Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам




НазваниеКурс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам
страница8/24
Дата публикации13.08.2013
Размер2.37 Mb.
ТипДокументы
shkolnie.ru > Физика > Документы
1   ...   4   5   6   7   8   9   10   11   ...   24

1- обычная закалка; ^ 2- закалка в двух средах; 3- ступенчатая закалка; 4- изотермическая закалка.


Закалка в двух средах. После нагрева под закалку деталь погружают на определённое время в воду, в результате чего достигается быстрое прохождение температурного интервала минимальной устойчивости аустенита, а затем переносится в более мягкую охлаждающую среду, обычно в масло.
Ступенчатая закалка. При ступенчатой закалке деталь, нагретую до температуры закалки переносят в жидкую среду, имеющую температуру на 50 – 100оС выше критической точки Мн закаливаемой стали, и выдерживают небольшое время, необходимое для выравнивания температуры по сечению, а затем окончательно охлаждают на спокойном воздухе.

Получение мартенсита при таком способе охлаждения возможно только в легированных сталях с достаточно высокой устойчивостью переохлаждённого аустенита в интервале температур эвтектойдного превращения.

К ступенчатой закалке прибегают обычно при термической обработке инструментов небольшого сечения из низко- и среднелегированных сталей.

Изотермическая закалка. В некоторых случаях после закалки на мартенсит и последующего отпуска не удаётся получить достаточной прочности вязкости, тогда применяют изотермическую закалку на нижний бейнит, обладающий высокой вязкостью и прочностью. В отличии от ступенчатой закалки деталь выдерживают при температуре на 50 – 100оС выше точки Мн до полного завершения превращения аустенита в бейнит и затем охлаждают на воздухе.

Изотермическая закалка, так же как и ступенчатая, применима только к сталям с достаточной устойчивостью переохлаждённого аустенита.

Для предотвращения коробления изделий, таких, как ножовки, плиты, бритвы и т.д., их охлаждают заневоленными, например, в массивных медных или стальных плитах; скорость охлаждения в этих условиях оказывается меньшей, чем в масле.


Обработка холодом. Обработке холодом подвергают закалённые легированные стали, для которых температура конца мартенситного превращения Мк значительно ниже температуры 20 – 25оС. Вследствие этого, после охлаждения до этой температуры, наряду с мартенситом в структуре оказывается значительное количество остаточного аустенита Аост.. Остаточный аустенит понижает твёрдость закалённой стали и может вызвать нестабильность размеров готовых деталей, так как, будучи нестабильной фазой, способен к распаду при низкой температуре с малой скоростью. Температура Мк легированных сталей изменяется в широких пределах, поэтому при обработке холодом их охлаждают до температур от -40 до -196оС (температура низкого азота). Обработку холодом проводя сразу после закалки, чтобы не успел стабилизироваться Аост..
Обработку холодом подвергают измерительные инструменты, детали подшипников качения, цементированные детали из легированных сталей и ряд других изделий.

Закаливаемость и прокаливаемость сталей – важнейшие характеристики сталей.
Закаливаемость – способность стали повышать твёрдость в процессе закалки и зависит главным образом от содержания углерода в стали. При закалке различных деталей поверхность их, как правило, охлаждается со скоростью, большей Uкр, следовательно, на поверхности образуется мартенсит, обладающий высокой твёрдостью.
Прокаливаемость – способность стали закаливаться на определённую глубину. Условились при оценке прокаливаемости закалёнными считать слои, в которых содержится не менее 50% мартенсита (полумартенситная зона). Установлено, что легированные стали любыми элементами, кроме кобальта, увеличивают прокаливаемость.

Надо помнить, что прокаливаемость стали одной и той же марки в зависимости от: изменения химического состава, размера зерна (температуры нагрева), размера и формы детали и др. колеблется в значительных пределах. В связи с этим в справочниках прокаливаемость стали каждой марки характеризуется полосой прокаливаемости.


Отпуск закалённой стали. Нагрев закалённых сталей до температур, не превышающих А1, называют отпуском.

