Материаловедение: Учебное пособие

Министерство транспорта России Дальневосточная государственная морская академия имени адмирала Г.И. Невельского

Г.Б. Кривошеева, В.В. Тарасов, А.П. Герасимов МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ Учебное пособие Рекомендовано методическим советом Дальневосточной государственной морской академии в качестве учебного пособия для организации самостоятельной работы

Владивосток 1999

УДК681.3:669.017.12(075.8) Кривошеева Г.Б., Тарасов В.В., Герасимов А.П. Материаловедение: Учеб. пособие. –Владивосток: ДВГМА, 1999. – 110 с. Учебное пособие написано в соответствии с государственным стандартом для студентов технических специальностей вузов, в учебных планах которых совмещены «Материаловедение» и «Технология конструкционных материалов» в единой дисциплине. Предназначено для внеаудиторной работы над курсом, выполнения самостоятельных работ и индивидуальных заданий. Изложены основополагающие разделы предмета: основы теории сплавов, сплавы на основе железа, основы термической обработки углеродистых сталей и зарубежные аналоги отечественных конструкционных металлических материалов. Компьютерная поддержка работ осуществляется через сеть Интранет ДВГМА. Ил. 29, табл. 38, библиогр. 6 назв.

Рецензенты: А.А. Попович, д-р техн. наук, проф., директор института механики, автоматики и передовых технологий ДВГТУ Г.С. Филиппов, д-р траспорта, проф., зав. кафедрой технологии консрукционных материалов Дальрыбвтуза

 Кривошеева Г.Б., Тарасов В.В., Герасимов А.П.  Дальневосточная государственная морская академия им. адм. Г.И. Невельского, 1999

ВВЕДЕНИЕ Курс «Материаловедение и технология конструкционных материалов» вместе с другими общетехническими дисциплинами направлен на обеспечение общеинженерной подготовки. Учебное пособие предназначено для выполнения самостоятельных работ по разделу «Материаловедение» студентами технических специальностей вузов, при подготовке которых предусмотрено изучение курса «Материаловедение и технология конструкционных материалов». В основу настоящего пособия положен модульный курс, составленный в соответствии с требованиями государственного стандарта, включающий следующие этапы: изучение теоретического материала, его осмысление и закрепление, приобретение и развитие практических умений. Для реализации поставленной задачи изложены основы теоретического и технического металловедения по четырем разделам: основам теории сплавов, сплавам на основе железа, основам термической обработки углеродистым сталям и зарубежным аналогам отечественных конструкционных металлических материалов. Учебное пособие позволит студентам составить представление о процессах и закономерностях, определяющих формирование структуры и различных свойств металлов и сплавов, технологических приемах, используемых на практике для придания металлам определенных свойств. Книга сопровождается автоматизированным модулем, предназначенным для самостоятельного изучения учебного материала с помощью компьютера.

3

Глава 1 ОСНОВЫ ТЕОРИИ СПЛАВОВ 1.1. Основные теоретические сведения 1.1.1. Независимые термодинамические переменные Двухкомпонентными системами являются сплавы двух компонентов (например, металлов А и В). Величина свободной энергии Гиббса сплава, находящегося под определенным внешним давлением, будет зависеть от температуры сплава и состава фаз o сплава. Диаграмма состояния t C двухкомпонентной системы строится в координатах температура – состав (рис. 1). В точa ′ t ках А и В проходят вертикальные оси, на которых расположены диаграммы состояния компонентов А и В. Точки абсциссы АВ соответствуют составам сплавов компонентов А и В, которые выражаются 60 80 A B через содержание одного из 20 X 40 компонентов (например, ком%B понента В). При этом величина Рис. 1. Координатные оси диаграммы отрезка АВ принимается за состояния двухкомпонентной системы 100% компонента В (или А). Сплаву, содержащему Х % компонента В, на линии составов будет соответствовать точка Х, для которой выполняется соответствие AX X = (1) AB 100

Откуда: X=

AX 100% AB

(2)

Содержание компонента А в сплаве, состав которого соответствует точке Х, будет равно: AB − AX XB (3) (100 − X )% = 100% = 100% AB AB Состояние сплава Х на диаграмме состояния можно характеризовать фигуративной точкой, которая находится на вертикальной прямой, проходящей через точку состава сплава Х. Если исследуемый сплав Х имеет температуру t′, то его состояние соответствует фигуративной точке a на прямой Xa. 4

При изменении температуры образца исследуемого сплава фигуративная точка его будет перемещаться по вертикали Xa. 1.1.2. Диаграмма состояния двухкомпонентной системы с неограниченной растворимостью компонентов в жидком и твердом состояниях Диаграмма состояния двухкомпонентной системы с неограниченной растворимостью компонентов в жидком и твердом состояниях представлена на рис. 2. На диаграмме состояния имеются две линии: А'mB' – линия температур начала кристаллизации (конца плавления) сплавов, или линия ликвидуса α твердого раствора; А'nB' – линия температур конца кристаллизации (начала плавления), или линия солидуса α твердого раствора. Эти линии делят всю диаB' грамму состояния на три фазоЖ вые области. Выше линии ликвидуса располагается область m Ж+ α однофазных жидких растворов, n ниже солидуса – область одноA' фазных твердых растворов. Меα жду линиями ликвидуса и солидуса находится двухфазная обA B %B ласть (Ж+α). Рассмотрим процессы, котоРис. 2. Диаграмма состояния системы А – В с неограниченной растворимостью компонентов в рые будут происходить в сплаве жидком и твердом состояниях Х при его квазистатическом охлаждении (рис. 3а). При охлаждении образца, находящегося в жидком состоянии, до комнатной температуры в сплаве будут наблюдаться две критические точки (m и n), соответствующие температурам t1 и t2. В исходном состоянии сплав представляет собой жидкий раствор, состав которого соответствует составу сплава. При охлаждении образца сплава до температуры первой критической точки t1 сплав будет оставаться однофазным. При температуре t1 из жидкого раствора, состав которого отвечает точке m, начнут выделяться кристаллы α твердого раствора, состав которых соответствует точке k. Произойдет изменение фазового состояния сплава, он станет двухфазным, начнется процесс кристаллизации. Температура t1 – температура ликвидуса сплава Х. Выделение первых кристаллов из жидкости в процессе квазистатической кристаллизации происходит при температуре ликвидуса, поэтому можно считать, что на кривой ликвидуса находятся фигуративные точки таких жидких t, oC

5

t, C

Ж+ α k

m

t1

c

t3 t2

B'

Ж

o

f

d

n

r

α

A' X

A

%B

B

a) o

t, C Ж

Ж

t1 α

Ж t2

Ж

α

α

τ, c в) Рис. 3. Кристаллизация двухкомпонентного сплава: а) диаграмма состояния системы А–В; б) кривые охлаждения и нагревания сплава Х

растворов, которые при соответствующих температурах являются насыщенными относительно кристаллов α твердого раствора. Эти насыщенные жидкие растворы и соответствующие им кристаллы α твердого раствора будут находиться друг с другом в равновесии. В нашем случае в начальный момент квазистатической кристаллизации в образце сплава Х в равновесии находятся жидкий раствор (Жm) и кристаллы твердого раствора αk, состояние которых описывается фигуративными точками m и k. Вариантность такого двухфазного состояния в двухкомпонентном сплаве при постоянном давлении равна С=К-Ф+1=2-2+1=1. Поэтому двухфазное состояние в двухкомпонент6

ном сплаве может существовать в интервале температур. Это означает, что процесс квазистатической кристаллизации твердого раствора в сплаве будет происходить в интервале температур. Ввиду того что выпадающие из жидкости кристаллы αk твердого раствора cодержат меньшее количество компонента А, чем сама жидкость, последняя в процессе кристаллизации будет обогащаться компонентом А. Фигуративная точка, отвечающая жидкой фазе, при понижении температуры будет перемещаться от точки m вниз по кривой ликвидуса, а фигуративная точка, соответствующая α твердому раствору, – от точки k вниз по кривой солидуса. При какой-то промежуточной температуре t2 составы находящихся в равновесии жидкой и твердой фаз, будут описываться фигуративными точками c и d, а состояние сплава Х – фигуративной точкой f. Отрезок cd, соединяющий фигуративные точки равновесных фаз, носит название коноды. Количество каждой из равновесных фаз в рассматриваемом сплаве может быть определено по правилу рычага. Если принять за точку опоры мысленного рычага cd фигуративную точку f, согласно правилу рычага отношение масс фаз будет обратно отношению отрезков от точки f до фигуративных точек соответствующих фаз. Таким образом, mЖ fd , (4) = m α cd где mЖ и mα – масса соответственно жидкой и твердой фаз. Из уравнения (4) следует, что mЖ mЖ fd fd , = = = m Ж + m α m спл cf + fd cd

mα m спл

=

cf , cd

(5)

(6)

где mспл – масса сплава. Как видно из этих уравнений, количество той или иной фазы в сплаве может быть выражено в долях или в процентах от массы всего сплава. При этом вся длина коноды cd будет соответствовать массе всего сплава, то есть 100 %, а отрезки cf и fd – массам α фазы и жидкой фазы. Процесс кристаллизации закончится при такой температуре, при которой отрезок коноды между точками, соответствующими кристаллам α фазы и сплаву, будет равен нулю. Такой температурой будет температура t2. Температура конца кристаллизации сплава t2 называется температурой солидуса сплава. Точки r и n будут соответствовать составам последних капель жидкого раствора и кристаллов α фазы, находящихся в равновесии друг с другом

7

при температуре t2. Следовательно, процесс кристаллизации сплава Х происходит в интервале температур от t1 до t2. При этом фигуративная точка жидкого раствора перемещается по кривой ликвидуса от точки m до точки r, а фигуративная точка α твердого раствора – по кривой солидуса от k до точки n. Процесс кристаллизации является второй стадией процесса охлаждения сплавов. Он может быть записан в виде реакции

t 1− t 2→ α Ж m − r  k−n

(7)

Эта реакция является реакцией кристаллизации сплава. При охлаждении сплава Х от t2 до комнатной температуры в нем никаких фазовых превращений не происходит. Эта третья стадия охлаждения может быть записана аналогично первой стадии:

α tn2−−xt 4 .

(8)

При квазистатическом нагревании сплава Х последовательность процессов, происходящих в нем, будет обратной. Кривые охлаждения и нагревания образца сплава Х (рис. 3б) в интервале температур от t1 до t2 изменяют свой ход, что связано с выделением или поглощением теплоты кристаллизации. Поэтому по термограммам охлаждения или нагревания сплава можно определить температуры ликвидуса и солидуса. Подобные кривые получаются и при термическом анализе других сплавов заданной системы. Различие межα ду кривыми охлаждения различных сплавов заключается лишь в температурах критических точек. После квазистатической кристаллизации структура сплава Х будет соРис. 4. Структура сплава Х после ква- стоять из кристаллов α твердого расзистатической (равновесной) кристаллиза- твора, состав которых соответствует ции (схема) составу сплава (рис. 4). 1.1.4. Диаграмма состояния двухкомпонентной системы с неограниченной растворимостью компонентов в жидком и ограниченной раствримостью компонентов в твердом состояниях (эвтектический тип) Диаграмма состояния двухкомпонентной системы с неограниченной растворимостью в жидком состоянии и ограниченной растворимостью в твердом состоянии эвтектического типа приведена на рис. 5. А'e – линия ликвидуса α твердого раствора (твердого раствора компонента В в компоненте А), В'e – линия ликвидуса β твердого раствора (твердого 8

t, o C

B'

A'

Ж

α

a

Ж+β

Ж+ α

b

e

β

α+β A

c

%B

d

B

Рис. 5. Диаграмма состояния эвтектического типа системы А-В

раствора компонента А в компоненте В). А'а и В'b – это линии солидуса α и β твердых растворов соответственно; ab – эвтектическая линия; е – эвтектическая точка; аc является линией ограниченной растворимости компонента В в компоненте А (линией сольвуса α раствора), а bd – линией ограниченной растворимости компонента А в компоненте В (линией сольвуса β раствора). Эти линии разбивают всю диаграмму состояния системы А–В на шесть фазовых областей: три однофазные области (Ж, α, β) и три двухфазные области (Ж+α, Ж+β, α+β). Эвтектическая прямая является по существу седьмой, выродившейся в линию трехфазной областью Ж+α+β. Все сплавы системы А–В могут быть подразделены на доэвтектические, эвтектический и заэвтектические сплавы. Состав эвтектического сплава соответствует составу точки эвтектики е. Доэвтектические сплавы находятся в области, расположенной между компонентом А и эвтектическим сплавом, а заэвтектические сплавы – в области между эвтектическим сплавом и компонентом В. Проанализируем процессы, происходящие при охлаждении эвтектического сплава Х такой системы, в которой величина предельной растворимости как компонента В в α твердом растворе, так и компонента А в β твердом растворе не изменяется при изменении температуры (рис. 6а). Вертикаль, проходящая через точку Х, пересекает линии диаграммы состояния в точке е. Следовательно, сплав Х будет иметь одну критическую точку, которой соответствует эвтектическая температура te. При охлаждении сплава до te фазовый состав сплава изменяться не будет. 9

t, oC Х B'

t, oC Ж

A'

Ж

Х

Ж+ β

Ж+ α

te

α

A

b

e

a

te

β

Ж

α+β α+β

α+β c

%B

d

τ, c

B

а)

б)

Рис. 6. Кристаллизация эвтектического сплава: а) диаграмма состояния системы А – В; б) кривая охлаждения эвтектического сплава Х

Точка е одновременно принадлежит как кривой ликвидуса α твердого раствора, так и кривой ликвидуса β твердого раствора. Жидкий сплав, фигуративная точка которого соответствует точке е, будет одновременно насыщен как по отношению к кристаллам α раствора, так и по отношению к кристаллам β фазы. Поэтому из этого жидкого раствора в процессе квазистатической (равновесной) кристаллизации одновременно будут выделяться как α, так и β кристаллы. Получающаяся в результате кристаллизации сплава Х смесь α и β кристаллов носит название эвтектической смеси, или эвтектики. Процесс эвтектической кристаллизации может быть записан в виде реакции

t

e →α + β . Ж е  a b

(9)

При квазистатической эвтектической кристаллизации в образце сплава Х в равновесии находятся три фазы: жидкий раствор, кристаллы α твердого раствора и кристаллы β твердого раствора, составы которых соответствуют фигуративным точкам е, a и b. Вариантность трехфазного состояния двухкомпонентного сплава С=К-Ф+1=2-3+1=0. Следовательно, трехфазное состояние может существовать только при определенной температуре te и равновесная эвтектическая кристаллизация будет происходить при постоянной температуре. После окончания эвтектической кристаллизации структура сплава будет представлять собой эвтектическую смесь кристаллов α и β фаз. Соотношение количеств этих фаз в эвтектике

10

mα be = mβ ae

.

