесс насыщения поверхностного слоя стальных деталей углеродом называется цементацией. Цель цемента- ции – достижение высокой твердости и износостойкости поверхности детали в сочетании с вязкой сердцевиной. На цементацию поступают механически обработанные детали с припуском на шлифование 50…100 мкм. В тех случаях, когда цементации подвергается только часть детали, остальные участки защищают либо специальными огне- упорными обмазками, либо тонким (20…40 мкм) слоем меди, нане- сенным электролитическим способом. Цементации подвергают стали с низким содержанием углерода (0,1…0,2% С). После цементации концентрация углерода на поверх- ности достигает 0,8…1,0%. Глубина цементованного слоя (при со- держании углерода порядка 0,4%) обычно 0,5…2,5 мм. Для достиже- ния высокой твердости поверхности и вязкой сердцевины после це- ментации всегда проводят закалку с низким отпуском. Цементацию осуществляют при температуре выше А3 (обычно при 930…950, реже при 1000…1050 °С), когда сталь находится в аустенитном состоянии, которое характеризуется высокой раствори- мостью углерода. Толщина цементованного слоя в зависимости от состава стали и назначения изделия может составлять 0,5…2 мм. Твердая цементация применяется при единичном производстве. 133 Газовая цементация – основной процесс массового производства. Стальные детали нагревают в газовых смесях, содержащих СО, СН4 и др. Газовая цементация проходит быстро, так как не требует времени на прогрев ящика и карбюризатора. Слой толщиной 1 мм образуется за 6…7 ч. После цементации углерод неравномерно распределяется по се- чению детали. Полученный наружный слой содержит более 0,8% С и имеет структуру заэвтектоидных сталей – перлит и вторичный цемен- тит. Глубже лежит слой эвтектоидного состава с перлитной структу- рой, а далее – с ферритно-перлитной. Из-за длительной выдержки при высоких температурах сталь становится крупнозернистой. Это необ- ходимо учитывать при назначении обязательной после цементации термической обработки, цель которой – упрочнение поверхности с одновременным измельчением зерна и получением вязкой сердце- вины. В зависимости от назначения детали применяют различные вари- анты термической обработки (рис. 10.1). Менее ответственные дета- ли, работающие без динамических нагрузок, преимущественно на износ, подвергают закалке после подстуживания непосредственно с цементационного нагрева с последующим низким отпуском. При этом режиме крупное зерно аустенита, выросшее в результате дли- тельной цементации, дает грубокристаллический мартенсит отпуска в поверхностном слое и крупнозернистую ферритно-перлитную струк- туру в сердцевине детали. Эти недостатки в определенной мере устраняются при использовании наследственно мелкозернистых ста- лей и применении газовой цементации, сокращающей время пребы- вания стали при высокой температуре. Подстуживание при закалке до 840…860 °С снижает внутренние напряжения, а обработка холодом уменьшает количество остаточного аустенита в цементованном слое. 134 Рис. 10.1. Режимы термической обработки стали после цементации: I – однократная закалка с цементационного нагрева; II – двойная закалка.; III – отпуск Особо ответственные детали после цементации подвергают двойной закалке с низким отпуском. При первой закалке с температу- ры на 30…50 °С выше Ас3 происходит перекристаллизация сердцеви- ны детали с образованием мелкого аустенитного зерна, обеспечива- ющего мелкозернистость продуктов распада. Одновременно цемен- титная сетка в поверхностном слое растворяется. При нагреве под вторую закалку мартенсит, полученный после первой закалки, пре- терпевает отпуск и образуются глобулярные карбиды, увеличиваю- щие твердость поверхностного заэвтектоидного слоя. Кроме того, при второй закалке с температуры выше Ас1 на 30…50 °С обеспечивается мелкое зерно в поверхностном слое. После такой термообработки поверхностный эвтектоидный или заэвтектоидный слой имеет структуру отпущенного мартенсита или мартенсита с включениями глобулярных карбидов и остаточного аустенита. Структура сердцевины определяется химическим составом стали. При цементации углеродистой стали из-за низкой прокаливае- мости сердцевина имеет ферритно-перлитную структуру. Легирован- ная сталь при цементации позволяет получать в сердцевине