Пластическая деформация скольжением в монокристаллах (зёрнах). Плоскости легчайшего скольжения

	Загрузить архив:
	Файл: ref-26053.zip (592kb [zip], Скачиваний: 132) скачать

ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ                

БРЯНСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ

Кафедра: «Технология металлов и металловедения»

КОНТРОЛЬНАЯРАБОТА №1

Вариант №4

Студент группы З-04 ТМ1МалашенкоД.В.                

Преподаватель                                Давыдов С.В.                   

Брянск 2006

Содержание:

1. Структурная диаграмма состояния железо-цементит. Для сплава содержащего 2,14 % С, построим кривую охлаждения, для сплава 3,5 %С -нагревания. При температуре 1250°С определим относительное количество фаз и содержание углерода в растворе…….Стр. 3.

2. Пластическая деформация скольжением в монокристаллах (зернах).

Плоскости легчайшего скольжения………………………………. Стр.7.

3. Отжиг. Виды отжига сталей………………………………. Стр.11 .

4.  Пуансоныиз сталиР8МЗК6С  дляхолоднойобрезки  свысокой производительностью   шестигранных   головок   болтов   из   сталей   высокой прочности и твердости…………………………… Стр. 15.

5.   Пиноли   из   стали   18ХГТ   металлорежущих   станков.   Твердость поверхности НRС 58...62, глубина упрочненного слоя 0,4...0,5 мм.                            ……………………………….Стр. 17.

6. Список использованной литературы:……………………… Стр.19.

1. Структурная диаграмма состояния железо-цементит. Для сплава содержащего 2,14 % С, построим кривую охлаждения, для сплава 3,5 %С -нагревания. При температуре 1250°С определим относительное количество фаз и содержание углерода в растворе.

На рисунке 1 приведена диаграмма состояния железо — углерод (цементит). Она показывает фазовый состав и структуру сплавов с концентрацией от чистого железа до цементита (6,67% С).

Точка А (1539° С) на диаграмме соответствует темпе­ратуре плавления чистого железа, а точка D(~ 1550°С) - температуре    плавления     цементита    Fе₃С.    Точки    N(1401°С)иG(910°С)соответствуют   аллотропическому превращению α - железав γ - железо. Точка  E характеризует предельную растворимость углерода в γ - железе при 1130° С (2,0% С).

Первичная кристаллизация. Процесс кристаллизации сплавов начинается по   достижении   температур,   соответствующих линии АВСD(линия ликвидус). Конец затвердевания соответствует температурам, образующим линию солидус АНJЕСF.

Верхний левый угол диаграммы характеризует пре­вращения, связанные с аллотропическим превращением γ↔α (δ) при высоких температурах. По линии АВ из жидкости выделяются кристаллы твердого раствора углерода в α-железе (δ -раствор).

В сплавах с содержанием до 0,1% С кристаллизация заканчивается при температурах, соответствующих линии АН, с образованием δ (α) - твердого раствора   HJH— линия перитектического превращения, протекающего при постоянной температуре (С = 2+1-3 = 0). Резуль­татом перитектического превращения является образование твердого раствора углерода в γ -железе, т. е. ауcтенита.

Сплавы, содержащие от 0,1 до 0,15% С, испытывают перитектическое превращение (Ж_В+α(δ)_Н →α(δ) + γ_J) в результате которого образуется двухфазная структура δ (α) -раствор +γ -раствор (аустенит). В сплаве, содер­жащем 0,15% С (точка J), исходные кристаллы α(δ)-твердого раствора и вся жидкая фаза при перитектичес-ком превращении полностью расходуются на образова­ние аустенита:

Ж_B+ α (δ)_H→ γ_J(аустенит).

В сплавах, содержащих от 0,15 до 0,5% С, при перитектическом превращении α(δ)-твердый раствор расхо­дуется полностью, а жидкая фаза остается в избытке:

Ж_В+ α(δ)_Н →Ж_В+ γ_J(аустенит),

Поэтому при температурах ниже линии JВ сплав бу­дет двухфазным: аустенит (γ-твердый раствор) +жидкость. Процесс кристаллизации закончится по достиже­нии температур, соответствующих линии солидус JЕ. После затвердевания эти сплавы приобретают однофаз­ную структуру —аустенит.

При температурах, соответствующих линии ВС, из жидкого сплава кристаллизуется аустенит, а линии СО — цементит. В точке С при 1130°С и концентрации угле­рода 4,3% из жидкого сплава одновременно кристалли­зуются аустенит и цементит, образуя эвтектику, которая называется ледебуритом.

Сплавы, содержащие от 0,15 до 2,0% С, кристаллизу­ются в интервале температур, ограниченном линиями ВС и JE. После затвердевания (ниже линии солидус JЕ) сплавы получают однофазную структуру — аустенит.

При кристаллизации доэвтектических сплавов, содержащих от 2,0 до 4,3% С, из жидкой фазы по достиже­нии температур, соответствующих линии ликвидус ВС, сначала выделяются кристаллы аустенита, а при 1130°С (линия ЕС) сплавы затвердевают с образованием эв­тектики— ледебурита. Следовательно, доэвтектические сплавы после затвердевания и при температурах выше 723°С имеют структуру аустенит + ледебурит.

Заэвтектические сплавы, содержащие от 4,3 до 6,67% С, начинают затвердевать по достижении темпе­ратур, соответствующих линии СD. Первоначально из жидкой фазы выделяются кристаллы цементита, а по достижении 1130°С (линия СF) сплавы окончательно затвердевают с образованием эвтектики — ледебу­рита.

После затвердевания структура сплава состоит из кристаллов цементита + ледебурит. Цементит, образую­щийся из жидкой фазы, называют первичным цементи­том.

