авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 || 3 | 4 |

«МИНОБРНАУКИ РОСИИ Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Ухтинский государственный технический ...»

-- [ Страница 2 ] --

В точке d концентрация феррита определится проекцией точки е на ось концентраций, а аустенита – проекцией точки f, количественное соотношение фаз – отношением отрезков, т. е. Ф / A = df/ed.

Сплав, содержащий 0,16% С, при кристаллизации из жидкости в интер вале температур точек 5-J образует кристаллы феррита, которые при темпера туре точки J имеют состав точки Н, а оставшаяся жидкость – состав точки В.

При температуре 1499°С протекает перитектическая реакция:

Жв + Фн + АJ.

Согласно правилу фаз, перитектический процесс идёт изотермически и при постоянной концентрации фаз, так как число степеней свободы при этом равно нулю.

Во всех сплавах, содержащих углерода до 0,5%, несмотря на предваритель ное образование феррита из жидкости, после окончательной кристаллизации в рас сматриваемом интервале температур конечным продуктом является аустенит.

Проанализируем процесс первичной кристаллизации в сплавах, содержащих более 2, 14% углерода. Исследуемый участок представлен на рис. 4.3. При фазовом анализе любого сплава, пользуясь правилом отрезков, можно определить, что в сплавах с содержанием углерода меньше 4,3% из жидкости выпадает аустенит, а в сплавах с содержанием более 4,3% С из жидкости выпадает цементит.

Особенность первичной кристаллизации сплавов к1, к2 заключается в том, что в них она заканчивается эвтектическим превращением, которое протекает при постоянной температуре 1147°С, когда из жидкости с концентрацией 4,3% С образуется физико-механическая смесь двух фаз – аустенита состава точки E и цементита, называемая ледебуритом:

Жс (АЕ + ЦI) = ЛЕДЕБУРИТ.

Рисунок 4.3 – Часть диаграммы состояния «Fe-C». Первичная кристаллизация высокоуглеродистых сплавов Итак, в результате первичной кристаллизации сплавы, содержащие менее 2,14% С, имеют одну фазу – фазу твёрдого раствора углерода в -железе с вы сокой пластичностью и имеют в зависимости от содержания углерода разную температуру плавления, тогда как сплавы, содержащие более 2,14% С, имея в своей структуре наряду с аустенитом цементит, отличаются повышенной хруп костью и имеют постоянную температуру плавления.

Эти различия при высоких температурах, как структурные, так и температур ные, существенно влияют на технологические и механические свойства сплавов.

Железоуглеродистые сплавы, содержащие менее 2,14% С, называются сталями, а более 2,14% С – чугунами.

Рассмотрим процессы вторичной кристаллизации, протекающие при ох лаждении стали (рисунок 4.4).

Рисунок 4.4 – Часть диаграммы состояния «Fe-C». Вторичная кристаллизация весьма малоуглеродистых сплавов Сплав концентрации к1, содержащий углерода менее 0,01%, при темпера туре выше линии ликвидус GSE имеет структуру аустенита, который при тем пературе точки 1 начинает претерпевать полиморфные превращения, изменяя кристаллическую решётку К12 на кристаллическую решётку К8, образуя тем самым твёрдый раствор углерода в -железе, т. е. феррит.

Это превращение протекает в интервале температур точек 1-2. Ниже точ ки 2 сплав состоит из одной фазы-феррита, которая никаких превращений при изменении температуры не испытывает. Структура феррита представлена на рисунке 4.5, структура аустенита изображена на рисунке 4.6.

Рисунок 4.5 – Феррит: зёрна феррита под микроскопом светлой окраски ( 300) Рисунок 4.6 – Аустенит Превращение в сплаве к2, содержащего более 0,01% С, но менее 0,02% С, отличается тем, что после окончания полиморфного превращения в точке 4 при дальнейшем охлаждении вертикаль пересекает линию предельной растворимо сти углерода в феррите в точке 5, где и начинает выделяться избыточный угле род из феррита, образуя цементит, который называется третичным (в отличии от первичного цементита, который выделился из жидкости, и вторичного, кото рый выделяется из аустенита). Этот процесс продолжается непрерывно при ох лаждении и вызывает обеднение феррита углеродом до 0,01%.

Проанализируем кристаллизацию в сплавах, содержащих углерод от 0,02% до 2,14% (рисунок 4.7).

Рисунок 4.7 – Часть диаграммы состояния «Fe-C».

Вторичная кристаллизация сталей При охлаждении сплава от температуры линии солидус первичной кри сталлизации до точки 2 линии ликвидус вторичной кристаллизации никаких фазовых превращений с аустенитом не происходит. При достижении точки 2 в сплаве происходит полиморфное превращение, из аустенита выделяется фер рит, состав которого изменяется по линии GP, при этом состав аустенита изме няется по линии GS. В точке b имеется феррит и аустенит: феррит концентрации точки а, аустенит – точки с. Количество этих фаз определится отношением отрезков:

Количество _ феррита bc.

= Количество _ аустенита ab При достижении сплавом точки 3 состав аустенита примет эвтектоидную концентрацию;

при постоянной температуре будет происходить распад аусте нита на ферритно-цементитную смесь. После окончания превращения структу ра сплава будет состоять из перлита и феррита. При содержании углерода менее 0,02% структура состоит из одного феррита, при содержании 0,8% – из одного перлита, при промежуточном содержании углерода – из феррита и перлита. Чем больше углерода, тем больше перлита в структуре стали. Микроструктуры ста ли в зависимости от содержания углерода приведены на рисунке 4.8.

Сплав, содержащий углерода более 0,8%, показан на рисунке 4.8 верти кальной линией, соответствующей концентрации сплава к2. Превращение ау стенита начинается в точке 5, когда из аустенита выделяется цементит, который называют вторичным. Это превращение вызвано наличием линии предельной растворимости углерода в аустените (линия SE).

Рисунок 4.8 – Структура стали с разным содержанием углерода (200) При кристаллизации цементита из аустенита последний обедняется угле родом, и когда содержание углерода достигнет 0,8%, протекает эвтектоидная реакция:

АS ФР + Ц = ПЕРЛИТ.

Это превращение протека ет при постоянной температуре.

В результате при комнатной температуре получается структу ра, состоящая из перлита и вто ричного цементита, которая приведена на рисунке 4.9.

Итак, по равновесной структуре стали классифицируют а – травление 4%-ной азотной кислотой;

б – травление пикратом натрия Рисунок 4.9 – Структура заэвтэктоидной стали: ся на: доэвтектоидные С 0,8%;

эвтектоидные С = 0,8% и заэвтек перлит + сетка цементита (450) тоидные С 0,8%.

Проанализируем превращения в сплавах, содержащих углерода более 2,14% (рисунок 4.10). Применяя для анализа правило отрезков, можно определить, что в сплавах с содержанием углерода менее 4,3% из жидкости кристаллизуется аусте нит, состав которого изменяется по линии солидус. При температуре 1147°С в нём содержится 2,14% С, жидкость при этой температуре содержит углерода 4,3%. В сплавах, содержащих углерода более 4,3%, из жидкости кристаллизуется цементит, и при 1147°С жидкость будет содержать 4,3% С.

При этой температуре на линии ECF во всех сплавах протекает эвтекти ческая реакция:

Жс АS +Ц = ЛЕДЕБУРИТ.

Рисунок 4.10 – Диаграмма состояния «Fe-C». Вторичные превращения в высокоуглеродистых сплавах (чугунах) После окончания первичной кристаллизации структура чугунов состоит из ледебуритной эвтектики и из первичных образований аустенита или цемен тита. При понижении температуры от 1147°С до 727°С во всех сплавах, соглас но линии предельной растворимости SE, из аустенита выделяется цементит вторичный. Концентрация углерода в аустените, по правилу отрезков, изменя ется по линии SE, и при температуре линии PSK (727°C) происходит эвтекто идное превращение:

АS (Фр+Ц) = ПЕРЛИТ.

Итак, на линии PSK, независимо от того, в какой форме находится аусте нит, он претерпевает эвтектоидное превращение, и линия PSK называется не только линией эвтектоидного превращения, но и линией образования перлита.

По равновесной структуре чугуны классифицируются на: доэвтектиче ские (С до 4,3%), эвтектические (С = 4,3%), заэвтектические (С более 4,3%).

Структура чугунов представлена на рисунке 4.11. Несмотря на видимую сложность структурных форм, особенно у высокоуглеродистых сплавов, при комнатных температурах они имеют две фазы: феррит и цементит. Следует от метить, что все области диаграммы являются однофазными или двухфазными.

а – эвтектического (ледебурит) 450;

б – заэвтектического (ледебурит + первичный цементит) 100;

в – доэвтектического (ледебурит + перлит) Рисунок 4.11 – Микроструктура белого чугуна В частности, в области SEFK имеются две фазы: аустенит и цементит, а в области KPLQ – феррит и цементит, образующие различные структурные со ставляющие, как указано на диаграмме «железо-углерод».

4.3 Диаграмма «железо-углерод» (стабильная) Процесс образования графита из жидкости называется графитизацией. Об разование графита может произойти непосредственно из жидкости, если создать благоприятные условия для кристаллизации. Известно, что для успешной кри сталлизации необходимо создать термодинамические условия, т. е. разность сво бодных энергий жидкого и твёрдого состояний системы и кинетических условий, т. е. достаточную скорость диффузии атомов. При выполнении этих условий и выпадании из жидкости графита на диаграмме «железо-углерод» появляются штриховые линии, соответствующие стабильной системе (см. рисунок 4.12), в которой при температурах, соответствующих линии CD, кристаллизуется пер вичный графит.

При температуре 1153°С (линия ECF) из жидкости образуется эвтекти ка, состоящая из физико-механической смеси графита и цементита.

Фазовый анализ диаграммы «железо-графит» ничем не отличается от фазово го анализа диаграммы «железо-цементит», но во всех случаях из сплавов выпадает не цементит, а графит. Это возможно только при очень медленных скоростях охла ждения и при наличии графитизирующих добавок (Si, Ni, Mg и др.).