структуру сорбита, троостита или даже мартенсита, но благодаря низкой кон- центрации углерода сердцевина будет иметь высокую ударную вяз- кость. Твердость на поверхности цементованного слоя 58…62 HRC, твердость сердцевины 30…45 HRC. При цементации чаще контроли- руется не общая глубина слоя, а эффективная до твердости 50 HRC. После цементации изделия подвергают окончательной механической обработке – шлифовке. Азотирование стали. Азотированием называют процесс насы- щения стали азотом. Цель азотирования – создание поверхностного слоя с особо высокой твердостью, сохраняющейся до температуры 500 °С, износостойкостью, повышенной усталостной прочностью и сопротивлением коррозии в водной среде, паровоздушной и влажной атмосфере. Процесс азотирования состоит в выдержке деталей в течение до- вольно длительного времени (до 60 ч) в атмосфере аммиака при 500…600 °С. При более высокой температуре образуются более крупные нитриды и твердость уменьшается. Азотирование проводят в стальных герметически закрытых ретортах, в которые поступает ам- миак. Реторту помещают в нагревательную печь. Поступающий из 135 баллонов аммиак при нагреве разлагается на азот и водород: NH3 → → ЗН + N. Активные атомы азота проникают в решетку α-железа и диффундируют в ней. Образующиеся при этом нитриды железа еще не обеспечивают достаточно высокую твердость. Высокую твердость азотированному слою придают нитриды легирующих элементов, прежде всего хрома, молибдена, алюминия, ванадия, титана (VN, TiN, Cr2N, AlN и др.). При совместном легировании стали хромом, молиб- деном, алюминием твердость азотированного слоя по Виккерсу до- стигает 1200 HV, в то время как после цементации и закалки – всего 900 HV (рис. 10.2). Рис. 10.2. Влияние температуры и продолжительности азотирования на твердость и толщину азотированного слоя: 1 – сталь 38ХМЮА; 2 – легированные кон- струкционные стали типа 40Х; 40ХНМА и др.; 3 – углеродистые стали Азотированию обычно подвергают готовые изделия, прошедшие механическую и окончательную термическую обработку (закалку с высоким отпуском 600…675 °С – выше максимальной температуры азотирования). После этого металл приобретает структуру сорбита, имеющую высокую прочность и вязкость. Эта структура сохраняется в сердцевине детали и после азотирования. Высокая прочность метал- лической основы необходима для того, чтобы тонкий и хрупкий азо- тированный слой не продавливался при работе детали. Высокая твер- дость достигается сразу и не требует последующей термической об- работки – важное преимущество азотирования. Участки, не подлежащие азотированию, защищают путем нане- сения электролитическим методом тонкого слоя олова (10…15 мкм) или жидкого стекла. Глубина азотированного слоя достигает 0,3… …0,6 мм. Из-за сравнительно низких температур скорость азотирова- 136 ния значительно меньше, чем скорость цементации, и составляет все- го 0,01 мм/ч и менее. Преимущества азотирования по сравнению с цементацией – бо- лее высокая твердость и износостойкость поверхностного слоя, со- хранение им высоких свойств при нагреве до 500 °С, а также высокие коррозионные свойства. В азотированном слое создаются остаточные напряжения сжатия, что повышает усталостную прочность. Кроме того, после азотирования не требуется закалка, что позволяет избе- жать сопутствующих ей дефектов. К недостаткам азотирования отно- сятся более высокая длительность процесса и необходимость приме- нения дорогостоящих легированных сталей. Поэтому азотирование проводят при изготовлении более ответственных деталей, от которых требуется особо высокое качество поверхностного слоя. Азотирование применяют в машиностроении для изготовления мерительного инструмента, гильз, цилиндров, зубчатых колес, шесте- рен, втулок, коленчатых валов и др. Изделия после азотирования не могут работать при больших нагрузках из-за опасности продавлива- ния тонкого упрочненного слоя. 1   ...   6   7   8   9   10   11   12   13   14


112
На карбидные превращения при отпуске легирующие элементы сильно влияют при температурах выше 450 °С, когда становится воз- можным их диффузионное перераспределение. В результате при от- пуске легированной стали выше 450 °С в ее структуре появляются специальные карбиды, которые способствуют повышению ее твердо- сти и прочности.
