Материаловедение_лабы

в условиях трения и износа. Наиболее распространенными являются стали марок 20Х, 18ХГТ, 12ХН3А и др.

Конструкционные легированные улучшаемые стали, подвергаемые закалке в масле с высоким отпуском на структуру сорбит, обладают хорошим сочетанием прочности, пластичности и вязкости, что обеспечивает надежность работы изделий при динамических и знакопеременных нагрузках. Поскольку одной из основных целей введения легирующих элементов в стали является увеличение прокаливаемости, то для изделий больших сечений целесообразно применять более высоколегированные стали, содержащие до 1,5-2% Сr, 2-4% Ni и до 0,4% Мо или 1%W. Никель не только увеличивает прокаливаемость, но и повышает ударную вязкость, снижает порог хладноломкости, особенно при дополнительном легировании молибденом. Основное назначение молибдена или вольфрама – уменьшение склонности стали к отпускной хрупкости II рода. Кроме того, карбидообразующие элементы (Мо, W и др.) увеличивают устойчивость против отпуска, что позволяет повысить температуру отпуска и пластичность.

Наиболее распространены марки 40Х, 40ХС, 40ХН, 30ХГСА и др. В нормализованном состоянии (при охлаждении на спокойном воздухе) структура стали представляет собой ферритно-цемен- титную смесь разной степени дисперсности.

Более высоколегированные стали типа18Х2Н4ВА, 38Х2Н4МА при охлаждении на спокойном воздухе имеют структуру мартенсита.

Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами. К этой группе материалов относятся магнитные стали, сплавы с особыми тепловыми и упругими свойствами, электротехнические стали, нанокристаллические и аморфные сплавы и др. В настоящей работе рассматриваются входящие в эту группу коррозионностойкие и жаростойкие стали.

Стали, работающие в коррозионных средах, делятся на коррозионностойкие (нержавеющие), устойчивые против электрохимической коррозии во влажной среде, воде, растворах кислот, солей, щелочей; жаростойкие, устойчивые против химической коррозии в газовых средах при температурах выше 550ºС, работающие в н е- нагруженном или слабо нагруженном состоянии.

Устойчивость против коррозии сталей достигается за счет легирования хромом свыше 12 %, при этом происходит скачкообразное изменение отрицательного потенциала на положительный.

80

Основными структурными классами коррозионностойких сталей в нормализованном состоянии являются ферритный, мартенситный и аустенитный.

Хромистые стали мартенситного класса, содержащие 13% Сr, наиболее экономичны.

Сталь 20Х13 (доэвтектоидная) используется после закалки и высокого отпуска. Близкая к эвтектоидной сталь 30Х13 и заэвтектоидная 40Х13 после закалки и низкого отпуска применяются для хирургического и зубоврачебного инструмента.

Хромистые стали ферритного класса при содержании С ≤ 0,15%, расширяющего область γ , должны иметь увеличенное

содержание хрома – 16…30%. Они более коррозионностойкие, чем стали мартенситного класса, но менее прочные, не имеют структурных превращений и не упрочняются закалкой. Применяются после рекристаллизационного отжига.

Хромо-никелевые стали аустенитного класса, содержащие ~ 18% Cr и ~ 10% Ni, при комнатной температуре имеют аустенитную структуру, невысокую прочность, высокую пластичность, немагнитны. Стали подвергаются закалке от температуры 1100ºС для растворения карбидов с

		целью	повышения		пластич-
		ности	перед	последующей
		пластической деформацией.
		Учитывая		невысокую
		прочность и высокую пла-
		стичность таких сталей, их
		подвергают		холодной		де-
		формации с наклепом, после
		чего прочность повышается
		(рис. 10.1),		коррозионная
		стойкость практически				не
	Рис. 10.1. Влияние пластической дефор-	снижается.
		Содержание углерода в
	мации на механические свойства стали	коррозионностойких			аусте-
	12Х18Н10Т
		нитных сталях ограничено, и

желательно, чтобы оно было ниже предела растворимости углерода, составляющего 0,04% в легированном никелем аустените при 20°С. Присутствие в стали более высоких концентраций углерода может приводить к образованию карбидов хрома типа Сr23С6,

81

вследствие чего твердый раствор обедняется хромом и создается двухфазная структура. При этом снижается коррозионная стойкость стали. Для предотвращения образования карбидов хрома, особенно при технологических нагревах, связанных с проведением операций сварки или пайки и опасностью возникновения межкристаллитной коррозии, в сталь вводят дополнительно титан, ниобий или тантал. Эти элементы связывают углерод в карбиды типа TiC, NbC, TaC, оставляя хром в твердом растворе. Необходимое количество титана для введения в сталь определяют по формуле Ti = (С – 0,02) ∙ 5, где С – содержание углерода в стали.