При отпуске происходит несколько процессов. Основной – распад мартенсита, состоящий в выделении углерода в виде карбидов, кроме того, распадается остаточный аустенит, совершаются карбидное превращение и коагуляция карбидов, уменьшаются несовершенства кристаллического строения α-твёрдого раствора и остаточные напряжения.

Фазовые превращения при отпуске принято разделять на три превращения в зависимости от изменения удельного объёма стали.

^ Надо помнить, что распад мартенсита и карбидное превращение вызывают уменьшение объёма, а распад аустенита – увеличение объёма.
В сталях, не содержащих легирующих элементов, первое превращение происходит в интервале температур 80-200оС, второе200-260оС, третье260-380оС.


Первое превращение. Из мартенсита выделяется часть углерода в виде метастабильного έ-карбида, имеющего гексагональную решётку и химический состав, близкий к Fe2C. Обеднение твёрдого раствора углеродом происходит неравномерно и с очень малой скоростью. Уменьшение количества растворённого углерода снижает тетрагональность мартенсита – длина образца уменьшается.

Содержание углерода в мартенсите в интервале температур первого превращения зависит от исходного количества углерода, тогда как при более высоком нагреве оно определяется лишь температурой.
Второе превращение. Одновременно происходит несколько процессов: продолжается распад мартенсита, распадается остаточный аустенит, начинается карбидное превращение. Распад мартенсита распространяется на весь объём. При распаде остаточного аустенита образуется смесь кристаллов низкоуглеродистого мартенсита и дисперсных карбидов. При карбидном превращении из έ-карбида образуется цементит Fe3C, при этом когерентность (согласование) решёток твёрдого раствора и карбида нарушается.

Если в закаленной стали было много остаточного аустенита, то уменьшение плотности при распаде будет большим, чем увеличение плотности, вследствие выделения углерода из мартенсита. В этом случае длина закалённого образца увеличивается.
Третье превращение. Завершаются распад мартенсита и карбидное превращение. После отпуска при температуре 380-400оС в структуре стали обнаруживается только карбид цементитного типа. Оба указанные процесса вызывают увеличение плотности стали – длина образца уменьшается.
^ Надо помнить, что ферритно-карбидная смесь, образовавшаяся в конце третьего превращения, весьма дисперсна и имеет примерно такую же твёрдость, как троостит (её называют трооститом отпуска).

Структуру стали, образовавшуюся при температурах первого и второго превращений, называют отпущенным мартенситом.

При более высоких нагревах в углеродистых сталях происходят изменение структуры не связанные с фазовыми превращениями: изменяются форма, размер карбидов и структура феррита. Начиная с температур 400оС происходит постепенное коагуляция и сфероидизация карбидов, уменьшается плотность дислокаций, устраняются границы между пластинчатыми кристаллами феррита, в результате чего зёрна феррита укрупняются и их форма приближается к равноосной. Эти процессы приводят к снятию фазового наклёпа.
Ферритно-карбидную смесь, которая образуется после отпуска при температуре 450-650оС, называют сорбитом отпуска. Дальнейшее повышение температуры до критической точки А1, образуется грубая ферритно-карбидная смесь – зернистый перлит.

Влияние легирующих элементов на процесс отпуска. В процессе отпуска в легированных сталях (Сr, Mo, W, V, Co, Si) происходят следующие процессы:


  • Затрудняется распад мартенсита: он завершается при нагреве до температуры 450-500оС; карбидообразующие элементы (Сr, Mo, W, V) уменьшают скорость диффузии углерода вследствие химического сродства с ним; легирующие элементы в сталях увеличивают силы межатомной связи в твёрдом растворе. Вследствие этого стали приобретают повышенную сопротивляемость отпуску (теплостойкость).

  • В сталях с большим количеством карбидообразующих элементов температурой отпуска определяется тип выделяющихся карбидов. При более высоких температурах становится возможным образование специальных карбидов: кристаллы цементита постепенно исчезают, а вместо них появляются более дисперсные специальные карбиды.

  • Все карбидообразующие элементы замедляют коагуляцию карбидов; наиболее медленно коагулируют специальные карбиды типа М6С и МС, заметное укрупнение таких карбидов происходит при температуре, большей 550-600оС.

  • Многие легирующие элементы повышают температурный интервал распада остаточного аустенита до 400-580оС.