Большинство легирующих элементов повышают температурный интервал распада остаточного аустенита при отпуске углеродистой стали. Если у последней остаточный аустенит распадается в интерва- ле 200…300 °С, то в легированной стали остаточный аустенит сохра- няется при температурах до 500…600 °С.
9.9. Термомеханическая обработка
Комбинированное термомеханическое воздействие. Термоме- ханическая обработка (ТМО) – вид термической обработки, включа- ющий пластическую деформацию, которая влияет на формирование структуры при протекающих фазовых превращениях. ТМО относится к числу наиболее эффективных способов повышения сопротивления высокопрочных сталей хрупкому разрушению, так как позволяет наиболее существенно изменить структуру металла и его тонкое стро- ение.
Термомеханическая обработка состоит в пластическом дефор- мировании аустенита с последующим быстрым охлаждением (закал- кой) и низким отпуском. В зависимости от температуры, при кото- рой производится деформация, различают высокотемпературную
(ВТМО) и низкотемпературную (НТМО) термомеханическую обра- ботку.
При ВТМО пластическая деформация производится в области стабильного аустенита при температуре выше А
с3
(рис. 9.11). Техно- логия ВТМО включает нагрев металла до аустенитного состояния (на
70…100 °С выше точки А
3
), охлаждение (подстуживание) заготовок до температуры деформации (800…900 °С), прокатку при заданной температуре со степенью деформации 35…50%, интенсивное охла- ждение (закалка) на мартенсит в воде или других средах, низкотемпе- ратурный отпуск (200…300 °С), отделку проката. При НТМО пласти- ческая деформация производится при температурах относительной стабильности аустенита, т.е. при 350…500 °С, выше точки М
н
, но ниже температуры рекристаллизации со степенью деформации
75…85%. НТМО обычно применяется для конструкционных высоко-

113 легированных сталей с широким временным интервалом устойчиво- сти переохлажденного аустенита. Закалку осуществляют сразу после деформации.
Рис. 9.11. Схема упрочнения методом ТМО
Пластическая деформация приводит к дроблению зерен аустени- та на субзерна и образованию блочной структуры с высокой плотно- стью дислокаций. Быстрое охлаждение позволяет сохранить мел- коблочную аустенитную структуру до начала мартенситного превра- щения. Высокая скорость охлаждения особенно важна для ВТМО, так как предотвращает развитие процесса собирательной рекристаллиза- ции, сопровождающейся ростом зерен.
Чем мельче зерна исходного деформированного аустенита, тем более дисперсной будет структура образующегося мартенсита.
Наилучший комплекс механических свойств стали достигается в том случае, если мартенсит наследует тонкое строение деформированного аустенита с полигонизованной структурой. Углерод при термомеха- нической обработке выделяется в виде мелкодисперсных карбидов.
По сравнению с обычной термообработкой ТМО повышает проч- ность стали на 20…30% при одновременном увеличении пластичности и вязкости. Возрастает сопротивление усталости, снижаются склон- ность к образованию трещин и порог хладноломкости. Высокая сопро- тивляемость распространению трещин объясняется меньшим уровнем и более легкой релаксацией пиковых напряжений благодаря повышен- ной плотности подвижных дислокаций.
Контролируемой прокаткой (КП) называется процесс, при кото- ром повышение прочности и хладостойкости достигается в результате горячего деформирования за счет снижения температуры конца про-

114 катки при интенсивном деформировании (Т < 850…870 °C). Рекри- сталлизация и рост зерна замедляются, особенно в присутствии кар- бонитридов. При КП обеспечивается формирование структуры из де- формированного аустенита до его рекристаллизации, получение ис- ходной мелкозернистой структуры аустенита за счет протекания ре- кристаллизации обработки до начала



-превращения. КП неэф- фективна при толщине листа 25…30 мм, так как нужно обеспечить большую скорость охлаждения.
Преимуществом ВТМО перед НТМО и контролируемой прокат- кой является то, что пластическая деформация проводится при высо- ких температурах, не требующих больших удельных давлений и бо- лее мощного деформирующего оборудования. Высокая стабильность аустенита позволяет деформировать сталь не только прокаткой, но ковкой и штамповкой. Это существенно расширяет круг деталей, ко- торые могут быть подвергнуты упрочнению путем термомеханиче- ской обработки. ВТМО более технологична, ее можно применять для изготовления деталей большого сечения и более сложной конфигура- ции.
