Свойства и строение металла

Размещено на http://www.allbest.ru/

1. Описать точечные несовершенства кристаллического строения металла. Какого их влияние на свойства?

Представления о кристаллическом строении металлов, согласно которым атомы выстраиваются в ряды, сочетающиеся в свою очередь в геометрически правильные кристаллические плоскости (атомные слои), чередующиеся в определенном порядке в пространстве, является конечно же идеализированными. В действительности реальные кристаллы характеризуются большим количеством несовершенств, наличие которых определяет реальные свойства металлов и сплавов и их поведение в процессе термической обработки и пластической деформации.

Т о ч е ч н ы е н е с о в е р ш е н с т в а кристаллической решетки появляются в результате образования вакансий или внедрения инородных атомов. На рис.1.1. показаны различные виды точечных несовершенств.

1
			3
3
	2	1
				2

Рис. 1.1. Виды точечных несовершенств:

1.вакансия;

2.атомы в междуузлии (смещение);

3.атом примеси.

Выход атома и освобождение им узла в кристаллической решетке создает вакансию 1. Смещение атома в междуузлие 2 приводит к получению второго вида точечных несовершенств. И, наконец, включение в кристаллическую решетку атомов других элементов 3 - примесей - также приводит к изменению ее совершенного строения.

Точечные несовершенства играют определяющую роль при развитии диффузии. Причинами появления точечных несовершенств являются условия протекания процесса затвердевания, недостаточно высокая чистота металлов и сплавов, неравномерное распределение энергии между атомами кристаллической решетки и т. п.

Нагревание до температуры плавления приводит к увеличению числа вакансий (атомных дырок) до 1 - 2%, что составляет огромную величину порядка 1020 вакансий в 1 см3. С увеличением температуры количество вакансий и смещений увеличивается.

Вакансии и смещения существенно влияют на физические свойства кристалла: понижают плотность, вызывают ионную проводимость и т. п. важную роль вакансии играют в процессах термообработки металлов, рекристаллизации и др.

Атомы примесей могут оказаться внедренными в междуузлиях решетки или могут заместить атомы основного металла в узлах решетки. Поскольку атомы и ионы примесей обладают иными размерами, зарядом, строением внешних электронных оболочек по сравнению с атомами основного металла, присутствие примесей сказывается на всех свойствах металла. Примеси, как правило, существенно повышают прочность, снижают способность к пластическому деформированию, резко увеличивают электрическое сопротивление. Например, на первый взгляд кажется малопонятным, почему, примесь кислорода в меди в количестве 1 х 10% (по массе) может влиять на свойства металла. однако расчет показывает, что в этом случае в 1 см3 меди содержится около 1016 атомов кислорода, т. е. число частиц примеси огромно. Атомы примесей, как правило, распределены в кристаллической решетке металла-основы неравномерно. Примесные атомы скапливаются около структурных несовершенств - вакансий, дислокаций, границ зерен. Поэтому в отдельных участках кристалла содержание примесей может во много раз превышать среднюю концентрацию. Действие примесей на свойства металла из-за этого резко усиливается.

Детали из меди, штампованные в холодном состоянии, имели низкую пластичность. Объяснить причину этого явления и указать, каким способом можно восстановить пластичность. Назначить режим обработки и привести характер изменения структуры и свойств.

Механические свойства технической меди при комнатной температуре (200С):

Временное сопротивление разрыву, ?в= 23 кгс/мм2;

Предел текучести при растяжении, = 6 кгс/мм2;

Относительное удлинение, = 60%;

Относительное сужение, ? = 75%;

Твердость по Бринеллю, НВ = 45;

Ударная вязкость, ан = 17 кгс х м/см2.

Штамповка в холодном состоянии - это холодная деформация или наклеп. При деформации меди (наклеп) возрастает ее прочность (?в) и уменьшается пластичность (?), как это показано на рис.2.1.

Рис.2.1. изменение механических свойств меди при холодной деформации ( наклеп)



Деформацией называется процесс изменения формы меди под влиянием внешней нагрузки. Различают два вида деформации - упругую и пластическую. Явление деформации связано с изменением расстояния между атомами кристаллической решетки. Упругая деформация после снятия нагрузки исчезает, а пластическая остается. При пластической деформации одна часть кристалла меди перемещается относительно другой и не возвращается в первоначальное положение. Происходит сдвиг и дробление блоков мозаики. Внутри зерен и между зернами могут возникнуть трещины. Все характеристики механических свойств меди, кроме модуля упругости, зависят от структуры. Модуль упругости зависит от взаимодействия сил межатомной связи.

