- •2. Атомно-кристаллическое строение металлов
- •Строение реальных кристаллов
- •Аллотропические модификации металлов
- •3.2. Механизм процесса кристаллизации
- •3.3. Аморфное состояние металлов
- •3.4. Реальная форма кристаллических образований
- •3.5. Получение монокристаллов
- •3.6. Жидкие кристаллы
- •3.7. Строение стального слитка
- •3.8. Методы исследования структуры
- •4.2.2. Твердость – способность материалов сопротивляться пластической или упругой деформации при внедрении в него более твердого тела, которое называется индентором.
- •4.3. Конструкционная прочность металлов и сплавов
- •4.4. Пути повышения прочности металлов
- •4.5. Влияние нагрева на строение и свойства деформированного металла (рекристаллизация)
- •5.2. Химические соединения
- •5.3. Электронные соединения (фазы Юм – Розари)
- •5.4. Механические смеси
- •6. Диаграмма состояния
- •6.1. Построение диаграмм состояния (равновесия)
- •6.2. Правило отрезков или правило рычага
- •6.3. Диаграмма состояния для сплавов, образующих механические смеси из чистых компонентов ( I рода)
- •Диаграмма состояния для сплавов с ограниченной растворимостью в твердом состоянии (III рода)
- •6.7. Диаграмма состояния для сплавов, испытывающих полиморфные превращения
- •6.8. Связь диаграммы состояния сплава с его свойствами
- •7 Анализ диаграммы «железо - углерод»
- •7.1. Характеристика линий и точек диаграммы Fe – Fe3c
- •Механические свойства некоторых марок серых чугунов (гост 1412-85)
- •8.2. Превращения в стали при нагреве - образование аустенита (I превращение)
- •8.4. Перлитное превращение
- •8.5. Бейнитное превращение
- •9.2. Классификация видов термической обработки
- •9.3. Способы закалки
- •9.4. Закаливаемость и прокаливаемость
- •10. Внутренние напряжения
- •11. Отпуск
- •12. Химико-термическая обработка (хто)
- •12.1. Цементация стали
- •13. Термомеханическая обработка
- •14.2. Влияние легирующих элементов на кинетику распада аустенита
- •14.5. Принципы комплексного легирования
- •14.6. Технологические особенности термической обработки легированной стали
- •15. Конструкционные материалы
- •15.1. Классификация конструкционных сталей
- •16. Инструментальные стали и сплавы
- •16.1. Режущие стали
- •16.2. Быстрорежущие стали
- •16.3. Твердые peжyщие сплавы
- •16.4. Штамповые стали
- •16.5. Стали для измерительных инструментов
- •17.2. Жаростойкие и жаропрочные стали и сплавы
- •17.3. Криогенные стали и сплавы
- •17.4. Магнитные стали и сплавы
- •17.5. Сплавы с особенностями электросопротивления
- •17.6. Сплавы с высоким электросопротивлением
- •17.7. Сплавы с заданным коэффициентом теплового расширения
- •Технические железоникелевые сплавы относятся к сталям аустенитного класса.
- •17.8. Сплавы с заданными упругими свойствами
- •18.2. Алюминиевые сплавы
- •18.5. Антифрикционные сплавы
- •Список использованных источников
- •Содержание
13. Термомеханическая обработка
Термомеханическая обработка стали (ТМО) заключается в сочетании пластической деформации стали в аустенитном состоянии ("аусформинг") с закалкой.
Различают два способа ТМО - это высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) и низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО) (рис.13.1).
Рис. 13.1. Схема термомеханической обработки стали: а – ВТМО; б – НТМО (заштрихованная зона – интервал температур рекристаллизации)
ТМО обоих видов заканчивается низким отпуском при 100-200 оС. При ТМО повышается весь комплекс механических свойств и особенно пластичность и вязкость, что наиболее важно для высокопрочного состояния. По сравнению с обычной обработкой прирост прочности при ТМО составляет 200-500 МПа, т.е. 10-20 %. Характеристики пластичности и вязкости повышаются в 1,5-2 раза.