Рисунок 4.12 – Диаграмма «Fe-C». Сплошные линии – метастабильная диаграмма сплавов, пунктирные – графитная, стабильная По линии ES кристаллизуется вторичный графит, а при температуре 738°С образуется эвтектоид, состоящий из графита и феррита. Если в результа те первичной кристаллизации образуется графит, то такой чугун называют се рым литейным, если образуется цементит, то такой чугун называют белым, а если выпадает и графит, и цементит, – половинчатым.

В белых чугунах все превращения протекают согласно диаграмме «Fe-Fe3C», белые чугуны классифицируются по равновесной структуре на доэвтектические, эвтектические и заэвтектические. Все белые чугуны отличаются высокой твёр достью (HB 450-550), хрупкостью и для изготовления деталей машин не использу ются. Ограниченное применение имеют отбеленные чугуны – отливки из серого чугуна со слоем белого чугуна в виде поверхностной корочки. Из них изготавлива ют детали, работающие в условиях износа, такие как тормозные колодки и др.

В промышленности нашли широкое применение серые, высокопрочные и ковкие чугуны, в которых весь углерод или значительная его часть находится в свободном состоянии в виде графита.

Наличие графита придаёт детали высокие антифрикционные свойства, хорошую обрабатываемость резанием, нечувствительность к звуковым и виб рационным колебаниям, малую чувствительность к надрезам, т. е. к дефектам поверхности. Вместе с тем включения графита снижают прочность и пластич ность, так как нарушают сплошность металлической основы сплава.

Серые, ковкие и высокопрочные чугуны принципиально отличаются друг от друга формой графитовых включений, которая зависит от условий получе ния чугуна и существенно определяет свойства последнего.

Серые чугуны. Серыми называют чугуны, в которых весь углерод или значительная его часть находится в свободном состоянии в виде пластин.

По химическому составу серые чугуны разделяют на обычные (нелегирован ные) и легированные. Обычные серые чугуны имеют сложный состав. Кроме желе за и углерода, в них имеются постоянные примеси в следующем составе: 1-3% Si;

0,2-1,1% Mn;

0,02-0,3% P;

0,02-0,15% S, содержание углерода колеблется от 2,27% 3,7%. В небольших количествах могут находиться в чугунах Cr, Ni, и Cu, которые попадают в сплав из руды. Почти все эти элементы влияют на процесс графитиза ции: количество графита, форму графитовых пластин, структуру металлической основы и, как следствие, на механические свойства чугуна.

При получении серого литейного чугуна графит кристаллизуется в виде пластин, которые пересекаются между собой, образуя замкнутый скелет, что также отрицательно сказывается на механических свойствах чугуна.

Серые литейные чугуны плохо сопротивляются растяжению, имеют низ кую прочность и пластичность. Относительное удлинение серого чугуна не превышает 0,5%. Чем крупнее, грубее, прямолинейнее форма графитовых включений, тем ниже предел прочности чугуна на разрыв. Прочность, твёр дость, износостойкость серых чугунов зависят от металлической основы.

В соответствии с этим чугун используют для деталей, работающих на сжатие. Для деталей, работающих при повышенных температурах, используют серые чугуны, легированные Cr, Al, которые придают им жаростойкие свойст ва. Легирование серых чугунов Cr, Ni, Mo позволяет использовать их как жаро прочный материал.

По структуре металлической основы серые чугуны разделяют на три вида.

1. Серый перлитный чугун со структурой перлит и графит, в котором в связанном состоянии в виде цементита, входящего в перлит, находится 0,8% С, остальной углерод находится в свободном состоянии (рисунок 4.12).

2. Серый ферритно-перлитный со структурой (рисунок 4.12) феррита, перли та и графита, где углерода в связанном состоянии находится менее 0,8%.

3. Серый ферритный со структурой (рисунок 4.12) феррита и графита, в котором весь углерод находится в свободном состоянии.

Итак, механические свойства серого чугуна (таблица 7, Приложение) за висят от свойств металлической основы и, главным образом, от количества и формы графитовых включений. Выбор марки чугуна для конкретных условий работы определяется совокупностью механических и технологических свойств.

В таблице 12 приведены технологические свойства наиболее распространённых в лесном производстве марок чугунов. В таблице 10 приведены марки чугунов, наиболее часто применяемые в тракторо- и автомобилестроении.

Высокопрочными чугунами называют чугуны с шаровидной формой графита (рисунок 4.12), их получают при модифицировании магнием или введением в сплав при кристаллизации лигатур (например сплава магния и никеля).

Графит с шаровидной формой – наименьший источник образования кон центраторов напряжений, поэтому механические свойства высокопрочного чу гуна более высокие, чем у серого чугуна. Так, относительное удлинение может достигать 10-15%.

Механические свойства высокопрочного чугуна приведены в табли це 2 Приложения.

Рисунок 4.12 – Классификация чугуна по структуре металлической основы (чёрные зёрна – графит, светлые зёрна – феррит, серые зёрна в виде тонких пластин – перлит) Отливки из белого чугуна, подвергаемые отжигу на ковкий чугун, изго тавливают тонкостенными. Они не должны иметь сечение более 50 мм, иначе в сердцевине при кристаллизации выделяется пластинчатый графит, чугун стано вится непригодным для отжига. По этой же причине строго лимитирован состав белого чугуна, предназначенного для получения из него ковкого. Их химиче ский состав находится в пределах: 2,4-2,9% С;

1,0-1,6% Si;

0,2-1,0% Mn;

до 0,2% S и до 0,18% Р. На рисунке 4.13 приведён режим отжига белого чугуна при графитизации, где горизонтальная ось соответствует времени выдержки при нагреве и выражена в часах. Общее время технологического процесса со ставляет около 80 часов.

Рисунок 4.13 – График получения ковкого чугуна По степени графитизации, т. е. по структуре металлической основы, ковкие чугуны бывают ферритными, ферритно-перлитными и перлитными (рисунок 4. 12).

Отжиг на ферритные чугуны проводят по режиму 1, обеспечивающему полную степень графитизации всех видов цементита белого чугуна. Процесс графитизации состоит из двух стадий. В результате первой стадии чугун состо ит из аустенита и включений графита, имеющего хлопьевидную форму. После первой стадии графитизации, которая продолжается около 45-50 часов, чугун медленно охлаждают до температуры эвтектоидного превращения (720-740°С) и выдерживают в районе этих температур около (25-30 часов). В процессе этой выдержки распадается цементит перлита. Продолжительность этого отжига со ставляет 70-80 часов, в результате весь углерод выделяется в виде графита, и формируется структура, состоящая из хлопьевидного графита и феррита, т. е.

чугун будет называться ферритным ковким чугуном.

Перлитный ковкий чугун получают при отжиге по режиму 2 (см. рису нок 4.13). В этом случае увеличивают продолжительность первой стадии графити зации, после которой производят медленное охлаждение с печью (70°С/ч) до комнатной температуры. При таком режиме графитизации цементита практически не происходит, чугун приобретает структуру перлита и графита.

Механические свойства ковких чугунов приведены в таблице 8 Приложения.

5 УГЛЕРОДИСТЫЕ И ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ 5.1 Влияние углерода и постоянных примесей на свойства стали Детали машин и механизмов, работающих в лесной промышленности, должны обладать жёсткостью и прочностью при гарантированной надёжности и долговечности. Стали обладают высоким пределом упругости (Е = 2,1106 МПа), уступая в этом только бору, вольфраму, бериллию и молиб дену, которые из-за высокой стоимости используются только в специальных случаях.

Высокая жёсткость и доступность позволяют использовать этот материал для производства конструкций, машин и механизмов лесозаготовительной и деревообрабатывающей промышленности.

Высокую жёсткость стали сочетают с достаточной статической и цикли ческой прочностью, значения которых можно регулировать, применяя различ ные технологии термической и химико-термической обработки, используя новейшие достижения науки и техники. При соответствующем легировании и технологии термической обработки сталь становится износостойкой, либо кор розионностойкой, либо жаропрочной и жаростойкой, а также приобретает осо бые магнитные, упругие, тепловые свойства.

Сталь представляет собой многокомпонентный сплав, в состав которого входят, кроме железа, углерод, постоянные примеси, случайные примеси и спе циально введённые в сталь легирующие элементы, придающие сплаву опреде лённые заданные свойства. Если свойства стали изменяются только от количественного соотношения углерода, то такая сталь называется углероди стой. Если свойства стали определяются не только количественным содержани ем углерода, но и специально введёнными легирующими элементами, то такая сталь называется легированной.

Углерод, концентрация которого в углеродистых конструкционных ста лях достигает 0,8%, оказывает определяющее влияние. Степень влияния угле рода на свойства стали зависит от её структурного состояния и термической обработки. В равновесном состоянии углеродистые стали имеют ферритно перлитную структуру, содержащую упрочняющую фазу – цементит. Чем боль ше углерода в стали, тем больше цементита, тем выше прочностные свойства стали и, соответственно, ниже пластичность.

Зависимость механических свойств стали от содержания углерода представлена на рисунке 5.1.

Кроме снижения ударной вязко сти, углерод повышает верхний порог хладноломкости, расширяя тем самым температурный интервал перехода ма териала в хрупкое состояние, что неже лательно для конструкций, работающих в районах Крайнего Севера. Каждая 0,1% С повышает верхнюю границу этого перехода на 20°С. При содержа нии углерода, равном 0,4%, порог хлад ноломкости равен 0°С. При большей концентрации углерода температура Рисунок 5.1 – Влияние хрупкости достигает 20°С;

сталь стано содержания углерода на механические свойства стали вится менее надёжной в работе.

Заметное влияние оказывает углерод и на технологические свойства ста ли, чем больше углерода в стали, тем меньше пластичность стали как в горя чем, так и в холодном состояниях. Стали, содержащие углерода более 0,25%, способны увеличивать твёрдость уже при их охлаждении на спокойном воздухе при сварке, что затрудняет свариваемость.

Постоянные примеси в стали появляются в процессе её раскисления при выплавке, к ним относятся: марганец – полезная примесь в количестве не более 0,3%-0,8%;

кремний – полезная примесь до 0,4%. Если содержание этих эле ментов в стали превышает указанный порог, то они называются легирующими, так как существенно влияют на свойства стали.