Пластическая деформация возникает в результате сдвига. Согласно теории дислокаций пластический сдвиг происходит вследствие перемещения дислокаций.

Холодная деформация вызывает дробление блоков мозаики внутри зерен, что приводит к повышению плотности дислокаций и искажению решетки. Искажения решетки препятствуют перемещению дислокаций, вследствие чего медь упрочняется, но теряет пластичность. При наклепе наблюдается определенная ориентация зерен. При больших степенях деформации все зерна могут оказаться одинаково ориентированными.

Холодная деформация, вызывая искажение кристаллической решетки, приводит медь в структурно-неустойчивое состояние. Возникшее при деформации искажение кристаллической решетки можно исправить или перевести медь в более устойчивое состояние, т. е. снять напряжение. Снятие искажения кристаллической решетки в процессе нагрева деформированной меди (любого металла) называется в о з в р а т о м или о т д ы х о м. в результате такого процесса пластичность меди повышается, а микроструктура не меняется. При повышении температуры происходит изменение структуры вследствие перемещения атомов, образования новых зерен и их роста. Это явление называется р е к р и с т а л л и з а ц и е й.

Самая низкая температура, при которой под микроскопом обнаруживаются новые зерна, называется п о р о г о м (т е м п е р а т у р о й) р е к р и с т а л л и з а ц и и. Установлено, что температура рекристаллизации равна 0,4 температуры плавления металла. Температура плавления меди 10840С, температура рекристаллизации 4300С.

Температура рекристаллизации зависит от чистоты меди и от степени деформации: чем больше деформация, тем ниже температура рекристаллизации. Для возвращения структуры меди к исходной (до деформации) его необходимо нагреть выше температуры рекристаллизации. Такой процесс называется р е к р и с т а л л и з а ц и о н н ы м о т ж и г о м. В результате отжига рекристаллизации пластичность меди повышается, а прочность несколько понижается. Процесс рекристаллизационного отжига представлен на рис. 2. 2.

Рис. 2.2. изменение свойств наклепанной меди после отжига рекристаллизации при различных температурах.

Процесс пластической деформации при температурах выше температуры рекристаллизации называется горячей обработкой давлением. Обработка меди давлением при температуре ниже температуры рекристаллизации называется холодной обработкой. Нас интересует последняя. Следовательно, если произвести деформацию меди при температуре 3500С, то такой процесс будет являться холодной обработкой.

Процесс рекристаллизации включает в себя первичную рекристаллизацию и собирательную рекристаллизацию. В процессе первичной рекристаллизации деформированная структура заменяется новыми зернами. Твердость снижается, пластичность повышается. Медь полностью освобождается от внутренних напряжений. Процесс вначале идет медленно, происходит зарождение центров кристаллизации (инкубационный период), затем образуются мелкие зерна, которые растут и входят в непосредственное соприкосновение друг с другом. Температура рекристаллизационного отжига меди 600 - 7000С. При увеличении выдержки и повышении температуры происходит процесс вторичной или собирательной рекристаллизации, и зерна укрупняются.

Особо следует обратить внимание на тот факт, что исследованиями установлено ( Бобылев А.В.),что на механические свойства меди марки М1, содержащей 0,08% примесей, в частности 0,02% кислорода, существенное влияние оказывает скорость деформации (холодной обработки): с ее понижением временное сопротивление (?в), относительное удлинение (?) и относительное сужение (?) уменьшаются. При малой скорости деформации медь хрупка при 3000С, т. е. разрушается. При средней скорости медь имеет зону хрупкости при промежуточной температуре 5000С, т. е. разрушается. При большой скорости деформации медь пластична во всем исследованном интервале температур.

Испытания на изгиб меди марки М1 показали - при изгибе до предельного угла 660 образцы не разрушались, если Vраст = 200мм/мин. При Vраст =0,35 мм/мин все образцы ломались.