Стали, не склонные к межкристаллитной коррозии, называют стабилизированными. Эффект стабилизации может быть достигнут, помимо введения сильных карбидообразующих элементов, снижением содержания углерода ниже 0,04 %.

Инструментальные легированные стали. Инструменталь-

ные стали делятся на стали для режущего, штампового и мерительного инструмента. Требования к свойствам сталей определяются условиями их эксплуатации. Стали для режущего инструмента должны иметь повышенную или высокую твердость, износостойкость, достаточную прочность и прокаливаемость, устойчивость к отпуску (красностойкость).

Для режущего инструмента, работающего со скоростью до 0,3 м/с, используются углеродистые и низколегированные стали, содержащие 0,9…1,3% С, подвергаемые закалке и низкому отпуску. С увеличением скорости резания возрастают требования к теплостойкости, которой эти стали не обладают. Красностойкостью (способностью сохранять твердость до температуры 600°С и б о- лее) обладают быстрорежущие стали. Их маркируют буквой Р (rapid – быстрый, скорый), цифры показывают среднее содержание вольфрама – основного легирующего элемента. Среднее содержание углерода во всех быстрорежущих сталях обычно несколько меньше 1 %, а хрома – до 4 %, поэтому эти элементы не указываются. Содержание остальных легирующих в целых процентах указывается, как обычно, цифрами, следующими за их буквенным обозначением.

Быстрорежущая сталь после закалки и отпуска имеет структуру высоколегированного отпущенного мартенсита с карбидами. Она сохраняет первоначальную структуру практически неизмен-

ной при нагреве до 600…620 °С. Резцы из быстрорежущей стали

82

позволяют увеличить скорость резания в 2…4 раза и стойкость инструментов в 10…30 раз по сравнению с теми же характеристиками инструмента из сталей с низкой теплостойкостью.

Потеря твердости при нагреве обусловлена в первую очередь распадом мартенсита и коагуляцией выделившихся карбидов. Коагуляция карбидов в углеродистой и легированной сталях при тем-

пературах выше 300 °С ведет к быстрой потере твердости. Теплостойкость быстрорежущих сталей обусловлена легированием их карбидообразующими элементами – вольфрамом, ванадием и молибденом – в количествах, достаточных для связывания почти всего углерода в специальные карбиды. Распад мартенсита и коагуляция специальных карбидов происходит при температурах

600…650 °С.

При затвердевании литой быстрорежущей стали образуется эвтектика, напоминающая ледебурит и располагающаяся по границам зерен. Быстрорежущие стали относятся к ледебуритному классу. После ковки или прокатки сетка эвтектики подвергается дроблению с измельчением входящих в нее карбидов и более равномерным их распределением в основной матрице.

После прокатки или ковки быстрорежущую сталь подвергают изотермическому отжигу для уменьшения твердости и облегчения

механической обработки. Сталь выдерживают при 740 °С до полного превращения аустенита в перлитно-сорбитную структуру.

Высокую теплостойкость инструмент из быстрорежущих сталей приобретает после закалки и многократного отпуска. При нагреве под закалку необходимо обеспечить максимальное растворение карбидов и получение высоколегированного аустенита. Такая структура увеличивает прокаливаемость и позволяет получить после закалки мартенсит с высокой теплостойкостью. Температура закалки сталей составляет, °С: Р18 – 1270…1290, Р9 – 1220…1240, Р6М5 – 1210…1230. Во избежание трещин и деформации инструмента из-за низкой теплопроводности сталей применяют ступенчатый нагрев под закалку в расплавленных солях, а закалку производят в масле.

После закалки структура быстрорежущей стали состоит из высокоуглеродистого мартенсита, не растворенных при нагреве избыточных карбидов и около 30 % остаточного аустенита. Остаточный аустенит снижает твердость, режущие свойства стали, ухудшает ее шлифуемость; его присутствие в структуре нежелательно.

83

При многократном отпуске из остаточного аустенита выделяются дисперсные карбиды, легированность аустенита уменьшается и он претерпевает мартенситное превращение. Обычно применяют

трехкратный отпуск при 550…570 °С в течение 45…60 мин. Режим термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р18 показан на рис. 10.2 Число отпусков может быть сокращено при обработке холодом после закалки, в результате которой уменьшается содержание остаточного аустенита. Обработке холодом подвергают инструменты сравнительно простой формы. Твердость после закалки 62…63 HRC, а после отпуска увеличивается до 63…65 HRC.