Сплавы железа с углеродом, содержащие до 2,0% С, называют сталью; сплавы, содержащие более 2,0% С,— чугуном.

Принятое разграничение между сталью и чугуном совпадает с предельной растворимостью углерода в аустените. Стали после затвердевания не содержат мало­пластичной структурной составляющей—ледебурита и при высоком нагреве имеют только аустенитную струк­туру, обладающую высокой пластичностью. Поэтому стали легко деформируются, т. е. являются ковкими сплавами.

По сравнению со сталью чугуны обладают лучшими литейными свойствами и, в частности, более низкими температурами плавления, но они хрупки и практически не поддаются ковке. Это объясняется присутствием в структуре чугунов легкоплавкой и хрупкой эвтектики — ледебурита или графита.

Вторичная кристаллизация. Рассмотрим превращения, протекающие в твердом состоянии. Эти превращения связаны с переходом при охлаждении γ-железа в α-железо и распадом аустенита.

Линия GS на диаграмме при охлажде­нии соответствует температурам начала превращения γ→α . Ниже линии GS из аустенита выделяется фер­рит. Критические точки, образующие линию GS в усло­виях равновесия, принято обозначать Аr₃при охлажде­нии и Ac₃ при нагреве (конец растворения феррита).

Линия ЕSпоказывает изменение растворимости уг­лерода в аустените с изменением температуры и при охлаждении соответствует температурам начала распа­да аустенита с выделением из него цементита.

Цементит, выделяющийся из аустенита, в отличие от цементита, кристаллизующегося из жидкой фазы, назы­вают вторичным цементитом. Критические точки, обра­зующие линию ES, обозначают А_cт.

Точка S при 723°С и концентрации углерода 0,8% показывает минимальную температуру равновесного существования аустенита при охлаждении.

По достижении 723°С происходит распад аустенита с образованием эвтектоидной смеси, которую называют перлитом. Эвтектоид— перлит получается в результате одновременного выпадения из аустенита частиц ферри­та и цементита. Таким образом, перлит содержит 0,8% С, образуется при 723°С и представляет собой механиче­скую смесь двух фаз—феррита и цементита. Температуру фазового равновесия (723°С, линия РSК) аустенит ↔ перлит (феррит + цементит) обоз­начают Аr₁(при охлаждении) и Аc₁(при нагреве).

Точка Р характеризует предельную растворимость углерода в α-железе при эвтектоидной температуре 723°С; она составляет 0,025% С.

Линия РQ показывает изменение растворимости уг­лерода в α-железе в зависимости от температуры и со­ответствует при охлаждении началу выделения из фер­рита избыточного цементита. Следовательно, сплавы ле­вее точки Q состоят только из феррита, а сплавы, кон­центрация которых находится в пределах от Q до Р, имеют двухфазную структуру: феррит и избыточный це­ментит, выделяющийся из твердого раствора при пони­жении температуры. Цементит, образующийся из фер­рита, называют третичным цементитом.

Сплавы, содержащие не более 0,025% С, называют техническим железом.

Сплавы, имеющие концентрацию углерода от 0,025 (точка Р) до 0,8% (точка S), называют доэвтектоидными сталями. Они имеют структуру феррита, выделяюще­гося из аустенита в области температур Аr₃ и Аr₁ и пер­лита, образующегося из аустенита по достижении тем­пературы Аr₁(723°С, линия РS).

Сталь с 0,8% С называется эвтектоидной. Она имеет в структуре только эвтектоид — перлит.

Стали, содержащие от 0,8 до 2,0% С, называются заэвтектоидными. Они имеют структуру, состоящую из вторичного цементита, выделившегося из аустенита при температурах ниже линии SE(А_cт), и перлита, образо­вавшегося в результате распада аустенита по достиже­нии эвтектоидной температуры (723°С, линия РSK).

В доэвтектических чугунах при понижении темпера­туры вследствие уменьшения растворимости углерода в аустените, указываемого линией SЕ, происходит частич­ный распад аустеннта: первичных кристаллов, выделив­шихся из жидкости, и аустенита, входящего в ледебурит. Этот распад заключается в выделении кристаллов вто­ричного цементита и в уменьшении содержания углеро­да в аустените.

По достижении температуры, соответствующей линии РSK (723°С), аустенит, объедненный углеродом до эвтектоидного состава (0,8% С), превращается в перлит. Таким образом, доэвтектические чугуны после оконча­тельного охлаждения имеют структуру перлита, ледебу­рита (перлит + цементит) и вторичного цементита.

Эвтектический чугун (4,3% С) при температурах ниже 723°С состоит только из ледебурита.

Заэвтектический чугун при температурах ниже 723°С состоит из первичного цементита и ледебурита.

Для сплава содержащего 2,14% С, построим кривую

охлажденияния (Рис. 2)

Начало затвердевания доэвтектического чугуна, содержащего 2,14% С, соответствует температуре t₁ на линии ликвидус. Ниже сплав имеет двухфазное состояние - жидкость и кристаллы аустенита.

Кристаллизация аустенита протекает при изменении температуры (С = 2+1-2=1), и на кривой охлаждения отмечается перелом. Состав жидкости изменяется по линии ликвидус, а аустенита по линии солидус.

При 1130°С (линия ЕСF) аустенит достигает предельной концентрации, указываемой точкой Е (2% С), а оставшаяся жидкость - эвтектического состава 4,3% С (точка С). Она затвердевает при одновременной кристаллизации двух фаз - аустенита и цементита, образующих ледебурит.

Процесс эвтектической кристаллизации протекает при постоянной температуре (на кривой охлаждения наблюдается остановка), так как при наличии трех фаз - аустенита (2,0% С), цементита (6,67% С) и жидкости (4,3%С) число степеней свободы равно нулю (С = 2+1-3 = 0).