Следовательно, для предотвращения ухудшения пластичности медных деталей при холодной штамповке следует увеличивать скорость воздействия нагрузки.



2. Вычертить диаграмму состояния железо- - карбид железа указать структурные составляющие во всех областях диаграммы, описать превращения и построить кривую охлаждения (с применением правила фаз) для сплава, содержащего 3,2% С. Какова структура этого сплава при комнатной температуре и как такой сплав называется?

Отдельно диаграмма состояний системы Fe - F3C (карбид железа или цементит) приведена на рис. 3.1. Диаграмма дана только до 6,7% С, что соответствует содержанию углерода в карбиде железа. Это объясняется тем, что на практике железоуглеродистые сплавы содержат не более 4,5 - 5% С, т. е. даже меньше, чем охватывает диаграмма.

На этой диаграмме температуры, образующие линию АВСD - линия ликвидус, соответствуют началу кристаллизации сплавов. Температуры, образующие линию AHJECF - линия солидус, соответствуют концу кристаллизации сплавов. Анализ диаграммы железо - цементит показывает, что отдельные ее части сходны с рядом простейших диаграмм общего вида:

В результате кристаллизации сплавов системы Fe - Fe3C в твердом состоянии образуются следующие фазы:

Ц е м е н т и т Fe3C - карбид железа, содержащий 6,67% С.

А у с т е н и т Fe C - твердый раствор внедрения углерода в -железо.

Ф е р р и т - твердый раствор углерода в ?-железе.

В системе железо - карбид железа других фаз нет. Следовательно, и все возможные структуры будут состоять из этих фаз.

На диаграмме имеются три линии, параллельные оси концентрации:

в левом верхнем углу линия HJB, на которой происходит перитектическое превращение;

в правой части диаграммы ( правее точки Е с содержанием 1,7% С) линии ЕСF, на которой происходит эвтектическое превращение;

в нижней части диаграммы, включая и нижнюю левую часть диаграммы, линия PSK, на которой происходит эвтектоидное превращение.

В соответствии с этими характерными процессами первичной и вторичной кристаллизации рассмотрим отдельные части диаграммы.

Левая верхняя часть диаграммы состояний.

Эта часть диаграммы показывает, что аустенит Fе?(С) в сплавах с содержанием до 0,5% С не выделяется непосредственно из жидкого сплава, а образуется при 14860С в результате перитектической реакции между жидким сплавом (ж.с.), имеющим состав, соответствующий точке В (0,5% С), и кристаллами твердого раствора углерода в Fе?, состав которых отвечает точке Н (0,1% С), т. е. на линии HJB идет перитектическая реакция:

Ж.с.В(0,5) + Fе?(С)Н(0,1) - Fе?(С)J(0,18)

При температуре ликвидус начинается выделение из жидкого раствора кристаллов Fе?(С) - аустенита. Этот процесс будет идти до температуры солидус, при которой сплавы полностью затвердевают и при более низких температурах состоят только из аустенита. Таким образом, в результате первичной кристаллизации во всех сплавах с содержанием углерода до 1,7% образуется однофазная структура - аустенит.

Сплавы железа с углеродом, в которых в результате первичной кристаллизации в равновесных условиях получается аустеничная (однофазная) структура, называют сталью. В сплаве с содержанием С до 0,5% аустенит получается по перитектической реакции; в сплавах, содержащих более 0,5% С, аустенит выделяется непосредственно из жидкого сплава. Левая нижняя часть диаграммы состояний. Эта часть диаграммы характерна тем, что здесь имеет место эвтектоидное превращение, т. е. твердый раствор - аустенит Fе?(С)0,83 распадается на механическую смесь, состоящую из феррита Fе?(С)0,03 и цементит Fе3С. Следовательно, при 7230С идет превращение:



Fе?(С)0,83 - Fе?(С)0,03 + Fе3С, или

аустенит - феррит + цементит.

Получающаяся в результате распада твердого раствора структура называется эвтектоидом ( в отличие от эвтектической смеси, образующейся в результате распада жидкого раствора и называющееся эвтектикой). Часто эту структуру называют перлит.

Как видно из самой реакции, при эвтектоидном распаде имеют место следующие процессы:

аллотропическое превращение Fе? Fе?;

выход углерода из раствора и образование Fе3С;

рост частиц Fе3С.

