Если у вас возникли сложности с курсовой, контрольной, дипломной, рефератом, отчетом по практике, научно-исследовательской и любой другой работой - мы готовы помочь.
Предоплата всего
Подписываем
Содержание.
Задание 2
Введение 3
Цель курсовой работы
Тематика курсовой работы
Разработка технологического процесса термической обработки стали
1.Образование аустенита 4
2. Рост аустенитного зерна 5
3. Общая характеристика превращения переохлажденного аустенита 8
4.Легирующие элементы. 10
5.Износостойкая (аустенитная) сталь 10
6.Система железо – марганец 11
7.Закалка 11
Список используемой литературы
Задание.
Для изготовления зубьев ковша экскаватора применяются сталь 110Г13Л. Расшифруйте состав и определите группу стали по назначению; объясните назначения введения Mn в эту сталь; назначьте режим термической обработки и опешите структуру после термообработки.
Введение.
Цель курсовой работы.
Основной целью курсовой работы по технологии конструкцион ных материалов является освоение принципов выбора кон струкционных материалов для деталей машин, инструмента, основываясь на знании состава и строения металлических конструкционных материалов и методов придания материалам заданных форм.
Тематика курсовой работы.
Прогресс в современной машинной технике связан с созданием u освоением новых, наиболее экономичных материалов, развитием и внедрением в производство методов упрочнения металлов, расширении сортамента выпускаемых материалов.
Совершенство производства, выпуск современных разнообразных машиностроительных конструкций, инструмента, специальных прибо ров и машин невозможны без дальнейшего развития производства стали. В зависимости от назначения сталям предъявляют различные требования. Некоторые из них должны отличаться высокой прочностью другие - пластичностью, высокой износостойкостью и усталостной прочностью. Получение тех или иных свойств определяется структу рой. В свою очередь строение стали зависит от состава и характера предварительной обработки, следовательно, между всеми этими характеристиками существует определённые связи: между составом и строением (первая связь), между обработкой и строением (вторая связь), между строением и свойствами (третья связь).
Темой работы является разработка технологического процесса термической обработки стали различного состава применительно к условиям работы данной детали машин и инструмента. С помощью термической обработки можно придавать различные значения свойствам стали без изменения её химического состава.
Различные операции термической обработки характеризуются следующими элементами: скоростью нагрева, температурой максимального нагрева, продолжительностью выдержки при температуре нагрева, скоростью охлаждения. В свою очередь изменение значения свойств металлов при проведении термической обработки объясняется измене нием внутреннего строения, которое испытывает сталь при её нагреве и охлаждении.
Разработка технологического процесса термической обработки стали.
1. ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА.
Превращение перлита в аустенит в полном соответствии с диаграммой состояния Fe—C может совершиться лишь при очень медленном нагреве. При обычных условиях нагрева превра щение запаздывает и получается перенагрев, т. е. превраще ние происходит лишь при температурах, несколько более высо ких, чем указано па диаграмме Fе—С.
Рис.1 Превращение перлита в аустенит
Перенагретый выше критической точки перлит с различной скоростью в зависимости от степени перенагрева превращает ся в аустенит.
На рис. приведены данные, показывающие время пре вращения перлита в аустенит при разных температурах (в зави симости от степени перенагрева). Расположение кривых показы вает, что чем выше температура, тем быстрее (т. е. за меньший отрезок времени) протекает превращение, и что чем быстрее осуществляется нагрев, тем при более высокой температуре про исходит превращение.
Например, при быстром нагреве и выдержке при 780° С превращение перлит+аустенит завершится за 2 мин, а при 740°С—за 8 мин.
Диаграмма, приведенная на рис. дана в координатах, температура—время, поэтому на нее можно нанести кривые нагрева.
Луч соответствует нагреву стали с какой-то определенной скоростью V2. Он пересекает линии начала и конца превраще ния в точках а" и Ъ". Следовательно, при непрерывном нагре ве со скоростью U2 мы зафиксируем превращение, протекаю щее в интервале температур от точки а" до точки Ь". Если нагрев был более медленным, то луч v1. пересекает кривые превращения при более низких температурах (точки а' и Ь'), и превращение произойдет тоже при более низких температу рах.2
Кривые начала и конца превращения, асимптотически приб лижаясь к горизонтали Ai, пересекут ее в бесконечности. Наг рев с бесконечно малой скоростью пересечет горизонталь At в бесконечности, где сливаются кривые начала и конца прев ращения и где превращение перлита в аустенит произойдет в одной «точке», т. е. при постоянной температуре. Это, очевид но, и будет случай равновесного превращения — по диаграм ме Fe—С. Реальные превращения, в отличие от равновесных, протекают при температуре выше А\ и не при одной темпера туре, а в интервале температур, лежащем тем выше, чем быст рее мы нагреваем сталь.
Окончание процесса превращения характеризуется об разованием аустенита и исчезновением перлита (феррит+цементит). Однако этот вновь образовавшийся аустенит даже в объеме одного зерна неоднороден. В тех местах, в которых ранее были пластинки (или зерна) перлитного цементита, со держание углерода больше, чем в тех местах, где залегали пластинки феррита. Поэтому только что образовавшийся аус тенит неоднороден.
Для получения однородного по составу (гомогенного) аус тенита при нагреве требуется не только перейти через точку окончания перлито-аустенитного превращения, но и перегреть сталь выше этой точки или дать выдержку для завершения диффузионных процессов внутри аустенитного зерна.
Скорость гомогенизации аустенита в значительной степе ни определяется исходной структурой стали — степенью дис персности цементита и его формой. Чем мельче частицы це ментита и, следовательно, больше их суммарная поверхность, тем быстрее происходят описанные превращения.
2. РОСТ АУСТЕНИТНОГО ЗЕРНА
Начало перлито-аустенитного превращения сопровождается образованием первых зерен аустенита. Первые зерна аустенита образуются на границе между ферритом и цементитом — струк турными составляющими перлита. Так как эта граница весьма разветвлена, то превращение начинается с образования мно жества мелких зерен. Следовательно, по окончании превраще ния перлита в аустенит образуется большое количество малых аустенитных зерен. Размер этих зерен характеризует так назы ваемую величину начального зерна аустенита.