После затвердевания чугун состоит из кристаллов аустенита предельной концентрации и ледебурита.

При дальнейшем понижении температуры из аустенита выделяется цементит. Состав аустенита при этом изменяется по линии SЕ.

При 723°С (линия РSК) аустенит, обедненный углеродом до эвтектоидного состава, распадается с одновременным выделением двух фаз - феррита и цементита, образующих перлит.

Для сплава содержащего 3.5% С, построим кривую нагревания (Рис. 3)

Перед нагреванием чугун состоит из кристаллов аустенита предельной концентрации из которого выделился цементит и ледебурита.

При 723°С (линия РSК) аустенит, обедненный углеродом до эвтектоидного состава, превращается с одновременным выделением двух фаз - феррита и цементита, образующих перлит.

Процесс нагревания эвтектического чугуна протекает при постоянной температуре (на кривой охлаждения наблюдается остановка), так как при наличии трех фаз - ау-стенита (2,0% С), цементита (6,67% С) и жидкости (4,3%С) число степеней свободы равно нулю (С = 2+1-3 = 0).

При 1130°С (линия ЕСF) аустенит достигает предельной концентрации, указываемой точкой Е (2% С), а получаемая жидкость - эвтектического состава 4,3% С (точка С). Она расплавляется из одновременно кристаллизованных двух фаз - аустенита и цементита, образующих ледебурит.

Расплавление аустенита протекает при изменении температуры (С = 2+1-2=1), и на кривой охлаждения отмечается перелом. Состав жидкости изменяется по линии ликвидус, а аустенита по линии солидус сплав имеет двухфазное состояние - жидкость и кристаллы аустенита.

Завершение перехода доэвтектического чугуна, содержащего 3,5% С, из твёрдого состояния в жидкое соответствует температуре t₁ на линии ликвидус.

2. Пластическая деформация скольжением в монокристаллах (зёрнах).

Плоскости легчайшего скольжения.

Упругой деформацией называется деформация, кото­рая полностью снимается после воздействия внешних сил. Упругая деформация не вызыва­ет заметных изменений в структуре и свойствах металла; под дей­ствием приложенной нагрузки происходит лишь незначительное относительное смещение атомов. При растяжении монокристалла атомы удаляются один от друго­го, а при сжатии сближаются. При таком смещении атомов из положения равновесия нарушает­ся баланс электростатических сил протяжения и отталкивания. После снятия нагрузки под дей­ствием сил притяжения или от­талкивания смещенные атомы возвращаются в исходное равновесное состояние и кристаллы приобретают свои первоначальные формы и размеры.

Величина упругого растяжения очень мала и линейно зависит от нагрузки согласно закону Гука.

где  упругаядеформация   кристалла;

Е — модуль упругости, который характеризует жесткость материала, т. е. его сопротивле­ние упругим деформациям.

Модуль упругости мало зависит от структуры метал­ла (сплава) и его обработки и определяется силами межатомиой связи.

Пластическая деформация. При некотором напряже­нии σ_т, называемом пределом текучести, нарушается прямая пропорциональность между σ и ∆l и возникает остаточная — пластическая деформация, не исчезающая после снятия нагрузки. Пластическая деформация связа­на с зарождением и перемещением дислокаций внутри зерен и вызывает остаточные изменения формы. После снятия нагрузки тело не восстанавливает своей прежней формы, структуры и свойств.

Пластическая деформация в кристаллах может осу­ществляться скольжением и двойникованием.

Скольжение (смещение) отдельных частей кристал­ла происходит под действием касательных напряжений, когда эти напряжения в плоскости и в направлении скольжения достигают определенной критической вели­чины (τ_к).

На рис. 4 приведена схема упругой и пластической деформаций металла с кубической решеткой, подвергну­того действию касательных напряжений. Эта схема дает наглядное представление о смещении атомов в соседних плоскостях при сдвиге на одно межатомное расстоя­ние.

Скольжение в кристаллической решетке протекает по плоскостям и направлениям с наиболее плотной упаковкой атомов, где величина сопротивления сдвигу (τ_к) на­именьшая.

Это объясняется тем, что в указанных направлениях величина перемещения атома из одного положения рав­новесия в другое будет минимальной, а расстояние между соседними атомными плоскостями наибольшее, т. е. связь между ними наименьшая.

Рис. 4. Схема упругой и остаточной деформаций сдвига: а-ненапряженныйкристалл;   б -- упругаядеформация;   в — увеличениеупру­гойи  пластической деформаций;   вызванных скольжениемпри нагрузке,   боль­ше   предела   упругости;   г — .нагрузка,   вызывающая   сдвиг,   удалена,   сохрани­лась   остаточная   деформация.                                 Пунктиром   показана   плоскость   скольжения

                      

Рис. 5.Кристаллографические    плоскости  и напря­жения скольжения:

а —кубическая гранецентрированная решетка (К12). Всего четыре плоскости по три направления в каждой; б — куби­ческая объемно-центрированная решетка (К8). Всего шесть плоскостей по двум направлениям в каждой; в — гексаго­нальная решетка (Г12); 1 — плоскости октаэдра (плоскости скольжения); 2 — плоскостные диагонали; 3 — направления скольжения; 4— ребра призм первого рода; 5 — базис плос­кости скольжения; 6 — направление скольжения

На рис. 5 приведены плоскости и направления сколь­жения для кристаллических решеток различных    типов.

В металлах, имеющих кубическую гранецентрированную решетку, к числу которых относятся Fе_γ , А1, Сu, Ni и др., скольжение протекает по плоскостям октаэдра (111) и в направлении диагонали грани куба [110]. В куби­ческой объемноцентрированной решетке ( Fе_α,W, Мо, Vи др. ) процесс скольжения наиболее легко осуществля­ется по плоскостям (110) и в направлении в пространст­венной диагонали куба [111]. Наконец, в металлах, имеющих гексагональную плотноупакованную решетку (Zn, Ве, Мg и др.), скольжение происходит по плоскости базиса (0001) и в направлении [2110] (рис. 5).