(10)

Предельные растворимости компонентов А и В в фазах α, β при изменении температуры не изменяются, поэтому в процессе охлаждения сплава Х до комнатной температуры составы фаз в сплаве изменяться не будут. На рис. 6б представлена кривая охлаждения сплава Х. На кривой охлаждения наблюдается горизонтальная площадка, соответствующая эвтектической кристаллизации. Микроструктура эвтектического сплава (рис. 7) имеет одну структурную составляющую эвтектику, но фазовых составляющих в структуре сплава Х будет две. Это эвтектические кристаллы α твердого раствора и эвтектические кристаллы β твердого раствора. Рассмотрим процессы, происходящие при охлаждении образца доэвтектического сплава Х1 такой системы, в которой предельная растворимость компонента В в α твердом растворе и предельная растворимость компонента А в β твердом растворе уменьшаются с понижением температуры (рис. 8). Вертикаль сплава Х1 пересекает в точках 1 и 2 две линии диаграммы состояРис. 7. Микроструктура эвтек- ния. В интервале температур от t1 до te происходит кристаллизация твердого раствора тического сплава (схема)

Эвтектика ( α+β )

t1 − t2 Ж1 − e  → α f − a .

(11)

Кристаллы α фазы, выделяющиеся в эту стадию кристаллизации, называются первичными. В конечный момент кристаллизации фигуративная точка первичных кристаллов оказывается в точке а, а фигуративная точка жидкого раствора в точке е. При температуре te жидкий раствор кристаллизуется в виде эвтектики

te → α + β . Ж e  a b

(12)

Таким образом, кристаллизация сплава Х1 происходит в две стадии. Поэтому после эвтектической кристаллизации при температуре te структура сплава будет состоять из двух структурных составляющих: первичных кристаллов α твердого раствора и эвтектики αа+βb. Фазовых составляющих в структуре сплава Х1 после кристаллизации эвтектики будет также две. Это кристаллы α и β фаз. 11

В результате того, что предельная растворимость компонента В в α твердом растворе уменьшается с понижением температуры, в процессе охлаждения будет происходить распад α твердого раствора с выделением вторичных β кристаллов. При этом фигуративная точка α кристаллов будет перемещаться по кривой аd, а β кристаллов – по кривой bc. Этот процесс может быть записан в виде реакции

te − t k α a − d  → βb − c .

(13)

В результате этого процесса в кристаллах α фазы появятся мелкие вторичные кристаллы β фазы. С понижением температур предельная растворимость компонента А в β твердом растворе также уменьшается, поэтому аналогичный процесс будет происходить и в кристаллах β фазы:

te − t k βb − c  → α a − d .

(14)

Реакции (11) и (12) могут быть объединены, так как они протекают одновременно: te − t k α a − d  (15) → βb − c . В результате этих процессов появляются вторичные кристаллы в первичных кристаллах a фазы и в кристаллах α и β фаз эвтектики. Однако выделения вторичных кристаллов в эвтектике не заметно, так как сама эвтектика на шлифе выглядит как достаточно дисперсная смесь двух видов кристаллов. Поэтому вторичные кристаллы заметны только в первичных кристаллах α твердого раствора. Кривая охлаждения Х2 приведена на рис. 8б. В структуре сплава Х1 рис. 9а наблюдаются следующие структурные составляющие: первичные кристаллы α твердого раствора с выделением вторичных β кристаллов и α+β эвтектика. В структуре будут две фазовые составляющие: кристаллы αd и βс фаз, состав которых соответствует фигуративным точкам d и c. Заэвтектический сплав Х2 также имеет две критические точки (точки 3 и 4). При охлаждении сплава Х2

12

3 − te → β q − b , Ж 3 − e t

(16)

te → α + β , Ж e  a b

(17)

3 − t комн. → βb − c . α a − d t

(18)

t,o C

X2 X1

3

Ж

A' 1

t1

Ж+ α 2 a

f

α

B'

t,o C

Ж+ β b

e

β

c

1

α %B

Ж 3

t2 = te t e

α+ β

A

Ж

t1

4

X2

t3

t3

g

X1

α α+β

Ж Ж

β

Ж

α

β

α+β

Ж

β

τ, c

d B б)

а)

Рис. 8. Кристаллизация доэвтектического и заэвтектического сплавов: а) диаграмма состояния эвтектического типа системы А–В; б) кривые охлаждения сплавов Х1 и Х2(б)

Видно, что процесс кристаллизации этого сплава происходит в две стадии и в структуре сплава будут следующие структурные составляющие: первичные кристаллы β фазы с включениями вторичных α кристаллов и эвтектика (рис. 9б). Кривая охлаждения сплава Х2 приведена на рис. 8б. В других до- и заэвтектических сплавах при их охлаждении из жидкого состояния будут происходить процессы, аналогичные рассмотренным выше сплавам Х1 и Х2. Эвтектика

α

(α+β) α вторичные

β вторичные

β

Эвтектика

(α+β)

а)

б) Рис. 9. Схематическое изображение микроструктуры: а) сплав Х1; б) сплав Х2

Рассмотрим процессы, происходящие при квазистатическом охлаждении образца доэвтектического сплава Х3 (см. рис. 10). Вертикаль сплава пересекает три линии диаграммы состояния в точках 5 – 7. Поэтому при охлаждении сплава Х3 будут наблюдаться три критические точки (t5, t6 и t7): t −t α 66 − 7 7 , (19) 13

t7 − tкомн. α7 − d  →β p − c .

(20)

Стадии охлаждения до температуры t7 аналогичны стадиям охлаждения и кристаллизации сплавов типа твердых растворов. При температуре t7 фигуративная точка сплава оказывается на кривой сольвуса α твердого раствора. Поэтому α твердый раствор будет насыщенным относительно кристаллов β фазы и при дальнейшем охлаждении из кристаллов α фазы будут выделяться t,o C

B'

Х3

A' t5

51

t6

6

α t7

t5

61

Ж+ α a α+β

te

Ж

Ж

5

t6

Ж+ β e

b

7

%B а)

5 6

α

Ж α

β 71

A d

t,o C Х3

7

t7

α

βвтор

τ, c

c B б)

Рис. 10. Кристаллизация сплава Х3: а) диаграмма состояния эвтектического типа системы А-В; б) кривая охлаждения сплава X3 (б)

вторичные кристаллы β фазы. Эти кристаллы β фазы образуются как по границам, так и внутри α кристаллов. На рис. 11 β вторичные α приведена структура образца сплава Х3, а на рис. 10б – кривая его охлаждения. Структура сплава Х3 имеет одну структурную составляющую. Это кристаллы α раствора, содержащие включения вторичных кристаллов β твердого раствора. В структуре сплава Х3 будут фазовые Рис. 11. Схема микрострук- составляющие: кристаллы α и β фаз. туры сплава Х3

1.2. Компьютерная поддержка выполнения задания Компьютерная поддержка по первой главе включает в себя информационный материал теоретического курса и тренажер домашнего задание № 1. Эти ресурсы хранятся на компьютере кафедры "Технология материалов", доступны каждому курсанту и могут быть скопированы на дискеты для использования ими при непосредственной работе на компьютере. Для получения копий необходимо обратиться к оператору кафедры. 14

Ресурсы могут пересылаться по локальной сети ДВГМА на другой компьютер и распечатываться для получения твердой копии. Для этого необходимо на экране (рабочем столе) компьютера активизировать и раскрыть пиктограмму “Сетевое окружение”. В диалоговом окне “Сетевое окружение” последовательно выбрать пиктограммы каталогов: Вся сеть/Fesma/smf/Tm. В каталоге Tm выбрать Resors в котором содержатся файлы доступные для копирования. Информационный материал в виде гипертекста хранится на локальном сервере ДВГМА и доступен через Internet по адресу //lynk.8080/pages/tekhnol/. Адрес электронной почты в локальной сети ДВГМА – Кривошеева Галина Борисовна. Адрес кафедры "Технология материалов" на локального сервера ДВГМА – Fesma/tm (в настоящее время доступен только в сети ДВГМА). Информационный материал теоретического курса включает: 1. Основы теории сплавов. Имя файла – Glava1.doc. 2. Терминологический словарь. Имя файда – Termin.doc. Файлы формата (с расширением) doc поддерживаются редактором Microsoft Word, являющимся приложением Windows 95. Компьютерная поддержка выполнения домашней работы включает: 1. Бланк задания домашней работы с вариантами заданий, исходными диаграммами и контрольными вопросами. Имя файла – Home1.doc; 2. Исполнительный файл с именем Home.exe – тренажерной программы домашней работы, позволяющей на компьютере смоделировать диаграмму состояния и по заданному процентному содержанию углерода построить кривую охлаждения заданного сплава, найти схему его микроструктуры, провести расчеты химического состава фаз, находящихся в равновесии и их массовой доли. Программа разработана под MS DOS и поддерживается на PC 286 и выше. Использование программы требует от пользователя элементарных навыков работы с компьютером. Достаточно скопировать файл на жесткий диск, активизировать его с помощью клавиатуры или мыши и нажать клавишу Enter или сделать два щелчка мышью. После загрузки программы необходимо строго следить за сообщениями на экране и переходить к очередному этапу выполнения задания нажатием клавиши Enter. По заданным исходным данным моделируются диаграммы состояния. Автоматически создается внешний текстовый файл с именем Home.lsp, содержащий исходный код на языке программирования AutoLisp, который записывается в каталог исполнительного файла Home.exe. Файл Home.lsp можно использовать для получения векторных рисунков диаграмм состояния в соответствии с выбранным вариантом домашнего задания. Построение выполняется с помощью программы САПР AutoCad. Для этого пользователю необходимо иметь навыки работы с программным продуктом AutoCad версии 10 и выше. 15

Таблица 1 Компьютерные ресурсы по первой главе № пп 1. 2. 3. 4. 5. 6.

Наименование продукта

Имя фойла и Объем на расширение диске, kbt

Основы теории сплавов (Текстовый файл) Справочник терминов Бланк домашнего задания № 1 с контрольными вопросами Домашнее задание № 1 Компьтерный тренажер (Исполнительный файл) Диаграммы состояния (Исходный код на языке программирования AutoLisp) Микроструктуры двойных сплавов (фото и рисунки микроструктур)

Glava1.doc

200.0

Termin.doc Home.doc

30.4 24.8

Home.exe

200.7

Home.lsp

13.5

Microstr.doc

543

1.3. Индивидуальное задание № 1 1.3.1. Варианты задания В таблице 2 приведены исходные данные для выполнения первого домашнего задания, типы диаграмм состояния (колонка 2 табл.) представлены на рис. 12, 13, 14. Таблица 2 Исходные данные для выполнения задания № варианта 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15

16

Тип диаграммы 1 2 3 1 2 3 1 2 3 1 2 3 1 2 3

Состав сплава 10 % А 10 % А 60 % А 80 % В 10 % В 70 % В 20 % А 60 % А 70 % А 20 % В 80 % В 20 % В 30 % А 40 % А 70 % В

№ варианта 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30

Тип диаграммы 1 2 3 1 2 3 1 2 3 1 2 3 1 2 3

Состав сплава 30 % В 30 % В 30 % В 40 % А 80 % А 40 % А 90 % В 40 % В 40 % В 50 % А 60 % А 70 % А 70 % В 80 % В 90 % В

t, oC

Диаграмма 1

B'

A'

A

10

20 30

40 50

60 70 80 90

B

Рис.12. Диаграмма состояния (тип 1)

t, oC Диаграмма 2

B'

A'

A

10

20 30

40 50

60 70

80 90

B

Рис.13. Диаграмма состояния (тип 2)

t, oC A'

Диаграмма 3

A 10 20 30 40 50 60 70 80 90

B'

B

Рис.14. Диаграмма состояния (тип 3)

17

1.3.1. Порядок выполнения задания Для выполнения задания необходимо: 1. Выяснить у преподавателя курса «Материаловедение и технология конструкционных материалов» Ваш порядковый номер по классному журналу (этот номер соответствует № варианта по табл.2), определить соответствующий этому варианту тип диаграммы состояния и состав сплава. (Например, для варианта задания № 15 следует копировать диаграмму состояния третьего типа (рис.14), выписать состав двойного сплава равный 70 % компонента В). 2. Изобразить диаграмму состояния системы АВ в соответствии с Вашим вариантом задания в фазовом и структурном виде. 3. Обозначить на рисунках критические точки, линии ликвидуса, солидуса, сольвуса, фазовые превращения, фазовые и структурные области. 4. Нанести на диаграмму фигуративную линию контрольного сплава с указанием критических точек. 5. Построить кривую охлаждения двойного сплава заданного состава, рассмотреть превращения, проходящие при его кристаллизации. 6. В середине температурного интервала первичной кристаллизации заданного сплава определить количественное соотношение фаз и их химический состав. 7. Изобразить микроструктуру заданного сплава при нормальной температуре, отметив структурные составляющие и фазы. Отчет по домашнему заданию выполняется по установленной форме на форматных листах (А4). Защита задания проводится на 5 неделе занятий в часы консультаций. 1.3.2. Контрольные вопросы для защиты задания 1. Что означает проекция точки пересечения коноды с линией солидуса на ось концентраций? 2. Что означает проекция точки пересечения коноды с линией ликвидуса на ось концентраций? 3. Конода разделена точкой, показывающей состав сплава на два отрезка. Отрезок прилегающий к линии ликвидуса вдвое длиннее. Каков процент жидкой фазы в сплаве? 4. Конода разделена точкой, показывающей состав сплава на два отрезка. Отрезок прилегающий к линии ликвидуса вдвое длиннее. Каков процент твердой фазы в сплаве? 5. На какой линии лежит точка, соответствующая концу равновесной кристаллизации сплава? 6. Сколько фаз находятся в равновесии при первичной кристаллизации двухкомпонентного сплава не эвтектического состава? 18

7. Как называется разница между температурой плавления и кристаллизации металла? 8. Из каких фаз состоит структура сплава, содержащего 30 % компонента А (рис. 13) в области первичной кристаллизации? 9. Каким образом изменяется состав твердой фазы при кристаллизации сплава, содержащего 60 % компонента В (рис.12)? 10. Сплав с какой структурой (рис.14) будет иметь минимальную температуру плавления? 11. Как называется способность твердого тела существовать в нескольких кристаллических структурах? 12. По какой линии изменяется состав жидкой фазы в процессе кристаллизации? 13. По какому правилу определяется состав фаз? 14. По какому правилу определяется количество фаз, находящихся в равновесии? 15. В каких координатах строят кривые охлаждения сплавов? 16. Как называется переход металла из жидкого или парообразного состояния в твердое с образованием кристаллической структуры? 17. Как называется группа химических элементов, обладающих в области низких температур явлением сверхпроводимости? 18. Как называется линия диаграммы состояния на которой лежат точки, соответствующие началу равновесной кристаллизации сплава? 19. Как называется линия диаграммы состояния на которой лежат точки, соответствующие концу равновесной кристаллизации сплава? 20. Что называют зерном металла? 1.4. Информационно–справочные данные Аллотропия, или полиморфизм (allotropy/polymorphism) – способность некоторых металлов существовать в двух или нескольких кристаллических формах. Анизотропия (anisotropy) – различие свойств металлов и сплавов в разных кристаллографических направлениях. Гетерогенная система (от греч. heterogenes – разнородный) – макроскопически неоднородная физико-химическая система, состоящая из различных фаз, разграниченных поверхностями раздела. Гетерогенные сплавы (heterogeneous alloy) – сплавы, структура которых состоит из двух или более фаз. Гомогенизационный отжиг (diffusion annealing, homogenizing) – отжиг при высокой температуре и длительной выдержке с целью уменьшения химической неоднородности, обусловленной ликвацией.