Дальнейший нагрев (или выдержка) по окончании превра щения вызывает рост аустенитных зерен. Рост зерна — само произвольно протекающий процесс, так как при этом умень шается суммарная поверхность зерен (уменьшается поверхност ная энергия), высокая температура обеспечивает лишь достаточ ную его скорость.
Различают два типа сталей: наследственно мелкозернистую и наследственно крупнозернистую; первая характеризуется ма лой склонностью к росту зерна, вторая — повышенной склон ностью.
Изменение размеров зерна при нагреве двух принципиально различных по кинетике роста зерна сталей показано на рис.
Переход через критическую точку А1 сопровождается рез ким уменьшением зерна. При дальнейшем нагреве зерно аус тенита в мелкозернистой стали не растет до 950—1000° С, после чего устраняются факторы, препятствующие росту, и зерно начинает быстро расти. У крупнозернистой стали ничто не пре пятствует росту зерна, который и начинается вскоре после перехода через критическую точку.
Под наследственной зернистостью следует подразумевать склонность аустенитного зерна к росту.
Из рис. видно, что при температурах немного более вы соких, чем критическая точка (Ac1), зерна аустенита у наследственно крупнозернистой стали больше, чем у наследственно мелкозернистой, а при темпе ратурах значительно более вы соких у наследственно мелко зернистой стали зерно может оказаться крупнее. Поэтому по размеру зерна в данном куске металла еще нельзя опреде лять наследственную зернис тость.
Размер зерна, полученный в стали в результате той или иной термической обработ ки,— это так называемое дей ствительное зерно.
Таким образом, различают:
1) начальное зерно—раз мер зерна аустенита в момент окончания перлито-аустенитного превращения; 2) наслед ственное (природное) зерно—склонность аустенитных зерен к росту; 3) действительное зер но—размер зерна аустенита в данных конкретных условиях.
Размеры перлитных зерен зависят от размеров зерен аус тенита, из которых они образовались. Чем крупнее зерна аусте нита, тем, как правило, большего размера перлитные зерна, об разующиеся из них. Аустенитные зерна растут только при нагреве (при последующем охлаждении они не измельчают ся), поэтому максимальная температура нагрева стали в аустенитном состоянии и ее наследственная зернистость определяют окончательный размер зерна.
На схемах, приведены размеры перлитного зерна показан равному исходному аустенитному. Это не совсем точно. Перлит зарождается на границах аустенитных зерен, поэтому очевидно, чем меньше зерно аустенита, тем меньше образующие перлитные зерна. Из этого, однако, не следует, что из одного аустенитного зерна обязательно получится одно перлитное зерно – этих зерен может образоваться несколько.
Приведенные выше схемы являются наиболее типичными, однако встречаются отступления, о которых следует сказать в краце.
Если исходная структура стали – мартенсит или бейнит, то превращение этих структур в аустените не сопровождается измельчения аустенитного зерна, как это следует из схем, приведенных на рис. А зерно аустенита вновь приобретает размеры бывшего до закалки зерна аустенита. В этом нет ничего удивительного.
Рис.2 Схема изменения размера зерна перлита в зависимости от нагрева в аустенитной области.
При превращении аустенита в перлит по диффузионному механизму рост кристаллов новых фаз сопровождается оттеснением дефектов строения к границам зерен, другими словами, дефекты (дислокации, вакансии, примесные атомы), ранее располагавшиеся по границам аустенитных зерен, перераспределяются по границы ферритных (перлитных).
При мартенситном (бейнитном) превращение подобного перераспределения дефектов не происходит; они остаются на местах прежних аустенитных
Рис 3
а – крупное зерно аустенита, выращенное высокотемпературным нагревом (до 1300° С)
б - крупное зерно аустенита после вторичного нагрева (до 900° С), который не вызвал измельчения зерна
зерен. При переходе через критическую точку А1 образующие мелкие слаборазориентированные аустенитные зерна, не имеющие на своих границах защитных дефектных слоев, быстро объединяются в одно зерно, форма и размеры которого определяются расположением зернограничних дефектов, т. е. восстанавливается прежнее аустенитного зерно.
Замечательной и, можно сказать, удивительной особенностью этого аустенитного зерна является его не стабильность. При нагреве до более высокой температуры неожиданно зерно измельчается рис. Факт этот обнаружил, был В.Д. Садовским в 40 годах и в последствие подробно им же с сотрудниками изучен. Садовский считает, что превращение мартенсита в аустенит происходит по другому механизму, чем перлита в аустенит, и сопровождается наклепом (так называемым фазовым наклепом), и дальнейший нагрев и образование новых зерен – естественный процесс рекристаллизации аустенита.
Во многих случаях необходимо установить размер бывшего (т.е. существовавшего при высокой температуре) аустенитного зерна при фактически другой структуре стали, так как этот размер определяется, многие свойства стали, особенно в закаленном состоянии. Существует ряд способов определения размеров бывшего аустенитного зерна. Для фиксирования положения границ аустенитного зерна применяют разные способы, например: замедленное охлаждение, способствующие выделению по этим границам избыточных фаз (феррита, цементита и др.); длительный нагрев, вызывающий проникновение кислорода в глубь по границам зерен, и образование сетки из окислов; специальные методы травления мартенсита; травление в вакууме при высокой температуре, при которой растравливается лишь границе.
Для определения действительного зерна определяют средний размер зерна или сравнивают исследуемую структуру со стандартной шкалой.
Как уже указывалось, наследственная зернистость стали, есть способность зерна аустенита к росту. Поэтому для определения зернистости необходимо надо знать зависимость размера зерна от температуры. Практически, однако, удобнее наследственную зернистость определять лишь размером зерна (соответствующим номером шкалы), причем предварительно сталь должна быть нагрета до таких температур, при которых у наследственно крупно зернистой стали уже вырастает. Для обычных сортов конструкционной стали – эта температура 930° С. Стали, у которых при температуре номером зерна -1 -4 – принято считать наследственно крупнозернистыми, а стали с номером зерна -5 -8 – наследственно мелкозернистыми.
Условный номер зерна в действительности характеризует такие физические величины, как средний размер зерна или число зерен, приходящихся на 1мм² поверхности щлифа. Так, например, при размере зерна №6, средний его размер 45 мкм и в 1мм² шлифа помещается 500 зерен.