Первый процесс требует только перестройки атомов в кристаллической решетке и идет, следовательно без передвижения атомов на значительные расстояния. Такой процесс можно считать практически бездиффузионным, поэтому он идет с огромной скоростью и, следовательно, его предотвратить нельзя. Последующие процессы являются диффузионными, и при определенных больших скоростях охлаждения их можно предотвратить, тогда углерод останется в растворе, т. е. возможно превращение: Fе?(С) Fе?(С) (мартенситное превращение).этой возможностью пользуются при термической обработке стали.

После полного охлаждения в равновесных условиях стали будут иметь структуры:

доэвтектоидная сталь: феррит + перлит;

эвтектоидная сталь: перлит;

заэвтектоидная сталь: перлит + цементит (вторичный).

Правя часть диаграммы состояний.

Эта часть диаграммы, включающая сплавы с содержанием С более 1,7%, характерна тем, что здесь имеет место эвтектическая кристаллизация.

При 11300С жидкий сплав состава, отвечающего точке С(4,3%) (ж.с.4,3), кристаллизуется с образованием эвтектической смеси кристаллов аустенита Fе?(С)1,7 предельной концентрации и цементита Fе3С, получивший название ледебурит. Ведущей фазой при кристаллизации этой эвтектики является цементит. Поэтому в ряде случаев эту эвтектику называют цементитной эвтектикой в отличие от графитной эвтектики, которая образуется в системе Fе - С. таким образом, идет превращение:

Ж.с.4.3 е?(С)1.7 + Fе3С.

Сплавы с содержанием углерода более 1,7%, в которых образуется эвтектика, называются чугунами.

В рассматриваемой системе практически весь углерод находится в связанном состоянии в виде Fе3С. Излом таких чугунов имеет светлый блестящий вид. Поэтому такие чугуны называются белыми.

При 7230С чугуны будут иметь структуры:

Доэвтектический чугун

Fе?(С)0,83 + Fе3Сll +эвт.(Fе?(С)0,83 + Fе3Сll + Fе3С

аустенит + цементит (вторичный) + ледебурит;

Эвтектический чугун

эвт.(Fе?(С)0,83 + Fе3Сll + Fе3С

ледебурит;

заэвтектический чугун



Fе3Сl + эвт.(Fе?(С)0,83 + Fе3Сll + Fе3С)

цементит (первичный) + ледебурит.

Все чугуны при 7230С будут иметь, в свободном виде или внутри эвтектики, аустенит с содержанием 0,83% С.

При 7230С аустенит претерпевает эвтектоидное превращение, и везде, где при этой температуре был аустенит, он превратится в перлит. Это эвтектоидное превращение, идущее по линии PSK, совершенно одинаково и для сталей и для чугунов, т. е. при 7230С в чугуне будет идти превращение:

Fе?(С)0,83 Fе? + Fе3С или аустенит + перлит.

Следовательно, ниже 7230С белые чугуны будут иметь следующие структуры:

Доэвтектический чугун:

перлит + цементит (вторичный) + ледебурит;

Эвтектический чугун:

ледебурит;

заэвтектический чугун:

цементит (первичный) + ледебурит.

Из приведенного видно, что ледебурит при температуре выше 7230С отличается от ледебурита при более низких температурах - первый состоит из аустенита и цементита, а второй - из перлита и цементита.

Рассмотрим сплав 3,2% С: Построим кривую охлаждения (рис.3.2.)



Рис. 3.2. правая часть диаграммы состояний Fе - Fе3С и кривая охлаждения.

Это доэвтектический белый чугун (С= 3,2% 4,3%). В интервале температур 1 - 2 из жидкого сплава выделяются кристаллы Fе?(С). В процессе кристализации доэвтектических чугунов состав аустенита меняется по линии солидус, а состав жидкого сплава - по линии ликвидус. При эвтектической температуре 2 (11300С)аустенитдостигает предельной концентрации углерода 1,7%, а жидкая часть сплава получит эвтектический состав 4,3% С.

Жидкий сплав, обогатившись углеродом до эвтектической концентрации, затвердевает при постоянной температуре 11300С с образованием ледебурита, состоящего из аустенита с 1,7% С и Fе3С. Следовательно, после затвердевания чугун будет иметь структуру:

Fе?(С)1,7 + эвт.(Fе?(С)1,7 + Fе3С)

аустенит + ледебурит.