Чем больше в металле возможных плоскостей и направлений скольжения, тем выше его способность к пластической деформации. Однако процесс скольжения не следует представлять как одновременное передвиже­ние одной части кристалла относительно другой. Такой сдвиг потребовал бы напряжений, превышающих те, при которых в действительности протекает процесс деформа­ции. Так, например, у монокристаллов железа сдвиг на­блюдается при касательном напряжении (критическом сопротивлении сдвигу), равном 29 Мн/м² (29 кГ/мм²), а наименьшая теоретически вычисленная величина состав­ляет 2300 Мн/м² (230 кГ/мм²), т. е. почти в 100 раз боль­ше.

Для алюминия теоретическая величина критического сопротивления сдвигу [1900 Мн/м'² (190 кГ/мм²)]почти в 500 раз превышает реальную величину критического со­противления [1,2—2,4 Мн/м² (0,12—0,24 кГ/мм²)], а для меди в 1540 раз.

Согласно современным представлениям скольжение осуществляется в результате перемещения дислокаций в кристалле

На рис. 6 показана схема передвижения положитель­ной дислокации (справа налево) под действием сдвига­ющих напряжений. Движение началось с правого края, где образовалась ступенька, размером в один период ре­шетки. Для перемещения дислокации на один период, из положения РQв новое положение Р'Q' (пунктирная ли­ния), необходимо передвижение атомов на очень неболь­шое расстояние. Это расстояние значительно меньше, чем межатомные расстояния в нормальной кристаллической решетке (рис. 6, a). Экстраплоскость РQпри этом не пе­ремещается (рис. 6, б), а ее роль выполняет соседняя плоскость Р'Q' в направлении смещения атомной плос­кости.

Рис. 6. Схема перемещения атомов при

продвижении     краевой     дислокации   на

одно межатомное расстояние.

Перемещение дислокации через весь кристалл приво­дит к смещению (сдвигу) соответсвующей части кристал­ла на одно межплоскостное расстояние. При этом слева образуется ступенька. Экстраплоскость выйдет на по­верхность, что приведет к сдвигу верхней части кристал­ла на один период решетки над нижней частью. Переход дислокаций из одного положения кристаллической ре­шетки в другое совершается значительно легче, чем пере­ход атомного ряда на то же расстояние. В настоящее время показано, что дислокации могут двигаться по пло­скости скольжения в кристаллической решетке при не­больших сдвигающих напряжениях.

Следует иметь в виду, что деформация за счет пер­вичных дислокаций (т. е. образовавшихся в процессе кристаллизации) ограничена. Большие деформации воз­можны лишь благодаря тому, что движение дислокаций вызывает появление большого  количества новых дисло­каций в процессе пластической деформации.

Как правило, дислокации не могут переходить с од­ной плоскости скольжения на другую. Если при взаимо­действии одних дислокаций с другими или какими-то иными дефектами искажение решетки возрастает, то воз­растает сопротивление их передвижению. Поэтому пере­движению дислокаций препятствуют всякого рода непра­вильности в строении кристаллической решетки и дру­гие дислокации. Перемещение дислокаций по пересека­ющимся плоскостям скольжения, а также наличие дис­локаций обратного знака вблизи плоскости скольжения тормозит движение дислока­ций. Краевые дислокации од­ного знака при их движении в своих плоскостях скольжения взаимно отталкиваются, а про­тивоположные по знаку при­тягиваются.

При сближении положи­тельных и отрицательных дис­локаций происходит их взаим­ное уничтожение. Этот процесс называется аннигиляцией дис­локаций.

Рис. 7. Схема образования двойника

Двойникование. Пластичес­кая деформация ряда метал­лов (имеющих плотноупакованные решетки К12 и Г12) может осуществляться двойникованием. Двойникование представляет собой пласти­ческую деформацию, которая заключается в переориен­тировке части кристалла в положение, симметричное по отношению к первой части относительно плоскости, на­зываемой плоскостью двойникования (рис. 7).

Двойникование  подобно скольжению должно сопро­вождаться прохождением дислокаций через кристалл.

Разрушение. Любой процесс деформации при возрастании напряжений заканчивается разрушением. Разли­чают два вида разрушения: хрупкое и вязкое.

При хрупком разрушении происходит нарушение межатомных связей под влиянием главным образом нормальных напряжений. Хрупкое разрушение не сопро­вождается пластической деформацией. Такой тип разру­шения чаще происходит по границам зерен, и излом име­ет кристаллический характер.

Однако чисто хрупкое разрушение практически не встречается. Разрушению всегда предшествует некото­рая (хотя и небольшая) пластическая деформация.

Сопротивление хрупкому разрушению называется хрупкой прочностью, или сопротивлением отрыву (S_К). Такое разрушение встречается у цинка и его сплавов, железа и низколегированных сталей (после закалки и при низких температурах) при выделении хрупких про­слоек по границам зерен и т. д.

Вязкое разрушение протекает главным образом за счет касательных напряжений, которые достигли опреде­ленной величины, называемой сопротивлением срезу τ_к. Этому виду разрушения предшествует значительная пластическая деформация. При вязком разрушении из­лом волокнистый, так как разрушение происходит в ре­зультате среза через тело зерна.

Чаще всего разрушение металла происходит не вслед­ствие чистого отрыва или сдвига, а в результате сложно­го сочетания этих двух видов разрушения.

3. Отжиг. Виды отжига сталей.