Из печных газов в сталь попадают вредные примеси, такие как сера и фосфор. Сера вызывает красноломкость стали. Красноломкостью называют по вышенную хрупкость металла при высоких температурах, вызванную наличием серы в металле. Фосфор вызывает хладноломкость стали. Повышенная хруп кость металла при низких температурах, вызванная наличием фосфора в стали, называется хладноломкостью. Фосфор крайне нежелательная примесь в конст рукционных сталях, работающих в районах низких температур воздуха.

Кислород, водород, азот – вредные скрытые примеси, которые не всегда присутствуют в стали, но их присутствие вызывает снижение пластичности ме талла и повышение склонности стали к хрупкому разрушению.

5.2. Классификация углеродистой стали, маркировка стали Углеродистые стали классифицируются по следующим признакам: по степени раскисления, химическому составу, качеству, назначению, состоянию металла при поставке, прочности и т. д. [1, 2].

Все признаки классификации стали взаимосвязаны между собой. Так, хи мический состав стали зависит от требуемых механических и других свойств.

Классификация углеродистых сталей приведена на рисунке 5.2.

Углеродистые стали Обыкновенного Качественные Высококачест- Особая группа качества венные Строи- Маши- Конст- Инстру- Инстру- Авто- Литей тельные нострои- рукци- менталь- менталь- матные ные ГОСТ тельные онные ные ные ГОСТ ГОСТ 380-88 ГОСТ ГОСТ ГОСТ ГОСТ 1435-85 977- 380-88 1050-88 1435-79 1435- Рисунок 5.2 – Классификация углеродистых сталей 5.3 Углеродистые стали обыкновенного качества ГОСТ 380– По назначению эти стали являются конструкционными (строительными и машиностроительными), по степени раскисления делятся на спокойные (сп), полуспокойные (пс), кипящие (кп) [1, 2].

Маркируются: сталь ст0, ст1, ст2, ст3, ст4, ст5, ст6 с обязательным указанием способа раскисления. Если сталь спокойная, то в марке стали это обозначено ин дексом «сп», иногда в маркировке этот индекс может и не стоять. Полуспокойную сталь обозначают индексом «пс», кипящую – «кп». В технической документации марка стали должна быть записана так: сталь ст3кп ГОСТ 380–95, сталь ст3пс ГОСТ 380–95, сталь ст3сп ГОСТ 380–95 и т. д. Цифры в маркировке стали обыкновенного качества не указывают на химический состав стали. Содержа ние углерода в этих сталях колеблется от 0,06 до 0,62%, чем больше цифра в маркировке стали, тем выше её механические свойства. Основные механиче ские характеристики металлов и сплавов, которые являются критериями при выборе материала конструкции, приведены в таблице 1 Приложения. Химиче ский состав и механические свойства стали обыкновенного качества приведены в таблице 2 Приложения.

Марки стали ст0, ст1, ст2, ст3 находят применение в листовом и сортовом прокатах для строительных конструкций, арматуры, анкерных болтов, заклё пок, труб, болтов и т. д. Надо отметить, что они легко поддаются деформирова нию, отлично свариваются.

Конструкционные стали марки сталь ст3, ст4, ст5, ст6 применяются для деталей машин, подверженных действию небольших и средних напряжений (валики, оси, болты, гайки, шайбы, термически обработанные детали неболь ших сечений и др.).

5.4 Стали углеродистые качественные ГОСТ 1050– По степени раскисления эти стали в основном спокойные, содержание серы и фосфора не должно превышать в них более 0,035% каждого в отдельности [3, 4].

По назначению углеродистые качественные стали делятся на конструкци онные и инструментальные.

Конструкционные стали маркируются: сталь05, сталь08кп, сталь10, сталь20 и т. д. до стали 80. Здесь цифры означают сотые доли процента углеро да, как правило, оканчиваются на 0 или 5.

Стали 05, 08, 10, 15, 20 имеют небольшую прочность, высокую пластичность, хорошо свариваются и применяются для производства деталей машин и конструк ций, испытывающих небольшую нагрузку. Детали не упрочняются закалкой, но их можно упрочнить химико-термической обработкой – цементацией.

Стали 25, 30, 35, 40, 45, 50 имеют более высокий предел прочности (при более низкой пластичности), лучше обрабатываются резанием. Они применя ются для деталей, упрочняемых термообработкой (валы, оси, зубчатые колёса, бандажи, ленточные пружины, пружинные кольца). Сталь этих марок выпуска ется в виде калиброванного холоднотянутого профиля точных размеров, что в ряде случаев устраняет трудоёмкие операции механической обработки.

Стали, содержащие углерода более 0,5%, относятся к высокопрочным уг леродистым сталям, применяемым для более ответственных деталей машин с последующей термообработкой.

Химический состав и механические свойства углеродистой качественной стали приведены в таблице 3 Приложения.

Инструментальные углеродистые качественные стали маркируются сле дующим образом: стальУ7, У8, У9, У10, У11, У12, У13, где «У» означает «уг леродистая инструментальная», цифрами указывается содержание углерода в десятых долях процента.

Углеродистые инструментальные стали содержит углерода от 0,65% до 1,35%. Они служат для изготовления ударного и режущего инструмента, рабо тающего по дереву или цветному металлу, т. е. в условиях, не вызывающих разо грева режущей кромки или рабочей части более чем 150°C (например зубила, долота, молотки, лезвия ножниц для резки металла, плоскогубцы, рашпили, свёр ла);

а также для деталей сборного, основного, измерительного инструмента про стой формы (например гладких калибров, скоб гладких регулируемых и т. п.).

5.5 Стали высококачественные углеродистые ГОСТ 1435– По назначению эти стали относятся к инструментальным сталям. Они со держат серы и фосфора менее 0,025% каждого в отдельности, имеют повышен ную чистоту по неметаллическим включениям.

Марки высококачественных сталей У7А, У8А, У9А, У10А, У11А, У12А, У13А расшифровываются аналогично качественным углеродистым инструментальным сталям, буква «А» в конце марки стали обозначает, что сталь высококачественная.

5.6 Особая группа сталей Эти стали не подлежат принятой классификации по качеству (наличию вредных примесей) и поэтому вынесены в отдельную группу.

По назначению эти стали делятся на автоматные и литейные.

Автоматные стали содержат повышенное количество серы и фосфора, что снижает их пластичность, способствует лучшей обработке резанием за счёт короткой и ломкой стружки, это и позволяет вести обработку на автома тических станках. Стали содержат углерода 0,08-0,45%, марганца 0,6-1,0%, кремния 0,15-0,35%, серы 0,08-0,30%, фосфора 0,05-0,15%. Их прочность со ставляет в = 420 – 750 МПа. Они маркируются: А20, А30, А40. Буква «А»

означает «автоматная», цифра – среднее содержание углерода в сотых долях процента. Если содержание марганца превышает 1% (1,2-1,55%), то в конце марки добавляется буква Г, например сталь А40Г, если сталь легирована Se или Te, то добавляется буква Е, например, сталь А40Е. Сталь применяется для изготовления на станках-автоматах болтов, гаек, шайб, винтов, ручек, валиков и т. п.

Литейные стали используются в условиях массового производства. Их прочность в = 400 – 600 МПа. Они выпускаются следующих марок: 15Л, 25Л, 35Л, 45Л, 55Л. Цифры обозначают процентное содержание углерода в сотых долях, а буква Л в конце марки стали означает, что сталь литая.

6 ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ 6.1 Классификация и обозначение сталей Классификация легированных сталей приведена на рисунке 6.1.

Легированные стали получают путём добавления легирующих элементов, которые в марках стали обозначают буквами русского алфавита: Н – никель, К – кобальт, Г – марганец, Д – медь, Х – хром, В – вольфрам, С – кремний, Р – бор, Ю – алюминий, Т – титан и т. д. Индекс «Ч» в конце марки стали указывает на то, что сталь легирована редкоземельными элементами. Стали, легированные редкоземельными элементами (Ti, Nb, Zr, и т. п.), применяются в нефтегазовой промышленности. Индекс «А» в конце марки конструкционной стали обознача ет «высококачественная», у сталей особовысококачественных в конце марки стали ставятся буквы: Д – означает, что качество стали соответствует мировым стандартам, получена электродуговым переплавом;

Ш – тоже означает, что ка чество стали соответствует мировым стандартам, а сама сталь получена элек трошлаковым способом. Индекс «А» в середине марки стали обозначает, что сталь легирована азотом;

индекс «Д» в середине марки стали означает, что сталь легирована медью, исключение: сталь 10ХСНД, где «Д», стоящая в конце марки стали, означает легирование медью, а не способ электродугового пере плава. Если после буквы в маркировке легированной стали стоит цифра, то она означает целые доли процента. Две цифры в начале маркировки стали обозна чают сотые доли процента углерода. Если цифры после буквы не стоят, то ле гирующего элемента введено в среднем до одного процента. Например, сталь 15ХСНД содержит: углерода 0,15%, хрома в среднем до 1%, т. е. (0,6-0,9%), кремния в среднем до 1% (0,4-0,7%), никеля в среднем до 1% (0,3-0,6%), меди в среднем до 1% (0,2-0,4%), сталь качественная.

Расшифровка марки стали 20ХЗН4А: сталь высококачественная (индекс «А»), конструкционная, хрома в среднем 3%, никеля в среднем 4%, углерода в среднем 0,20%. В подшипниковых сталях содержание углерода не указывается, и в среднем эти стали содержат 1% углерода, содержание хрома указывается в десятых долях процента (например ШХ15 – содержание хрома 1,5%).

Условное обозначение наиболее распространённых легирующих компо нентов при маркировке сталей приведено в таблице 1 [5].