И наконец, при комнатной температуре (нормальные условия) 200С 7230С чугун будет иметь структуру:

Перлит + цементит (вторичный) + ледебурит.

По рис.3.3. и 3.4. определим качественно и количественно структуру белого чугуна с содержанием С = 3,2% и Т = 200С. В этих расчетах принимается, что в белых чугунах весь цементит (вторичный) входит в ледебурит.

Чугун доэвтектический, структура его будет Л + П.

Из треугольника A1 C1 D1 (рис.3.4. в) определяем количество ледебурита в этом чугуне (Л1):

Следовательно, в этом чугуне будет Л = 57,7% и П = 42,3%.

Используя диаграмму состояний железо - цементит, определить температуру полного неполного отжига и нормализации для стали 10. охарактеризовать эти режимы термической обработки и описать структуру и свойства стали.

Сталь 10 - это углеродистая качественная конструкционная сталь. Химический состав стали 10 приведен в таблице 4.1.

Таблица 4.1.

Марка стали	Содержание,%
	С	Мп	Si	S	P	Cr	Ni
				Не более
10	0,07-0,15	0,35-0,65	0,17-0,37	0,045	0,040	0,15	0,30



Следовательно, сталь 10 содержит в среднем 0,1% С.

Механические свойства стали 10 :

Термическая обработка (нормализация):

Температура нагрева - 9300С;

Охлаждающая среда - воздух.

Предел прочности, ?b = 41 кг мм2

Предел текучести, ?S = 25 кг/мм2

Относительное удлинение, ? = 25%

Относительное сужение, ? = 55%

Твердость стали (горячекатаной) НВ - не более 156

Данной стали соответствует левая часть диаграммы состояний Fе -Fе3С. Для удобства рассмотрения верхняя часть диаграммы представлена на рис. 4.1. Нижняя часть - на рис. 4.2..

Стали 10 соответствует сплав ll - ll,содержащий углерода 0,1%. Он начинает затвердевать при температуре, отвечающей точке 1. В интервале 1 - 2 будет идти выделение Fе?(С). при 14860С сплав будет состоять из Fе?(С)0,1 и ж.с.0,5 , которыереагируя между собой по перитектической реакции, образуют Fе?(С)0,15 - аустенит. Так как сплав находится левее точки J, тов нем будет избыток Fе?(С). В избыточных кристаллах Fе?(С) от температуры 2 до 3 будет идти перестройка Fе? Fе? и. следовательно, превращение Fе?(С) Fе?(С). ниже точки 3 сплав будет состоять только из Fе?(С) - аустенита.

Сплав ll - ll - доэвтектоидная сталь. До температур, соответствующих линии GS (критические точки А3), доэвтиктоидные стали состоят только из одного аустенита. При понижении температуры до критической точки А3 начинается превращение Fе? Fе?. Но Fе? практически не растворяет углерода ( линия PQ показывает, что предельно возможная растворимость достигает не более 0,03%).

Из тех мест, где произошло превращение Fе? Fе?, углерод должен переместиться в объемы, еще занятые аустенитом. Следовательно, в результате превращения Fе? Fе? происходит образование зерен феррита ( Fе?) и одновременно оставшийся аустенит должен обогащаться С.

При достижении температуры, отвечающей точке А3 часть Fе? перестраивается в Fе? , которое уже не может растворять в себе углерода, и в тех местах, где образовался феррит, практически углерода нет.

Углерод из тех объемов, где теперь находится феррит, вытесняется в аустенит, т. е. чем ниже температура, тем больше образуется феррита и тем больше содержание углерода в оставшемся аустените. Образование феррита идет от критической точки А3 до критической точки А1. В это время аустенит меняет свой состав по линии GS, т. е. содержание углерода в аустените по мере понижения температур от А3 до А1 непрерывно увеличивается.

После эвтектоидного превращения структура стали будет состоять из

Fе? + (Fе? + Fе3С), или

Феррит + перлит.

Определим качественно и количественно структуру стали 10. Сталь доэвтектоидная, ее структура будет Феррит + Перит.

Из треугольника АDС (рис.3.4.б) определим количество перлита в этой стали П1:

; .