После нормализации быстрорежущие стали имеют структуру «мартенсит (тростит) и карбиды» и относятся к сталям карбидного класса.

а

б

Рис. 10.2. Режимы термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р18: а – закалка и трехкратный отпуск; б – закалка, обработка холодом, отпуск

Твердые сплавы. Металлокерамические твердые сплавы состоят из карбидов тугоплавких металлов и кобальта, играю-

84

щего роль связки. Твердые сплавы обладают наиболее высокой твердостью и сохраняют ее при нагреве до высоких температур.

Твердые сплавы изготовляют методом порошковой металлургии. Применяют карбиды вольфрама, титана и тантала, а за рубежом также карбиды ниобия и ванадия. Сплавы получают спеканием порошков карбидов с порошком кобальта при 1400…1550 °С после предварительного прессования. При спекании кобальт растворяет часть карбидов и плавится. В результате получают твердый материал (пористость не превышает 2 %), структура которого на 80…95 % состоит из карбидных частиц, соединенных связкой.

Твердые сплавы изготовляют в виде пластин, которые медным припоем припаивают к державке из обычной углеродистой стали. Предусматривается также и механическое крепление.

Твердые сплавы применяют для резцов, сверл, фрез и другого инструмента. Инструмент из металлокерамических твердых сплавов характеризуется высокой твердостью (80…97 HRA), износостойкостью в сочетании с высокой теплостойкостью (до 800…1000 °С), высоким модулем упругости и пределом прочности на сжатие (до 6000 МПа). Основным недостатком является высокая хрупкость. Скорость резания твердыми сплавами в 5…10 раз выше, чем быстрорежущими сталями.

В зависимости от состава карбидной основы различают три группы твердых сплавов: вольфрамовые, титанвольфрамовые и титантанталвольфрамовые.

Вольфрамовые твердые сплавы изготовляют на основе карбида вольфрама (WC) и кобальта. Сплавы этой группы обозначают буквами ВК и цифрой, показывающей содержание кобальта в процентах. Например, сплав ВКЗ содержит 3% Со и 97% WC. Содержание кобальта может меняться (сплавы ВК6, ВК8). Чем оно больше, тем выше прочность, хотя и несколько ниже твердость сплава. Твердые сплавы вольфрамовой группы имеют наибольшую прочность, но более низкую твердость, чем сплавы других групп, теплостойки до 800°С. Их применяют для обработки чугуна, сплавов цветных металлов и различных неметаллических материалов, дающих прерывистую стружку. Сплавы с высоким содержанием кобальта (ВК20 и ВК25) приме-

85

няют для изготовления штампов, а также в качестве конструкционного материала для изготовления деталей машин, от которых требуется высокое сопротивление пластической деформации и изнашиванию.

Сплавы второй группы (двухкарбидные) изготовляют на основе карбидов WC и TiC на кобальтовой связке. Их маркируют буквами Т, К и цифрами. Цифры после Т указывают содержание карбидов титана в процентах, а после К – содержание кобальта. Например, сплав Т15К6 содержит 15% TiC, 6% Со, остальное, т.е. 79%, – WC. Карбид вольфрама растворяется в карбиде титана при температуре спекания, образуя твердый раствор (Ti, WC), имеющий более высокую твердость, чем WC. Структура сплава содержит более 50% карбида титана (Ti,WC). Сплавы этой группы имеют более высокую (до 900…1000 °С) теплостойкость, повышающуюся с увеличением содержания карбидов титана. Их применяют в основном для высокоскоростной обработки сталей.

Для изготовления сплавов третьей группы используют карбиды вольфрама, титана, тантала и порошок кобальта в качестве связки. Эти сплавы маркируют буквами ТТК и цифрами. Цифра, после букв ТТ указывает суммарное содержание карбидов титана TiC и тантала ТаС, а после К – содержание кобальта. Например, сплав ТТ7К12 содержит 4% TiC, 3% ТаС, 12% Со и 81% WC. В их структуре присутствуют твердый раствор Ti, Та, WC и избыток WC. Сплавы этого типа имеют более высокую прочность, чем сплавы второй группы, и лучшую сопротивляемость ударным воздействиям, вибрации и выкрашиванию. Их применяют для более тяжелых условий резания (черновое точение стальных слитков, поковок, литья).

Физико-механические свойства твердых сплавов, представленные в табл. 10.1, зависят от размеров частиц порошка и возрастают с их уменьшением. Дополнительное повышение свойств может быть достигнуто модификацией структуры твердых сплавов наночастицами карбида вольфрама размером 30…80 нм в небольшом количестве шихты твердого сплава состоящего из частиц карбида вольфрама размером 1…3 мкм (ВК8 УДП1).