Л егированны е стали М аш инострои С троительны е К онструкцион- И нструм енталь- С тали с особы - С тали с особы тельны е специа ные м и ф и зи чески м и м и хим ически Г О С Т 1 9 2 8 1 -7 3 ные ли зи рован н ы е Г О С Т 4 5 4 3 -8 5 свойствам и м и свойствам и Д ля м еталличе- Ц ем ентуем ы е О собо вы сокой Н етеп лостой кии С м алы м зад ан - С тойкие в сла ских конструк- прочности и ны м коэф ф. б ы х агресси в Г О С Т 4 5 4 3 -8 5 Г О С Т 1 4 3 5 -7 Расш ирения ны х средах ций вязко сти Г О С Т 1 0 9 9 4 -8 8 Г О С Т -5 9 4 9 -7 Д ля корпусов У лучш аем ы е Ж аростойкие П олутеплостой- С м одулем уп- П овы ш енной кие руго сти н езави - стойкости ап паратов Г О С Т 4 5 4 3 -8 5 Г О С Т 5 9 4 9 -7 сим ы м от рас Г О С Т 1 9 2 6 5 -7 3 Г О С Т 5 9 4 9 -7 ш ирения Г О С Т 1 0 9 9 4 -8 Д л я ж ел езо б е- Ж аропрочны е Т еп лостойки е М агни том ягки е В ы сокой стой тонны х конст- ГОСТ 1 0 9 9 4 -8 8 кости Г О С Т 5 9 4 9 -7 5 Г О С Т 1 9 2 5 6 -7 М агни тотвер- Г О С Т 1 2 7 6 6.4 рукций ды е ГОСТ 1 7 8 0 9 -7 Д л я н и зк и х С вы соким электросопро тем ператур тивлением И зн ососто й ки е Г О С Т 2 1 7 6 -7 П руж инны е Г О С Т 1 4 9 5 9 -7 П одш ипнико вы е Г О С Т 8 0 1 -7 Рисунок 6.1 – Классификация легированных сталей Таблица 1 – Условное обозначение наиболее распространённых легирующих компонентов при маркировке сталей, алюминиевых сплавов, медных сплавов (латуни и бронзы) Применяемые условные обозначения Наименование Химический компонентов знак для латуни, бронз, для сталей цинковых сплавов Азот N A Алюминий Al Ю А Бериллий Be - Б Ванадий V Ф Вольфрам W В Железо Fe - Ж Кремний Si С К Магний Mg - Мг Марганец Mn Г Мц Медь Cu Д М Молибден Mo М Мышьяк As - Мш Никель Ni Н Н Ниобий Nb Б Олово Sn - О Свинец Pb - С Сурьма Sb - Су Хром Cr Х Х Цинк Z - Ц Цирконий Zr Ц Фосфор P - Ф Кобальт Co К Селен Se Е Бор B Р Кальций Ca Ц Примечание:

1. Стали, легированные редкоземельными металлами (теллуром, ниобием, тита ном, и т. д.), имеют в маркировке букву Ч.

2. Стали, полученные методом электродугового переплава, – особовысококачест венные, в конце маркировки имеют букву Д.

3. Стали, полученные методом электрошлакового переплава, – особовысококаче ственные, имеют в конце марки букву Ш.

4. Буква «А» в конце марки стали обозначает, что сталь высококачественная.

5. Буква «А» в начале марки стали обозначает, что сталь автоматная, т. е. высокой и повышенной обрабатываемости резанием (ГОСТ 1414–88).

6. Буква «Л» в конце марки стали обозначает, что сталь литейная (ГОСТ 977–85).

6.2 Строительные стали (низколегированные) Эти стали делятся по применению на три группы и содержат углерода 0,12-0,37%, кремния 0,17-0,9%, марганца 0,4-1,65%, хрома 0,9%.

Стали для металлических конструкций марок 14Г, 14Г2, 18Г2. Цифры пе ред буквами обозначают сотые доли процента углерода, а цифры после буквы обозначают содержание легирующих элементов. Они применяются для произ водства фасонного проката, балок и труб.

Стали для корпусов аппаратов:

а) марки 16ГС, 10Г2С1 применяются для производства корпусов аппара тов, днищ паровых котлов и сосудов;

б) марки 09Г2С, 10ХСНД находят применение для производства строи тельных ферм, конструкций мостов, производства осей, тяг (обладают большой стойкостью против коррозии в атмосфере) [4].

Стали для железобетонных конструкций марок 18Г2С, 25Г2С, 35ГС (расшифровка выше) применяются для производства арматуры разного профи ля и сечения.

6.3 Конструкционные легированные стали Подразделяются на две группы в зависимости от химико-термической и термической обработки, а каждая группа – на подгруппы [1, 2].

1. Стали цементуемые, которые подразделяются на подгруппы:

а) углеродистые стали с неупрочняемой сердцевиной – сталь10, сталь15, сталь 20, сталь ст3, которые применяются для деталей, работающих на износ с незначительными ударными нагрузками. Это шестерни, колёса маломощных машин и механизмов;

б) низколегированные стали со слабоупрочняемой сердцевиной – сталь15Х, сталь20Х, сталь15ХР, сталь20ХН, работающие на износ при средних знакопеременных нагрузках;

в) относительно высоколегированные стали с сердцевиной, сильно уп рочняемой при термообработке. К ним относятся стали со сравнительно невы соким содержанием легирующих элементов, но с повышенным содержанием углерода (0,25-0,30%).

Состав наиболее распространённых цементуемых сталей, а также механиче ские свойства в зависимости от термической обработки приведены в таблице 4.

2. Стали, упрочняемые поверхностной закалкой ТВЧ (индукционный на грев) марок 40Х, 45Х, 50Х, применяются для изготовления больших по размеру и сложной формы валов, осей, шестерён и т. п.;

марок 55ПП, 58ПП (ПП – по ниженной прокаливаемости) и марки 47ХГ применяются для производства тех же деталей, но работающих при повышенных напряжениях.

3. Азотируемые стали марок 38ХМЮА, 30ХТ2М, 40ХНМА применяются для изготовления шпинделей и цилиндров станков, шестерён.

4. Улучшаемые стали:

а) марок 35Г2, 45Г2, 30Х, 40Х, 45Х, 33ХС, 40ХС, 40ХФА прокаливаются насквозь в деталях до диаметра или толщины 25-35 мм и применяются для про изводства осей, валов, сильно нагруженных шестерён, для производства тонко стенных труб;

б) марок 40ХН, 25ГСА, 30ХГС, 35ХГСА, 35ХМ прокаливаются в деталях до диаметра или толщины 50-75 мм и применяются для изготовления валов, шестерён, болтов и шпилек ответственного назначения, узлов и рам, штоков, тонкостенных труб и цилиндров моторов;

в) марок 30ХН3А, 40ХНМА прокаливаются в деталях до диаметра или толщины 75-120 мм и применяются для производства валов, штоков, кривоши пов высокой прочности, тяжело нагруженных валов, шестерён, осей и т. п.

Более подробно информация о применении вышеописанных сталей в ав томобилестроении и тракторостроении приведена в Приложении (таблица 5, 6).

6.4 Машиностроительные специализированные стали Подразделяются на семь основных групп в зависимости от областей их применения. Сюда входят стали высоко- и сложнолегированные и особовысо кокачественные.

Сталь особо высокой прочности и вязкости:

а) марки Н18К9М5Т применяются для производства шестерён, валов, корпусов ракет;

б) марки Н10Х12Д2Т – для производства тех же деталей, но стойких про тив коррозии (деталей химической аппаратуры и пружины);

в) марки Н4Х12К15М4Т – для производства тех же деталей, но тепло стойких (деталей химической аппаратуры, теплоэнергетических установок и штампов горячего деформирования).

В этих сталях содержание углерода не более 0,03%.

Жаростойкие стали:

а) марок Х5, Х6СМ, 3ХВН7С2, Х17, Х28 применяются для изготовления деталей, работающих в окислительной среде (в том числе деталей котельных установок, клапанов автомобильных и тракторных моторов), труб теплообмен ников и пиролизных установок. Температура начала интенсивного окисления – 600-1150°С;

б) марки Х20Н14С2 – для деталей стойких в окислительных и науглеро живающих средах (печные конвейеры, ящики для цементации). Выпускают в виде листа и труб.

Жаропрочные стали марок 15ХМ, 12Х1М1Ф, 25Х2МФ, 0Х3МВФ (до температур 400-500°С);

Х5М, Х6СМ, 40Х10С2М, 20Х13, Х12ВМБФ (500-600°С);

08Х18Н9Т, 40Х14Н14В2М (600-650°С);

сплав ХН35ВТЮ (700-800°С) приме няются для изготовления паронагревателей аппаратуры по переработке нефти, клапанов, лопаток, дисков турбин, крепёжных деталей двигателей, клапанов ав томобильных и тракторных двигателей.

Стали для работы при низких температурах должны иметь мелкозерни стую структуру (размер зёрен 10-20 мк), пониженное содержание вредных при месей. Для нейтрализации вредных примесей стали легируют редкоземельными металлами и применяют термическое улучшение. Для крупных конструкций используют стали низколегированные, хорошо свариваемые, это стали 9Г2С, 14Г2АФ и др. Кроме низкоуглеродистых сталей используют среднеуглероди стые улучшаемые и пружинные стали 45, 40Х, 65Г, 60С2А. Минимальная тем пература для них установлена -50°С.

Стали, легированные никелем, имеют высокую хладостойкость, так, ста ли 12ХН3А и 18Х2Н4МА после термического улучшения применяют до темпе ратуры -196°С. Для изготовления низкотемпературного оборудования, ёмкостей для хранения топлива, установок для получения сжиженных газов (рабочая температура до -253°С) используют стали 03Х9К14Н6М3Т, 12Х18А10Т.

Износостойкие стали:

а) марок 08Х18Н9Т, 30Х10Г10, 08Х14Г12, 08Х14АГ12М применяются для изготовления деталей гидротурбин и гидронасосов, работающих в условиях эррозийного износа;

б) марки 110Г13Л применяются в условиях динамических нагрузок для изготовления крестовин рельсов, щёк дробилок, черпаков землеройных машин, траков гусеничных машин, ножей отвалов бульдозера.

Пружинные стали:

а) марок 50ХГ, 55ХГР, 55С2, 60С2 применяются для изготовления рессор автомашин, пружин подвижного транспорта, станков, прессов;

б) марки 50ХФА – для пружин ответственного назначения, а также рессор легковых автомобилей;

в) марки 55ХГСФ – для пружин станков и прессов;

г) марок 60С2ХФА, 65С2ВА – для пружин станков, прессов и т. д., но ра ботающих при температурах до 200-250°С;

д) марки 45ХНМФА – для крупных клеммных пружин и торсионных валов;

е) марки 70С2ХА – для пружин часовых механизмов.