   Под отжигом понимают нагрев стали выше темпера­тур фазовых превращений с последующим медленным охлаждением.

В результате медленного охлаждения сталь прибли­жается к фазовому и структурному равновесию. Вслед­ствие этого после отжига получаются структуры, указан­ные на диаграмме состояния железо—цементит (см. рис. 1): феррит + перлит в доэвтектондных сталях, пер­лит в эвтектоидной стали и перлит + цементит в заэвтектоидных сталях. После отжига сталь обладает низкой твердостью и прочностью.

Фазовая перекристаллизация, происходящая при отжи­ге, измельчает зерно и устраняет видманштеттову струк­туру стали. Как правило, в большинстве случаев отжиг является подготовительной термической обработкой. От­жигу подвергают отливки, поковки, прокат. Понижая прочность и твердость, отжиг улучшает обрабатывае­мость резанием. Вместе с тем, измельчая зерно, снимая внутренние напряжения и уменьшая структурную неод­нородность, отжиг способствует повышению пластично­сти и вязкости по сравнению с полученной после литья, ковки или прокатки.

По этим причинам отжиг в некоторых случаях, напри­мер для многих крупных отливок, является окончатель­ной термической обработкой.

Различают следующие виды отжига:

Полный отжиг (рис. 8). Полный отжиг заключает­ся в нагреве доэвтектоидной стали на 30—50 град выше точки Ас₃, выдержке при этой температуре для полного прогрева металла и последующем медленном охлажде­нии в печи.

При нагреве выше Лс₃ образуется аустенит на грани­це раздела феррит—цементит. Поэтому при нагреве на 30—50 град выше Лс₃ число зародышей всегда достаточ­но велико и зерна аустенита мелкие.

Чрезмерное превышение температуры нагрева над точкой Лс₃ вызывает рост зерна аустенита, что ухудшает свойства стали. Время нагрева и выдержки при рабочей температуре зависит от типа нагревательной печи, спо­соба укладки изделий в печь, высоты садки, типа полуфабриката (лист, сортовой прокат и т. д.).

В практике металлургических заводов скорость на­грева обычно принимают равной 100 град/ч, а продол­жительность выдержки может колебаться в широких пределах — от 0,5 до 1 ч на 1 т нагреваемого металла.

Медленное охлаждение должно обеспечить распад аустенита при малых степенях переохлаждения (см. рис. 8), чтобы избежать образования излишне дис­персной феррито-карбидной смеси и свойственной ей бо­лее высокой твердости. Поэтому охлаждение должно быть более медленным для стали с устойчивым переох­лажденным аустенитом. Легированные стали, обладающие высоко?! устойчивостью переохлажденного аустенй-та, охлаждают значительно медленнее (10—100 град/ч), чем углеродистые (150-200 град/ч).

Скорость охлаждения при отжиге можно регулиро­вать, проводя охлаждение печи г закрытой или открытой дверцей, с полностью или частично выключенным обо­гревом.

Рис 8.Схема полного отжига доэвтектоидной легированной стали (а) и термокинетическая диаграм­ма   (б).Жирная  линия — скоростьохлажденияпри  отжиге;ломаная линия — интервал температур, при котором протекает фазовое превращение

Медленное охлаждение, особенно легированных ста­лей, склонных к отпускной хрупкости, следует проводить до 500—600°С. После распада аустенита в перлитной об­ласти дальнейшее охлаждение можно ускорять и выпол­нять даже на воздухе. Это не только сокращает продол­жительность технологического процесса, но и уменьшает возможность развития отпускной хрупкости.

Если отжиг предназначен для снятия напряжений, например в отливках сложной конфигурации, медленное охлаждение с печью проводят почти до комнатной тем­пературы.

Полному отжигу более часто подвергают прокат, по­ковки, фасонные отливки, а также слитки легированных сталей (для понижения твердости и облегчения их об­дирки перед прокаткой).

Изотермический отжиг. В этом случае ле­гированную сталь нагревают, как и для обычного отжи­га, и сравнительно быстро охлаждают (чаще переносом в другую печь) до температуры, лежащей ниже Ас₁ (обычно на 50—100 град в зависимости от характера кривой изотермического распада аустенита). При этой температуре назначают изотермическую выдержку, не­обходимую для полного распада аустенита, после чего сравнительно быстро проводят охлаждение на воз­духе.

Преимущество изотермического отжига состоит в уменьшении продолжительности процесса, особенно для легированных сталей, которые охлаждают очень медлен­но для требуемого снижения твердости.

Для наибольшего ускорения отжига температуру изо­термической выдержки желательно выбирать близкой к температуре минимальной устойчивости переохлажден­ного аустенита в перлитной области.

Другое преимущество изотермического отжига — получение более однородной структуры, так как при изо­термической выдержке температура по сечению изделия выравнивается и превращение по всему объему стали происходит при одинаковой степени переохлаждения.

Изотермический отжиг особенно пригоден для прока­та, поковок и других заготовок, имеющих небольшие размеры.

Патентирование. К изотермической обработке отно­сится и патентирование. Патентирование применяют как промежуточную операцию при производстве проволоки из углеродистой стали. После аустенизации при темпе­ратуре Ас₃+ (30~ 50° С) охлаждение проводят в рас­плавленном свинце или расплавленных солях с темпе­ратурой 450—600°С (|в зависимости от состава стали). Далее при этой температуре проводят изотермическую выдержку для полного распада переохлажденного аус­тенита с образованием тонкой феррито-карбидной сме­си— сорбита, обладающего высокой пластичностью. После патентирования следует холодное воло­чение (протяжка) проволоки. Патентирование в сочета­нии с последующим наклепом (пропуском через филье­ры) позволяет получить проволоку с высокой прочно­стью. Столь высокая прочность объясняется наличием дисперсной феррито-карбидной смеси и высокой плотностью дислокации в результате пластиче­ской деформации (наклепа).