Зависит ли склонность к росту зерна (наследственная зернистость) от состава стали? Безусловно, зависит. Заэвтектоидная сталь, как правило, менее чувствительна к росту зерна при повышении температуры, чем эвтектоидная. Многие легирующие элементы, вводимые в сталь (ванадий, титан, вольфрам, молибден и др.), уменьшают склонность зерна аустенита к росту. Однако установлено, что даже разные плавки стали одной и той же марки обладают разной способностью к росту зерна, т. е. имеют разную наследственную зернистость. Здесь имеет значение способ производства стали – метод ее раскисления.
Сталь, раскисления только ферромарганцем (кипящая сталь) или ферромарганцем и ферросилицием, - наследственно крупнозернистая сталь, а сталь, дополнительно раскисленная алюминием, - мелкозернистая.
Наиболее достоверное объяснение природы мелкозернистости дает так называемая теория барьеров. Алюминий, введенный в жидкую сталь не задолго до ее разливки по изложницам, образует с растворенной в жидкой стали азотом и кислородом частицы нитридов и оксидов (AIN, AI2O3). Эти соединения растворяются в жидкой стали, а после ее кристаллизации и последующего охлаждения выделяются в виде мельчайших субмикроскопических частиц («неметаллическая пыль»). Последние, располагаясь преимущественно по границам зерна, препятствуют его росту.
Начиная с определенной температуры, даже у мелкозернистых сталей наблюдается интенсивный рост зерна. Как показали исследования, при достаточно высоких температурах происходит растворение нитридов алюминия в поверхностных слоях аустенитного зерна. При этом устраняются барьеры, препятствующие росту зерна аустенита, и зерно начинает расти.
На свойства стали влияет только действительный размер зерна, наследственный размер зерна влияния не оказывает. Если у двух сталей одной марки (одна наследственно крупно зернистая, другая наследственно мелкозернистая) при различ ных температурах термических обработок будет получен одина ковый действительный размер зерна, то свойства их будут оди наковыми. Если же размер зерна будет различный, то сущест венно будут различаться многие свойства стали.
Укрупнение зерна аустенита в стали почти не отражается на статистических характеристиках механических свойств (твер дость, сопротивление разрыву, предел текучести, относительное удлинение), но сильно снижает ударную вязкость, особенно при высокой твердости (отпуск при низкой температуре). Это явле ние сказывается из-за повышения порога хладноломкости с ук рупнением зерна.
Рис 4
Если на свойства стали влияет действительный размер зер на, то технологический процесс горячей обработки определяется наследственным зерном.
Наследственно мелкозернистая сталь не склонна к перегре ву, т. е. интенсивный рост зерен, начинается при значительно более высокой температуре, чем у наследственно крупнозернис той. Поэтому интервал температур закалки у наследственно мелкозернистых сталей значительно шире, чем у наследственно крупнозернистых.
Наследственно мелкозернистую сталь можно прокатывать (ковать) при более высоких температурах и заканчивать про катку (ковку) при более высокой температуре, не опасаясь по лучения при этом крупнозернистой структуры. Как правило, все спокойные марки стали изготавливают наследственно мел козернистыми, а кипящие стали — наследственно крупнозер нистыми.
3. Общая характеристика превращения
переохлажденного аустенита
(диаграмма изотермического превращения аустенита)
Если сталь со структурой аустенита, полученной в результате нагрева до температуры выше Ас3 (для доэвтектоидной стали) или выше Ает (для заэвтектоидной стали), переохладить до температуры ниже Ai, то аустенит оказывается в метастабильном состоя нии и претерпевает превращение.
Для описания кинетики превращения переохлажденного аустенита пользуются экспериментально построенными диаграммами время—температура—степень распада или диаграммами изотермиче ского превращения аустенита, т. е. превращения, протекающего при постоянной температуре 1.
Для изучения изотермического превращения аустенита небольшие образцы стали нагревают до температур, соответствующих существо ванию стабильного аустенита (т. е. выше критической точки), а затем быстро охлаждают (переохлаждают) до температуры ниже А1 (например, до 700, 600, 500, 400, - 300 °С и т. д.), и выдерживают при этих температурах различное вре мя, в том числе и до полного распада аустенита. Степень его распада можно определять раз ными методами: микроскопиче ским, магнитным, дилатометриче ским и др.
Рис 5
Результаты исследования опи сываются кинетической кривой, по которой можно оценить количество распавшегося аустенита в зави симости от времени, прошедшего с момента начала распада. Как видно из рис. а, в течение некоторого промежутка времени (Н1, Н2, Н3) распад аустенита экспе риментально не фиксируется. Этот период называют инкубационным.
По истечении этого периода аустенит начинает распадаться с обра зованием более стабильных структур. В области повышенных тем ператур он протекает с образованием структуры, состоящей из фер рита и цементита. Скорость распада сначала быстро увеличивается а затем постепенно замедляется. Через различные промежутки вре мени (К1, К2, Кз) процесс распада постепенно затухает и, наконец, полностью заканчивается или приостанавливается.
Построение таких кривых в изотермических условиях при разных температурах (t1, t2, t3, и т. д.) позволяет получить диаграмму изо термического превращения аустенита. Для этого нужно отрезки времени, соответствующие началу (Н1, Н2, Н3) и концу рас пада аустенита (K1,К2, Кз и т. д.), или для какой-то заранее приня той степени превращения, для каждой из исследуемых температур (t1, t2, t3), перенести на график, на котором по оси абсцисс отклады вают время, а по оси ординат — температура, и одноименные точки соединить плавными кривыми. На диаграмме изотермического пре вращения аустенита кривая 1 характеризует начало распада аустенита, а кривая 2 показывает время, необходимое для полного распада аустенита.
Область, лежащая левее кривой начала распада аустенита, относится к инкубационному периоду; в интервале тем ператур и времени, определяемых этой областью, существует переох лажденный аустенит, практически не претерпевающий заметного распада. Длительность инкубационного периода характеризует устой чивость переохлажденного аустенита. С увеличением переохлажде ния его устойчивость быстро уменьшается, достигая минимума, и далее вновь возрастает.