Подшипниковые стали имеют следующие марки: ШХ6, ШХ9, Х15СГ, ШХ15СГШ. Цифрами указывается содержание хрома в десятых долях процен та. Углерода в этих сталях около 1%.

6.5 Инструментальные стали Режущие свойства сталей зависят от их температурной стойкости в экс плуатационных условиях и подразделяются на три основные группы.

Нетеплостойкие стали марок 13Х, Х, Х1, ХВСГ, 9ХФ, 7ХГ2ВМ (высо кой ТВ`рдости) применяются для изготовления напильников, бритв, вытяжных штампов, круглых плашек, пил по дереву, ножей, вырубных и канавочных штампов. Цифры в начале марки означают содержание углерода в десятых до лях процента, в остальном – маркировка обычная.

Полутеплостойкие стали марок Х12М, Х6Ф4М, ХСВ3МФС (высокой твёрдости), 5ХНМ, 27Х2НМВФ (повышенной вязкости) применяются для изготовления обычных и молотовых штампов, вытяжек, матриц, накатных роликов.

Теплостойкие стали марок Р9, Р12, Р6М5, Р12Ф3, Р6М5К5, Р12Ф4К5, Р8М3К6С применяются для изготовления метчиков, протяжек, зенкеров, фрез, свёрл, развёрток и других режущих инструментов. Индекс «Р» обозначает бы строрежущую сталь, следующий индекс – процентное содержание вольфрама.

Например Р6М5К5 расшифровывается так: Р – быстрорежущая, 6% вольфрама, 5% молибдена, 5% кобальта.

6.6 Стали с особыми физическими свойствами Сплавы с малым и заданным коэффициентом расширения по ГОСТ 10994–88.

Сплавы с модулем упругости, не зависящим от температуры, и магнито мягкие стали и сплавы по ГОСТу 10994–88 применяются для изготовления ста торов и роторов электродвигателей, для силовых трансформаторов, якорей и полюсов электротехнических машин. Сталь выпускают следующих марок:

1211, 1212, 1311 и т. д. В марке цифры означают: первая – класс по структур ному состоянию прокатки;

вторая – содержание кремния, третья – группа ос новной нормируемой характеристики (ГОСТ 21427.2–75).

Магнитотвёрдые стали и сплавы применяют для изготовления постоян ных магнитов, они обладают высокой коэрцитивной силой. Маркировка специ альная: ЕХ3, ЕВ6, ЕХ5К5, ЕХ9К15М2 (ГОСТ 6862–71), сплавы ЮНДК15, ЮН14ДК25А и др. (ГОСТ 1780972).

Стали и сплавы с высоким электросопротивлением марок Х13Ю4 (фех раль), ОХ23Ю5А (хромаль), ОХ27Ю5А применяются для производства реоста тов, нагревательных элементов приборов и аппаратов, содержат углерода не выше 0,05%.

6.7 Стали с особыми химическими свойствами К этому классу относятся нержавеющие стали, т. е. стойкие против кор розии. Они подразделяются на три группы в зависимости от степени агрессив ности рабочих сред.

Стали, стойкие в слабых агрессивных средах (воздух, пар, вода):

а) марок 12Х13, 20Х13 применяются для изготовления деталей, работаю щих при ударных нагрузках при температуре до 400-450°С, а также для изде лий, подвергающихся действию слабоагрессивных сред при комнатной температуре, – лопатки турбин, детали аппаратуры крекинг-установок;

б) марки 20Х12А2 – детали повышенной износостойкости;

в) марок 30Х13,40Х13 – хирургический инструмент, пружины, иглы;

г) 95Х18 – для подшипников, клапанов для работы при повышенном из носе, инструментов.

Стали повышенной стойкости:

а) марки 15Х28 применяют для сварных конструкций, не подвергающихся действию ударных нагрузок при температурах эксплуатации не ниже -20°С, – для аппаратуры, деталей, труб пиролизных установок, труб для теплообменной ап паратуры, работающей в агрессивной среде, содержащей растворы азотной и фосфорной кислот;

б) марки 08Х18Н10Т, 08Х18Н10 применяют для изготовления баков, труб, аппаратов, работающих в морской воде, лаках, в органической и азотных кислотах, слабых щелочах;

в) марки 08Х17Н13М2Т, 10Х17Н13М2Т – сварные конструкции, рабо тающие при длительных сроках службы при температурах 600°С.

Сплавы высокой стойкости против коррозии:

а) марки 08Х22Н6Т – для сварных аппаратов, камер сгорания и других конструктивных элементов газовых турбин, корпусов аппаратов, днищ, флан цев, деталей внутренних устройств аппаратов, трубных дисков и пучков, рабо тающих при температурах от -10° до +300°С, под давлением и в агрессивной среде;

б) марки 06ХН28МДТ, 03ХН28МДТ – для сварных конструкций, рабо тающих при температурах до 80°С в серной кислоте различных концентраций, за исключением 55%-ой уксусной и фосфорной кислот;

в) марки Н70М20 – для сварных конструкций, работающих в среде горя чей соляной и фосфорной кислот, а также в серной (концентрации до 60%).

Примечания:

1. Новым сталям, которые находятся на стадии испытаний, в маркировке ставят буквы ЭП, ЭИ или другие. Металлургическим заводом ставится очеред ной номер.

2. Способ маркировки конструкционных сталей за рубежом иной. Так, в США углеродистые стали, легированные одним или двумя элементами, марки руются числовыми индексами. Первая цифра указывает основной легирующий элемент, вторая – его содержание в процентах, третья и четвёртая – содержание углерода в сотых долях процента. Индекс 1 принят для обозначения углероди стых сталей, вторая цифра 0;

2 – обозначает, что сталь легирована никелем;

3 – никелем с хромом;

4 – молибденовые;

5 – хромовые;

8 – ванадиевые;

9 – крем нистые с марганцем. Таким образом, сталь 1045 является аналогом стали ГОСТ 1050–85, сталь 5140 – стали 40Х и т. д. Для сталей, легированных боль шим числом элементов, принято более сложное обозначение.

7 СЕРЫЕ ЧУГУНЫ, ОБЛАСТЬ ПРИМЕНЕНИЯ 7.1 Классификация и маркировка серых чугунов Чугуны различают серые и белые. Белые чугуны называются передельными, так как используются для получения ковкого серого чугуна и при выплавке стали.

На рисунке 7.1 приведена классификация серых чугунов в зависимости от металли ческой основы и формы графитовых включений [1, 2, 4].

Серый чугун Серый литей- Высокопрочный Ковкий ный чугун ГОСТ 7293-85 ГОСТ 1215- ГОСТ 1412- Ферритный Перлитный Ферритный Ферритно- Перлитно- Перлитный перлитный ферритный Модифициро- Ферритный ванный Рисунок 7.1 – Схема классификации чугунов Маркируются чугуны системой букв и чисел. Буквенный индекс состоит из начальных букв названия чугуна, «СЧ» – серый чугун литейный, «ВЧ» – вы сокопрочный чугун, «КЧ» – ковкий чугун;

цифрами указываются физико механические характеристики – предел прочности при растяжении, умноженный на 10-1. Например, СЧ12 расшифровывается как серый литейный чугун, В = 120 МПа. Высокопрочные чугуны имеют индекс «ВЧ», далее следует пре дел прочности на растяжение и величина относительного удлинения в %. На пример, ВЧ45 – высокопрочный чугун, В = 450 МПа. Ковкие чугуны имеют индекс «КЧ», а цифровая часть расшифровывается так же, как и высокопрочных.

7.2 Серый литейный чугун ГОСТ 1412– Ферритный чугун марок СЧ00, СЧ12, СЧ15 применяют для изготовления неответственных деталей (крышки, шкивы и т. п.).

Ферритно-перлитный чугун марок СЧ18, СЧ21 применяют для изготов ления станин и механизмов станков, поршней цилиндров.

Перлитный чугун марки СЧ24 находит применение аналогично вышеука занному чугуну марки СЧ 21.

Модифицированный чугун марок СЧ28, СЧ32 применяют для изготовле ния деталей, работающих на износ, тормозных барабанов, цилиндров, шесте рён. Серые чугуны в своём составе содержат: углерода до 3,6%;

кремния – до 3%;

марганца – до 1,2%;

фосфора – не более 0,8%;

серы – 0,12%.

7.3 Высокопрочный чугун ГОСТ 7293– Перлитный чугун марок ВЧ50, ВЧ60, перлитно-графитный марки ВЧ55, ферритный марки ВЧ40 применяются для изготовления траверс прессов, флан цев цилиндров и шестерён [2, 6].

7.4 Ковкий чугун ГОСТ 1215– Ферритный чугун марок КЧ35, КЧ37 применяется для изготовления фланцев и муфт [2, 7].

Ферритно-перлитный чугун марки КЧ45 применяется для изготовления корпусов задних мостов автомобилей, катеров и ступиц.

7.5 Чугун с вермикулярным графитом ГОСТ 28394– Чугун для отливок, имеющий в структуре графит вермикулярной формы (ВГ) с количеством шаровидного графита не более 40%, поставляется следую щих марок: ЧВГ30, ЧВГ35, ЧВГ40, ЧВГ45, ГОСТ 28394–91.

Условное обозначение марки включает: букву Ч – чугун;

буквы ВГ – форма графита (вермикулярный графит) и цифровое обозначение минимально го значения временного сопротивления разрыву при растяжении в МПа/10.

Пример условного обозначения чугуна с вермикулярным графитом с вре менным сопротивлением при растяжении 300 МПа: ЧВГ30 ГОСТ 28394–91.

Чугуны с вермикулярным графитом марок ЧВГ30, ЧВГ35, ЧВГ40 приме няются для изготовления деталей общего машиностроения (взамен серого чу гуна), работающих при повышенных циклических механических нагрузках, а также для деталей двигателей внутреннего сгорания, работающих при пере менных повышенных температурах и механических нагрузках.