Следовательно, в этой стали будет П = 12% и Ф = 88%.

Для определения температур отжига и нормализации верхняя часть диаграммы для нас в данном случае не имеют большого значения. Поэтому будем пользоваться рис.4.2.

Критические точки обозначаются буквой А.

Как было показано выше: Нижняя критическая точка, обозначаемая А1, лежит на линии PSK и соответствует превращению аустенит - перлит. Верхняя критическая точка А3 лежит на линии GSE и соответствует началу выпадения или концу растворения феррита в доэвтектоидных сталях (сталь 10).

Чтобы отличить критическую точку при нагреве от критической точки при охлаждении, рядом с буквой А ставят букву с, в первом случае и r - во втором.

Следовательно, критическая точка превращения аустенита в перлит обозначается Аr1, а перлит в аустенит Ас1;начало выделения феррита из аустенита - -- Аr3; конец растворения феррита в аустените - Ас3.

Характеристика заданных видов термической обработки стали 10 в соответствии с приведенной классификацией:

Отжиг - фазовая перекристаллизация, заключающаяся в нагреве выше Ас3 с последующим медленным охлаждением. При отжиге состояние стали 10 приближается к структурно равновесному; структура стали 10 после отжига: перлит + феррит.

Неполный отжиг - нагрев выше Ас1, но ниже Ас3 - без полной перекристаллизации.

Если после нагрева выше Ас3 провести охлаждение на воздухе, то это будет первым шагом к отклонению от практически равновесного структурного состояния. Такая термическая операция называется нормализацией.

Поэтому, по диаграмме состояний:

Тотжига = 850 - 9000С;

Тнеполного отжига = 8000С;

Тнормализации =9300С.



3. В чем заключается обработка стали холодом и в каких случаях она применяется? (объяснить с применением мартенситных кривых)

металл плавление железо сталь

После проведенных С.С. Штейнбергом в 1930-х годах исследований общих закономерностей мартенситного превращения А.П. Гуляев предложил термическую обработку стали холодом для увеличения степени мартенситного превращения.

Сущность термической обработки холодом заключается в охлаждении ниже 00С закаленной стали, содержащей остаточный аустенит. На рис. 5.1. показана мартенситная кривая для легированной стали. Мартенситное превращение начинается при температуре точки Мн, равной 900С: при охлаждении до комнатных температур в стали сохраняется более 60% остаточного аустенита. При дальнейшем охлаждении в интервале отрицательных температур превращения оканчиваются (точка Мк при температуре -- 1200С), при этом остаточный аустенит почти превращается в мартенсит.

Рис. 5.1. мартенситная кривая для легированной стали при обработке холодом



Назначение обработки холодом - полное или частичное превращение остаточного аустенита в мартенсит. Очевидно, что этот вид термической обработки практически осуществим в том случае, когда температура конца мартенситного превращения Мк лежит ниже комнатной. Глубина охлаждения определяется положением этой температуры.

Существенную роль при назначении режима термической обработки холодом играет явление термической стабилизации аустенита. Сущность термической стабилизации аустенита связана с диффузией атомов углерода, азота и водорода в растянутые зоны кристаллической решетки вблизи дислокаций и создании так называемых «облаков» или атмосфер Котрелла. Атмосферы Котллера препятствуют перемещению дислокаций, необходимому для осуществления мартенситного превращения, что приводит к замедлению мартенситного превращения при дальнейшем охлаждении и неполноте превращения, т.е. к стабилизации аустенита. Если температура, при которой начинает развиваться стабилизация аустенита, ниже комнатной, то глубокое охлаждение можно проводить в любой промежуток времени после закалки. В том случае, когда термическая стабилизация протекает в районе комнатных температур, глубокое охлаждение следует проводить немедленно после закалки во избежание сохранения значительных количеств остаточного аустенита после обработки холодом.

Данные об интервале мартенситного превращения, об уменьшении количества остаточного аустенита и приросте твердости после обработки холодом для стали ряда марок приведены в таблице 5.1.

Из рассмотрения данных таблицы следует, что прирост твердости получают стали с низким положением интервала мартенситного превращения и высоким содержанием остаточного аустенита после закалки.