При температуре наименьшей устойчивости аустенита скорость превращения очень велика. В некоторых низкоуглеродистых сталях длительность инкубационного периода при этой температуре не пре вышает 1,0—1,5 с. Уменьшение устойчивости аустенита и роста ско рости его превращения с увеличением степени переохлаждения объяс няется возрастанием разности свободных энергий аустенита и фер рита. При этом уменьшается размер критического зародыша, спо собного к росту, и возрастает количество объемов в исходном аустените, в которых могут возникнуть зародыши новых фаз — феррита и цементита. Повышение устойчивости аустенита и уменьшение ско рости его превращения при больших степенях переохлаждения опре деляется снижением скорости образования и роста новых фаз вслед ствие замедления процесса диффузии.
При переохлаждении аустенита до температуры, равной или ниже мартенситной точки (МН), соответствующей температуре начала пре вращения переохлажденного аустенита в мартенсит, диффузионные процессы полностью подавляются и образование структуры, состоящей из феррита и цементита, становится невозмож ным. В этом случае протекает бездиффузионное превращение аусте нита в структуру закаленной стали, называемую мартенситом.
В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области или ступени превращения; перлитную; область промежуточного превращения (промежуточного между перлитным и мартенситным превращением) и мартенситную.
Перлитная область в углеродистых сталях распро страняется на интервал температур от точки A1, до изгиба изотерми ческой диаграммы (~550 °С). При этих температурах происходит диффузионный распад аустенита с образованием структуры из фер рита и цементита — перлита.
Промежуточное превращение протекает при температурах от из гиба кривой (~550°С) до точки МН. Это превращение обладает рядом особенностей, присущих как перлитному (диффузионному), так и мартенситному (бездиффузионному) превращению. В ре зультате превращения переохлажденного аустенита образуется структура, получившая название бейнита1.
Ниже температуры, соответствующей точке МН, переохлажден ный аустенит бездиффузионно превращается в мартенсит.
4.Легирующие элементы.
Элементы, специально вводимые в сталь в определенных концентрациях с целью изменения ее строения и свойств, называются легирующими элементами.
В связи с этим стали, в которые для получения требуемых свойств специально вводят легирующие элементы, называют легированными сталями (легированные стали иногда называют специальными).
Поскольку наличие примесей первых трех групп — неизбеж ное следствие технологического процесса производства стали в различных условиях, естественно, что эти примеси в указанных концентрациях нельзя рассматривать как легирующие элементы, а стали, содержащие эти примеси, как легированные стали.
Например, сталь, содержащая всего 0,05-0,1% ванадия (V) или 0,1% титана (Ti), считается легированной ванадиевой или титановой сталью, поскольку эти элементы специально вводили в сталь для получения требуемых свойств. При наличии элементов в количестве примерно 0,1% такое легирование называется микролегированием.
Для получения в стали более 0.7% Mn последний следует вводить в нее в количествах сверх требуемого по технологии выплавки. Поэтому, например сталь с 1.0% Mn является уже легированной марганцовистой сталью, а марганец такой концентрации считается легирующим элементом.
5.ИЗНОСОСТОЙКАЯ (АУСТЕНИТНАЯ) СТАЛЬ
Для деталей, работающих на износ в условиях абразивного трения и высоких давлений и ударов (например, для траков некоторых гусеничных машин, щек дробилок, черпаков землечерпательных машин, крестовин железнодорожных и трамвайных путей и т.д.), применяют высокомарганцевую литую аустенитную сталь 110Г13Л, содержащую 0,9-1,3% С и 11,5-14,5%.Mn.
Структура этой стали после литья состоит из аустенита и избыточных карбидов (Fe, Мn)3С, выделяющихся по границам, зерен, что снижает проч ность и вязкость стали. В связи с этим литые изделия закаливают с нагре вом до 1100°С и охлаждением в воде. При таком нагреве растворяются карбиды, и сталь после закалки приобретает более устойчивую аустенитную структуру. Она обладает следующими механическими свойствами: σB= 80 - 90кrc/мм2, σo,2 = 31 - 35кгc/мм2,5 = 25 - 15%;\|/ = 30 - 20%, НВ 180—220. Сталь с аустенитной структурой характеризуется низким пределом текучести, составляющим примерно одну треть от предела прочности и сильно упрочняется под действием холодной деформации. Если экс плуатация детали протекает в условиях значительных давлений и ударных нагрузок, то твердость стали повышается в результате наклепа, что увеличивает сопротивление износу. По этой причине сталь 110Г13Л плохо обрабатывается резанием. Если же во время работы сталь испытывает только абразивный износ и отсутствуют значительные давления, вызывающие на клеп, то повышения износостойкости не наблюдается.
При повышенном содержании фосфора сталь 110Г13Л хладноломка. При содержании в стали более 0,05% Р по границам зерна образуется хрупкая фосфидная эвтектика, на которой зарождается и растет хрупкая трещина при низких температурах, поэтому при использовании стали в се верных районах содержание фосфора должно быть равно или менее 0,02-0,03%.
Для изделий, подвергающихся износу 'в результате действия потока жидкости или газа, рекомендована сталь ЗОХ10Г10, обладающая высокой кавитационно стойкостью.
6.Система железо -- марганец
Марганец имеет четыре аллотропические формы (α, β, у, б) с интер валами стабильного
существования' до 727°С (a); 727—1100°C (p); 1100— П35°С (у) и 1135—1245°С (6). МПу имеет тетрагональную гранецентриро-
Рис 6
рованную решетку, близкую по параметрам к гранецентрированной решетке Fe,y. Это обстоятельство обусловливает возможность образования непре рывного твердого раствора между Fey и Мпу.Если не рассматривать пре вращение в сплавах, богатых марганцем, особенности которого обусловлены наличием четырех аллотропических модификаций марганца, то в остальной части диаграмма Fe—Мп аналогична диаграмме Fe—Ni.
В сплавах с 15—25% Мп ниже 400° С наблюдается образование гексагональной е-фазы, которая является промежуточной между у- и а- фазами (т. е. превращение в этих сплавах происходит по схеме у-ε-а). Образование е-фазы протекает по мартенситному механизму. Поскольку и при температурах своего образования мартенситная e-фаза неустойчива, тем пературные области ее образования на диаграмме не указаны.
7.Закалка.
Закалка является основной операцией, формирующей структуру и свойства, которые сталь должна иметь в эксплуатации.
Значения критических точек необходимы не только для характеристики превращений, но и для выполнения тепловой обработки (температур нагрева для отжига, нормализации, отпуска).