Процессы ВТМО применяют для повышения прочностных и пла- стических свойств листового и сортового проката из конструкцион- ных сталей. Пластическая деформация аустенита осуществляется на прокатных станах.
Рекристаллизационный отжиг используют в промышленности как первоначальную операцию перед холодной обработкой давлением
(для придания материалу наибольшей пластичности), как промежу- точный процесс между операциями холодного деформирования (для снятия наклепа) и как окончательную термическую обработку для придания полуфабрикату или изделию требуемых свойств. Для угле- родистых сталей (0,08…0,2% С), подвергаемых прокатке, штамповке, волочению, применяют температуру отжига в интервале 680…700 °С.
Дорекристаллизационный отжиг может быть смягчающим и упроч- няющим. Для тугоплавких металлов (W и Мо) дорекристаллизацион- ный отжиг – единственный способ смягчения после обработки давле- нием, так как при рекристаллизации они сильно охрупчиваются. Этот вид отжига не только повышает пластичность, но и уменьшает оста- точные напряжения, стабилизирует свойства и повышает стойкость против коррозии. Дорекристаллизационный упрочняющий отжиг применяют для повышения упругих свойств пружин и мембран.
Отжиг для снятия внутренних напряжений проводят с целью уменьшить остаточные напряжения, образовавшиеся в металле при ковке, литье, сварке и способные вызвать коробление и разрушение

115 детали. Отжиг II рода – термическая обработка, включающая стали до температур выше критических точек А
с1
или А
с3
, выдержку и, как правило, последующее медленное охлаждение. Отжиг II рода приме- ним ко всем сплавам и металлам, в которых, в зависимости от темпе- ратуры в твердом состоянии, качественно или количественно изменя- ется фазовый состав (происходит фазовая перекристаллизация). При фазовой перекристаллизации измельчается зерно и устраняется вид- манштеттова структура.
В большинстве случаев отжиг II рода является подготовительной термической обработкой: в процессе отжига снижаются твердость и прочность, что облегчает обработку резанием средне- и высокоугле- родистых сталей, устраняются пороки металла, полученные при предыдущих видах обработки (литьё, горячая деформация, сварка, термическая обработка). Неполный отжиг инструментальных сталей предшествует окончательной термической обработке. В некоторых случаях (например, для многих крупных неответственных отливок) отжиг II рода является окончательной термической обработкой.
Существуют следующие разновидности отжига стали: полный, неполный и изотермический.
Полный отжиг применяется для доэвтектоидных сталей и состоит в нагреве стали на 30…50 °С выше точки А
3
с
, выдержке при этой температуре до полной перекристаллизации металла и медленном охлаждении. При таком отжиге образуется мелкое аустенитное зерно, из которого при охлаждении формируется равномерная мелкозерни- стая ферритно-перлитная структура. Поэтому полный отжиг обычно применяют для измельчения зерна. Для низкоуглеродистых сталей
(менее 0,05% С) этот отжиг не применяют, так как он приводит к формированию крупного зерна феррита и выделению третичного це- ментита по границам зерен, что вызывает охрупчивание стали. Кроме того, полным отжигом устраняют два порока структуры доэвтектоид- ной стали: видманштеттов феррит и строчечность. Скорость охла- ждения при отжиге зависит от устойчивости переохлажденного аустенита, а следовательно, от состава стали. После распада аустенита в перлитной области дальнейшее охлаждение можно ускорить и про- водить даже на воздухе. Если полный отжиг предназначен для снятия напряжений, медленное охлаждение с печью проводится до комнат- ной температуры.
Неполный отжиг отличается от полного тем, что сталь нагревают до более низкой температуры (выше А
с1
, но ниже А
с3
). Этот вид отжи- га для доэвтектоидных сталей применяют ограниченно и в основном

116 для улучшения их обрабатываемости резанием, так как в результате частичной перекристаллизации стали (избыточный феррит лишь ча- стично превращается в аустенит) образуется мягкий перлит. Непол- ный смягчающий отжиг позволяет сэкономить время и снизить стои- мость обработки. Неполный отжиг широко применяется для заэвтек- тоидных углеродистых и легированных сталей. При неполном отжиге проводится нагрев до температур на 30…50 °С выше А
с1
, что приво- дит к практически полной перекристаллизации стали и получению зернистой (сфероидальной) формы перлита вместо обычной пластин- чатой. Поэтому такой отжиг называется сфероидизирующим. Для не- го характерен узкий температурный интервал отжига (750…780 °С); у сталей, близких к эвтектоидному составу, он особенно узок (740…750
°С). Легированные заэвтектоидные стали для получения зернистых карбидов можно нагревать до более высоких температур и в более широком интервале (770…820 °С).