Так как для большинства марок стали температура стабилизации лежит достаточно высоко, процесс отпуска приводит к стабилизации аустенита и часто к прекращению распада при глубоком охлаждении. Поэтому в большинстве случаев технологический режим термической обработки складывается из закалки, обработки холодом и последующего отпуска. Обработке холодом, уменьшающей количество остаточного аустенита или полностью его уничтожающей, сталь подвергают в следующих случаях:

Углеродистые и легированные инструментальные стали (включая высокохромистые стали тип Х12) - для повышения их твердости и износоустойчивости;

Высокоуглеродистые легированные цементуемые конструкционные стали - для повышения твердости цементованного слоя. Это необходимо для повышения износоустойчивости и усталостной прочности цементованных деталей;

Стали для измерительного инструмента, точных изделий ( типа деталей шарикоподшипников), деталей точных механизмов, точных режущих инструментов и штампов - для сохранения стабильности размеров. Недопустимое изменение размеров со временем происходит из-за распада остаточного аустенита, превращений мартенсита закалки и перераспределения внутренних напряжений. Низкотемпературный отпуск, условно называемый старением, устраняет возможность изменения размеров, так как при этом превращается мартенсит и перераспределяются внутренние напряжения, однако такой отпуск не предохраняет от распада остаточного аустенита при вылеживании. Поэтому для получения стабильных размеров рекомендуется после закалки провести обработку холодом и затем низкотемпературный отпуск.

Для повышения магнитных характеристик постоянных магнитов из углеродистой и легированной стали путем устранения парамагнитной составляющей - остаточного аустенита.



Таблица 5.1. Интервал мартенситного превращения, количество остаточного аустенита и прирост твердости у некоторых сталей при обработке холодом.

Марка стали	Интервал мартенситного превращения, 0С	Количество остаточного аустенита, %	Прирост твердости в единице Роквелла, шкала С.
	Точки Мн	Точки Мк	После закалки	После охлаждения до точки Мк
У7 У8 У9 У10 У12 Х05 Х09 9Х Х 7Х3 9ХС ШХ9 ШХ15 ХВГ ХГ 60Г - 70Г 15Х - 20Х 18ХНВА	300 - 255 255 - 230 230 - 210 210 - 175 175 - 160 150 - 140 175 - 150  220 - 180 175 - 145 240 - 185 210 - 185 195 - 150 180 - 145 155 - 120 120 - 100 290 - 230 175 - 150 130 - 120	-55 -55 -55 -60 -70 -95 -85 -70 -90 -60 -60 -85 -90 -110 -120 -55 -85 -110	5 3 - 8 5 - 12 6 - 18 10 - 23 15 - 30 10 - 27 6 - 18 10 - 28 4 - 17 6 - 17 7 - 27 9 - 28 13 - 45 22 - 60 8 10 - 25 20 - 45	1 1 - 6 3 - 10 6 - 18 4 - 12 2 - 14 5 - 14 4 - 13 5 - 14 2 - 14 4 - 12 4 - 14 4 - 14 2 - 17 20 6 5 - 12 15	0,5 1,0 1 - 1,5 1,5 - 3 3 - 4 3 - 7 2 - 4 1 - 2,5 3 - 6 1 - 2,5 1,5 - 2,5 2 - 5 3 - 6 10 15 1 3 - 5
П р и м е ч а н и я: 1. Разбег в значениях Мн определяется пределом отклонений химического состава стали. 2. Температура нагрева для разных сталей составляла 1000 - 11000С.



Литература

1. Ассонов А.Д. Основные сведения о металловедении и термической обработке. - М.: Машиностроение. 1982.

2. Борисов В.И. практикум по металловедению и термической обработке. - М.: Высшая школа. 1990.

3. Блантер М.Е. металловедение и термическая обработка металлов. / Учебник для машиностроительных вузов. - М.: Машиностроение. 1985.

4. Гуляев А.П. Металловедение. / Учебник для вузов.- М.: Металлургия. 1989.

5. Журавлев В.Н., Николаева О.М. Машиностроительные стали / Справочник. - М.: Машиностроение. 1990.

6. Криштал М.А., Титенский Э.Г. свойства чугуна. - М.: Металлургия. 1990.

7. Материалы машиностроения. Справочник. Т. IV. - М.: машиностроение.1990.

Размещено на Allbest.ru