На диаграмма Fе-С критическим точкам Ac1 отвечает линия PSK, критической точке Aс3 (для доэвтектоидной стали) - линия GS. Температуры закалки и отжига обычно на 20°- 40˚ выше точки Аc1 для доэвтектоидной и на 30-70° выше Ас3 для заэвтэктоидной углеродистой стали. Диаграмма характеризует состоянии чистых железоуглеродистых сплавов, промышленные сплавы содержат, кроме того, марганец, серу и фосфор (а также хром, никель и др.). В углеродистых сталях влияние этих примесей на положение критических точек незначительно и это позволяет определить положение критических точек по диаграмме. При увеличении содержания марганца и кремния, при введении других легирующих элементов положение критических точек меняется, и определение их по диаграмме становится невозможным. Вследствие отсутствия многокомпонентных систем для назначения режимов термообработки необходимо экспериментальное определение критических точек.
При назначении решила термический обработки легированных сталей особое внимание следует уделить влиянию углерода и легирующих элементов на превращения при нагреве и охлаждении, рассмотреть структуру и свойства закалённой стали. Закалка не является окончательной операцией термической обработки. Чтобы уменьшить хрупкость и напряжения, вызванные закалкой, и получить требу емые механические свойства, сталь после закалки подвергают от пуску.
при Рис.7 Схема закалки легированной стали (а) и термокинетическая диаграмма (б), на которой указана скорость охлаждения при закалке
Выбор температуры закалки. Доэвтектоидные стали нагревают до температуры на 30—50°С выше точки Ас1 (рис. 2, а). В этом случае сталь с исходной структурой перлит + феррит при нагреве приобретает аустенитную структуру, которая при последующем охлаждении со скоростью выше критической превращается в мар тенсит.
Закалку доэвтектоидных конструкционных сталей от темпера тур, соответствующих межкритическому интервалу (Ас1 – Ас3) до недавнего времени не применяли. Вообще говоря, при всех темпера турах нагрева в межкритическому интервале температур вследствие получения после закалки структуры мартенсита и сохранившегося при нагреве феррита, твердость и другие ме ханические свойства стали оказываются бо лее низкими по сравне нию с закалкой от тем ператур выше Ас3. Од нако в последнее время установлено, что при нагреве в межкритиче ском интервале проис ходит: рафинирование феррита по примесям (они уходят в аустенит), что делает феррит пластичным; получение двухфазной структуры низкоуглеродистой стали после закалки из межкритического интервала, состоящей из рафинированного феррита и островков мартенсита в тройных сты ках зерен, что предопределяет низкие значения предела текучести при высоких значениях временного сопротивления. Низкое отноше ние σт/σв выгодно для глубокой штамповки листовых малоуглероди стых сталей, что предопределило использование двухфазных ста лей после закалки из межкритического интервала в автомобиль ной промышленности (детали корпуса автомобиля).
Для многих легированных сталей температура нагрева под за калку значительно превышает критические точки, что определяется малой скоростью и степенью растворения специальных карбидов в аустените для получения нужной степени его легированности. Это повышение температуры во многих случаях не ведет к заметному росту зерна, так как нерастворенные частицы карбидов тормозят рост зерна аустенита.
Условия аустенитизации и соответственно состояние аустенита оказывают большое влияние на кинетику фазовых превращений при последующем охлаждении и конечные свойства образующихся при этом структур стали.
Пониженная температура аустенитизации или недостаточная выдержка при этой температуре стали, легированной карбидообразующими элементами, приводит к образованию малоуглеродистого и низколегированного и поэтому малоустойчивого при охлаждении аустенита. Кроме того, ускоренному распаду аустенита при охла ждении способствуют нерастворенные карбиды, оказывающие заро дышевое влияние, повышается критическая скорость закалки и уменьшается прокаливаемость стали. Вследствие указанных изме нений повышаются температуры мартенситных точек Мн и Мк и снижается твердость мартенсита — уменьшается закаливаемость стали из-за того, что значительное количество углерода находится не в аустените, а в нерастворившихся карбидах. В инструментальных (быстрорежущих) сталях после такой аустенитизации ухудшается теплостойкость (красностойкость) инструмента, а в конструкционных сталях образующийся после такой закалки и высокого отпуска низ колегированный или неоднородно легированный феррит в сочета нии с укрупненными частицами карбидов определяет понижение ме ханических свойств.
Рис.8 Диаграмма состояния Fe – Fe3C
а – диаграмма состояния с указанием температур закалки доэвтектоидной и заэвтектоидной стали; б – зависимость стали после закалки от содержания углерода [1 – сталь со структурой мартенсита; 2 – заэвтектоидная сталь, закалённая с температуры Ас1+(20 - 30˚С);3 - заэвтектоидная сталь, закалённая с температуры Аcm+(20 - 30˚С) ]; в – зависимость количества остаточного аустенита от содержания углерода в стали.
Повышение температуры нагрева под закалку (или увеличение длительности нагрева) приводит к растворению карбидов, укруп нению зерна и гомогенизации аустенита. Это способствует повышению устойчивости переохлажденного аустенита, особенно в районе тем ператур перлитного превращения, и уменьшению критической ско рости закалки и увеличению прокаливаемости стали. Однако чрез мерное повышение температуры нагрева для закалки увеличивает количество остаточного аустенита (рис. 2, в), что снижает твер дость стали (рис. 2, б), приводит к сильному росту зерна и увели чению деформации обрабаты ваемых изделий.
Продолжительность нагрева при аустенизации стали. Продолжительность нагрева должна обеспечить прогрев из делия по сечению и заверше ние фазовых превращений, но не должна быть слишком боль шой, чтобы не вызвать роста зерна и обезуглероживание по верхностных слоев стали.
|
Нагрев |
Продолжительность нагрева, с, на 1 мм сечения или толщины изделия |
||
|
круглое |
квадратное |
прямоугольное |
|
|
В электропечи |
40 – 50 |
50 – 60 |
60 – 75 |
|
В пламенной печи |
35 – 40 |
45 – 50 |
55 – 60 |
|
В соляной ванне |
12 – 15 |
15 – 18 |
18 – 22 |
|
В свинцовой ванне |
6 – 8 |
8 – 10 |
10 – 22 |
Таблица 1. Ориентировочная продолжительность нагрева изделий в различных печах для закалки от 800 - 850˚С
Общая продолжительность нагрева τобщ =τс. п + τи. в, где τс. п. - продолжительность сквоз ного прогрева до заданной (ко нечной) температуры, обуслов лена формой и размером изде лий, их расположением, типом печи, составом и свойствами стали и т. д.; τи. в —продолжительность изотермической выдержки при данной температуре, которая не зависит от формы и размера изделия и определяется только составом и исходным состоянием стали.