Неполный отжиг отличается от полного тем, что сталь нагревают до более низкой температуры (несколь­ко выше Ас₁).

Для доэвтектоидных сталей неполный отжиг приме­няют для снятия внутренних напряжений и улучшения обрабатываемости резанием. Однако при неполном от­жиге из-за низкой температуры отжига происходит лишь частичная перекристаллизация стали за счет превращения перлит → аустенит. Избыточный феррит лишь частично переходит в твердый раствор, а следовательно, не полностью подвергается перекристаллизации. Непол­ный отжиг доэвтектоидных сталей применяют в случае, если горячая механическая обработка была выполнена правильно и не привела к образованию крупного черна и видманштеттовой структуры.

Для заэвтектоидных сталей неполный отжиг, как правило, применяют вместо полного отжига. В этих ста­лях нагрев выше Ас₁ вызывает практически полную пе­рекристаллизацию. Вместе с тем (что особенно важно для заэвтектоидных сталей) неполный отжиг позволяет получить 'зернистую форму перлита вместо пластинча­той. Такой отжиг называют также сфероидизацией.

Частицы избыточного цементита, не растворившие­ся при нагреве, служат центрами кристаллизации для цементита, выделяющегося при 'последующем охлажде­нии ниже Ас₁ « принимающего в этом случае зернистую форму. В .результате нагрева значительно выше Ас₁ и растворения большей части избыточного цементита по­следующее выделение цементита ниже Ас₁ происходит в пластинчатой форме.

Стали, близкие к звтектоидному составу, имеют уз­кий интервал температур нагрева для отжига на зерни­стый цементит. Он составляет 750—760° С, тогда как для заэвтектоидных углеродистых сталей этот интервал расширяется до 770—790° С, а для легированных ста­лей—до 770—800° С. Продолжительность выдержки при указанных температура составляет 1,0—2,0 ч.

Охлаждение при сфероидизации должно быть мед­ленным. Оно должно обеспечить распад аустенита на феррито-карбидную смесь и коагуляцию образовавшихся карбидов, протекающую при охлаждении до 620—680°С. Чаще применяют изотермический отжиг, требующий ме­ньше времени. В этом случае сталь медленно охлажда­ют (30—50 град/ч) до 620—680° С. Выдержка при тем­пературе изотермы (620—680°С), необходимая для рас­пада аустенита и коагуляции карбидов, составляет 30—60 мин, однако в производственных условиях ее .при­нимают большей (1—3 ч) я зависимости от массы от­жигаемого металла. Последующее охлаждение прово­дят" на воздухе.

Сталь с зернистым перлитом имеет более низкие твердость и предел (прочности и более вы­сокие значения относительного удлинения и сужения.

Креме того, сталь со структурой зернистого перлита менее склонна к перегреву, образованию трещин и де­формации при последующей закалке.

Отжигу на зернистый перлит подвергают также тон­кие листы и прутки из низкоуглеродистой стали перед холодной штамповкой или волочением для повышения пластичности.

Высокий отпуск. Если сталь после горячей механи­ческой обработки получила нормальную структуру, то полный отжиг часто заменяют высоким отпуском. Высо­кий отпуск заключается в нагреве стали со скоростью 100—150 град/ч до температуры несколько ниже Ас₁ (обычно 650—680°С), выдержке при ней и охлаждении на воздухе. Выдержка при температуре отпуска состав­ляет 0,5—1,0 ч на тонну садки. Низкий отпуск не вызы­вает перекристаллизации стали.

Твердость после высокого отпуска несколько выше, чем после полного отжига, но обычно не превышает норм, предусмотренных ГОСТом. Структура углеродис­той стали после высокого отпуска представляет смесь пластинчатого и зернистого перлита и выделения избы­точного феррита.

Углеродистые стали подвергают низкому отжигу в случаях, когда их предназначают для обработки реза­нием, холодной высадки или волочения. Для высоколе-гированных сталей, у которых отсутствует перлитное превращение, высокий отпуск является един­ственной термической обработкой, позволяющей снизить их твердость.

Диффузионный отжиг (гомогенизация) применяют для слитков легированной стали и крупных фасонных отливок для уменьшения внутрикристаллической ликва­ции. Нагрев при диффузионном отжиге должен быть вы­соким— 1100—1200^еС, так как лишь в этом случае бо­лее полно протекают диффузионные процессы, необхо­димые для выравнивания в отдельных объемах состава стали. При высоких температура—происходит интенсивное образование окалины, что увеличивает потери металла.

Поэтому нагрев проводят со скоростью 100—150 град/ч, а продолжительность выдержки устанавли­вают минимальной; в зависимости от состава стали и массы садки она находится в пределах 8—16 ч. После го­могенизации следует медленное охлаждение. В резуль­тате продолжительного нагрева при высокой температу­ре после гомогенизации сталь имеет крупное зерно. Этот недостаток устраняется при последующей обработ­ке слитка давлением. Для снижения твердости слитков их иногда подвергают отпуску при 670—680° С в течение 12—16ч. Фасонные отливки после гомогенизации   подвергают полному отжигу, или нормализации.

Общая продолжительность диффузионного отжига (нагрев, выдержка, охлаждение) достигает 50—100 ч и более.

4.Пуансоны  из сталиР8МЗК6Сдля  холоднойобрезки

свысокой производительностью   шестигранных   головок   болтов   из   сталей   высокой прочности и твердости.

Сталь Р8МЗК6С. Назначение:

Для изготовления инструментов с повышенной по сравнению со сталью Р18 производительностью, в основном для резания жаропроч­ных, нержавеющих и конструкционных сталей повышенной твердости (HRС 30—50).