Улучшение комплекса механических свойств обусловлено формированием специфического структурного состояния. Деформация создает в аустените высокую плотность дислокаций, образующих из-за процесса полигонизации устойчивую ячеистую субструктуру, которая наследуется мартенситом при закалке. При этом субграницы тормозят движение дислокаций и локализируют деформацию внутри зерна; в результате прочность повышается. В то же время субграницы ведут себя как полупроникаемые барьеры. Они допускают прорыв дислокаций, их передачу из мест скоплений в соседние субзерна. Это вызывает пластическую релаксацию локальных напряжений и служит причиной повышенных пластичности и вязкости.
Наибольшее упрочнение (σв ≤ 2800 МПа) достигается при НТМО. Однако ее проведение технологически более сложно, чем ВТМО. Она требует мощных деформирующих средств и пригодна для легированных сталей с большой устойчивостью переохлажденного аустенита.
ВМТО обеспечивает меньшее упрочнение (σв ≤ 2400 МПа ), но более высокие пластичность и вязкость. Она уменьшает также чувствительность к трещине, снижает порог хладноломкости, повышает сопротивление усталости и затрудняет разупрочнение при отпуске, что связано с устойчивостью ячеистых дислокационных структур мартенсита. Особенно эффективна ВТМО для чистого вакуумированного металла. Кроме того, ВТМО более технологична и для неё пригодны любые конструкционные стали.
Область ВТМО расширяет явление обратимости эффекта упрочнения. Оно состоит в том, что свойства, полученные при ВТМО, наследуются после повторной закалки. Это позволяет закладывать определенный ресурс свойств в стальные полуфабрикаты (поковки, прутки, листы и т.п.), подвергая их ВТМО на металлургическом заводе.
14. ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
Легирование - целенаправленное изменение состава материала путем введения легирующих элементов для изменения структуры и получения требуемых свойств.
14.1. Влияние легирующих элементов на превращения в сталях
Все элементы, которые растворяются в железе, влияют на температурный интервал существования его аллотропических модификаций, т.е. сдвигают точки А3 и А4 по температурной шкале (рис.14.1). Элементы, которые только растворяются в феррите или цементите, не образуя специальных карбидов, оказывают лишь количественное влияние на процессы превращения. Карбидообразующие элементы вносят не только количественные, но и качественные изменения в кинетику изотермического превращения.
Рис. 14.1. Влияние легирующих элементов на полиморфизм железа: а – Ni, Mn (аустенитные); б – Mn; в – V, Si, Al, Cr, W, Mo (ферритные); г – B, Zn, Nb
Легирующие элементы оказывают большое влияние на положение точек S (0,8 % С) и E (2,14 % С) диаграммы «железо-цементит» (рис. 7.1):
Ni, Co, W, Cr, Mn снижают, а V, Ti, Nb повышают.
Легирующие элементы в стали могут быть в твердом растворе, карбидной фазе или в виде интерметаллических соединений и влияют на свойства феррита и аустенита по мере увеличения их содержания в сталях (рис. 14.2).
Рис. 14.2. Влияние легирующих элементов на свойства феррита
При высоком содержании легирующих элементов часто образуются интерметаллические соединения: Fe7Mo6, Fe2Mo6, Fe2W, Fe7W6; силициды: FeSi, Fe3Si, Fe5Si3 (η - фаза), Fe Cr (σ - фаза).
По отношению к углероду легирующие элементы делятся на три группы:
- графитизирующие - Si, Ni, Си, Al ;
- нейтральные - Со ;
- карбидообразующие (по возрастающей степени сродства к углероду и устойчивости карбидных фаз располагаются в следующем порядке: Fe → Mn → Cr → Mo → W→ Nb → V → Zn → Ti).
При малом содержании Mn, Сr, W, Mo карбидообразующие растворяются в цементите и образуют легированный карбид типа (FeMn)3С; (FeCr)3С. Более сильные карбидообразующие - Ti, Zn, V, Nb - образуют специальные карбиды (TiС, NbС, ZnС, VС).
Карбиды в легированных сталях можно разделить на две группы: карбиды типа (М - металл) - М3С2, М7,С3 , M23C6 и M6C (M4C), которые легко растворяются в аустените при нагреве и карбиды типа MC (TiС, NbС, ZnC), W2C и Мо2C, являющиеся фазами внедрения и которые в реальных условиях не растворяются в аустените.
Все карбиды обладают высокой температурой плавления и высокой твердостью. Чем дисперснее карбиды, тем выше прочность и твердость.