19

Гомогенная система (от греч. homogenes - однородный) – макроскопически однородная система, состоящая из одной фазы. Гомогенные сплавы (homogeneous alloys) – сплавы, структура которых состоит из одной фазы (например, твердого раствора). Двойные системы, или бинарные, двухкомпонентные (double system, or binary, two components) – физико-химические системы, состоящие из двух независимых составных частей (компонентов). Дендрит (dendrite) – кристалл древовидной формы, возникающий при кристаллизации в результате различий в скоростях роста зародыша в разных кристаллографических направлениях. Дендритная ликвация (dendrite liquation) – ликвация внутри одного дендрита или зерна, определяемая интервалом и скоростью кристаллизации. Диаграмма состояния (phase equilibrium diagram, equilibrium, diagram, constitutional diagram) – диаграмма, показывающая равновесное фазовое состояние сплавов при разных температурах (давлениях) в зависимости от их концентрации или графическое изображение соотношения между параметрами состояния термодинамически равновесной системы (температурой, химическим и фазовым составом). Зерно (grain) – отдельные кристаллиты поликристаллического конгломерата, разделенные между собой границами. Зональная ликвация (zonal liquation) – ликвация в отдельных частях слитка или изделия. Инконгруэнтно плавящиеся фазы (incongruently fusil phases) – промежуточные фазы, при плавлении которых состав образующейся жидкой фазы отличается от состава твердой фазы. Интерметаллид (metallide) – химическое соединение двух или более металлов между собой; обычно имеет широкую область гомогенности. Квазистатические (равновесные) процессы (infinitesimal equilibrium processes) – процессы, которые протекают при бесконечно малых отклонениях. Компоненты (components) – это химические индивиды, наименьшее число которых достаточно для образования всех фаз термодинамической системы. Компонент (component) – чистый химический элемент или устойчивое химическое соединение, входящие в состав сплава. Конгруэнтно плавящиеся фазы (congruently fusil phases) – промежуточные фазы, при плавлении которых составы твердой и жидкой фаз совпадают. Конода – связующая прямая, соединяющая сопряженные точки, изображающие составы равновесных фаз или линия, соединяющая составы фаз, находящихся в равновесии или линия на диаграмме состояния между двумя нодами, соответствующая постоянным внешним условиям (температура, давле20

ние) сосуществования фаз и позволяющая определить состав каждой из фаз и их количественное соотношение в данном сплаве. Концентрация (concentrate) – количество вещества, содержащееся в единице массы или объема сплава. Кривая нагрева (охлаждения) (heating/cooling curve) – график, характеризующий увеличение (уменьшение) температуры от времени. Кристаллизация (crystallization) – процесс образования кристаллов из жидкого, газообразного и твердого состояний. Критические точки (critical (thermal) points) – точки, соответствующие изменению фазового состояния в сплаве. Ликвация (liquation) – неоднородность сплава по химическому составу, структуре и неметаллическим включениям, образующаяся при кристаллизации слитка. Ликвидус (liquidus) – геометрическое место точек температур начала кристаллизации всех сплавов системы или графическое изображение на диаграмме состояния (точка, линия или поверхность) зависимости температур начала кристаллизации (или завершения расплавления) от химического состава сплава. Макроструктура (macrostructure) – строение металлов и сплавов, видимое невооруженным глазом или с помощью лупы на шлифованных и/или протравленных образцах. Метастабильная фаза (metastable phase) – промежуточная, относительно устойчивая фаза, которая может перейти в более устойчивую под действием внешнего воздействия или самопроизвольно. Микроструктура (microstructure) – строение металлов и сплавов, выявляемое с помощью микроскопа на шлифованных и (или) протравленных образцах (в оптическом и растровом электронных микроскопах) или на репликах и фольгах (в просвечивающем электронном микроскопе). Монотектическое превращение (monotectic transformation) – процесс превращения жидкой фазы в две новые: твердую и жидкую, отличающуюся от исходной составом; в равновесных условиях происходит при постоянной температуре. Неограниченный твердый раствор (unlimited solid solution) – твердый раствор замещения между двумя или более компонентами, неограниченно растворимыми в твердом состоянии. Нода – точка, определяющая состав фазы на диаграмме состояния. Нонвариантное (безвариантное) равновесие (nonvariant equillibrium) – равновесие, при котором сплав из данного числа фаз может существовать только в совершенно определенных условиях: при постоянной температуре и 21

определенном составе всех находящихся в равновесии фаз. Это означает, что превращение начинается и заканчивается при одной постоянной температуре. Область несмешиваемости (miscibility gap) – область на диаграмме состояния область, в которой происходит расслаивание растворов металлических сплавов. Ограниченный твердый раствор (limited solid solution) – твердый раствор между двумя или более компонентами, существующий до определенной, ограниченной концентрации компонентов. Ордината сплава – вертикальная прямая, проходящая через точку состава сплава. Пересыщенный твердый раствор (supersaturated solid solution) – раствор, в котором концентрация растворенного элемента больше равновесной для данной температуры. Перитектика – смесь двух фаз, образовавшихся в результате перитектического превращения. Перитектическое превращение (перитектическая реакция) (peritectic transformation/ reaction) – процесс взаимодействия кристаллов твердого раствора с жидкостью, происходящий при постоянной температуре и постоянной концентрации фаз, приводящий к образованию кристаллов другого твердого раствора. Перитектическое превращение (peritectic transformation) – процесс образования твердой фазы в результате взаимодействия жидкой и другой твердой фазы, отличающейся от новой составом и структурой; в равновесных условиях происходит при постоянной температуре. Перитектоидное превращение (peritectoid transformation) – фазовое превращение в твердом состоянии при охлаждении, заключающееся в образовании одной новой фазы из двух других; полностью обратимо при нагреве. Правило отрезков (rule of segments) (рычага) используют для определения количественного соотношения фаз, находящихся в равновесии при данной температуре. Согласно этому правилу, например, для определения массового или объемного количества твердой фазы необходимо вычислить отношение длины отрезка, примыкающего к составу жидкой фазы, к длине всей коноды; для определения количества жидкой фазы – отношение длины отрезка, примыкающего к составу твердой фазы, к длине коноды. Правило фаз (правило равновесия фаз) Гиббса (rule of phase equilibrium) позволяет определить закономерность изменения числа фаз в гетерогенной системе, устанавливая зависимость между числом термодинамических степеней свободы (С), числом компонентов (К), образующих систему, и числом фаз (Ф), находящихся в равновесии: С = К - Ф + 2, где 2 – число внешних 22

факторов. При изучении физико-химических равновесий за внешние факторы, влияющие на состояние сплава, принимают температуру и давление. Применяя правило фаз к металлам, можно во многих случаях принять изменяющимся только один внешний фактор -температуру, т.к. давление, за исключением очень высокого, мало влияет на фазовое равновесие сплавов в твердом и жидком состояниях. Тогда уравнение примет следующий вид: С = К - Ф + 1. Промежуточные фазы (intermediate phases) – твердые фазы, которые образуются в интервале концентраций между граничными твердыми растворами на основе компонентов. От граничных растворов на диаграмме состояния промежуточные фазы всегда отделены двухфазными областями. Промежуточные фазы переменного состава (intermediate phases of variable composition) – это фазы, имеющие сравнительно широкие области гомогенности. Могут представлять собой твердые растворы на базе определенных химических соединений или растворы на базе несуществующих полиморфных модификаций одного из компонентов, которые оказываются устойчивыми из-за концентрационного полиморфного превращения. Промежуточные фазы постоянного состава (intermediate phases of fixed composition) – это определенные химические соединения компонентов, для которых характерны очень узкие (практически отсутствующие) области гомогенности. На диаграмме состояния эти области изображаются вертикальными прямыми (ординатами). Равновесное состояние термодинамической системы (state of equilibrium of thermodynamic system) характеризуется при постоянных внешних условиях неизменностью термодинамических параметров во времени и отсутствием в системе потоков энергии и вещества. Раствор (solution) – однородная смесь двух или большего числа компонентов, равномерно распределенных в виде атомов, ионов или молекул в жидкости или твердом веществе. Солидус (solidus) – геометрическое место точек температур конца кристаллизации всех сплавов системы. Сольвус (solvus line, solvus) – линия ограниченной растворимости в твердом состоянии на диаграмме состояния. Сплавы – однородные системы из двух или более элементов, претерпевающие переход из жидкого состояния в твердое агрегатное состояние и обладающие характерными металлическими свойствами. Стабильная фаза (stable phase) – фаза, устойчивая в данных условиях. Структура (structure) – собирательное название характеристик макроскопического и микроскопического строения вещества. 23

Структурная составляющая (structural component) – элемент микроструктуры сплава с характерным и однообразным строением, а также или отдельные элементы микроструктуры сплава с характерным строением при средних увеличениях. Твердый раствор (solid solution) – однородные твердые вещества, состоящие из нескольких компонентов, концентрация которых может быть изменена без нарушения однородности, или однофазное твердое состояние сплава, представляющее собой кристаллическую решетку растворителя, в которой находятся атомы одного или более растворенных элементов. Твердый раствор внедрения (interstitial/introduction solid solution) – раствор между металлом и неметаллом, в котором атомы неметалла располагаются в междоузлиях атомов металлов. Твердый раствор замещения (substitutional solid solution) – раствор между двумя или более металлами, в котором атом одного компонента занимает место любого атома в кристаллической решетке второго компонента. Темп кристаллизации (rate of crystalline growth) характеризует увеличение в сплаве количества кристаллов при понижении температуры, т.е. скорость кристаллизации по температуре dm /dt , где m – масса выпадающих кристаллов и t –температура. Термодинамическая система (thermodynamic system) – это отделенная от внешней среды реальными или воображаемыми границами и заполненная веществом часть пространства, внутри которой между составляющими систему материальными объектами возможен обмен энергией и веществом. Термодинамические степени свободы (thermodynamic degree of freedom) – это термодинамические параметры равновесной системы (температура, давление и концентрация), которым можно придавать произвольные (в некотором интервале) значения так, чтобы не появлялись новые и не исчезали старые фазы. Фаза (phase) – это совокупность тождественных по химическому составу гомогенных частей термодинамической системы, одинаковых по всем свойствам, не зависящих от массы, или однородная часть гетерогенной системы с собственным химическим составом, строением, свойствами, отделенная от других частей системы поверхностью раздела. Под фазами термодинамической системы понимают такие части гетерогенной системы, которые имеют одинаковое строение и в стабильном состоянии - одинаковый состав. Фазовое, или гетерогенное, равновесие (phase or heterogeneous equilibrium) – это равновесное состояние термодинамической системы, состоящей из двух или большего числа фаз. 24

Фазовое превращение (phase transformation) – превращение, при котором происходит изменение фазового состояния системы. Шлиф (polished surface of metal/mineral section) – полированная поверхность сечения металла или минерала, подготовленная для визуального или микроскопического исследования. Эвтектика (eutectic, eutectic mixture) – эвтектическая смесь двух или более фаз, образующаяся из расплава при эвтектической температуре. Эвтектическое превращение (eutectic transformation) – превращение, происходящее при постоянной температуре и неизменных составах участвующих фаз, одной из которых является жидкость или процесс образования двух или более твердых фаз из жидкой; в равновесных условиях происходит при постоянной температуре. Эвтектоид (eutectoid, eutectoid mixture) – эвтектоидная смесь фаз, образующаяся из твердого раствора в результате его распада при эвтектоидной температуре. Эвтектоидное превращение (eutectoid transformation) – превращение, происходящее при постоянной температуре и неизменных составах участвующих фаз, находящихся в твердом состоянии, или полиморфное превращение, заключающееся в распаде при охлаждении равновесного твердого раствора на две стабильные фазы; характеризуется температурой эвтектоидного превращения, при которой все три фазы находятся в равновесии; полностью обратимо при нагреве.

25

Глава 2 ЖЕЛЕЗОУГЛЕРОДИСТЫЕ СПЛАВЫ 2.1. Диаграмма системы Fe-Fe3C Несмотря на то, что промышленные железные сплавы – сталь и чугун, как правило, содержат некоторые примеси (кремний, марганец, серу, фосфор, кислород, азот и др.), т.е. практически являются многокомпонентными, однако основными составляющими, определяющими структуру и свойства, являются железо и углерод и условно их можно рассматривать как двойные. 2.1.1. Характеристика чистых компонентов Железо. Широкое применение сплавов на основе железа (сталь и чугун) определяется следующими характерными особенностями железа: его дешевизной, большим содержанием железа в земной коре (5,1 %), легкостью извлечения железа из его окислов, т.е. его легкой восстанавливаемостью. Особенно важным свойством железа является его аллотропия, т.е. наличие нескольких кристаллических модификаций, что дает возможность упрочнять сплавы на основе железа посредством термообработки с получением мартенсита. Железо находится в периодической системе Д.И. Менделеева в 1У периоде, в восьмой группе (порядковый номер 26). Это переходный металл с электронной структурой 1S22S22р63S23p63d6 4S2. Застройка более высокого 4S уровня при незаполненной 3d оболочке приводит при определенных условиях к возможности обмена 4S и 3d электронов; чем можно объяснить переменную валентность и другие свойства железа. Температура плавления чистого железа (99,9917 %) равна 1539 °С, кипения – 3200 °С. Плотность – 7,874 т/м3, атомный вес – 55,85. Твердость железа зависит от чистоты металла. Твердость чистого железа равна 490 МПа, технического (99,8 – 99,9 %) – около 900 МПа. Механические свойства железа: предел прочности при растяжении σв=300 – 350 МПа, относительное удлинение δ=40 %, поперечное сужение Ψ=70 %, т.е. железо хорошо подвергается пластической деформации. Железо имеет две полиморфные модификации α и γ. Кристаллическая решетка Feα – ОЦК (объемноцентрированная кубическая); Feγ – ГЦК (гранецентрированная кубическая). Полиморфное превращение сопровождается изменением объема, поскольку переход o 911 C Fe γ → Feα cвязан с уменьшением компактности решетки. Различие

объемов составляет около 1 %. Впервые критические точки железа были определены в 1868 г. Д.К. Черновым по цвету каления, изменению объема, пластичности и другим свойствам. В 1888 г. французский ученый Флорис 26

Осмонд предложил каждую критическую точку обозначить индексом А (от французской “arret” – что означает остановку на термической кривой. Для различия критических точек при нагревании и охлаждении к обозначению критической точки А добавляется индекс “с” (от французского слова choftage – нагревание) или индекс “r” (от французского refroidissement – охлаждение). В табл. 3 приводятся обозначения критических точек чистого железа и сплавов железо-углерод. Таблица 3 Критические точки чистого железа и сплавов Fe-Fe3C Температура превращения, °С 1539