Сталь обладает очень высокой твердостью (до HRС 69 — 70), повы­шенной износостойкостью и теплостойкостью.

Состояние поставки

   Химический состав,   %,   по ТУ-14-1-404 — 82

С	Мо	Si	Сг	W
1,05—1,13	3,4 — 4,0	0,8 — 1,2	3,5—4,0	8,0—9,5
V	Со	Мn	Ni	S	Р
Не более
1,5—1,9	5,7 — 6.7	0,4	0,4	0,03	0,03

Сталь Р8МЗК6С относится к кобальтовым сталям (Со 5,7 — 6.7%)

Кобальт — единственный легирующий элемент быстрорежу­щих сталей, наиболее значительно повышающий теплостойкость (до 645—650 °С) и вторичную твердость (до 67—70HRС). Повы­шенная устойчивость против снижения твердости создается в об­ласти обратимого, а также необратимого разупрочнения(рис.9)

Рис.9. Влияние кобальта на твердость быстроре­жущих  сталей    при     нагреве.

Кроме того , кобальт улучшает теплопроводность многих ста­лей; в одинаковых условиях реза­ния температура режущей кромки инструментов из кобальтовой стали на 30—70 °С ниже.

Однако кобальт снижает прочность и вязкость и тем сильнее, чем больше его содержится в стали; поэтому наибольший эффект в повышении стойкости создается при резании без повышенных динамических нагрузок.

Стойкость инструментов из рационально легированных ко­бальтовых сталей выше в 2—4 раза, чем из сталей умеренной теп­лостойкости. Она больше при резании труднообрабатываемых материалов: аустенитных жаропрочных и нержавеющих сплавов, а также конструкционных сталей повышенной твердости: 40— 45 HRС и при повышении скорости резания.

Преимущества кобальтовых сталей значительнее при их более высокой твердости.

Кобальт в отличие от вольфрама (молибдена), ванадия и хрома не образует карбидов; он присутствует в α- и γ-фазах, а также в карбиде М₆С пропорционально его содержанию в стали. В карбиде М₆С кобальт замещает часть атомов же­леза. Кобальт замещает часть атомов же­леза.

Влияние кобальта в быстроре­жущих сталях таким образом иное, чем остальных легирующих элемен­тов. Оно достаточно сложно и вызы­вается несколькими причинами:

1) кобальт усиливает устойчивость твердого раствора против разупроч­нения при нагреве, повышая темпе­ратуру начала α → γ превращения; это наблюдается при по­вышении содержания до 5—6 % Со;

2) способствует более полному вы­делению вольфрама и молибдена из мартенсита при отпуске из-за создаваемого им, по-видимому, уменьшения растворимости этих элементов в α-фазе. Это усиливает дисперсионное твердение, повышает вторичную твердость и улуч­шает теплопроводность, но снижает прочность и вязкость.

Кобальт влияет и на некоторые технологические свойства. Горячая пластичность (ковкость) понижаются с увеличением со­держания кобальта. Для ковки высоколегированных кобальтовых сталей необходимы дополнительные приемы.

Кобальт сильно увеличивает количество остаточного аустенита в закаленной стали, понижая ее твердость на 1—2HRС. Однако его устойчивость при отпуске уменьшается; большая часть аусте­нита превращается в результате однократного отпуска при 560 °С.

Кобальт усиливает обезуглероживание как при нагреве в печи, так и в расплавленных солях и тем сильнее, чем больше кобальта в стали.

Интенсивность влияния кобальта на основные свойства: теп­лостойкость, вторичную твердость и на теплопроводность зависит от содержания остальных легирующих элементов быстрорежущей стали, и прежде всего от содержания углерода. Для характери­стики многочисленных кобальтовых сталей целесообразно разли­чать их по содержанию углерода.

В сталях с меньшим содержанием углерода 0,7—0,9 % (при 1,5—2,0 % V), а именно с обычно принятым для группы умерен­ной теплостойкости (и в сталях, в которых содержание углерода, избыточное — выше указанного количества, связано в нераство­римом карбиде МС), кобальт повышает преимущественно тепло­стойкость (и при его большей концентрации) и менее интенсивно вторичную твердость до 66,5—67 HRС.

В сталях с более высоким содержанием углерода 1,0—1,1 % (при 1,5—2 % V), (а также в сталях с 1,2—1,4 % С, но при 3—4 % V), кобальт повышает теплостойкость и значительно вторичную твер­дость до 69—70HRС.

Кобальт улучшает теплостойкость до 645 °С из-за повышения температур α → γ -превращения, затруднения коагуляции кар­бидов и его воздействия на образование Θ-фазы.

Твердость Θ-фазы составляет примерно 1050 НV. Из диаграммы Fе—W—Со и Fе—Мо—Со следует, что Θ фаза обра­зуется в тройных сплавах с 5 и 10 % Со при 7 и 5 % W (или мо­либдена) соответственно. В присутствии ванадия минимальная концентрация для образования Θ фазы уменьшается. Эта концен­трация отвечает составу мартенсита кобальтовых сталей с 0,7 — 0,8 % С.

Стали Р8МЗК6С и Р9М4К8Ф обеспечивают повышенную стойкость инструментов при резании: 1) аустенитных жаропроч­ных и нержавеющих сталей и сплавов и 2) конструкционных улуч­шенных сталей повышенной твердости (35—45 HRС). Лучшая стойкость достигается при твердости 67—67,5 HRС для зенкеров, фрез, метчиков, резцовых головок и 68—69 HRС для резцов и разверток. Стойкость этих инструментов в 3—5 раз выше, чем из стали Р18.

Стали пригодны также для сверл, но при некотором изменении их конструкции, в частности с укороченной рабочей частью.