Конечная структура стали зависит от скорости охлаждения и температуры сфероидизирующего отжига. Чем меньше скорость охлаждения, тем до больших размеров возрастают глобулы карбида при распаде аустенита. Регулируя скорость охлаждения, можно полу- чать структуры глобулярного перлита от точечного до крупнозерни- стого. Более мелкозернистый перлит обладает повышенной твердо- стью. Сфероидизирующему отжигу подвергают углеродистые и леги- рованные инструментальные и шарикоподшипниковые стали.
Отжигу на зернистый перлит подвергают также тонкие листы и прутки из низко- и среднеуглеродистой стали перед холодной штам- повкой или волочением для повышения пластичности. После такого отжига эвтектоидные и заэвтектоидные стали обладают наилучшей обрабатываемостью резанием.
Изотермический отжиг применяют для улучшения обрабатывае- мости легированных сталей. Он включает нагрев на 30…50 °С выше
А
с3
(как и при полном отжиге) и сравнительно быстрое охлаждение до температуры ниже A
r1
(обычно 660…680 °С), изотермическую вы- держку при этой температуре для получения равновесной перлитной структуры и последующее охлаждение на воздухе. Такой отжиг поз- воляет значительно сократить длительность процесса перекристалли- зации, особенно для легированных сталей, которые в целях снижения твердости приходится охлаждать очень медленно при полном отжиге.
Кроме того, при изотермическом отжиге обеспечивается получение более однородной ферритно-перлитной структуры стали.
Изотермический отжиг – более стабильный процесс; при его про- ведении легче поддерживать температуру на заданном уровне, чем

117 регулировать скорость охлаждения при проведении полного отжига.
Изотермическому отжигу чаще всего подвергают поковки (штам- повки).
Нормализация заключается в нагреве стали до температуры на
30…50 °С выше линии GSE и охлаждении на спокойном воздухе.
Ускоренное по сравнению с обычным отжигом охлаждение обуслов- ливает несколько большее переохлаждение аустенита. Поэтому при нормализации получается более тонкое строение эвтектоида (сорбит) и более мелкое эвтектоидное зерно. Кроме того, при нормализации частично подавляется выделение избыточных фаз (феррита в доэвтек- тоиднои стали и цементита в заэвтектоидной) и, следовательно, обра- зуется квазиэвтектоид. В результате прочность стали после нормали- зации становится выше, чем после отжига.
Нормализацию применяют чаще всего как промежуточную опе- рацию для смягчения стали перед обработкой резанием и для устра- нения пороков и общего улучшения ее структуры перед закалкой.
Таким образом, нормализация как промежуточная операция ана- логична отжигу при содержании углерода в стали менее 0,3%, но по выгодности превосходит отжиг, поэтому при одинаковых результатах является более предпочтительным видом обработки.
Но как операция смягчения стали она не всегда может заменить отжиг. Так как склонность аустенита к переохлаждению растет с уве- личением содержания в нем углерода и легирующих элементов, то разница в свойствах после отжига и после нормализации будет суще- ственно зависеть от состава стали. Поэтому нормализацию широко применяют вместо смягчающего отжига для малоуглеродистых ста- лей, в которых аустенит слабо переохлаждается, но не для высоко- углеродистых, которые весьма ощутимо упрочняются при охлажде- нии на воздухе из-за значительного переохлаждения аустенита.
В заэвтектоидных сталях нормализация позволяет устранить гру- бую сетку вторичного цементита, которую растворившийся при нагреве выше А
ст цементит при последующем ускоренном охлажде- нии не успевает образовать вновь. Это заметно улучшает свойства стали. Нормализацию используют и как окончательную термическую обработку средне- и высокоуглеродистых доэвтектоидных сталей при умеренных требованиях к их свойствам.
1   ...   6   7   8   9   10   11   12   13   14

Смотрите также файлы