Обозначение критических точек при нагреве при охлаждении – –

Примечание Плавление, кристаллизация

910

Ас3

Аr3

Feα↔ Feγ

770

A2

A2

Магнитное превращение железа

727

Ас1

Ar1

Эвтектоидное превращение цементита

210

Ао

Магнитное превращение цементита

Углерод. Вторым основным компонентом железоуглеродистых сплавов является углерод. Углерод неметаллический элемент П периода, 1У группы. Он занимает шестое место в периодической системе Д.И. Менделеева. Распределение электронов в атоме углерода имеют вид: 1S22S22P2. Обладает относительно малой плотностью 2,3 т/м 3 , температура плавления в около 3500 °С. Углерод полиморфен. В обычных условиях углерод находится в виде графита с гексагональной слоистой решеткой (рис. 15). а В каждом слое (в плоскости базиса) атомы углерода находятся на небольшом расстоянии друг от друга и между ними дейРис.15. Кристаллическая решетка графита. ствуют прочные ковалентные связи. Расстояние между слоями значительно большее и между ними действуют слабые связи (типа сил Вандер-Ваальса). Метастабильная модификация углерода – алмаз имеет кубическую решетку. Диаграмма состояния железо-углерод должна, очевидно, охватывать все сплавы от 0 до 100 % углерода. Однако, как правило, приводится

27

небольшой участок системы от железа до ближайшего химического соединения Fe3C. Это обусловлено тем, что практически применяются сплавы железа с углеродом (стали и чугуны) с содержанием углерода не более 5 %. Обычно на диаграмме фазового равновесия системы железо-углерод наносят одновременно систему железо-карбид железа (Fe-Fe3C) – сплошные линии диаграммы – метастабильное равновесие и пунктирные линии – стабильное равновесие Fe-C. В настоящем домашнем задании мы рассматриваем только упрощенную (без перитектического превращения) диаграмму фазового равновесия железо-цементит. 2.1.2. Основные фазы, их строение и свойства В сплавах системы Fe-Fe3C встречаются следующие фазы: жидкий раствор, твердые растворы на основе различных кристаллических модификаций железа, химическое соединение Fe3C (цементит). На рис.16 представлена диаграмма состояния железо-цементит в фазовом виде. t, oC A 1539

D

A

Ж Ц+Ж

А+Ж

o

1147 C

A 911

C

E

G Ф+А

А+Ц

S

727 oC

Ф P

Fe Q

K

Ф+Ц 0,8

F

2,14

4,3 %C

6,67

Рис.16. Фазовая диаграмма состояния железо-цементит

Жидкая фаза представляет собой неограниченный раствор железа и углерода, распространяющийся выше линии ликвидус АСD – от 0 до 6.67 %С. Твердые растворы. В данной системе имеются твердые растворы железа с углеродом на основе двух кристаллических модификаций железа. Они являются твердыми растворами внедрения, т.е. атомы железа занимают узлы пространственной решетки, а атомы углерода размещаются в междоузлиях. Твердый раствор углерода в α-железе называется ферритом. В феррите сохраняется кристаллическая решетка α-железа – объемно-центрированный куб. Феррит занимает на диаграмме узкую область, примыкающую к железу QPG. Максимальная растворимость углерода в нем не более 0,025 %, при комнатной температуре она равна 0,006 %. Твердость феррита около

28

800–1000 МПа, предел прочности σв∼250 МПа; σт∼120 МПа, относительное удлинение (δ) до 50 %, а поперечное сужение Ψ-до 80 %. До температуры 770 °С феррит ферромагнитен, выше – парамагнитен. Значительно большую область на диаграмме железо-углерод занимает твердый раствор углерода в γ-железе с гранецентрированной кубической решеткой, который называется аустенитом. В аустените предел растворимости достигает 2,14 %. Твердость его равна 1700 – 2000 МПа, σв – 50 – 80 МПа. Аустенит обладает и малой склонностью к хрупкому разрушению. Как в феррите, так и в аустените осуществляется металлический тип связи. Цементит. При обычном охлаждении в металлической изложнице, т.е. при значительных переохлаждениях (∆Т) процесс затвердевания протекает по метастабильной диаграмме. Углерод в этом случае находится в связанном состоянии в виде карбида железа Fe3C, называемого цементитом. Цементит содержит 6,67 %С, обладает сложной орторомбической решеткой. В решетке цементита реализуются связи как ковалентные так и металлического типа. Это подтверждается высокой твердостью (∼10000 МПа) и хрупкостью, характерными для промежуточных фаз. Температура плавления цементита точно не установлена и принимается равной ∼1600 °С. 2.1.3. Линии, точки, концентрации, температуры Все линии диаграммы можно разделить на следующие группы: линии ликвидус – начало затвердения при охлаждении или конец плавления при нагревании; линии солидус – конец затвердевания при охлаждении и начало плавления при нагревании; линии превращения в твердом состоянии. Из них особо выделяются горизонтальные линии (параллельные оси составов), отвечающих нонвариантному равновесию. В табл.4 приведены основные характеристики линий диаграммы. Таблица 4 Характеристики линий диаграммы Индекс линий

Температурный интервал, °С

АС

1539° – 1147°

СD

1147° ∼ 1600°

АЕ

1539° – 1147°

ЕСF

1147°

Интервал концентра- Основная характеристика линии ций (% углерода) Линия ликвидуса 0 – 4,3 4,3 – 6,67 Линия солидуса 0 – 2,14 2,14 – 6,67

Линия ликвидус (начало затвердевания аустенита). Линия ликвидус (начало затвердевания первичного цементита) Конец затвердевания аустенита Линия эвтектического равновесия

29

Продолжение табл. 4 Индекс линий SE

Температурный интервал, °С

Интервал концентра- Основная характеристика линии ций (% углерода)

Линии превращения в твердом состоянии 0,8 – 2,14 Линия ограниченной раствори727° – 1147° мости углерода в аустените. Начало выделения вторичного цементита.

GS

911° – 727°

0 – 0,8

Начало аллотропического превращения аустенита в феррит

GP

911° – 727°

0 – 0,025

Конец аллотропического превращения (аустенита в феррит)

PSK

727°

0 ,025 – 6,67

Линия эвтектоидного равновесия аустенита, феррита, цементита

PQ

727° – комн.

0,025 – 0,006

Линия выделения третичного цементита

Концентрация углерода в характерных точках диаграммы приводится в табл.5. Таблица 5 Характеристики точек диаграммы Индекс точки

Температура, °С

Содержание углерода, %

А

1539

0

С

1147

4,3

Состав жидкой фазы при эвтектическом равновесии с аустенитом и цементитом

Е

1147

2,14

Предельное содержание углерода в аустените. Состав аустенита при эвтектическом равновесии с жидкой фазой и цементитом

S

727

0,8

Состав аустенита при эвтектоидном равновесии с ферритом и цементитом

Р

727

0,025

Предельное содержание углерода в феррите. Состав феррита при эвтектоидном равновесии с аустенитом и цементитом

Q

Комнатная

0,006

Предельное содержание углерода в феррите при комнатной температуре

30

Характеристика Точка затвердевания жидкого железа

2.1.4. Горизонтальные линии диаграммы В системе железо-цементит имеет место безвариантное трехфазное равновесие: при эвтектическом метастабильном (1147 °С) равновесии, при метастабильном (727 °С) эвтектоидном равновесии. В табл.6 приведены линии трехфазного равновесия. Таблица 6 Линии трехфазного равновесия Индекс линии

Температура равновесия, °С

ECF

1147

РSK

727

Фазы, находящиеся в равновесии Ж+А+Ц

Название щения

А+Ф+Ц

превра- Взаимодействие фаз

эвтектическое

Жс↔А E +Ц (ледебурит)

эвтектоидное

A S ↔ Ф P +Ц (перлит)

2.1.5.Кристаллизация и формирование структуры сплавов Сталями называются железоуглеродистые сплавы с содержанием углерода до 2,14 %. Сплавы с большим содержанием углерода (2,14 до 6,67 %) называются чугунами. Границей между сталями и чугунами принято считать проекцию точки Е, т.е. точки максимального насыщения аустенита углеродом, от которой начинается линия эвтектического равновесия. В результате первичной кристаллизации стали образуется аустенит (линия АЕ). В отличии от сталей структура чугуна характеризуется наличием эвтектики, которая состоит из аустенита и цементита. Первичная кристаллизация стали. На рис. 17 показан верхний участок упрощенной диаграммы Fe-Fe3C. o

I

o

t C

t C Ж

А

Ж

1 1'

1

Ж

а)

2 Е

% C

А

2'

Ж+А 2 Аустенит

t1_ t 2

C

τ, c

2,14

б)

Рис. 17. Верхний левый участок упрощенной диаграммы состояния железо-цементит. а) Первичная кристаллизация сплавов до 2,14 %С (сталей); б) кривая охлаждения сплава 1

31

В сталях из жидкой фазы кристаллизуется аустенит. Состав жидкой фазы меняется по проекции линии АС на ось концентраций, твердой фазы по проекции линии АЕ. Превращения в твердом состоянии. Окончательное формирование структуры стали происходит в результате превращений аустенита при дальнейшем охлаждении. Основой этого превращения является полиморфизм, связанный с перегруппировкой атомов из ГЦК решетки аустенита в ОЦК решетку феррита, а также изменение растворимости углерода по линии ES в аустените и PQ в феррите. В сплавах с содержанием от 0,025 до 2,14 %С вторичные превращения начинаются при температурах, соответствующих линиям GS и SE и заканчиваются при температуре ниже 727 °С и линии PSK, в результате эвтектоидной реакции. Сплавы с содержанием углерода менее 0,025 % не испытывают эвтектоидного превращения. Критические точки аустенит → феррит превращения (линия GS) в доэвтектоидных сталях обозначаются так же, как аллотропическое превращение в чистом железе, с индексом А3, т.е. при нагреве Ас3,т.е. при охлаждении Аr3. Выделение цементита из аустенита в заэвтектоидной стали (линия SE) обозначается индексом Аcm. При температуре 727 °С (линия PSK) критические точки обозначаются индексом А1; при нагреве Аc1; при охлаждении Аr1. Распад аустенита при эвтектоидном превращении по метастабильной системе проходит с образованием феррита и цементита при переохлаждении ниже 727 °С. (21) А 0,8 →Ф 0.02 +Ц (Эвтектоидная смесь феррита и цементита называется перлитом). Рассмотрим структурообразование нескольких групп сплавов. На рис. 18 приведена левая нижняя часть диаграммы состояния железо-цементит с кривыми охлаждения типичных сплавов и микроструктурой. Сплавы, содержание углерода в которых не превышает 0,006 %С (на примере сплава 1). До температуры несколько ниже t3 (линия GS) аустенит охлаждается без изменения состава. В интервале t3 – t4 происходит полиморфное А→Ф превращение. На стыках и границах зерен аустенита возникают зародыши феррита, которые растут и развиваются за счет атомов аустенитной фазы. Ниже температуры t4 сплав состоит из однородного α-твердого раствора – феррита. При дальнейшем охлаждении никаких превращений не происходит (Рис. 18б). Сплавы с содержанием углерода от 0,006 до 0,025 % (сплав П рис. 18в). Так же как и в предыдущем сплаве в интервале температур t5 – t6 происходит полиморфное А→Ф превращение. Ниже t6 в сплаве имеется ферритная фаза. Однако ниже температуры t7 изменение состава феррита, согласно предельной растворимости углерода в феррите по линии РQ, приводит к образованию более высокоуглеродистой фазы – цементита. Этот цементит называется третичным. Как правило третичный цементит располагается по границам 32

t,oC G 3' 5'

I

II

3

4

III

t,oC

IV

I

V

3

A

5 10

4' 8' 6

9

P

Ф 7

Ф+Ц

А+Ц

6'

П

II

727 oC 11

S

Fe + П

Ф3'- 4

4

8 Ф+А

t3 - t 4

А 3 - 4'

П+Ц

II

Ф

III

Fe Q

τ, c

%С

б)

а) II

t,oC

t,oC

5

t5 - t 6

А 5 - 6'

III

8

Ф5'- 6

t8 - t S

А8 - S

Ф 8'-P o

727 C

6

АS

Ф

Ц III

S 7

t7 - t комн.

Ф7 - Q

S'

Ф P+Ц Перлит

Ц III П

Ф Ф τ, c

в) t,oC

IV

V

t,oC 10

t10 - t S

А10 - S

o А S 727 C Ф P+Ц

S'

S

Перлит

Ц

o А S 727 C Ф P+Ц

S'

S

Перлит

Ц II

П

д)

τ, c

г)

τ, c

е)

τ, c

Рис. 18 Левый нижний участок диаграммы состояния железо-цементит. Вторичная кристаллизация сплавов: а) диаграмма, б), в), г), д), е) кривые охлаждения сплавов

33

ферритных зерен (рис. 18в). Максимальное количество третичного цементита составляет около 0,3 %. Несмотря на такое малое количество, расположение его вокруг зерен феррита в виде хрупких оболочек сообщает малоуглеродистому сплаву низкие пластические свойства, т.е. приводит к его охрупчиванию. Во избежании этого проводится специальная термическая обработка – старение, в результате которой третичный цементит выделяется в виде дисперсных частиц, равномерно распределенных по всему зерну. Сталь эвтектоидного состава – содержание углерода 0,8 % (рис.18, сплав Ш). В этом случае при охлаждении аустенита имеется только одна критическая точка Аs, отвечающая температуре 727 °С. При этой температуре аустенит находится в равновесии с ферритом и цементитом: Аs 727  → Фp + Ц (22) Эвтектоидный распад аустенита состава точки S (0,8 %С) на феррит состава точки Р (0,025 %С) и цементит происходит при некотором переохлаждении, т.е. ниже 727 °С. Эвтектоидная смесь феррита с цементитом называется перлитом. Соотношение феррита и цементита в перлите составляет примерно 7,3 : 1. Подсчет ведется по правилу рычага, несколько ниже эвтектоидной линии: 6,67 − 0,8 7,3 кол - во феррита (23) = . = кол - во цементита 0,8 − 0,025 1 Доэвтектоидные стали. Сплавы с содержанием углерода от 0,025 до 0,8 % называются доэвтектоидными сталями. Рассмотрим фазовые и структурные изменения доэвтектоидной стали на примере сплава Ш (рис. 18г). В интервале температур t8–727°C идет полиморфное превращение А→Ф. Состав аустенита меняется по линии GS, а феррита – по линии GP. При 727 °С концентрация углерода в аустените равна 0,8 % (точка S) и в феррите – 0,025 % (точка Р). Ниже этой температуры происходит эвтектоидное превращение. В равновесии находятся три фазы: феррит состава точки Р, аустенит состава точки S, цементит. Так как число степеней свободы равно нулю, т.е. имеется нонвариантное равновесие, то процесс протекает при постоянном составе фаз. На кривых охлаждения или нагрева наблюдается температурная остановка. Таким образом, структура доэвтектоидной стали характеризуется избыточными кристаллами феррита и эвтектоидной смесью феррита с цементитом, называемой перлитом. Количественные соотношения феррита и перлита зависят от состава сплава. Чем больше углерода в доэвтектоидной стали, тем больше в структуре ее перлита и, наоборот, чем меньше углерода, тем больше феррита и меньше перлита. При дальнейшем охлаждении в результате изменения растворимости углерода в феррите (соответственно линии РQ) выделяется