В настоящее время разработаны инженерные методы расчета Основных тепловых параметров — продолжительности нагрева, ско рости нагрева, перепада температуры по толщине металла и т. д. Для ориентировочного определения общей продолжительности на грева τобщ можно пользоваться данными, приведенными в табл. 1.
Величина τи. в должна быть минимальной, но должна обеспечить завершение фазовых превращений в стали и получение необходимой концентрации углерода и легирующих элементов в аустените.
Продолжительность изотермической выдержки при заданной температуре для деталей машин часто принимают равной 15 —25 % от продолжительности сквозного прогрева.
Выдержка в электропечи при температуре закалки 750—900 °С для инструмента из углеродистой стали (0,7—1,3 % С) рекоменду ется 50—80 с на 1 мм наименьшего сечения, а из легированной стали 70—90 с; при нагреве в соляной ванне, соответственно, 20— 25 с для углеродистой стали и 25—30 с — для легированной стали.
Фасонный инструмент и детали машин сложной формы при на греве под закалку для уменьшения деформации рекомендуется пред варительно подогревать в печи при 400—600 °С.
Закаливаемость и прокаливаемость стали. Под закали ваемостью понимают способность стали повышать твердость в результате закалки. Закаливаемость стали определяется в первую очередь содержа нием в стали углерода. Чем больше в мартенсите углерода, тем выше его твердость. Легирующие элементы оказывают относи тельно небольшое влияние на закаливаемость (рис. 2, б).
Под прокаливаемостью понимают способность стали получать закаленный слой с мартенситной или троосто-мартенситной и высокой твердостью, структурой простирающейся на ту или иную определяется глубину. Прокаливаемость определяется критической скоростью охлаждения, зависящей от состава стали. Если дей ствительная скорость охлаждения в серд цевине изделия будет превышать критиче скую скорость закалки Vv. (рис. 3, III — V’”к), то сталь получит мартенситную структуру по всему сечению и тем самым будет иметь сквозную прокаливаемость.
Если действительная скорость охлаж дения в сердцевине будет меньше Vv. (рис. 129, uk и uk'), то изделие прокалится только на некоторую глубину а', а" и прокаливаемость будет неполной. В этом случае в сердцевине произойдет распад аустенита с образованием пластинчатой.феррито-карбидной структуры (троостита, сорбита или перлита).
За глубину закаленного слоя условно принимают расстояние от поверхности до полумартенситной зоны (50 % мартенсита+50% тро остита). Диаметр заготовки, в центре которой после закалки в данной охлажда ющей среде образуется полумартенситная структура, называют критическим диаметром dк. Величина критиче ского диаметра определяет размер сечения изделия, прокаливающегося насквозь, т. е. получающего высокую твердость, а после отпуска — и высокие механиче ские свойства по всему сечению. Полу мартенситная структура во многих случаях не обеспечивает максимума механических свойств. Так, предел усталости стали с полумартенситной структурой после высокого от пуска (HRC35) на 15—20 % ниже, чем у стали со структурой, состоя щей из 90—95 % мартенсита. Поэтому часто прокаливаемость оп ределяют по глубине закаленного слоя со структурой 95 % мартен сита. Критический диаметр для 95 % мартенсита примерно на 25 % меньше критического диаметра, определенного по полумартенситной зоне. Полная прокаливаемость на структур из 99,9 % мартенсита составляет ~50 % от полумартенситной.
Прокаливаемость тем выше, чем меньше критическая скорость закалки, т. е. чем выше устойчивость переохлажденного аустенита. Поэтому все факторы, уменьшающие величину критической скорости закалки (повышающие устойчивость переохлажденного аустенита), увеличивают прокаливаемость.
Легированные стали вследствие более высокой устойчивости переохлажденного аустенита и соответственно меньшей критической скорости охлаждения (рис. 129, V'к и V'" к) прокаливаются на значи тельно большую глубину, чем углеродистые. Сильно повышают прокаливаемость марганец, хром, молибден и малые присадки бора (0,003—0,005 %). Прокаливаемость особенно возрастает при одно временном введении в сталь нескольких легирующих элементов. Кобальт, повышая критическую скорость закалки, уменьшает прокаливаемость стали.
Устойчивость переохлажденного аустенита повышается, а крити ческая скорость закалки уменьшается только при том условии, если легирующие элементы растворены в аустените. В случае если они не растворены в аустените и находятся в виде избыточных частиц (карбидов, карбонитридов, нитридов, и тому подобных фаз), то они не повышают устойчивость аустенита, а могут ее и
Рис. 9 Зависимость прокаливаемости стали от величины критической скорости закалки Vк: a’ и a” – глубина закалённого слоя; V’к — критическая скорость охлаждения для угле родистой стали; V”к — то же для низколегированной и V’”к — для высоколегированной стали; / — углеродистая сталь; // - низколегированная; '/// — высо колегированная; Ф+К — пла стинчатая феррито-карбидная структура (троостит. сорбит или перлит).
уменьшить, так как карбиды служат готовыми зародышами, облегчающими распад аустенита. Карбиды (карбонитриды) титана, ниобия и ванадия при нормально принятом нагреве под закалку обычно не растворяются в аустените и понижают прокаливаемость. Сильно влияет на прокали ваемость величина зерна аустенита. В углеродистой стали при ук рупнении зерна от балла 8 до 1—2 глубина закаленного слоя возрастает в 2— 3 раза. Поэтому
Рис.10. Твердость по сечению закаленной стали разного состава:
а — 0,4 % С; 6 - 0,4 % С; 0.085 % Mn и 1.0 % Cr; в - 0,4 % С; 3,5 % Ni и 1,5 % Cr (Нпм.з - твердость полумартенситной зоны).