В зависимости от температурного интервала принято различать три вида отпуска:

  • Низкий при Т = 120-250оС.

  • Средний при Т = 350-450оС.

  • Высокий при Т = 500-680оС.


Продолжительность выдержки при отпуске устанавливается с таким расчётом, чтобы обеспечить стабильность свойств стали.

При низком отпуске инструментов продолжительность отпуска чаще составляет от 30 минут до 2 часов в зависимости от сечения инструмента. Продолжительность отпуска увеличивается до 10-15 час., если температура низкого отпуска не превышает 100-120оС. В этом случае, например, при отпуске мерительного инструмента, когда падение твёрдости нежелательно, такой продолжительный отпуск позволяет исключить объёмные изменения в процессе эксплуатации инструмента.

Продолжительность высокого и среднего отпуска обычно составляет:

От 1 до 2 часов для деталей небольшого сечения;

От 3 до 8 часов для деталей массой от 200 до 1000 кг (диски газовых и паровых турбин, валы и цельнокованые роторы турбин и другие детали большой массы).
Так как структура отпущенной стали формируется в период выдержки при температуре отпуска, интенсивность последующего охлаждения не оказывает влияние на структурное состояние стали. Обычно от температуры отпуска детали охлаждают на спокойном воздухе.

Свойства отпущенной стали. Твёрдость отпущенной стали определяется несколькими факторами:

  • Уменьшение тетрагональности;

  • Уменьшение степени фазового наклёпа;

  • Укрупнение карбидных частиц;

Всё это вызывают снижение твёрдости.

  • Выделение когерентных кристаллов έ- карбидов и дисперсных кристаллов специальных карбидов;

  • Распад остаточного аустенита;

Всё это вызывает повышение твёрдости.


В конструкционных сталях, количество углерода в которых обычно не превышает ^ 0,7%, твёрдость снижается непрерывно, однако снижение не велико до температур 100-120оС. В инструментальных сталях с более высоким содержанием углерода эффект твердения вследствие выделения έ-карбида преобладает, поэтому твёрдость при отпуске до 100-120оС несколько увеличивается. Изменение твёрдости углеродистых сталей в интервале температур второго превращения в большей степени зависит от количества остаточного аустенита; например, в стали с содержанием 1,2%С в интервале температур 200-300оС уменьшается интенсивность снижения твёрдости.

Аналогично углеродистым сталям изменяется твёрдость при отпуске низколегированных и среднелегированных сталей, не содержащих карбидообразующих легирующих элементов.

Сильные карбидообразователи сдерживают выделение карбидов железа (Fe3C), поэтому при температуре отпуска до 400-500оС твёрдость снижается незначительно. При температурах выделения дисперсных специальных карбидов в сложно легированных сталях (Cr-W-V, Cr-Mo-V и др.) происходит повышение твёрдости несмотря на уменьшения углерода в мартенсите при температурах выше 400оС.
Для закаленных и не отпущенных сталей характерны довольно низкие значения σв, σ0,2, σупр; при отпуске 300оС. При повышении температуры отпуска эти значения монотонно снижаются. Наиболее высокое отношение σ0,2/ σв в конструкционных сталях достигается после отпуска при температуре 300-350оС.

Характеристики пластичности δ и ψ возрастают по мере повышения температуры отпуска.

^ Ударная вязкость (КСU) непосредственно после закалки низкая. С повышением температуры отпуска ударная вязкость возрастает, однако есть два температурных интервала, при которых ударная вязкость конструкционных сталей заметно снижается:

  • 250-350оС – отпускная хрупкость первого рода;

  • 500-600оС – отпускная хрупкость второго рода.

Отпускная хрупкость первого рода наблюдается у всех конструкционных сталей независимо от степени легирования. Отпускная хрупкость второго рода наблюдается только у легированных конструкционных сталей – хромистых, марганцевых, хромоникелевых, хромомарганцевых и ряд др. Отпускная хрупкость второго рода заметно подавляется при быстром охлаждении (в воде или масле) в диапазоне этих температур или сталь дополнительно легируют молибденом или вольфрамом в количестве 0,3 и 1% соответственно.