Сталь Р8МЗК6С экономичнее и обладает несколько лучшей шлифуемостью, чем сталь Р9М4К8Ф, так как она содержит соответ­ственно меньше кобальта и ванадия. Ее твердость максимальная и составляет до 70HRС.

На основании приведенной характеристики их свойств можно считать, что при обработке аустенитных сталей с не очень высокой прочностью режущие свойства сталей с меньшим и с повышенным содержанием углерода примерно одинаковы.

При резании более прочных аустенитных сплавов и особенно конструкционных сталей повышенной твердости (35—45HRС) лучшие режущие свойства имеют стали Р8МЗК6С, Р9М4К8Ф, Р12МЗК8Ф с большим содержанием углерода и твердостью 68— 69 HRС. Эти стали, кроме того, обеспечивают более высокую стой­кость таких инструментов как развертки, зенкеры, протяжки, рабочая кромка которых нагревается до 300—500 °С, т. е. в об­ласти обратимого разупрочнения.

5. Пиноли из стали 18ХГТ металлорежущих станков.

Твёрдость поверхности HRC 58…62, глубина упрочнённого слоя 0,4…0,5 мм.

Вместо дорогих хромоникелевых сталей для изготов­ления зубчатых колес, валов и других деталей металлорежущих станков, нередко применяют более дешевые хромомарганцевые стали. Эти стали менее устойчивы против перегрева( особенно цементированный слой) и имеют меньшую вязкость по сравнению с хромоникелевыми.

Введение небольших количеств титана (0,03—0,05%) уменьшает склонность хромомарганцевых сталей к пере­греву. Поэтому более широкое применение этой группы сталей получила хромомарганцевая сталь с титаном ма­рок 18ХГТ и 25ХГТ.

Сталь 18ХГТ Назначение: Для изготовления частей и деталей инструмента, которые должны обладать высокой прочностью при незначительном истирании (хвосто­вая и крепежная части сварного инструмента, державки резцов, корпусы и детали сборного инструмента, оснащенного пластинками твёрдого сплава или быстрорежущей стали).

Для изготовления вспомогательного инструмента и инструмента, применяемого при ручных работах (молотки, гаечные ключи).

Сталь 18ХГТ цементуют при 910—930°С, закаливают с 870°С в масле и подвергают отпуску при 180—200°С. После такой обработки механические свойства сердце­вины следующие: σ_в= 1150 Мн/м² (115 кГ/мм²), σ_0,2= 950 Мн/м² (95 кГ/мм²), δ=10%, ψ=50% и а_н= 0,8 Мдж/м² (8,0 кГ • м/см²), при глубине упрочнённого слоя 0,4…0,5 мм., твёрдости поверхности HRC 58…62.

Сталь 18ХГТ сохраняет мало остаточного аустенита и получает после закалки высокую твердость в цементованном слое (58—61 HRC).

Недостатком стали 18ХГТ является сравнительно не­большая прокаливаемость; ее критический диаметр для 95% мартенсита при закалке в воде составляет 20 - 27 мм и при закалке в масле 10 —15 мм.

Дополнительное легирование никелем в количестве 1,4—1,8% повышает прокаливаемость и прочность хро­момарганцевых сталей. Такие менее легированные хро-момарганцевоникелевые стали, например 18ХГН и 15ХГНТ, приближаются по своим механическим и техно­логическим свойствам к хромоникелевым сталям. Благо­приятное влияние на свойства цементуемых сталей наря­ду с никелем оказывает молибден, повышающий прока­ливаемость цементованного слоя и обеспечивающий мак­симальную твердость на поверхности.

В отечественном автостроении для изготовления наибо­лее нагруженных деталей (шестерен заднего моста) применяют сталь 20ХНМ (0,18-0,2% С, 0,4-0,7% Сг, 0,8— 1,2% N1,0,2—0,3% Мо).

Цементации подвергают также стали, содержащие бор (в количестве 0,002—0,005%). Бор повышает устой­чивость переохлажденного аустенита в области перлит­ного превращения и поэтому увеличивает прокаливае­мость доэвтектоидной стали.

Легирование бором повышает прочностные свойства после закалки и низкого отпуска, не изменяя или не­сколько снижая вязкость и пластичность. Бор делает сталь более чувствительной к перегреву. Поэтому сталь, содержащая бор, как правило, должна быть наследст­венно мелкозернистой (балл 7—10).

Легирование бористой стали титаном или цирконием повышает ее устойчивость против перегрева. В отечест­венной промышленности деталей небольших сечении, ра­ботающих в условиях износа при трении (втулки, паль­цы, толкатели и т.д.), применяют сталь 15ХР, а для на­груженных шестерен — сталь 20ХГР.

Дополнительное легирование стали 20ХГР никелем и количестве 0,8—1,1% (сталь 20ХГНР) повышает прока­ливаемость, пластичность и вязкость. Поэтому сталь 20ХГНР применяют для изготовления ряда деталей вмес­то хромоникелевых сталей.

Список использованной литературы:

1   Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение: Учебник для вузов.-3-е изд. –

       М.: Машиностроение, 1990. - 528 с.

2   Материаловедение: Учебник для вузов /Под общ. ред. Б.Н. Арзомасова

       2-е изд. - М.: Машиностроение, 1986. - 384 с.

3   Термическая обработка в машиностроении: Справочник/ Под ред. Ю.М. Лахтина, Рахштадта А.Г. - М.: Машиностроение, 1980. - 783 с.

4   Гольдштейн М.И. и др. Специальные стали.: Учебник для вузов. –

       М.: Металлургия, 1985. - 408 с.

5   ЛахтинЮ.М.  Металловедениеи термическая   обработка  металлов: Учебник для вузов. - 4-е изд. - М.: Металлургия, 1993. - 448 с.