Чугун марки ЧВГ45 применяется для изготовления деталей, работающих при значительных механических нагрузках, в условиях трения, износа, гидро кавитации и при повышенных термоциклических нагрузках.

7.6 Антифрикционный чугун ГОСТ 1585– Антифрикционный чугун применяют для отливок, работающих в узлах трения со смазкой. Для работы в паре с закалённым или нормализованным ва лом используют легированные серые чугуны марок АЧС-1, АЧС-2, ковкие ан тифрикционные чугуны марок АЧК-1, АЧК-2. Для работы в особо нагруженных узлах трения, а также при рабочей температуре до 300°С исполь зуют чугуны марок АСЧ-5, АСЧ-6. Высокопрочные антифрикционные чугуны марок АЧВ-1, АЧВ-2 применяют для работы в условиях трения с повышенны ми окружными скоростями в паре с закалённым или нормализованным валом.

Сведения об основных технологических и физических свойствах чугуна, а также о применении чугуна в автомобилестроении и тракторостроении при ведены в таблицах 7, 8, 9, 10, 11, 12, 13 Приложения.

8 ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ И ЧУГУНА 8.1 Виды термической обработки сплавов Термической обработкой называют операции, связанные с нагревом сплава или металла до определённых температур, выдержкой при этих темпе ратурах и охлаждением с заданной скоростью. В зависимости от изменения пе речисленных факторов при термообработке у сплава или металла можно получить заданные свойства [3, 4].

Анализируя связь между термической обработкой и диаграммами спла вов, рассмотренных в подразделе 2.9, видим, что все железоуглеродистые спла вы, в том числе и чистое железо, можно подвергать всем видам термической обработки.

Основными видами термической обработки, различно изменяющими структуру и свойства железоуглеродистого сплава и назначаемыми в зависимо сти от требований, предъявляемых к полуфабрикатам (отливкам, прокату, по ковкам и т. д.) и готовым изделиям, являются отжиг, нормализация, закалка, отпуск, старение.


Для более удобного пользования диаграммой «железо-углерод» точки, лежащие на линии GS, принято называть, если речь идёт о нагреве, точками АС3, а если речь идёт об охлаждении, то точками Аr3, соответственно, точки, лежащие на линии PSK, – точками АС1 и Аr1;

точки, лежащие на линии SE, при нагреве называют точками Аcm.

8.2 Фазовые превращения в стали при нагреве В равновесном состоянии структура железоуглеродистых сплавов при комнатной температуре зависит от химического состава сплава и полностью соответствует диаграмме состояния Fe-C. Согласно диаграмме «железо углерод», доэвтектоидные стали имеют структуру феррита и цементита, эвтек тоидные стали имеют структуру перлита, заэвтектоидные стали – структуру цементита и перлита. При нагреве любого железоуглеродистого сплава проис ходят фазовые (структурные) превращения. При нагреве любого железоуглеро дистого сплава до температуры 727°С и выше, т. е. до точки АС1, происходит превращение перлита в аустенит.

При очень медленной скорости нагрева это превращение будет протекать согласно диаграмме «железо-углерод» при температуре 727°С. При обычных скоростях нагрева заготовок вместе с печью превращение будет протекать при более высоких температурах и в интервалах температур. Чем выше скорость нагрева, тем при более высокой температуре начнётся образование аустенита из перлита.

В доэвтектоидных сталях после перехода перлита в аустенит происходит превращение феррита в аустенит, при этом наблюдается рост зерна аустенита.

В заэвтектоидных сталях после образования перлита протекает растворе ние зёрен цементита в аустените и тоже наблюдается рост зерна аустенита, но так как этот процесс происходит медленно, то для полного его завершения не обходимо давать временную выдержку. При увеличении времени выдержки цементит полностью растворится в аустените, однако последний будет неодно родным по составу растворённого в нём углерода. Для выравнивания состава аустенита во всём объёме требуется дополнительное время.

Различают начальную и действительную величину зерна. Под начальной (исходной) величиной зерна понимают величину зерна, полученного в момент полного превращения перлита в аустенит. Однако образовавшиеся первона чально мелкие зёрна аустенита неустойчивы и растут при повышении темпера туры или при увеличении времени выдержки.

Действительное зерно – это зерно, получаемое после термообработки.

Конечные свойства стали в значительной мере определяются величиной дейст вительных зёрен. Их размеры зависят от температуры нагрева, времени вы держки при нагреве и от химического состава стали.

По способности к росту зерна при нагреве различают: наследственно мелкозернистые стали и наследственно крупнозернистые стали. Следует отме тить, что термины – наследственно крупнозернистая сталь и мелкозернистая сталь – не обозначают того, что данная сталь имеет всегда крупное или всегда мелкое зерно. Наследственно мелкозернистая сталь не склонна к перегреву, т. е.

интенсивный рост зёрен начинается при значительно более высокой температу ре, чем у наследственно крупнозернистой стали. Поэтому интервал температур закалки у наследственно мелкозернистых сталей значительно шире, чем у на следственно крупнозернистых.

На наследственность величины зерна влияет химический состав стали.

Так, наличие легирующих карбидообразующих элементов в составе стали (Cr, Mo, V, W, Ti, Zr, Nb) сдерживает рост зерна аустенита в результате образования карбидов, труднорастворимых в аустените, а марганец и фосфор увеличивают склонность к росту зерна аустенита. Нагрев стали до высоких температур и длительные выдержки при этих температурах могут привести к появлению та ких дефектов, как перегрев и пережог.

Перегрев – увеличение зерна при нагреве. При охлаждении перегретой стали по границам её зёрен в виде сетки выделяется избыточный феррит или цементит. Механические свойства такой стали резко снижаются, особенно ударная вязкость. Перегрев может быть исправлен повторной термической об работкой при необходимых параметрах нагрева и выдержки, заложенных в тех нологическом процессе.

Пережог возникает при нагреве сталей до высоких температур, в окисли тельной среде и сопровождается образованием оксидных плёнок вокруг зёрен.

При этом сталь теряет пластичность и при обработке давлением разрушается, пережог является неисправимым дефектом.

8.3 Фазовые превращения при охлаждении аустенита Охлаждение нагретой до аустенитного состояния стали ниже температур линии GS (для доэвтектоидных сталей) и ниже линии SE (для заэвтектоидных сталей) приводит к распаду аустенита на перлит. Перлитное превращение носит кристаллизационный характер и по своему механизму является диффузионным.

Превращение аустенита при охлаждении в ферритно-цементитную смесь может проходить как при непрерывном охлаждении стали ниже точки Аr1, так и при выдержке её в условиях постоянной температуры, лежащей ниже точки Ar (изотермическое превращение аустенита).

Изотермическое превращение аустенита хорошо изучено эксперимен тально;

для каждой марки стали построены диаграммы изотермического распа да аустенита на ферритно-цементитную смесь.

Сущность любого из методов построения диаграмм заключается в сле дующем. Для получения устойчивого аустенита образцы небольшого размера нагревают в печи до температуры выше критической точки Аr1 и затем быстро переносят в печь с заданной температурой изотермической выдержки (700°С, 600°С, 500°С и т. д.), где и выдерживают до полного распада аустенита. Сте пень распада аустенита определяют магнитным, дилатометрическим, микро скопическим и другими методами.

Опыты показывают, что изотермическое превращение аустенита при любой выбранной температуре начинается не сразу, а через некоторое время, называемое инкубационным периодом.

На рисунке 8.1 показаны диаграммы изотермического превращения для доэвтектоидной, эвтектоидной и заэвтектоидной сталей.

а) б) в) Рисунок 8.1 – Диаграммы изотермического превращения для доэвтектоидной (а), эвтектоидной (б), заэвтектоидной (в) сталей По оси абсцисс откладывается время (с) в логарифмическом масштабе;

по оси ординат слева – температура выдержки аустенита, справа – твёрдость ме талла по Роквеллу. С-образная кривая (рисунок 8.1, б), лежащая справа от оси температур, указывает на начало диффузионного распада аустенита на феррит но-цементитную смесь (перлит), а следующая за ней С-образная кривая соот ветствует окончанию распада аустенита на перлит. Пунктирные линии (рисунок 8.1, а) указывают на то, что в доэвтектоидных сталях перлитному пре вращению предшествует выделение избыточного феррита из аустенита, а в за эвтектоидных сталях перлитному превращению предшествует выделение цементита из аустенита, что также отмечено на диаграмме пунктирной линией.

Горизонтальная линия Мн на диаграммах (рисунок 8.1, а;

б;

в) указывает на начало бездиффузионного распада аустенита на мартенсит (начало мартен ситного превращения). Горизонтальная линия МК на этих диаграммах указыва ет на температуру окончания мартенситного превращения.

Перлитное превращение происходит в интервале температур от А1 до температуры начала мартенситного превращения МП (рисунок 8.1). В незави симости от температуры превращения образуется механическая смесь феррита и цементита, по физико-химическому составу одинаковая, но в силу различных условий кристаллизации разной дисперсности, следовательно, различная по механическим свойствам.

Поэтому в зависимости от условий кристаллизации, от размера зерна, т. е.

дисперсности, эту ферритно-цементитную смесь называют перлитом, сорбитом, трооститом.

Распад переохлаждённого аустенита на мартенситно-цементитную смесь различной дисперсности происходит и при разных скоростях непрерывного ох лаждения. Проследить эти превращения удобно по диаграмме, совмещающей изотермические превращения аустенита и кривые охлаждения сплава с различ ной скоростью (рисунок 8.2).

Рисунок 8.2 – Распад аустенита на ферритно-цементитную смесь при непрерывном охлаждении При температурах переохлаждения 727°С-650°С образуется ферритно цементитная смесь с твёрдостью НВ180 – НВ250 (рисунок 8.3). Такая смесь на зывается перлитом, скорость охлаждения V1. При распаде аустенита в интерва ле температур 650°С-550°С образуется ферритно-цементитная смесь с твёрдостью НВ250 – НВ330, называемая сорбитом, скорость охлаждения – V2.