При сквозной закалке свойства стали и, в частности, твердость по всему сечению изделия одинаковы. При несквозной закалке из менение структуры стали по сечению способствует соответствующим изменениям свойств. Распределение твердости по сечению закаленных цилиндров из разных сталей показано на рис. 4. При несквозной прокаливаемости твердость падает от поверхности к сердцевине. При несквозной прокаливаемости отпуск при высокой температуре уменьшает различие в твердости и временном сопротивлении по се чению. Однако предел текучести, ударная вязкость и относительное сужение в сердцевине образца ос таются более низкими. Это объяс няется разным характером строе ния ферритокарбидной струк туры. В закаленном слое в резуль тате отпуска мартенсита образуется более дисперсная феррито-карбидная структура зернистого строе ния, а в сердцевине она более гру бая и имеет пластинчатое строение.
На рис. 5 приведена схема, иллюстрирующая влияние степени прокаливаемости на работу раз вития трещины улучшенной стали и количество волокнистой составляющей в изломе (В) в зависимости от температуры в интервале охрупчивания. Чем ниже степень про каливаемости, тем при более высоких температурах начинается охрупчивание и тем ниже ат. Температура t100 м соответствует минимальной температуре, при которой сохраняется полностью волокнистое строе ние изломов высокоотпущенной стали после сквозной закалки (95 % мартенсита). При неполной прокаливаемости при t100 м в из ломе обнаруживаются кристаллические участки. При малой степени прокаливаемости при этой температуре излом полностью кристалли ческий и ат (ар) имеет низкое значение. Следует отметить, что разли чие в твердости в этом случае невелико.
Прокаливаемость стали в небольших сечениях (диаметром до 15—25 мм) можно практически определить по виду излома закаленных образцов или по распределению твердости по сечению (см. рис. 4). Для этого образец ломают или разрезают и по диаметру сечения определяют твердость.
Рис.11. Влияние степени прокаливаемости стали на температурные удельной работы развития трещины ат и количество волокнистой составляющей в изломе В:
1 – сталь со сквозной прокаливаемостью после высокого отпуска; 2-4 – стали после высокого отпуска с различной степенью прокаливаемости (в порядке её уменьшения).
Прокаливаемость стали по стандарту определяют методом тор цовой закалки. Цилиндрический образец определенной формы и раз меров (диаметр = 25 мм, длина = 100 м) (рис. 6, б), нагретый до заданной температуры, охлаждают водой с торца на специальной установке. После охлаждения измеряют твердость по длине (высоте) образца. Так как скорость охлаждения убывает по мере увеличения расстояния от торца, то будет уменьшаться и твердость (рис. 6, а).
Рис.12 Определение прокаливаемости по торцовой пробе:
а – изменение твёрдости по длине образца для низколегированной (1) и высоколегированной (2) стали; б – схема торцовой закалки образца; Нпм. З – твёрдость полумартенситной зоны.
Результаты испытаний выражают графи чески в координатах твердость — расстояние от охлаждаемого торца. Определив расстоя ние от торца до твердости (рис. 7), отве чающей заданной структуре (50, 95 или 99,9% мартенсита), можно по номограмме найти критический диаметр. Чтобы характеристика прокаливаемости стали не была связана с видом охладителя, при использовании но мограмм вводят понятие об идеальном кри тическом диаметре, который является наи большим диаметром образца, прокаливаемого насквозь, при идеальном охлаждении (Н = ∞). Поверхность образца в идеальном охладителе должна мгновенно принимать его температуру, т. е. охлаждение следует про водить с бесконечно большой скоростью. От идеального критического диаметра можно перейти к реальному критическому диаметру, используя специальную номограмму 1. На рис. 8, а приведена схема такой номо граммы. В правом верхнем углу номограммы помещены две шкалы—для получения в серд цевине 99,9 % мартенсита или структуры состоящей из 50 % мар тенсита и 50 % троостита. Однако в обоих случаях используются полученные на торцовой пробе расстояния до полумартенситной зоны (l1, l2 на рис. 6). В случае пол ной прокаливаемости на мартенсит (99,9 %) на верхней шкале опре деляют точку О, соответствующую расстоянию от торца до полумар тенситной зоны. Из этой точки опу скают вертикаль до линии идеаль ного охлаждения (Н = ∞), откуда проводится горизонталь до линии охлаждения в воде (точка b) или другого охладителя (масло, воз дух). Опуская
Рис.13 Твёрдость стали с различным содержанием
в структуре мартенсита (цифры у кривых)
вертикаль из то чки b на шкалу dk (или а) для тел разной формы находят искомый размер критического диаметра (точка с), при котором данная сталь, закаленная в воде, будет иметь в сердцевине структуру мартенсит.
Рис.14. Номограмма (а) и диаграмма (б) для определения критического диаметра прокаливаемости.
.Рис.15. Полосы прокаливаемости для различных сталей (Нпм. З - твёрдость полумартенситной зоны).
Аналогично определяют критический диаметр с получением в серд цевине полумартенситной структуры; в этом случае используют нижнюю шкалу (точка О').
На практике с достаточной точностью критический диаметр мо жет быть определен по графику, представленному на рис. 8, б. Для этого на оси абсцисс откладывают рас стояние от охлаждае мого торца до твердости полумартенситной структуры (или 95 или 99,9 % мартенсита) и восстанавливают пер пендикуляр до пересе чения с кривой закалки в масле или воде. Го ризонталь, проведенная от этой точки до вели чину dк. Чем выше циркуляция охлаждающей среды (Н), тем больше прокаливаемость. Прокаливаемость даже одной и той же стали может колебаться в значительных пределах в зависимости от изменений химического состава, величины зерна, размера и формы изделия и многих других факторов. Поэтому прокаливаемость стали характе ризуют не кривой, а так называемой полосой прокаливаемости, которая не всегда отражает действительную прокаливаемость стали в изделии. Полосы прокаливаемости для углеродистой и легированной сталей, содержащих 0,4 % С, наглядно показывающие влияние легирующих элементов, приведены на рис. 9.
Внутренние напряжения в закаленной стали. Внутренние напря жения при закалке стали возникают вследствие неравномерного ох лаждения поверхности и сердцевины изделия (эти напряжения на зывают тепловыми), увеличения объема и неоднородности про текания мартенситного превращения по объему изделия. Напря жения, вызываемые этим превращением, называют структур ными (или фазовыми).