34

третичный цементит. Однако в структуре обнаружить его при наличии перлита невозможно. Заэвтектоидные стали. Сплавы с содержанием углерода от 0,8 до 2,14 % называются заэвтектоидными. Процессы структурообразования рассмотрим на примере сплава V. До температуры t10 (линия ES) аустенит охлаждается без изменения состава. Несколько ниже этой температуры аустенит достигает предельного насыщения углеродом согласно линии растворимости углерода в аустените ЕS. В интервале температур t10 − 727 °C из пересыщенного аустенита выделяется высокоуглеродистая фаза – цементит, который называется вторичным. Состав аустенита меняется по линии ЕS и при температуре 727 °С достигает точки S (0,8 %С). Максимальное количество вторичного цементита: % Цвторичн.= (2,14 −0,8)×15≅18 (24) Ниже 727 °С происходит эвтектоидное превращение: аустенит состава точки S (0,8 %С) распадается на смесь феррита состава точки Р (0,025 %С) и цементита. Таким образом, структура заэвтектоидной стали характеризуется зернами перлита и вторичного цементита. В реальной стали с 1,2 %С (У12) количество вторичного цементита составляет всего около 6 %. % Цвторичн. = (1,2 − 0,8)×15 = 6 (25) При медленном охлаждении цементит, как правило располагается в виде тонкой оболочки. В разрезе это выглядит как сетка цементита. Более благоприятной формой цементита является зернистая, она не приводит к значительному снижению пластических свойств стали. Чугуны. Все превращения в белых чугунах, начиная от затвердевания и до комнатных температур, полностью проходят по метастабильной диаграмме Fe-Fe3C. Наличие цементита придает излому светлый блестящий цвет, что привело к термину “белый чугун”. Независимо от состава сплава обязательной структурной составляющей белого чугуна является цементитная эвтектика (ледебурит). На рис. 19 изображена структурная диаграмма равновесия железо-цементит и кривые охлаждения типичных сплавов. Эвтектический белый чугун. Рассмотрим процессы затвердевания, формирования первичной структуры и дальнейших структурных превращений в твердом состоянии сплава эвтектического состава с 4,3 %С (сплав 1 рис. 19). Затвердевание происходит в один этап при температуре ниже 1147 °С. Жидкая фаза с 4,3 %С образует эвтектическую структуру: смесь аустенита с 2,14 %С и цементита. Эта эвтектика называется ледебуритом. Как и всякая эвтектическая реакция, отвечающая нонвариантному (безвариантному) равновесию протекает при постоянной температуре и постоянном составе фаз. При эвтектической реакции ниже (1147 °С) содержание углерода в аустените максимально (2,14 %). Дальнейшее охлаждение от температуры 1147 °С до 727 °С приводит к непрерывному уменьшению в нем углерода согласно линии ограниченной растворимости ЕS. Углерод выделяется из аустенита в ви35

де цементита, который называется вторичным цементитом (Цвторичн.). Однако он, как правило, не обнаруживается, т.к. присоединяется к эвтектическому цементиту. Ниже температуры 727 °С аустенит эвтектики состава (0,8 %С) o

C→ Ф 0,025 + Ц 6,67 , т.е. претерпевает эвтектоидное превращение А 0,8 727 образуется перлит. o

o

t, C

Ж

A

II

E

P

Ф+Ц II

S

o

o 5 1147 C

C

2 Л+Ц II+А

Ф+А

Ж

Ц I +Ж

А+Ж

A

I

4'

4

I 1

1'

G

III

t, C

D

Жc

F

1147 C

AE

Л+Ц I

Л

Аs

K

П Л превр. П+Ц II Л превр.+Ц II Л превр.+Ц II+П Ф+П Fe 0,02 0,8 2,14 4,3 6,67 %C

Ж 1-С 2

П

ЦI

t 4- t 5

Ж4 - С

А 1'-E

ЦI o

Жc 5

1147 C

5' АE

ЦI

АЕ +Ц I Л tс - t S A S+Ц

727 C

Ф р+Ц

Аs

П Л превращенный

в)

τ, c

II

o

o

Аs

Ф р+Ц

III

Ж 4

1447 oC АЕ +Ц Жс 2' Л t2 - t 3 А S+Ц II АE

727 C

б)

o

Ж 1

II

τ, c

t, C

II t1 - t 2

А S +Ц

Л превращенный

а) o

t c- t S

o

o 6 727 C

3

t, C

АЕ +Ц

6

727 C

Ф р+Ц

6'

П

Л превращенный

г)

τ, c

Рис.19. Диаграмма состояния “железо-цементит” (структурная) и кристаллизация белых чугунов. а) – диаграмма, б), в), г) – кривые охлаждения сплавов со схемами микроструктур при нормальной температуре

Таким образом, ниже 727 °С ледебурит представляет собой смесь перлита и цементита. Такой ледебурит называется превращенным. При охлаждении до комнатной температуры в результате изменения растворимости углерода в феррите (линия РQ) выделяется третичный цементит. Однако в структуре он

36

не обнаруживается. На рис. 19б показана структура белого чугуна эвтектического состава. Она представляет собой одну эвтектику – ледебурит. Темные участки (зернышки и пластинки) отвечают перлитным включениям, равномерно распределенным на светлом фоне цементита. Доэвтектические белые чугуны. Железоуглеродистые сплавы состава 2,14 – 4.3 %С называются доэвтектическими белыми чугунами. Рассмотрим процесс кристаллизации и вторичных превращений на примере сплава П рис.19. От температуры несколько ниже линии ликвидус АС до 1147 °С из жидкости выделяются кристаллы аустенита. Аустенит кристаллизуется в форме дендритов, которые, как правило, обладают химической неоднородностью, называемой дендритной ликвацией. Состав жидкой фазы меняется по линии ликвидус, стремясь к эвтектическому, а твердой по линии солидус, стремясь к составу точки Е. При температуре 1147 °С концентрация жидкой фазы достигает точки С (4,3 %С), а аустенита – точки Е (2,14 %С). Из жидкости эвтектического состава образуется смесь аустенита и цементита – ледебурит 1147 °С. Таким образом, ниже эвтектической линии ЕСF структура характеризуется избыточными кристаллами аустенита и эвтектикой (ледебуритом). При охлаждении от 1147 до 727 °С состав аустенита непрерывно меняется по линии ЕS, при этом выделяется цементит вторичный (Цвторичн.). Вторичный цементит выделяется как из избыточного аустенита, так и из аустенита эвтектики. Однако, если вторичный цементит, выделяющийся из аустенита эвтектики, присоединяется к эвтектическому цементиту, то из избыточного аустенита он выделяется в виде оболочек вокруг дендритов аустенита и представляет собой самостоятельную структурную составляющую. Ниже 727 °С весь аустенит: и избыточный, и тот, который входит в состав эвтектики – претерпевает эвтектоидное превращение, при котором образуется перлит. Таким образом, ниже 727 °С структура доэвтектического белого чугуна характеризуется следующими структурными составляющими: избыточным перлитом (бывшим аустенитом), ледебуритом превращенным, состоящим из перлита и цементита и цементитом вторичным. Структура реального доэвтектического белого чугуна изображена на рис. 19в. Чем ближе состав сплава к эвтектическому, тем больше в нем эвтектики – ледебурита. Заэвтектический белый чугун. Железоуглеродистые сплавы с содержанием углерода от 4,3 до 6,67 % (сплав Ш) называются заэвтектическими белыми чугунами. Кристаллизация начинается при температуре t4 несколько ниже линии СD выпадением цементита, который называется цементитом первичным (Цпервичн.). Состав жидкой фазы меняется по линии СD, твердая – остается без изменения. При температуре 1147 °С заканчивается кристаллизация избыточных кристаллов Цпервичн.. Жидкость состава точки С (4,3 %С) согласно эвтектической реакции образует ледебурит. При дальнейшем охлаждении изменение состава аустенита по линии ЕS приводит к выделению цементита вторичного (Цвторичнн.), который присоединяется к эвтектическому. 37

Температура 727 °С является температурой эвтектоидного равновесия аустенита, феррита и цементита. Ниже этой температуры аустенит превращается в перлит. Таким образом, ниже 727 °С структура заэвтектического белого чугуна характеризуется избыточными кристаллами цементита первичного (белые пластины) и превращенным ледебуритом, состоящим из темных полосок или зернышек перлита и светлой основы – цементита. На рис. 19г изображена кривая охлаждения и структура белого заэвтектического чугуна. 2.2. Компьютерная поддержка выполнения индивидуального задания Для самоподготовки по теме "Диаграмма состояния системы железоцементит" разработана программа Stract.exe. Программа состоит из разделов: Обучение; Самоконтроль; Контроль, Помощь и Структура. Раздел Обучение содержит упрощенную структурную диаграмму (без перитектического превращения), кривые охлаждения сплавов, принадлежащих разным структурным классам, схемы микроструктур и фотографии микроструктур сплавов при комнатной температуре и краткий пояснительный текст. Раздел Самоконтроль – позволяет ответить на контрольные вопросы, пользуясь структурной диаграммой и таблицей образцов ответов. Результаты ответов комментируются. Раздел Контроль предлагает ответить на 10 вопросов. 22 вариантов вопросов примерно одинаковой трудности составлены преподавателем и выводятся на дисплей выборочно. Результаты ответов оцениваются по пятибальной системе. Раздел Помощь содержит терминологический справочник основных понятий. Раздел Структура содержит схемы и фотографии микроструктур и их описание. Результаты контроля записываются в отдельный текстовый файл доступный оператору и преподавателю. Программа Stract.exe доступна каждому курсанту и может быть скопирована на дискеты для использования ими при непосредственной работе на компьютере. Для получения копии необходимо обратиться к оператору кафедры "Технология материалов" Программа может быть переслана по локальной сети ДВГМА на компьютер пользователя. Адрес кафедры в сети – //Seagete.8080/intranet/div/dep/tm/. На первой странице в главном меню выбрать гиперссылку Resors и скопировать файл Stract.exe. Ниже прилагается инструкция пользователя программой, которая составлена исходя из предположения, что программа установлена уже на компьютере, а пользователь знаком с приемами работы на нем.

38

2.2.1. Инструкция пользователя программа Stract.exe Для работы с программой необходимо с помощью стандартный операций Norton commander для DOS или Мой компьютер для Windows95 загрузить исполнимый файл Stract.exe. На дисплее появится название программы и сообщение для перехода к следующему фрагменту. В нем предлагается сообщить данные о пользователе: Сообщите Вашу фамилию, Сообщите Ваши инициалы, Номер группы. Все сведения вводите последовательно и построчно. Например: Иванов <Enter> И.И. <Enter> 211 <Enter> Если при вводе данных допущена ошибка, то для исправления необходимо нажать функциональную клавишу F2 и внести необходимые исправления. После вывода общих сведений о программе на дисплей выводится меню с вариантами режимов работы: 1 Exit 2 Режим обучения 3 Режим контроля 4 Самоконтроль 5 Помощь 6 Структура Выбор режима работы осуществляется клавишами ↑, ↓ и нажатием клавиши <Enter>. При ответе на контрольные вопросы необходимо установить о какой концентрационно-температурной области диаграммы идет речь и набрать ответ в соответствии с примерами ответов, приведенными в таблице справа. Если возникли затруднения в ответах на вопросы, то необходимо повторить работу в режиме Помощь и Структура. Меню Помощь содержит справочные данные о 8 понятиях: x Exit p Полиморфизм k Компонент f Фаза t Структура o Эвтектоид i Эвтектика s Солидус l Ликвидус 39

Меню Структура включает фотографии и схемы 4 структур: x Exit f Феррит p Перлит l Ледебурит c Цементит Режим Контроль аналогичен режиму Самоконтроль, но не содержит структурной диаграммы с обозначениями. Ответы на вопросы необходимо вводить по образцу приведенному справа. Каждая структурная составляющая обозначается первой заглавной буквой: феррит – Ф, перлит – П. и т.п. Цементит в зависимости от происхождения: Ц(первичный), Ц(вторичный) и Ц(третичный). Если необходимо назвать область, содержащую несколько структурных составляющих, то возможны варианты ответа. Например: П+Ц(вторичный) или Ц(вторичный)+П. Оба варианта будут восприняты программой как правильные. После ответа на вопрос и нажатия клавиши <Enter> справа внизу появляется окно с текстом, сообщающем о результате ответа. При неверном ответе предлагается ответить вторично на тот же вопрос. Процесс режима Контроль сопровождается сообщениями. После ответа на 10 вопросов выводятся результаты опроса с результирующей оценкой. Протокол режима Контроль при включенном принтере будет автоматически распечатан. 2.3. Индивидуальное задание № 2 2.3.1. Варианты задания В таблице 7 приведены исходные данные для выполнения второго индивидуального задания, указана массовая доля углерода (колонка 2 табл.). Таблица 7 Варианты заданных сплавов № варианта 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10

40

% углерода (по массе) 5,0 4,3 1,0 3,0 0,8 0,4 1,3 2,2 5,5 0,012

№ варианта 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20

% углерода (по массе) 0,1 3,5 0,9 0.022 0.018 2,0 2,8 0.35 0,7 1,8

№ варианта 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30

% углерода (по массе) 4.5 0,6 0,25 1,1 4,7 0,5 1,2 0,9 0,05 0,045

2.3.2. Порядок выполнения задания 1. В соответствии с номером Вашего варианта выписать из табл. 7 массовую долю углерода контрольного сплава. 2. На листе формата А4 вычертить диаграмму состояния Fe-Fe3C. Обозначить структурные составляющие во всех областях диаграммы. 3. Нанести на диаграмму фигуративную линию контрольного сплава, выполнить построение необходимых конод. 4. Построить кривую охлаждения контрольного сплава. Дать подробное описание его микроструктуры при медленном охлаждении. Привести необходимые реакции. 5. Указать к какой группе железоуглеродистых сплавов он относится, по возможности привести марку рассмотренного сплава, его применение. 6. Схематически изобразить микроструктуру сплава в интервале температур первичной кристаллизации и при комнатной температуре. На рисунке отметить структурные составляющие. Отчет по индивидуальному заданию выполняется по установленной форме. Защита задания поводится на 9 неделе в часы консультаций. 2.3.3. Контрольные вопросы для защиты задания 1. Какое превращение происходит в железоуглеродистых сплавах при температуре 1147 °С? 2. Какое превращение происходит в железоуглеродистых сплавах при температуре 727 °С? 3. Какой фазовый состав имеют стали по завершению процесса первичной кристаллизации? 4. Какой фазовый состав имеют стали при комнатной температуре? 5. Чем отличается ледебурит от ледебурита превращенного? 6. Чем отличаются структурные составляющие “цементит первичный”, “цементит вторичный”, “цементит третичный”? 7. Назовите все характерные точки диаграммы и их общепринятые международные обозначения. 8. Каким образом отличаются обозначения критических точек при нагреве и охлаждении? 9. Назовите стабильную и метастабильную модификации углерода. 10. Назовите характеристики точек и линий диаграммы. 11. Что называют перлитом? 12. Что называют ледебуритом? 13. Что называют аустенитом? 14. Что называют ферритом? 15. Чем отличаются превращения в твердом состоянии у доэвтектоидной и заэвтектоидной стали? 41