Распад аустенита в интервале температур 600°С-550°С приводит к образованию ферритно-цементитной смеси с твёрдостью НВ330 – НВ450, называемой троо ститом, скорость охлаждения – V3. Троостит, сорбит, перлит, полученные при изотермическом распаде аустенита или при непрерывном охлаждении со ско ростью V1, V2, V3, имеют пластинчатое строение зерна.

Рисунок 8.3 – Диаграммы изотермического распада аустенита в легированной стали (схемы). Цифры у кривых указывают степень превращения, % Рассмотренные диаграммы изотермического распада переохлаждённого аустенита справедливы только для углеродистых и низколегированных сталей, содержащих Co, Cu, Ni. Для легированных сталей, содержащих карбидообра зующие элементы или кремний, изотермическая диаграмма имеет другой вид.

Все легирующие элементы (за исключением кобальта) увеличивают ус тойчивость переохлаждённого аустенита в области перлитного превращения и на диаграмме изотермического распада сдвигают кривые начала и окончания распада аустенита на ферритно-цементитную смесь вправо. Это позволяет на практике избежать внутренних напряжений при закалке этих сталей, применяя охлаждающие жидкости с более медленной скоростью охлаждения, например в масле.

8.4 Мартенситное превращение Мартенситное превращение происходит в результате быстрого охлажде ния аустенита, когда подавляются полностью или частично диффузионные процессы и не успевают образоваться указанные выше структуры (троостит, сорбит, перлит), появляющиеся в результате диффузии углерода.


Мартенсит – пересыщенный твёрдый раствор углерода в -железе. Мар тенсит обладает высокой твёрдостью (HRC55 – HRC65) и отличается от других структурных составляющих природой своего образования. При сильном переох лаждении углерод не успевает диффундировать из аустенита, однако успевает пройти полиморфные превращения, т. е. решётка К12 успевает перестроиться в решётку К8. Поэтому структура мартенсита испытывает большие внутренние напряжения, так как решётка сильно искажается и напрягается, приобретая тет рогональную форму с отношением параметров b/a › 1 (рисунок 8.4).

а – кристаллическая решётка;

б – периоды решётки мартенсита в зависимости от содержания углерода Рисунок 8.4 – Кристаллическая структура мартенсита Мартенсит является пересыщенным твёр дым раствором внедрения углерода в -железе.

Если при температуре 20°С в равновесном со стоянии -железо содержит углерода не более 0,006%, то в мартенсите его столько же, сколько его было растворено в аустените. Повышенная твёрдость также объясняется внедрившимися атомами углерода.

Рисунок 8.5 – Структура Мартенсит имеет пластинчато-игольчатое мартенсита закалки, строение (рисунок 8.5).

Образование мартенсита из аустенита, согласно диаграмме изотермиче ского превращения (рисунок 8.6), начинается на горизонтальной линии Мn и за канчивается на линии Мк. Температура начала мартенситного превращения (Мn) и температура окончания мартенситного превращения (Мк) не зависит от ско рости охлаждения;

положение этих точек на диаграмме изотермического пре вращения аустенита в перлит находится в прямой зависимости от химического состава стали, от содержания углерода.

На рисунке 8.6 видно, что в сталях, содержащих углерода более 0,40%, мартенситное превращение заканчивается ниже 20°С, а так как обычные техно логические процессы термической обработки проводятся при комнатных тем пературах, то в сталях с содержанием более 0,40% углерода после закалки бу дет присутствовать некоторое количество остаточного аустенита. Его количе ство тем больше, чем большее содержание углерода и легирующих элементов (за исключением Cо и Al) содержит сталь. В стали с 0,60-1,0% углерода коли чество остаточного аустенита не превышает 10%, а в стали, содержащей 1,3-1,5% углерода, оно достигает до 30-50%. В некоторых сталях с высоким со держанием углерода и легирующих элементов, например в стали с содержани ем углерода 1,3% и 12% Cr, в стали с содержанием углерода 0,08% и 18% Сr, 9% Ni, количество остаточного аустенита достигает 80-100%. Это объясняется снижением температуры, соответствующей точке Мn, в область отрицательных температур. При больших количествах остаточного аустенита его можно на блюдать в микроструктуре закалённой стали в виде светлых полей между игла ми мартенсита. Для снижения количества остаточного аустенита после закалки производят обработку холодом, охлаждая закалённую деталь до температур, лежащих ниже температур точки Мк (рисунок 8.6). Превращение аустенита в мартенсит сопровождается увеличением объёма сплава, так как объём аустени та меньше объёма мартенсита, что служит причиной возникновения внутрен них напряжений при закалке, вызывающих деформации и даже разрушения изделий.

а – влияние содержания углерода;

б – влияние содержания легирующих элементов Рисунок 8.6 – Температура мартенситных точек Мn и Мк При решении практических задач, связанных с проведением закалки, не обходимо учитывать то обстоятельство, что аустенит способен стабилизиро ваться. Это произойдёт, если задержать на некоторое время охлаждение при температуре, лежащей между точками Мn и Мк (например при температуре 20°С – рисунок 8.1, в), поэтому при охлаждении после закалки необходимо поддерживать постоянной температуру охлаждающей среды, иначе аустенит, сохранившийся непревращённым при охлаждении, становится устойчивым.

Превращения аустенита при разных скоростях непрерывного охлаждения приводят к образованию разнообразных структур. Проследить эти превращения удобно по диаграмме, совмещающей изотермические превращения аустенита и кривые охлаждения сплава с различной скоростью (рисунок 8.2). При малых скоростях охлаждения успевают пройти диффузионные процессы, и аустенит, обеднённый по углероду, превращается в феррит и цементит различной дис персности, образуя соответственно структуры: перлит, сорбит, троостит. Но при охлаждении со скоростью V4 не происходит полного распада аустенита на ферритно-цементитную смесь, и в результате образуется мартенсит и троостит.

При очень большой скорости охлаждения (кривая V5, рисунок 8.2) превращение аустенита в ферритно-цементитную смесь не успевает произойти, и весь аусте нит переохлаждается без превращений до температуры точки Мn, а затем начи нается мартенситное превращение. Минимальная скорость охлаждения, при которой получается структура мартенсита, называется критической скоростью закалки. На рисунке 8.2 это соответствует скорости охлаждения – Vкр.

8.5 Превращения мартенсита и остаточного аустенита при нагреве (отпуск стали) Отпуск – это окончательная операция термической обработки закалённых на мартенсит сплавов, заключающаяся в нагреве закалённого сплава до темпе ратур ниже фазовых превращений (ниже линии PSK), выдержке при заданной температуре и последующем охлаждении с определённой скоростью. При этом значительно или частично снимаются внутренние напряжения.

При отпуске железоуглеродистых сплавов происходят диффузионные процессы перераспределения углерода в мартенсите, а с увеличением темпера туры нагрева – образование и рост зёрен феррита и цементита. Надо заметить, что чем выше температура нагрева, тем интенсивнее протекают эти процессы, тем крупнее образуется зерно, тем в большей степени снимаются внутренние напряжения после закалки. Однако при отпуске полностью не снимаются на пряжения закалки, полностью их можно снять отжигом, получив при этом рав новесную устойчивую структуру.

Если в углеродистой стали содержание углерода меньше 0,4%, то после закалки наблюдается структура мартенсита закалки. Если содержание углерода в стали более 0,4%, а также если сталь легированная, то наряду с мартенситом закалки имеется некоторая доля остаточного аустенита. Поэтому при отпуске происходят одновременно несколько структурных превращений. Основное превращение – распад мартенсита, заключающийся в диффузии углерода из мартенсита;

образование карбидов и образование новых кристаллов феррита и цементита. Кроме того, при нагреве остаточный аустенит переходит в мартен сит отпуска, минуя стадию мартенсита закалки. Мартенсит закалки имеет игольчатую напряжённую структуру, в нём углерода растворено столько, сколько его было в стали. В мартенсите отпущенном меньше углерода, и за счёт этого структура становится менее напряжённой. При увеличении темпера туры нагрева при отпуске более интенсивно протекают диффузионные процес сы, происходит коагуляция (слияние) зёрен, и, соответственно, изменяется структура и свойства стали.

В зависимости от температуры нагрева различают следующие виды отпуска.

Низкий отпуск. Температура отпуска tот 80-200°С, продолжительность выдержки при отпуске устанавливают с таким расчётом, чтобы обеспечить ста бильность свойств стали. При низком отпуске инструментов продолжитель ность его чаще всего составляет 0,5-2 часа в зависимости от сечения инструмента. Hа практике обычно за основу расчёта при отпуске, отжиге, нор мализации углеродистой и среднелегированной стали берут формулу:

ОБ = Н + В, где ОБ – общее время нахождения детали в печи;

Н – время прогрева детали до заданной температуры;

В – время выдержки при заданной температуре, рас считывается по минимальному размеру детали:

В = 1 – 1,5 мин./мм, а Н = 1/2 В.

Продолжительность отпуска увеличивается до 10-15 часов, если темпера тура не превышает 100-120°С, что характерно для отпуска мерительного инст румента, когда нежелательны объёмные изменения детали, а также падение твёрдости. Цель низкого отпуска – частичное снятие внутренних напряжений, повышение износостойкости. Достигается это за счёт того, что при таких малых температурах нагрева из мартенсита закалки не успевает диффундировать весь углерод, хотя значительная его часть диффундирует, и образуется структура, называемая мартенситом отпуска, с твёрдостью HВ580 – НВ600. Закалке и низ кому отпуску подвергаются инструментальные режущие стали, мерительный инструмент, шарикоподшипниковые, цементитные стали и все детали, от кото рых требуется высокая износостойкость, но которые не испытывают значи тельных ударных нагрузок. При дальнейшем повышении температуры отпуска подвижность атомов увеличивается, интенсивнее идут диффузионные процессы и образуется мелкодисперсная смесь феррита и цементита, называемая тpооститом отпуска, с твёрдостью HВ500.

Средний отпуск – это отпуск пpи температуре нагрева 250-450°С, когда образуется структура тpоостита отпуска и одновременно протекает распад ос таточного аустенита на мартенсит отпущенный с последующим превращением последнего в тpоостит отпущенный.