Комплексную термическую обработку, состоящую из полной закалки и высокого отпуска конструкционных сталей, называют улучшением.

^ Химико-термическая обработка металлов и сплавов
1. Общие закономерности.
Химико-термической обработкой (ХТО) называют технологические процессы, приводящие к диффузионному насыщению поверхностного слоя деталей различными элементами.

Цель: повышение твёрдости, износостойкости, сопротивления усталости и контактной выносливости, а также для защиты от электрохимической и газовой коррозии.
Различают три стадии ХТО:

  • На первой стадии протекают химические реакции в исходной (окружающей) среде, в результате которых образуются активные диффундирующие элементы в ионизированном состоянии.

  • На второй стадии процесса они усваиваются насыщаемой поверхностью металла – происходит адсорбция (лат. Поглощение вещества из раствора или газа поверхностным слоем жидкости или твёрдого тела) диффундирующих элементов, в результате чего тончайший поверхностный слой насыщается диффундирующим элементом (абсорбция – тоже поглощение, но в отличие от адсорбции происходит во всём объёме поглотителя), возникает градиент концентрациидвижущая сила для следующей стадии процесса.

  • Третья стадия – диффузионное проникновение элементов в глубь насыщаемого металла, которое сопровождается образованием твёрдых растворов или фазовой перекристаллизацией.

Третья стадия определяет скорость процесса ХТО. Толщина диффузионного слоя при постоянной температуре и времени выдержки процесса диффузии тем больше, чем выше концентрация диффундирующего элемента на насыщаемой поверхности.

Существует множество способов ХТО, однако наибольшее распространение в промышленности получили процессы диффузионного насыщения из активных жидких и газовых сред.
1   ...   4   5   6   7   8   9   10   11   ...   24

Похожие:

Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам iconТехнология сбис курс лекций. Объем 36 часов. Составитель: доцент коф петрГУ
Преимущества кремниевой технологии. Требования к кремнию как к материалу для микроэлектронной промышленности
Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам iconКурс лекций Валерий Васильевич Вандышев Уголовный процесс. Курс лекций...
В 17 Уголовный процесс. Курс лекций. — Спб.: Питер, 2002. — 528 с. — (Серия «Учебники для вузов»)
Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам iconКурс лекций по предмету “Материаловедение и ткм”
Износостойкость в больше,чем при шлифовке. Для коленчатых валов предел выносливости повышается на. 48
Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам iconЛекция психосексуальное развитие. Возрастная динамика взаимоотношения полов 15
Основы семейной психопедагогики (курс лекций) / В. И. Короткий. — Архангельск: М'арт, 2003. — 178 с
Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам iconКурс лекций москва издательство "юридическая литература" 1997
Атаманчук Г. В. Теория государственного управления. Kvpc лекций — М.: Юрид лит., 1997. — 400 с
Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам iconКурс лекций Харьков 2002 Рецензенты: директор Института социальных...
Курс лекций по истории политических и правовых учений подготовлен в соответствии с программой данной дисциплины, с
Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам iconНа научно-образовательный материал «Курс видео-лекций по дисциплине...
Рассматриваемый курс видео-лекций может быть использован в системе повышения квалификации специалистов электроэнергетического профиля,...
Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам iconУтверждаю: Ректор университета, В. А. Колесников “ 5“
Преподавание курса осуществляется на 4-ом или 5-ом семестрах при общем объеме, равном 102 часам, который включает 16 часов лекций,...
Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам iconКурс лекций москва инфра-м 2002 Кононенко Б. И. Основы культурологии: Курс лекций. М.: Инфра-м
В нем в доступной форме раскрываются и выделяют­ся шрифтовой гаммой основные категории и пеня;!' I, что позволит сту­дентам быстро...
Курс лекций материаловедение автор доцент В. М. Александров Архангельск 2010 План лекций и распределение часов по разделам iconПрограмма элективного курса
Курс «История сословий в России» рассчитана на 17 часов для изучения в 10 классе профильной школы. Он охватывает период с IX до конца...
Вы можете разместить ссылку на наш сайт:
Школьные материалы


При копировании материала укажите ссылку © 2014
shkolnie.ru
Главная страница