16. Какая фаза первично кристаллизуется в заэвтектических белых чугунах? 17. Изобразите фазовую диаграмму железо-цементит. 18. Как называется чугун в котором весь углерод находится в связанном состоянии в виде карбида? 19. Какая фаза первично кристаллизуется в доэвтектических белых чугунах? 20. Какой сплав называют техническим железом? 2.4. Информационно-справочные данные Аллотропия (allotropy) – свойство некоторых химических элементов существовать в виде двух или более простых веществ, различных по своему строению и свойствам. Аустенит (austenite) – фаза, структурная составляющая железоуглеродистых сплавов – твердый раствор углерода в γ-железе. Графит (graphite) – аллотропическая модификация углерода с гексагональной кристаллической решеткой. Железо (iron) – химический элемент, Fe, с атомной массой 55,84; относится к группе черных металлов, tпл 1539 °С; важнейший металл современной техники, основа сплавов примерно 95 % металлической продукции. α-железо – низкотемпературная аллотропическая модификация железа с о.ц.к. решеткой, существующая в чистом железе в интервале температур от 0 до 1184 К. γ-железо – высокотемпературная аллотропическая модификация железа с г.ц.к. решеткой, существующая в чистом железе в интервале температур от 1184 до 1665 К. δ -железо высокотемпературная аллотропическая модификация железа с о.ц.к. решеткой, существующая в чистом железе в интервале температур от 1665 К до плавления. Ледебурит (ledeburite) – структурная составляющая железоуглеродистых сплавов (главным образом чугунов) – эвтектическая смесь аустенита и цементита, образующаяся из расплава при температуре ниже 1147 °С. Перлит (pearlite) – структурная составляющая железоуглеродистых сплавов – эвтектоидная смесь феррита и цементита, имеющая межпластиночное расстояние более 0,3 мкм. Полиморфизм (polymorphism) – свойство некоторых веществ существовать в нескольких кристаллических состояниях с разной структурой. Сталь (steel) – сплав железа с углеродом, содержащий от 0,025 до 2,14 % углерода, а также ряд других элементов. Высококачественная сталь (extrafine steel) – сталь с низким содержанием вредных примесей (обычно фосфора не более 0,025 % и серы не более 0,025 %), обладающая повышенными механическими свойствами. Высокоуглеродистая сталь (high-carbon steel) – сталь содержащая более 0,6 % углерода.

42

Углеродистая сталь (carbon steel) – сталь, не содержащая специально введенных легирующих элементов. Углерод (carbon) – химический элемент, С, с атомной массой 12; имеет две аллотропические модификации. Входит в состав стали и чугуна. Феррит (ferrite) – структурная составляющая железоуглеродистых сплавов – твердый раствор углерода (до 0,025 %) в α-железе. Цементит (cementite) – структурная составляющая железоуглеродистых сплавов – карбид железа, Fe3C, содержащий 6,67 % С. Вторичный цементит (secondary cementite) – цементит, образующийся из аустенита при охлаждении вследствие понижения растворимости в нем углерода. Первичный цементит (primary cementite) – цементит, образующийся в заэвтектических чугунах при кристаллизации их из расплава. Критическая точка (температура) (critical (thermal) point) – температура начала или конца фазового превращения в сплаве; может быть определена из диаграммы состояния элементов, входящих в состав сплава. Критическая точка А1 – температура в равновесной системе Fe – Fe3C, при которой протекает превращение перлит ↔аустенит. Критическая точка А2 – температура соответствующая точке Кюри феррита. Критическая точка А3 – температура, в равновесной системе Fe – Fe3C, выше которой в доэвтектоидных сталях присутствует одна фаза – аустенит. Критическая точка Ас – температура в равновесной системе Fe – Fe3C, при которой фазовое превращение протекает в процессе нагрева. Критическая точка Аcm – температура в равновесной системе Fe – Fe3C, выше которой в заэвтектоидных сталях присутствует одна фаза – аустенит. Критическая точка Аr – температура в равновесной системе Fe – Fe3C, при которой фазовое превращение протекает в процессе охлаждения. Третичный цементит (tertiary cementite) – цементит, образующийся из феррита при охлаждении вследствие понижения растворимости в нем углерода. Чугун (cast iron) – сплав железа с углеродом, содержащий более 2,14 % углерода, постоянные примеси, а иногда и легирующие элементы. Белый чугун (white cast iron) – чугун, в котором весь углерод находится в химически связанном состоянии в виде цементита; имеет матово-белый цвет излома. Доэвтектический чугун (hypoeutectic cast iron) – ч., углеродный эквивалент которого ниже 4,3 %. Заэвтектический чугун (hypereutectic cast iron) – ч., углеродный эквивалент которого выше 4,3 %. Эвтектический чугун (eutectic cast iron) – чугун, углеродный эквивалент которого составляет 4,3 %.

43

Глава 3 ОСНОВЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ 3.1. Теоретические сведения Термическую обработку стали можно определить как процесс теплового воздействия на сталь, направленный на изменение ее структуры и свойств. Научные основы термической обработки были заложены великим русским металлургом Д.К. Черновым, открывшим в 1868 г. структурные превращения в стали. Режимы термической обработки стали связаны с критическими точками. Температуру, соответствующую линии PК на диаграмме состояния Fe-Fe3C, обозначают точкой А1. Температуры, соответствующие линии GS, обозначают точкой А3, а линии SE – точкой Аm. Из-за теплового гистерезиса превращения при нагреве стали начинаются при температурах выше точек А1, А3, Аm, а при охлаждении – ниже этих точек. Для обозначения температур превращения при нагревании у буквы А внизу ставят индекс с, а при охлаждении r (например, Аc1, Асm, Аr1). Структура термически обработанной стали данного состава, а следовательно и ее свойства, определяется тремя основными факторами – температурой нагрева, временем выдержки при этой температуре и скоростью охлаждения. Термическую обработку можно разделить на несколько основных видов, исходя из сущности происходящих в металле процессов. Такими основными видами являются: отжиг, закалка и отпуск. Во всех процессах на сплав оказывается только тепловое воздействие. Рассмотрим на примере эвтектоидной и доэвтектоидной стали структуры, которые получаются при отжиге, закалке, отпуске и химико-термической обработке. 3.1.1. Отжиг Различают отжиг первого и второго рода. Отжиг первого рода имеет целью снятие напряжений, осуществление рекристаллизации и гомогенизации. Применительно к углеродистым сталям отжиг для снятия напряжений производится при 400 – 600 °С. Рекристаллизационный отжиг осуществляется при 680 – 700 °С, т.е. ниже превращения Аc1. Гомогенизационный отжиг для устранения дендритной ликвации в литой стали производится в аустенитной области при температуре 1100 – 1200 °С в течение 10 – 20 ч. За это время в металле может заметно вырасти аустенитное зерно, что приводит к пониженным механическим свойствам. Поэтому после гомогенизационного отжига сталь всегда подвергают отжигу второго рода – фазовой перекристаллизации с целью измельчения аустенитного зерна. 44

Для отжига с полной фазовой перекристаллизацией стали (отжига второго рода) необходимо выполнить два условия. Во-первых, необходимо нагреть сталь до такой температуры, при которой она находится в аустенитном состоянии, и выдержать при этой температуре до полной аустенизации. Из-за очень сильного развитой поверхности кристаллов феррита и цементита количество зародышей аустенита столь велико, что сразу же по окончании фазового превращения выше Аc3 сталь имеет мелкозернистое строение. Однако зерна аустенита могут быстро укрупняться. Одна из причин этого заключается в том, что превращение феррит – аустенит происходит с уменьшением объема на 1 %, которое вызывает пластическую деформацию. Пластическая деформация обуславливает рост зерна в твердом металле. Температура нагрева должна быть выше точки Ас3 для доэвтектоидной стали и выше Асm для заэвтектоидной. Во-вторых, необходимо охладить сталь с относительно небольшой скоростью, чтобы произошло фазовое превращение с образованием из аустенита феррито-цементитной смеси. Для обсуждения явлений, происходящих в структуре сталей при отжиге второго рода и при закалке, необходимо обратиться к диаграмме изотермического распада аустенита. На рис. 20 изображена такая диаграмма для эвтектоидной стали с 0,8 %С. На этом рисунке кривая Н показывает начало распада аустенита, кривая К – его конец. По диаграмме ниже 727 °С слева от кривой Н структура стали состоит из переохлажденного аустенита Ап. Выдержка переохлажденного аустенита при температурах от 700 до 450 °С приводит к обычному распаду на эвтектоидную смесь феррита и цементита. Эвтекоидная смесь феррита с цементитом растет в виде колоний из отдельных центров в аустенитных зернах. Чем больше скорость охлаждения стали, тем сильнее переохлаждается аустенит ниже 727 °С и более тонкое внутреннее строение имеют колонии эвтектоидной смеси. В зависимости от дисперсности пластинчатой феррито-цементитной смеси различают перлит, сорбит и троостит. Перлит образуется при небольших степенях переохладения аустенита (охлаждение с печью со скоростью в несколько градусов в минуту), и двухфазное строение его колоний хорошо видно при увеличении 300. Твердость перлита 200 – 250 НВ. Сорбит образуется при несколько больших степенях переохлаждения аустенита (охлаждение на воздухе со скоростью в несколько десятков градусов в минуту). Поэтому он более дисперсен и его внутреннее строение можно различить при большем увеличении. Сорбит обладает твердостью 300 НВ. Троостит (400 НВ) образуется при еще больших степенях переохлаждения аустенита (охлаждение в масле со скоростью в несколько десятков градусов в секунду). Изучение троостита под электронным микроскопом показывает, что он отличается от перлита и сорбита только меньшей толщиной пластинок цементита. Благодаря большей дисперсности, троостит сильно растравливается, и в световой микроскоп виден сплошной темный фон шлифа. 45

t, oC 800

A

727

H K

Aп

2

600 А

1

3

А+Ф+К

Ф+К

400 7

230 200

H

MH

4

5

6

K

M+A ост

0 -80

MK M

-200 1

10

10 2

103

τ, c

Рис. 20. Диаграмма изотермического распада аустенита эвтектоидной стали ( 0,8 %С )

На использовании фазовой перекристааллизации основаны разные виды отжига. Из них наиболее важен полный отжиг и нормализационный отжиг. Цель отжигов состоит в повышении пластических свойств металла и улучшении обрабатываемости резанием. Полному отжигу обычно подвергают доэвтектоидные стали, при этом нагрев ведут выше Ас3 на 30 – 50 °С, выдерживают и медленно, обычно вместе с печью охлаждают. В результате полного отжига в структуре стали появляется перлит. Неполный отжиг применяется для заэвтектоидной стали, нагрев при этом ведут выше Ас1, но ниже Аcm. При этих температурах в структуре исчезает феррит и вместо него появляется аустенит, но сохраняется вторичный цементит. Во время выдержки при указанных температурах происходит сфероидизация пластинчатых выделений цементита. Обычно после отжига второго рода сталь охлаждают медленно с печью (скорость охлаждения 30 град/ч). Если после нагрева выше Ас3 или Аcm сталь 46

охладить на спокойном воздухе (скорость охлаждения 1,6 град/ч), то появляющийся перлит приобретает более тонкое строение, чем после охлаждения с печью. Это приводит к повышению прочности и пластичности стали. Данная разновидность термообработки называется нормализацией. При полном отжиге доэвтектоидной стали из аустенита выделяется весь избыточный феррит и образуется эвтектоид перлит. Увеличение скорости охлаждения доэвтектоидной стали с температуры выше Аc3 приводит не только к увеличению дисперсности эвтектоида, но и к изменению избыточных выделений феррита. При нормализации, а также при охлаждении в масле, избыточный феррит не успевает полностью структурно обособиться. Не успевший выделиться в виде самостоятельной структурной составляющей избыточный феррит входит в эвтектоид. Такой эвтектоид с повышенным содержанием феррита имеет меньше 0,8 %С, и поэтому он был назван квазиэвтектоидом. В зависимости от степени дисперсности, квазиэвтектоид в доэвтектоидной стали, так же как и эвтектоид в чисто эвтектоидной стали, называют сорбитом и трооститом. Чем больше скорость охлаждения, тем меньше успевает выделиться из аустенита структурно-свободного избыточного феррита. При достаточно быстром охлаждении выделение структурно свободного избыточного феррита может быть полностью подавлено, а вся масса доэвтектоидной стали в этом случае имеет квазиэвтектоидную структуру. Это лишний раз указывает на то, что содержание углерода можно оценивать по микроструктуре только для хорошо отожженных сталей, приведенных в равновесное состояние. Кроме скорости охлаждения, на структуру стали сильно влияет температура нагрева в аустенитной области. Чем выше температура нагрева, тем более крупным вырастает аустенитное зерно и тем крупнее получаются выделения избыточного феррита и колонии эвтектоида. Если при полном отжиге доэвтекторидную сталь сильно перегреть выше точки Аc3, то образуется характерная видманштеттова структура. Из крупных зерен аустенита образуются крупные колонии перлита, а избыточный феррит выделяется в виде ориентированных пластин. В сечении шлифа эти пластины представляют собой крупные иглы. При такой структуре сталь обладает пониженной ударной вязкостью. Поэтому при полном отжиге и нормализации температура нагрева стали не должна значительно превышать точку Ас3. Ради экономии времени и затрат энергии сталь подвергают изотермическому отжигу, который состоит в том, что сначала сталь переводят в аустенитное состояние, а затем быстро охлаждают до температур на 50 – 100 град ниже Аc1 и выдерживают здесь столько времени, чтобы завершился переход переохлажденного аустенита в перлит. После этого изделие охлаждают на спокойном воздухе. Изотермический отжиг позволяет получать более однородные свойства в разных участках объема металла, так как превращение везде идет примерно с одинаковой скоростью, тогда как при нормализации 47