Неодинаковое распределение температур по сечению изделия при быстром охлаждении сопровождается и неравномерным изменением объема. Поверхностные слои сжимаются быстрее, чем внутренние. Однако сжатию поверхностных слоев препятствуют внутренние слои. Это приводит к тому, что в поверхностных слоях образуются вре менные растягивающие, а во внутренних слоях сжимающие напря жения.
После того как поверхность охладителя и изменение объема пре кратится, сердцевина еще будет испытывать тепловое сжатие. Вслед ствие этого напряжения начнут уменьшаться и в некоторый момент произойдет изменение знака напряжений на поверхности и в серд цевине. После окончательного охлаждения на поверхности получа ются остаточные напряжения сжатия, а в сердцевине — растяжения (рис. 10, а). Появление остаточных напряжений является результатом того, что временные напряжения вы зывают не только упругую, но также в той или иной степени неодновре менную и неодинаковую пластичес кую деформацию слоев по сечению.
Рассмотрим теперь условия обра зования структурных напряжений при полной прокаливаемости. При этом тепловые напряжения условно учитываться не будут. По до стижении при закалке температур ниже точки My мартенсит в пер вую очередь образуется на поверхности, где точка Мд будет достигнута раньше, чем в сердцевине. Так как превращение аустенит -*- мартенсит сопровождается увеличением объема, то это приводит к образованию на поверхности временных сжимающих на пряжений, а во внутренних слоях — растягивающих. По мере развития превращения знак напряжений на поверхности и в серд цевине меняется.
Структурные напряжения относительно тепловых изменяются в обратном порядке. В результате мартенситного превращения на поверхности образуются остаточные напряжения растяжения, а в сердцевине — сжатия (рис. 10, б). Эти остаточные напряжения так же, как и тепловые, возникают в результате появления под дей ствием временных напряжений не только упругой, но и неодинаковой по сечению остаточной деформации.
При закалке стали одновременно возникают как тепловые, так и структурные напряжения, которые суммируются (рис. 10, в). В данной схеме тепловые напряжения превышают структурные, поэтому на поверхности образовались сжимающие напряжения. Од нако в зависимости от соотношения между тепловыми и структур ными напряжениями могут получиться различные ё слоях напряжения могут иметь разный знак и различную величину. Во многих случаях величина фазо вых напряжений больше, чем тепловых.
Остаточные напряжения, полученные после закалки, не характе ризуют напряжения, возникающие при охлаждении (нагреве) стали. Остаточные напряжения всегда меньше временных напряжений, образовавшихся в процессе охлаждения.
Если величина напряжений превышает сопротивление отрыву и металл мало пластичен, то напряжения не могут быть уменьшены пластической деформацией. В такой ситуации образуются трещины. Наиболее опасны при этом растягивающие напряжения на поверх ности, которые, способствуя образованию трещин, снижают предел выносливости стали.
Растягивающие напряжения возникают в основном вследствие структурных напряжений, которые стараются уменьшить. Струк турные напряжения тем больше: чем выше температура закалки и скорость охлаждения в интервале температур Мн и Мк. Для сни жения структурных напряжений скорость охлаждения ниже Ми нужно замедлять и избегать перегрева стали.
Рис.17. Эпюры остаточных напряжений:
а – тепловых; б – структурных; в – суммарных.
Фрагмент диаграммы состояния Fe – C для сталей.
К элементам первой группы относятся никель и марганец. В результате этого на диаграмме состояния железа – легирующий элемент наблюдается расширении области γ-фазы и сужение области существования α-фазы. Сплавы, имеющие концентрацию легирующего элемента больше указанной, не испытывают фазовых превращений α↔γ и при всех температурах представляют твердый раствор легирующего элемента в γ-железе. Такие сплавы называют аустенитными. Сплавы частично претерпевающие α↔γ называют полуаустенитом.
Сталь 110Г13Л содержит 13% марганца. На диаграмме состояния 13% марганца находиться α+γ следовательно сталь 110Г13Л относиться к полуаустенитом.
Для деталей, работающих на износ в условиях абразивного трения и высоких давлений и ударов (например, для траков некоторых гусеничных машин, щек дробилок, черпаков землечерпательных машин, крестовин железнодорожных и трамвайных путей и т.д.), применяют высокомарганцевую литую аустенитную сталь 110Г13Л, содержащую 0,9-1,3% С и 11,5-14,5%.Mn. Структура этой стали после литья состоит из аустенита и избыточных карбидов (Fe, Мn)3С, выделяющихся по границам, зерен, что снижает проч ность и вязкость стали. В связи с этим литые изделия закаливают с нагре вом до 1100°С и охлаждением в воде. Она обладает следующими механическими свойствами: σB= 80 - 90кrc/мм2, σo,2 = 31 - 35кгc/мм2,5 = 25 - 15%;\|/ = 30 - 20%, НВ 180—220. Сталь с аустенитной структурой характеризуется низким пределом текучести, составляющим примерно одну треть от предела прочности и сильно упрочняется под действием холодной деформации. . По этой причине сталь 110Г13Л плохо обрабатывается резанием. Если же во время работы сталь испытывает только абразивный износ и отсутствуют значительные давления, вызывающие на клеп, то повышения износостойкости не наблюдается. Для изделий, подвергающихся износу 'в результате действия потока жидкости или газа, рекомендована сталь ЗОХ10Г10, обладающая высокой кавитационно стойкостью.
Из стали 110Г13Л – отливки, износостойкость в условиях ударных и высоких статических нагрузок (сердечники стрелочных переводов и крестовин железнодорожных путей, детали экскаваторов дробилок, траки и др.)
Из других сталей – отливки с высокой с высокой коррозионной стойкостью для различной арматуры химической промышленности, коллекторов выхлопных систем, печной арматуры, работающих в среде агрессивных газов, и т.д.
Жаропрочные (до 800-900˚С), отливки для газовых турбин, турбокомпрессоров установок нефтехимической промышленности, газопроводов и др.
Инструментальные стали применяют для изготовления как инструментов (режущих, штамповых и измерительных), так и для некоторых деталей машин, от которых требуется высокие твердость и износостойкость и которые применяют при не больших или умеренных динамических нагрузках (в частности, для шарика – и роликоподшипников).
15