86

Т а б л и ц а 10.1

Физико-механические свойства твердых сплавов

		Плотность,	Прочность	Твер-	Ударная вяз-
			при попереч-
	Марка			дость	кость, К,
		г/см3	ном изгибе,
			МПа	HRA	кГсм/мм²
	ВК8	14,4…14,8	1600	87,5	0,25
	ВК8 УДП1	14,3…14,6	1800	89…90	1,5…2,0
	H10F,SANDVIK	14,6…14,8	1800	90	0,5

10.3.Порядок выполнения работы

1.Каждой бригаде получить образцы стали известного состава.

2.Замерить твердость стали (сплава) на приборе Роквелла.

3.Изучить и зарисовать микроструктуры легированных сталей.

4.Определить структурный класс изучаемой стали и ее назна-

чение.

5.Результаты занести в табл.10.2.

6.Химический состав, режимы термической обработки (ХПД) приведены в приложении 8.

Та б л и ц а 10.2

		Термиче-	Микрострук-	HRC	Физико-
Марка	Химический	ская обра-			химиче-
стали	состав, %	ботка	тура, струк-	(HB)	ские
			турный класс
		(ХПД)			свойства
40Х
20Х13
12Х18Н9Т
Р18
ВК8

Сплав содержит наночастицы карбида вольфрама.

87

10.4.Содержание отчета

1.Наименование и цель работы.

2.Микроструктуры легированных сталей с обозначениями структурных составляющих.

3.Химический состав изучаемых легированных сталей.

4.Режимы термической обработки.

5.Описание возможных областей применения изученных легированных сталей.

10.5.Вопросы для самопроверки

1.Как легирующие элементы влияют на полиморфизм железа?

2.Как распределяются легирующие элементы в стали?

3.Как легирующие элементы влияют на кинетику распада аустенита?

4.Как легирующие элементы влияют на мартенситное превращение?

5.Как легирующие элементы влияют на превращения при отпуске?

6.Классификация и маркировка легированных сталей, их механические и физико-химические свойства.

7.Где применяются легированные стали?

ЛАБОРАТОРНАЯ РАБОТА № 11

ЗАКАЛКА И СТАРЕНИЕ ДУРАЛЮМИНА

11.1.Цель работы

1.Изучить принципы легирования, состав, свойства, теоретические основы термической обработки дуралюмина.

2.Ознакомиться с практикой термической обработки дуралюмина.

3.Установить на основании экспериментальных данных зависимость твердости дуралюмина от температуры и длительности старения.

88

11.2. Теоретическое обоснование работы

Дуралюмин – один из первых промышленных сплавов на основе алюминия. Благодаря малой плотности (удельный вес алюминия 2,7 г/см3), высокой тепло- и электропроводности, коррозионной стойкости алюминий и его сплавы нашли широкое применение в самолётостроении, судостроении, автомобильной и электротехнической промышленности, бытовой технике и других областях.

Технический алюминий, обладая высокой пластичностью, имеет низкую прочность. При введении легирующих элементов прочность может быть значительно повышена как за счет искажения кристаллической решетки при растворении этих элементов, так и за счет проведения упрочняющей термической обработки. Для создания возможности такой обработки алюминиевые сплавы легируют элементами, имеющими переменную ограниченную растворимость в алюминии. Упрочняющая термическая обработка состоит из операций закалки и старения – естественного (при комнатной температуре) или искусственного (при повышенных температурах).

Дуралюмины принадлежат к термически упрочняемым деформируемым сплавам. Они хорошо деформируются в горячем и холодном состояниях, хорошо обрабатываются резанием (в закаленном и состаренном состояниях), хорошо свариваются контактной сваркой.

Дуралюмин представляет собой сплав из шести компонентов: алюминия, меди, магния, марганца, кремния и железа. Основным легирующим элементом, обеспечивающим упрочнение при термической обработке, является медь. Аналогичное назначение имеет магний. Марганец вводится для повышения коррозионной стойкости. Кремний и железо являются постоянными примесями. Кремний может быть отнесен к упрочняющим элементам, однако упрочнение за счет кремния в этом сплаве невелико. Железо в дуралюмине играет отрицательную роль. Его наличие уменьшает эффект старения, так как, в отличие от меди, магния, кремния, железо образует нерастворимое в алюминии соединение Cu2FeAl. Медь, находящаяся в этом соединении, не может быть переведена при нагревании в твердый раствор и не может участвовать в процессах старения и упрочнения. Вредное влияние железа уменьшается при введении магния. Присадка магния даже в небольших ко-

89