условия охлаждения на поверхности и в толще металла существенно различаются. Условия изотермического отжига изображены на рис. 20 линией 2. Если необходимо получать несколько большую твердость, чем при нормализации, и нежелательно проводить закалку с последующим отпуском, иногда применяют одинарную термообработку, которую называют также патентированием или сорбитизацией. При этом распад аустенита совершается при 500 – 550 °С в области изгиба С-кривых (кривая 3 на рис. 20). В результате этой разновидности термообработки эвтектоид в стали приобретает сорбитную структуру. Практически одинарная термообработка проводится путем погружения изделий в жидкий свинец, соль, обрызгиванием водой, обдувкой воздухом. Применяется она для рельсов и проволоки. 3.1.2. Закалка Феррит и цементит отличаются по химическому составу от исходного аустенита. Распад аустенита с образованием феррита и цементита – диффузионный процесс, связанный с перераспределением углерода, т.е. с диффузионным перемещением атомов на значительные расстояния, на много превышающие период решетки аустенита. При охлаждении углеродистой стали с достаточно большой скоростью, например в холодной воде (сотни градусов в секунду), аустенит настолько сильно переохлаждается ниже 727 °С, что не распадается на смесь двух стабильных фаз, т.к. подвижность атомов при сильном переохлаждении слишком мала. При больших переохлаждениях в условиях малой подвижности атомов происходит бездиффузионное полиморфное превращение γ→α: аустенит раствор внедрения углерода в γ-Fe с ГЦК решеткой превращается в мартенсит – пересыщенный твердый раствор внедрения углерода в α-Fe. Мартенсит – совершенно новая, метастабильная фаза. Он появляется в переохлажденном аустените при 230 °С. Это отражено на диаграмме (рис. 20) горизонтальной линией (Мн). Растворимость углерода в α-Fe при комнатной температуре в равновесных условиях мала. В мартенсите же сохраняются все то количество углерода, которое было в исходном аустените. Поэтому мартенсит является метастабильным пересыщенным раствором углерода в α-Fe. Избыточные атомы углерода делают ОЦК решетку тетрагональной. Для полной закалки доэвтектоидную углеродистую сталь необходимо нагреть выше линии GS, выдержать до завершения аустенизации и охладить в воде. После такой обработки структура закаленной стали будет состоять из мартенсита и небольшого количества остаточного аустенита. Мартенсит имеет больший объем, чем исходный аустенит, из-за чего непревращенный аустенит испытывает сильное сжатие, а пластины мартенсита располагаются по определенным кристаллографическим плоскостям. На шлифах пластины мартенсита выглядят как иглы, часто расположенные под углом 60 и 120° друг к другу. Начавшееся при 230 °С мартенситное превра48

щение идет дальше только по мере снижения температуры. Появление новых количеств мартенсита продолжается до –80 °С. При этой температуре в структуре остается несколько процентов аустенита (Аост.). Температура – 80 °С считается концом мартенситного превращения, и на диаграмме это отражено горизонтальной линией, (Мк). Мартенсит резко отличается по свойствам от аустенита. Он ферромагнитен и очень тверд – твердость по Роквеллу HRC 65. Чем выше температура нагрева под закалку, тем крупнее вырастает аустенитное зерно и тем крупнее образуются в нем пластины мартенсита. В правильно закаленной стали мартенсит не имеет под микроскопом типичного игольчатого строения и называется «бесструктурным». Температура закалки доэвтектоидной стали не должна превышать точку Ас3 более чем на 30 – 50 °C. Свойства мартенсита сталей зависят от количества растворенного в нем углерода – чем больше углерода, тем выше твердость. Закалка доэвтектоидной стали с температуры выше линии PS но ниже GS (рис. 21) называется неполной. В этом случае при температуре закалки в стали, кроме аустенита, находится также избыточный феррит. При закалке аустенит переходит в мартенсит, а феррит остается в виде мягких светлых включений на фоне мартенсита. Неполная закалка доэвтектоидной стали – это ,как правило, брак термической обработки. o

t, C G

E

А Am

A3

А+Ц S

Ф

P

П Ф+П

727 oC

AI

PS П+Ц

0,8

II

II

%C

2,14

Рис.21. Фрагмент диаграммы состояния “Fe - Fe3C”: заштрихован оптимальный интервал температур закалки

49

Если сталь при нагревании полностью переведена в аустенитное состояние, но охлаждена с недостаточно большой скоростью, то часть аустенита успевает претерпеть распад с образованием троостита, а остальная часть аустенита превращается в мартенсит. Получающуюся при этом структуру называют троостомартенситной. Заэвтектоидные стали нагревают выше Аcm с тем, чтобы сохранить в структуре твердые включения вторичного цементита, которые за время выдержки успевают приобрести округлую форму. Закалка очень часто производится в воду. Водные растворы едкого натра или поваренной соли обладают большей охлаждающей способностью. Разные сорта и марки стали имеют различную закаливаемость, т.е. способность воспринимать закалку. Закаливаемость оценивается по наибольшей твердости, получаемой в результате закалки. Как уже отмечалось, стали, содержащие менее 0,25 %С, не обладают закаливаемостью. С ростом содержания углерода закаливаемость быстро растет, достигает наибольшей величины при 0,8 %С и затем почти не меняется. Важнейшим свойством стали является прокаливаемость, которая определяется как глубина закаленного слоя в данных условиях охлаждения. Простейший вид закалки – закалка в одной среде (режим 4 рис. 20). Недостаток этого способа заключается в возникновении больших напряжений в изделии из-за высокой скорости охлаждения. Закалка в двух средах (режим 5 рис. 19) осуществляется путем погружения изделия вначале в воду, а затем в масло. Первоначальное охлаждение в воде позволяет быстро пройти область наименьшей устойчивости аустенита и достичь температур, при которых он более устойчив. Дальнейшее более замедленное охлаждение в масле позволяет несколько выровнять перепад температур по сечению изделия. При этом виде закалки требуется очень точно выбрать время смены закалочных сред. Ступенчатая закалка (режим 6 рис. 20) состоит в том, что нагретое изделие быстро помещают в среду, имеющую температуру 200 – 250 °С, т.е. на 30 – 50 град выше точки начала появления мартенсита, и выдерживают некоторое время для выравнивания температуры во всем объеме, однако не больше, чем необходимо для начала превращения аустенита в бейнит. Охлаждающей средой служат расплавы селитры и щелочей. Затем изделие извлекают из соляной ванны и охлаждают на воздухе, при этом происходит образование мартенсита. В начале охлаждения до образования мартенсита сталь сохраняет аустенитную структуру и поэтому возможна правка покоробившихся изделий. Способ ступенчатой закалки применим лишь для небольших по размеру изделий, так как во внутренних слоях, где охлаждение идет с меньшей скоростью, может произойти обычный распад аустенита с образованием троостита или сорбита. Изотермическая закалка осуществляется по режиму 7 на рис. 20. Ее также проводят в соляной ванне, имеющей температуру 250 – 300 °С. 50

Изотермическая закалка позволяет получать сталь с меньшей твердостью, чем после обычной закалки, но с большей вязкостью. Закалка с самоотпуском заключается в том, что изделие извлекают из охлаждающей среды прежде, чем температура в средних слоях достигла 400 – 500 °С. Наружные слои в это время успевают охладиться до 150 – 200 °С. В извлеченном из охлаждающей среды изделии за счет тепла центральных слоев наружные слои, где успел появиться мартенсит, прогреваются до 300 – 400 °С и в них происходит отпуск мартенсита. В результате изделие приобретает твердую корку с вязкой сердцевиной. Для закалки с самоотпуском решающее значение имеет определение температуры поверхности по цветам побежалости, появляющимся на чистой поверхность из-за возникновения слоя окислов разной толщины. Желтый цвет соответствует 220 – 240, оранжевый 240 – 260, красно-фиолетовый 260 –280, синий 280 – 300 °С. Поверхностная закалка проводится путем нагрева поверхностных слоев изделия на глубину 2 –3 мм и соответствующего охлаждения. Нагрев осуществляется в индукторе токами высокой частоты. Таким образом обрабатывают шейки стальных коленчатых валов, шестерни. Нагрев поверхности больших изделий ( прокатных валов, крупных валов) осуществляется с помощью газовых или керосиновых горелок. Поверхностная закалка позволяет получить структуру мартенсита в поверхностном слое до 2 – 4 мм. Структура свойства сердцевины изделия при этом не меняются, они определяются предварительной общей термообработкой всего изделия. Обработка холодом была предложена А.П. Гуляевым. По рис. 20 видно, что окончание мартенситного превращения происходит при –80 °С. Следовательно, при обычном охлаждении до комнатной температуры в структуре остается некоторое количество аустенита. Это значит, что не достигается наибольшее возможное значение твердости. Кроме того, остаточный аустенит с течением времени может постепенно превращаться в бейнит. Из-за этого возможно изменение размеров готовых изделий. Следовательно, для ответственных деталей прецизионного оборудования, шарикоподшипников, высокоточного мерительного инструмента и т.п. желательно наиболее полно перевести аустенит в мартенсит. Это достигается охлаждением до температуры Мк. Важно, чтобы охлаждение после обычной закалки происходило как можно быстрее, иначе сохранившийся аустенит становится устойчивым и не столь полно превращается в мартенсит. 3.1.3. Отпуск Вслед за закалкой стальные изделия обычно подвергают отпуску, поскольку в закаленном состоянии сталь слишком тверда и хрупка и находится в напряженном состоянии.. При отпуске закаленную на мартенсит сталь нагревают до температуры ниже 727 °С. Основное превращение при отпуске стали – распад мартенсита. 51

Выделение карбида из пересыщенного раствора и уменьшение концентрации углерода до равновесной концентрации в феррите происходит при нагревании закаленной стали до 400 °С. (При нагреве до 100 °С происходит собирание атомов углерода в отдельных участках решетки мартенсита. Затем в интервале 100 – 200 °С наблюдается образование промежуточного карбида железа, отличного от устойчивого карбида Fe3C. При 150 – 250 °С тетрагональная ячейка мартенсита становится кубической. Выше 200 °С начинается образование частиц Fe3C, которые затем постепенно укрупняются и сфероидизируются. Остаточный аустенит интенсивно распадается при 200 – 300 °С на феррит и промежуточные карбиды. После нагрева ниже 300 °С видимых изменений структуры не наблюдается. Отпуск при 300 – 450 °С приводит к исчезновению мартенсита и появлению игольчатого троостита, в котором полностью обособляются частицы цементита. Выше 400 °С наблюдается укрупнение частиц цементита. Карбид образуется в пределах исходных мартенситных игл. Поэтому микроструктура отпущенной стали сохраняет игольчатый характер и похожа на мартенсит. Этим двухфазная феррито-карбидная смесь, получающаяся при распаде мартенсита, отличается от феррито-цементитной смеси, образующийся при распаде переохлажденного аустенита. Нагрев до 500 – 600 °С приводит к образованию сорбита отпуска, в котором частицы цементита приобретают округлую форму и размер около 0,1 мкм. При нагреве до 650 – 700 °С возникает перлит отпуска с глобулярными частицами цементита размером около 0,5 мкм. Перечисленные изменения структуры сопровождаются соответствующими изменениями механических свойств. Структуру, получающуюся при отпуске стали ниже 300 °С, называют отпущенным мартенситом: она отличается от мартенсита закалки большей травимостью из-за дисперсных выделений карбида. После отпуска в интервале 300 – 450 °С обнаруживается особенно сильно травящаяся игольчатая структура, которую называют трооститом отпуска. Сильная травимость троостита отпуска обусловлена высокой дисперсностью этой двухфазной смеси. При отпуске в интервале 450 – 650 °С получается сорбит отпуска. Цементит в нем находится в виде сферических частиц (в отличие от пластинчатого цементита, образующегося при распаде переохлажденного аустенита при нормализации стали). Двухфазное строение сорбита отпуска отчетливо выявляется при небольших увеличениях. На практике применяют низкотемпературный, среднетемпературный и высокий отпуск. В зависимости от температуры различают: низкий отпуск ≈200 °С; средний отпуск ≈400 °С; высокий отпуск ≈600 °С. 52

Низкий отпуск иногда вызывает прирост твердости на HRC 1 – 2 в результате распада остаточного аустенита. Низкотемпературный отпуск применяют для инструментальных сталей, изделий после цементации и поверхностной закалки. Среднему отпуску подвергают пружинную и рессорную сталь и получают структуру троостита с твердостью HRC 40 – 45 при достаточной вязкости. При высоком отпуске при соответствующей выдержке в структуре образуется зернистый сорбит в отличие от пластинчатого сорбита, получаемого при нормализации. Стали со структурой зернистого сорбита имеют значительно большую ударную вязкость, чем стали с пластинчатым сорбитом. Поэтому высокий отпуск после закалки проводят для деталей, испытывающих при работе знакопеременные и ударные нагрузки. Закалку с высоким отпуском называют также улучшением. 3.2. Компьютерная поддержка выполнения задания Для выполнения домашнего задания по теме "Закалка углеродистой стали" разработана компьютерный тренажер-программа Termist.exe. Программа состоит из разделов: Презентация и регистрация пользователя; Выбор технологических параметров закалки; Выбор режима отпуска; Определение времени отпуска. Раздел Презентация и регистрация пользователя последовательно выводит на экран название программы краткое ее описание и запросы на ввод данных пользователя: фамилии, инициалов и номера группы. Если при вводе данных допущена ошибка, то для исправления необходимо нажать функциональную клавишу F2 и внести необходимые исправления. Для подтверждение ввода данных необходима нажать клавишу <Enter>. В разделе Выбор технологических параметров закалки на экран выводится формулы по которым определяется диапазон температур закалки и затем таблица в которой указаны марки углеродистый сталей, массовая доля углерода в % и температура закалки в °С для доэвтектоидной и заэвтектоидной стали (табл. 8). В строке под таблицей сообщается марка стали для которой пользователь должен самостоятельно определить температуру закалки по выше указанным формулам. Ввод определенного значение осуществляется через клавиатуру. Если введенное не попадает в оптимальный диапазон, то дается запрос на повторный ввод. В разделе Выбор режима отпуска выводится окно с кратким описанием процесса и перечнем деталей, которые предлагаются для термической обработке. Затем задается деталь и через меню предлагается выбрать один из трех вариантов отпуска: низкий отпуск 150 – 250 °С. средний отпуск 350 – 450 °С. высокий отпуск 500 – 650 °С. 53

Если выбранный вариант отпуска для заданной детали выбран не верно, то выводится соответствующее сообщение и предлагается повторить выбор. В разделе Определение времени отпуска выводится окно с описанием технологии проведения отпуска и формулы по которой определяется общее время нахождения обрабатываемой детали в печи. Затем выводится таблица с данными о температуре печи, формы нагреваемого образца и продолжительности нагрева и выдержки детали на 1 мм ее размера или диаметра (табл. 10). Пользователю необходимо самостоятельно определить общее время нагрева и выдержки детали в печи и ввести это значение через клавиатуру. После прохождение через все разделы программы выводится сообщение о результатах работы. Данные записываются во внешний текстовый файл доступный для преподавателя для контроля. При повторном входе в программу автоматической выборкой задается другая марка стали и другая деталь. Программа Termist.exe поддерживается компьютерами с процессорами 286 и выше операционной системой DOS. Программа доступна каждому курсанту и может быть скопирована на дискеты для использования ими при непосредственной работе на компьютере. Для получения копии необходимо обратиться к оператору кафедры "Технология материалов" Программа может быть переслана по локальной сети ДВГМА на компьютер пользователя. Адрес кафедры в сети – http://seagate:8080/intranet/div/dep/tm/index.html. В главном меню Web-страницы выбрать гиперссылку Ресурсы и скопировать файл Termist.exe. на компьютер пользователя. Таблица 8 Температуры критических точек при нагреве сталей и их твердость после закалки Марка стали

Массовая доля углерода, %

Температура, °С Ac1

Ac3

Твердость правильно закаленной стали, HRC

Углеродистые конструкционные стали 20 25 30 35 40 45 50 55 60 60

0,17 - 0 24 0,22 - 0,30 0,27 - 0,35 0,32 - 0,40 0,37 - 0,45 0,42 - 0,50 0,47 - 0,55 0,52 - 0,60 0,57 - 0,65 0,57 - 0,65

735 735 732 730 730 725 725 727 727 727

854 840 813 810 800 780 770 774 766 766

34 - 40 42 - 48 48 - 51 54 - 60 60 - 62 60 - 62

Углеродистые инструментальные стали У7 У8 У13

54

-

730 730

720 -

62 - 64 63 - 65

Таблица 9 Температура закалки и твердость закаленных сталей Марка стали

Массовая доля углерода, %

Температура закалки, °С

Твердость HRC

20

0,17 - 0 24

900 - 920

35 - 40

25

0,22 - 0,30

890 - 910

40 - 42

30

0,27 - 0,35

870 - 890

43 - 45

35

0,32 - 0,40

850 - 870

46 - 48

40

0,37 - 0,45

840 - 860

52 - 54

45

0,42 - 0,50

830 - 850

56 - 58

50

0,47 - 0,55

820 - 840

58 - 60

55

0,52 - 0,60

810 - 830

60 - 62

60

0,57 - 0,65

800 - 820

62 - 64

65

0,62 - 0,70

780 - 800

63 - 64

Таблица 10 Продолжительность нагрева и выдержки при термической обработке Температура печи, °С

Форма нагреваемых образцов ∅, мм ¬,мм Продолжительность (мин) нагрева и выдержки на 1 мм размера d или a

900

1,3

1,8

800

1,5

2,0

700

0,7

0,9

600

0,9

1,1

500

1,0

1,2

400

1,1

1,3

300

1,3

1,6

200

1,5

1,8

Примечание: 1. Продолжительность нагрева до температур 200 – 700 °С указана без времени выдержки. 2. Ориентировочно время выдержки при температуре отпуска составляет 0,5 времени нагрева.