Стpуктуpа тpоостита отпуска обладает не только повышенной пластично стью по сpавнению с маpтенситом отпущенным, но она и более pавновесная, имеющая повышенные значения упpугих свойств. Закалку со средним отпус ком рекомендуется проводить рессорам, пружинам, упругим элементам типа втулок, шайб, сильфонов и т. п., от которых по условиям эксплуатации требу ются высокие упругие свойства.

Высокий отпуск предусматривает нагрев стали до температур 450-650°С, когда подвижность границ зёрен тpоостита увеличивается, происходит более интенсивный процесс коагуляции. В pезультате получается более pавновесная, чем тpоостит, смесь феррита и цементита, но с меньшей твёрдостью (приблизи тельно HВ300), называемая сорбитом отпуска. Сорбит отпуска имеет зернистое строение, в отличие от соpбита закалки, поэтому наряду с высокой пластично стью имеет высокую удаpную вязкость. Сочетание достаточно высокой пла стичности, повышенной прочности и ударной вязкости даёт наилучший комплекс механических свойств. Поэтому закалка с высоким отпуском называ ется улучшением или сорбитизацией.

Закалка с высоким отпуском делается для деталей, работающих на кpучение;

ответственных деталей, работающих на изгиб, пpи циклических, знакопеpеменных нагpузках.

Пpодолжительность сpеднего и высокого отпуска обычно составляет от до 2 часов для деталей небольшого сечения и от 3 до 8 часов для деталей мас сой 200-1000 кг [3].

Темпеpатуpу отпуска 200-250°С не рекомендуется использовать, так как у легированных сталей при таких температурах возникает отпускная хрупкость первого рода (необратимая), а в углеродистых сталях могут быть случайные примеси, которые также вызывают падение ударной вязкости при темпеpатуpах отпуска 200-250°С, т. е. хрупкость первого рода [3] (рисунок 8.7).

Рисунок 8.7 – Влияние температуры отпуска на механические свойства закалённой стали с 0,45%С (а) и изменение ударной вязкости легированной стали в зависимости от температуры отпуска и последующей скорости охлаждения (б) Необратимой отпускную хрупкость первого рода назвали потому, что при повторном нагреве во время эксплуатации деталей конструкций она не возни кает, если её удалось избежать при отпуске.

Отпускная хрупкость второго рода – обратимая, она может возникнуть при повторном нагреве детали конструкции во время её эксплуатации.

Скоpость охлаждения для углеpодистых сталей после отпуска не влияет на механические свойства стали, но пpи отпуске легиpованных сталей охлаж дение после отпуска должно быть быстpое.

Легиpованным сталям не pекомендуется медленное охлаждение с темпеpатуp отпуска 500-600°С во избежание получения отпускной хpупкости II pода (обpатимой). Пpи быстpом охлаждении после этих темпеpатуp отпуска можно избежать отпускной хpупкости II pода, но она может появиться пpи по втоpном нагpеве либо в процессе эксплуатации, поэтому и называется обpатимой. Чтобы избежать отпускной хрупкости II рода, сталь легируют мо либденом или вольфрамом в количестве 0,3% и 1% соответственно.

8.6 Старение сплава Старение сплава относится к разновидности термической обработки, при которой в закалённом без полиморфного превращения сплаве происходит рас пад пересыщенного твёрдого раствора. При старении сплава его свойства изме няются без заметного изменения микроструктуры сплава. Распад пересыщенного раствора носит диффузионный характер, поэтому вид, размеры и форма кристаллов зависят от химического состава сплава, температуры и времени выдержки при нагреве технологического процесса. Так как диффузи онные процессы при старении происходят при низких температурах, то выде ляющиеся из пересыщенного твёрдого раствора частицы мелкодисперсны, что и вызывает упрочнение сплава после старения. Старение подразделяют на: ес тественное, протекающее при температуре 200°С, и искусственное, протекаю щее при повышенных температурах, при нагреве. Деформационное старение протекает после пластической деформации, если оно выполняется при темпера турах более низких, чем температура рекристаллизации.

Отпуск и старение – термическая обработка, в результате которой в пред варительно закалённых сплавах происходят фазовые превращения, прибли жающие их структуру к равновесной. При отпуске сплавы нагревают до температур, лежащих ниже линии фазовых превращений, в результате чего снимаются, но не полностью, внутренние напряжения, увеличивается пластич ность, снижается прочность. При старении также сплав нагревают ниже фазо вых превращений, происходят фазовые превращения, связанные с выделением из пересыщенных твёрдых растворов дисперсионно-упрочняющих фаз, что приводит к частичному снятию внутренних напряжений и повышению прочно сти сплава за счёт выделения мелкодисперсных упрочняющих фаз. Скорость охлаждения при отпуске и старении за редким исключением не влияет на структуру и свойства сплава.

Термин «отпуск» используют обычно применительно к сталям и другим сплавам, испытывающим при закалке полиморфное превращение (двухфазные алюминиевые бронзы, некоторые сплавы на основе титана);

термин «старение»

применителен к сплавам, не испытывающим при закалке полиморфного пре вращения (сплавы на основе алюминия, аустенитные стали и др.).

Старение повышает прочность, твёрдость, но снижает ударную вязкость многих сталей, поднимая температуру (порог) хладноломкости.

8.7 Отжиг и нормализация стали После литья, сварки, термической обработки, обработки давлением в сплавах формируются неравновесные структуры. Для получения равновесной структуры применяют отжиг.

Отжиг – это термическая обработка, заключающаяся в нагреве сплава до определённых температур, выдержки при этих температурах и медленном охлаж дении, как правило, с нагревательной печью. В зависимости от того, какие откло нения от равновесного состояния необходимо устранить, различают следующие разновидности отжига первого рода: гомогенизирующий (диффузионный), рекри сталлизационный и отжиг для снятия остаточных напряжений после неравномер ного охлаждения отливок, проката, сварки, обработки резанием и т. п.

Гомогенизирующий отжиг применяют, главным образом, для устранения дендритной или внутрикристаллитной ликвации сплавов практически для всех сплавов. Отливки обычно нагревают до температуры, равной 0,8-0,9 темпера туры плавления (для стальных отливок температура отжига диффузионного равна 1100-1200°С), с целью полного протекания диффузионных процессов для выравнивания химического состава по всему объёму заготовок. Выдержка в пе чи при этих температурах в печи длится от 8 до 20 часов в зависимости от мас сы и конфигурации отжигаемых заготовок. Затем идёт медленное охлаждение до температуры 200°-300°С с последующим охлаждением на воздухе. Общая продолжительность отжига, включая нагрев, выдержку и охлаждение, колеб лется от 50 до 110 ч. Недостаточная по времени выдержка при отжиге может не устранить ликвацию, а, наоборот, увеличить неоднородность состава в отдель ных объёмах заготовок, особенно в многокомпонентных сплавах, в результате неполного протекания диффузионных процессов.

На диффузионное перераспределение химического состава сплава при отжиге большое влияние оказывают карбидообразующие элементы, которые связывают углерод и снижают его термодинамическую активность.

В результате гомогенизирующего отжига вырастает крупное зерно, что отрицательно сказывается на механических свойствах сплава, резко снижается ударная вязкость (KCV). Для устранения этого недостатка фасонные отливки подвергают нормализации с целью измельчения зерна, а слитки обрабатывают давлением.

При получении изделия методом деформирования в сплаве происходит измельчение зерна, что вызывает повышение прочности сплава, создание на пряжений в нём. Для снятия напряжений в сплаве и разупрочнения сплава про водят отжиг І рода, называемый рекристаллизационным. Температура отжига рекристаллизации выбирается по формуле:

Трек.= аТпл., где а – коэффициент чистоты металла;

Тпл. – температура плавления чистого металла.

Этот вид отжига применяют перед и после холодной обработки давлени ем и как промежуточную операцию для снятия наклёпа между операциями хо лодного деформирования. Наклёпом называют явление упрочнения металла или сплава в процессе холодного деформирования, связанное с увеличением числа дефектов кристаллического строения (дислокаций, вакансий, межузель ных атомов).

Отжиг для снятия внутренних напряжений – это нагрев заготовок (литых, кованых, сварных) до температур 200°-700°С, временная выдержка при этих температурах и медленное охлаждение с целью полной или частичной релакса ции (уменьшения и перераспределения остаточных напряжений).

При производстве заготовок или деталей из них в результате теплового и механического воздействия возникают внутренние напряжения, которые сохра няются в металле и после окончания технологического процесса. Такие напря жения называют остаточными, они могут вызвать деформацию изделия, искажение его формы, размеров во время хранения, эксплуатации.

Режимы отжига для снятия напряжений зависят от предшествующего ви да технологического процесса обработки детали. Все виды отжига первого рода не связаны с фазовыми превращениями и практически применяются для всех металлов и их сплавов.

Отжиг второго рода связан с фазовыми превращениями в сплаве и прово дится для тех металлов и сплавов, где имеются фазовые превращения в твёрдом состоянии. Отжиг второго рода (фазовая перекристаллизация) основан на ис пользовании диффузионных фазовых превращений при охлаждении сплавов в твёрдом состоянии, вызванных предельной растворимостью одной фазы в дру гой или полиморфными превращениями. Различают следующие разновидности отжига второго рода: полный, неполный (сфероидезирующий), нормализаци онный (нормализацию) и изотермический (рисунок 8.8).

Обычно такой отжиг является подготовительной термической обработкой с целью облегчения обработки резанием, повышения пластичности, снятия внутренних напряжений, уменьшения структурной неоднородности. Темпера турные области нагрева при отжиге второго рода относительно критических точек на диаграмме «железо-углерод» представлены на рисунке 8.8.

Рисунок 8.8 – Температурные области нагрева стальных изделий для реализации полного отжига (1), неполного отжига (2), сфероидезирующего отжига (3) и нормализации (4) Полный отжиг заключается в нагреве доэвтектоидной стали, углеpодистой констpукционной или инстpументальной маpок У7, У8 на 30-80°С выше линии GS (чтобы зерно аустенита было мелким), выдержке пpи этой темпеpатуpе до полного пpогpева и завершении фазовых превращений и медленном охлаждении вместе с печью.



Pages:     | 1 || 3 | 4 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.