55

3.3. Индивидуальное задание № 3 Таблица 11 Варианты задания № варианта 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15

Марка материала детали У7 45 60 75 У12 40 50 У8 У13 45 40 55 35 45 У10

Вид детали шабер вал шестерня пружина резец ось молоток зубило напильник шатун шпонка шкив тормозной рычаг шпиндель станка надфиль

№ варианта 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30

Марка материала детали 70 30 35 40 У8А 40 55 50 У7А У10А У12А 60 30 50 У10

Вид детали рессора полуось распред. вал кулачная шайба кернер шатунный болт зубчатое колесо червячное колесо отвертка сверло плашка линейка к малке малка чертилка развертка

3.3.1. Порядок выполнения задания 1. Задать способ изготовления заготовки детали. (Заготовка литая, кованая, катаная и др. варианты). 2. Описать процесс термической обработки заготовки перед механической обработкой, с указанием температурных режимов, графиков термической обработки (в координатах температура-время) и изображением макро- и микроструктуры заготовки до и после предварительной термической обработки. 3. Описать процесс термической обработки заданной детали для придания ей оптимальных эксплуатационных свойств. 4. Представить график заключительной термической обработки и указать на нем температуры термической обработки и вид охлаждения. 5. Схематически изобразить микроструктуру детали на разных этапах термической обработки. 3.4. Контрольные вопросы 1. В каких координатах представляют графики термической обработки? 2. При какой температуре отпуска образуется в закаленной стали структура сорбит отпуска? 3. От чего зависит закаливаемость стали? 4. От чего зависит прокаливаемость стали? 56

5. Какие стали практически не закаливаются? 6. Как обозначается критическая точка превращения аустенита в перлит? 7. Какая структура формируется из аустенита при малых степенях его переохлаждения? 8. Какой вид отжига назначают для устранения дендритной ликвации слитков стали? 9. Что называют термическим улучшением стали? 10. Какой вид термической обработки приводит сталь в равновесное состояние? 11. После закалки стали 45 получена структура “мартенсит+феррит”. В чем причина брака? 12. Назовите закалочную среду, обеспечивающую высокую скорость охлаждения. 13. Какой термической обработке подвергают детали после цементации? 14. Как называют мельчайшую феррито-цементитную смесь? 15. От чего зависит твердость феррито-цементитной смеси? 16. Чем отличается сорбит от троостита отпуска? 17. В каких случаях отжиг целесообразно заменять нормализацией? 18. Сталь какой марки чувствительнее к закалочным напряжениям? 19. Какие стали обычно подвергают цементации? 20. В каких случаях назначают среднетемпературный отпуск детали? 3.5. Информационно-справочные данные Азотирование (nitriding) – ХТО с насыщением поверхностного слоя стали, чугуна и сплавов тугоплавких металлов азотом при температуре 500 – 1200 °С. Аустенит (austenite) – фаза, структурная составляющая железоуглеродистых сплавов – твердый раствор углерода, а также легирующих элементов в α-железе. остаточный А. (retained austenite) – неустойчивый аустенит, существующий в качестве структурной составляющей в мартенситной или бейнитной структуре стали. переохлажденный А. (overcool austenite) – аустенит, существующий при температурах ниже температуры его термодинамической устойчивости. Аустенизация (austenization) – процесс образования аустенита при нагреве сталей выше критических температур. Бейнит (bainite) – структурная составляющая стали, образующаяся при промежуточном превращении аустенита и состоящая из смеси частиц пересыщенного углеродом феррита и карбида железа. Закалка (quenching) – термическая обработка с нагревом до температур, превышающих температуру фазовых превращений, с выдержкой и с последующим охлаждением металла или сплава со скоростью, превышающей критическую; обеспечивает получение неравновесной структуры;

57

З. в водных растворах (aqulous solution quenching) – закалка с охлаждением в водных растворах солей, кислот и щелочей, обеспечивающих интенсификацию процесса; охлаждающая способность среды зависит от состава, концентрации и температуры растворов. З. в двух средах (two-medium quenching) – закалка с охлаждением в двух средах (напр. Через воду в масло), при которой для уменьшения закалочных напряжений используют замедленное охлаждение стали в области мартенситного превращения. З. в масле. (quenching in oil) – закалка с охлаждением в минеральных маслах, обеспечивающая равномерное охлаждение изделия в широком интервале температур. изотермическая З. (isothermal quenching) – закалка, при которой для уменьшения закалочных напряжений осуществляют изотермическую выдержку метастабильного аустенита, обеспечивающую получение бейнита. индукционная З. (induction quenching) – поверхностная закалка с нагревом в индукторе токами высокой частоты. неполная З. (incomplete quenching) – закалка доэвтектоидной стали с нагревом до температур межкритического интервала Ас1 – Ас3, не обеспечивающая полного превращения в аустенит; приводит к формированию феррито-мартенситной структуры. объемная З. (volume quenching) – закалка, при которой изделие нагревают до заданной температуры по всему объему. поверхностная З. (surface quenching) – закалка, при которой только поверхностный слой изделия нагревают до заданной температуры. полная З. (full quenching) – закалка доэвтектоидной стали с нагревом выше критической температуры Ас3, обеспечивающая полный переход в аустенитное состояние; последующее охлаждение приводит к образованию в основном мартенситной структуры. З. с обработкой холодом (subzero quenching) – закалка, сопровождаемая охлаждением до температуры ниже комнатной, обеспечивающим перевод остаточного аустенита в мартенсит. З. с полиморфным превращением (polymorphous transformation quenching) – закалка, в процессе которой при охлаждении происходит мартенситное превращение. З. с самоотпуском (self-tempering quenching) – закалка стали, при которой для уменьшения закалочных напряжений осуществляют вторую изотермическую выдержку метастабильного аустенита при температуре выше температуры начала мартенситного превращения; распад аустенита осуществляется при последующем медленном охлаждении в области образования мартенсита. ступенчатая З. (step quenching) – закалка стали, при которой для уменьшения закалочных напряжений осуществляют вторую изотермическую выдержку метастабильного аустенита при температуре выше температуры на-

58

чала мартенситного превращения; распад аустенита осуществляется при последующем медленном охлаждении в области образования мартенсита. Интервал межкритический (intercritical interval) – интервал температур между точкой А1 и А3 или Аcm на диаграмме Fe-Fe3C. Квазиэвтектоид (quasi-eutectoid) – продукт эвтектоидной реакции, внешний вид которого не отличается, а состав отличен от эвтектоидного. Коагуляция (coagulation) – Процесс увеличения размеров частиц твердой фазы в металлах и сплавах при повышенных температурах. С-образные кривые (S-like curve) – кривые, имеющие С-образную форму и характеризующие заданную степень развития некоторых процессов (фазовых превращений, коррозионного охрупчивания, растворения фаз и т.п.) в координатах “температура-время”. Мартенсит в стали (martensite) – пересыщенный твердый раствор углерода в α-железе, образующийся при закалке из аустенита. Нормализация (normalizing) – термическая обработка стали или чугуна, заключающаяся в нагреве выше критических точек (с получением преимущественно структуры аустенита), выдержке и охлаждении на воздухе. Отжиг (annealing) – термическая обработка с нагревом до температур, превышающих температуру фазовых или структурных превращений, с выдержкой и последующим медленным охлаждением; при этом обеспечивается получение равновесной структуры. Отпуск (tempering) – термическая обработка стали с нагревом ниже температуры полиморфного превращения, с выдержкой и охлаждением; обеспечивает получение более равновесной структуры и оптимальное сочетание служебных свойств. Высокий отпуск (high-temperature tempering) – отпуск с нагревом до 500 – 700°С, обеспечивающий высокую конструкционную прочность стали. Низкий отпуск (low-temperature tempering) – отпуск с нагревом до температур ниже 300 °С, обеспечивающий твердость, прочность и износостойкость стали на высоком уровне. Средний отпуск (medium-temperature tempering) – отпуск с нагревом до 300 – 500 °С, обеспечивающий сочетание высокой прочности, упругости и вязкости. Сорбит отпуска (sorbite tempering) – сорбит, образовавшийся при отпуске закаленной стали в результате коагуляции зерен цементита, имеет зернистое строение. Троостит отпуска (troostite tempering) – троостит с зернистым строением, образовавшийся при распаде мартенсита в процессе отпуска.

59

Глава 4 ЗАРУБЕЖНЫЕ АНАЛОГИ ОТЕЧЕСТВЕННЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ 4.1. Краткое теоретическое введение 4.1.1. Марки зарубежных аналогов углеродистой стали обыкновенного качества Марки зарубежных аналогов углеродистой стали обыкновенного качества определяют по совпадению значений интервалов содержания основных элементов (С, Si, Mn, P и S) и по сопоставлению механических свойств – временного сопротивления разрыву σв и пределу текучести σт (при этом разброс значений обычно ограничивают σв и σт пределами ±50 МПа). В России на углеродистую сталь обыкновенного качества распространяется ГОСТ 380–94, которому соответствуют международные стандарты ИСО 630–80 и ИСО 1052–82. В табл. 1 приведено сопоставление марок стали типа “Ст” и “Fe” по ИСО 630–80 и ИСО 1052–82. Таблица 12 Сопоставление марок стали типа "Ст" (ГОСТ 380–90) и "Fe" (ИСО 630–80 и ИСО 1052–82) Марки стали типов "Ст”

"Fe"

"Ст"

Ст0 Ст1кп Ст1пс Ст1сп Ст2кп Ст2пс Ст2сп Ст3кп Ст3пс Ст3Гпс Ст3сп Ст3Гсп

Fe310-0 Fe360-A Fe360-B Fe360-B Fe360-C Fe360-C Fe360-D

Ст4кп Ст4пс Ст4сп Ст5пс Ст5Гпс Ст5сп Ст6пс Ст6сп -

"Fe" Fe430-A Fe430-B Fe430-C Fe430-D Fe510-B, Fe490 Fe510-B, Fe490 Fe510-C, Fe490 Fe590 Fe590 Fe690

В табл. 12 буквы Ст обозначают “Сталь”, цифры – условный номермарки в зависимости от химического состава, буквы “кп”, “пс”, “сп” – степень раскисления (“кп” – кипящая, “пс” – полуспокойная, “сп” – спокойная). 60

Сопоставление отечественных марок углеродистых сталей с зарубежными по химическому составу, позволяет выбрать сплавы-аналоги приведенные в табл. 13, а по механическим свойствам – соответственно в табл. 14. Таблица 13 Марки зарубежных аналогов углеродистых сталей обыкновенного качества, близких по химическому составу отечественным сталям Россия (ГОСТ)

США (ASTM)

Германия (DIN)

Япония (JIS)

Cт2сп Cт3Гпс Cт5Гпс Cт3сп

A572/42

RSt34-2 St52-3И

SM41B

A131/B A573/58

SM41B

Таблица 14 Марки зарубежных углеродистых сталей обыкновенного качества, соответствующих отечественным по механическим свойствам Россия (ГОСТ)

США (ASTM)

Германия (DIN)

Япония (JIS)

Cт2сп, Ст2пс Cт3Гпс Cт3кп, Ст3сп Cт3Гпс Cт3Гпс Cт4сп Cт4сп Cт5сп Cт6сп

A283/С A283/С A572/42 A131/ВС A283/D A131/A -

Ust34-2 RSt37-2 Ust37-2 Ust42-2 St44-2 St50-2 St60-2

SS34 SM41B SM41B SS41 SM41A SS50 -

Для маркировки продукции используют краску цветов, приведенных в табл. 15. Таблица 15 Цвета маркировки углеродистой стали обыкновенного качества Марка стали Ст0 Ст1 Ст2 Ст3 Ст3Гпс Ст3Гсп Ст4 Ст5 Ст5Гпс Ст6

Цвета маркировки Красный и зеленый Желтый и черный Желтый Красный Красный и коричневый Синий и коричневый Черный Зеленый Зеленый и коричневый Синий

61

Свойства углеродистой стали обыкновенного качества значительно повышаются после термической обработки: закалки в воде либо непосредственно после проката (термомеханическая обработка), либо после специального нагрева. Например, термическое упрочнение листового проката из стали марок Ст3, Ст3кп, Ст5 толщиной 8; 20; 30; 50; 110 мм при охлаждении повышает предел текучести в 1,5 раза при высоком относительном удлинении и ударной вязкости. Термическому упрочнению подвергают и сортовой прокат (уголок, круг). Термически упрочняемые углеродистые стали рекомендуется применять для арматуры железобетонных конструкций, железнодорожных цистерн, в судостроении, железнодорожном транспорте. Термическая обработка низкоуглеродистых сталей с прокатного нагрева, расширение сортамента термически упрочненного проката экономит металл и приносит большой эффект. 4.1.2. Углеродистая качественная конструкционная сталь Качественную конструкционную углеродистую сталь по видам обработки делят на горячекатаную и кованную, калиброванную, со специальной отделкой поверхности. По состоянию материала сталь изготовляют: без термической обработки; термически обработанную – ТО; нагартованую – НГ (для калиброванной стали и круглой стали со специальной отделкой поверхности). Спокойная сталь, как правило, раскисляется марганцем, кремнием и алюминием; кипящая – только марганцем; полуспокойная – марганцем и алюминием. В связи с этим стали различаются по химическому составу: кипящая сталь почти не содержит кремния (Si