Леговані сталі і сплави

Размещено на http://www.allbest.ru/

Міністерство освіти і науки України

Сумський державний університет

Кафедра ПМ і ТКМ

ОДЗ

З предмету «Леговані сталі і сплави»

підготував: Тисячник О.В.

група: МТ-21

перевірила: Гапонова О.П.

Суми 2015



Зміст

фільєра замінник термообробка сталь

Вступ

1. Призначення і умови роботи фільєри

2. Вибір марки сталі та матеріалу замінника для деталі

3. Опис впливу легуючих елементів на властивості. Діаграма стану Fe - Сr. Вибір термообробки даної деталі

Висновки

Список використаної літератури

Додаток



Вступ

Легованою називається сталь, в якій, крім звичайних домішок, містяться спеціальні поєднання легуючих елементів (Cr, Ni, Mo, Wo, V, А1, В, Ti і ін.), А також Мn і Si в кількостях, що перевищують їх звичайний вміст як технологічних домішок (1% і вище). Як правило, найкращі властивості забезпечує комплексне легування.

Легування сталей і сплавів використовують для поліпшення їх технологічних властивостей. Легуванням можна підвищити межу плинності, ударну в'язкість, відносне звуження і прогартованість, а також істотно знизити швидкість гарту, поріг хладноламкості, деформованість виробів і можливість утворення тріщин. У виробах великих перетинів (діаметром понад 15 ... 20 мм) механічні властивості легованих сталей значно вище, ніж механічні властивості вуглецевих.

За застосуванням для легування можна виділити три групи елементів:

1) Mn, Si, Cr, B;

2) Ni, Mo;

3) V, Ti, Nb, W, Zr і ін.

Застосування для легування різних елементів визначається не стільки фізичними, скільки, в основному, економічними міркуваннями.

Легуючі елементи за механізмом їх впливу на властивості сталей і сплавів можна розділити на три групи:

1) вплив на поліморфні перетворення;

2) утворення з вуглецем карбідів;

3) утворення інтерметалідів (інтерметалевих сполук) з залізом.

За характером впливу на поліморфні перетворення легуючі елементи можна розділити на дві групи:

* елементи (Cr, W, Mo, V, Si, Al і ін.), Достатній вміст яких забезпечує існування в сталях при всіх температурах легованого фериту (феритні стави);

* елементи (Ni, Mn і ін.), Що стабілізують при достатній концентрації легований аустеніт при всіх температурах (аустенітні сплави). Сплави, які частково терплять перетворення g-> a, називаються, відповідно, піваустенітними або півферритними.

Легування фериту супроводжується його зміцненням. Найбільш істотно впливають на його міцність марганець і хром. Причому чим дрібніше зерно фериту, тим вище його міцність. Багато легуючих елементів сприяють подрібненню зерен фериту і перліту в сталі, що значно збільшує в'язкість сталі. Однак всі легуючі елементи, за винятком нікелю, при утриманні їх в розчині вище певної межі знижують ударну в'язкість, тріщиностійкість і підвищують поріг хладноламкості. Нікель знижує поріг хладноламкості.

Легований аустеніт, володіє великим коефіцієнтом теплового розширення. Легуючі елементи, в тому числі азот і вуглець, розчинність яких в аустеніті при нормальній температурі досягає 1%, підвищують його міцність при нормальній і високих температурах, зменшують межу плинності. Легований аустеніт є основною складовою (матрицею) багатьох корозійностійких, жароміцних і немагнітних сплавів. Він легко наклепується, тобто швидко і сильно зміцнюється під дією холодної деформації.

Легуючі елементи (виняток кобальт), підвищуючи стійкість аустеніту, знижують критичну швидкість гартування і збільшують прогартованість. Для багатьох аустенітних сплавів критична швидкість гартування знижується до 20 ° С / с і нижче, що має велике практичне значення. Карбідоутворюючі елементи: Fe - Mn - Cr - Mo - W - Nb - V - Zr - Ti (розташовані по зростаючій мірі спорідненості до вуглецю і стійкості карбідних фаз) - при їх малому вмісті, розчиняються в цементиті, заміщаючи в ньому атоми заліза. Склад карбіду в цьому випадку може бути виражений формулою (Fe, M)mCn, де М - символ суми легуючих елементів, a m, n - коефіцієнти, що визначаються хімічною формулою карбіду. При підвищенні вмісту карбідоутворюючих елементів можуть утворюватися самостійні карбіди.

Легуючі елементи, що вводяться в сталь, можна розбити на наступні три групи:

1. Елементи, що утворюють з залізом тверді розчини з високими значеннями міцності, температур рекристалізації і плавлення, а також ускладнюють перебіг дифузійних процесів в сталі (нікель, марганець, хром, молібден, вольфрам і ін.)

2. Елементи, що утворюють в сталі сполуки, які мають міцну кристалічну решітку, високу температуру плавлення, високу твердість.

3. Елементи, які надають сталі спеціальні фізико - хімічні властивості -корозійну стійкість, особливі магнітні властивості, задані коефіцієнти термічного розширення, незмінність пружніх властивостей і т.д.

(Хром, алюміній, нікель, кобальт і ін.)

Легуючі елементи можуть утворювати з основою сталі або з іншими присутніми в сплаві елементами особливі хімічні сполуки, що існують в широкій області концентрації. Такі інерметалідні, карбідні і нітридні з'єднання в сталі мають високу твердість і міцність, хімічну стійкість, і т.д.



1. Призначення і умови роботи фільєри

Волочіння дроту полягає в тому, що попередньо прокатані до 5 мм прутки великої довжини простягають через фільєри - отвори волочильної дошки рисунок 1, переходячи послідовно від найбільшого отвора до найменшого. При цьому дріт поступово доводиться до необхідного діаметра.

Волока - інструмент волочильних станів, в якому здійснюється обтиснення металу при його обробці волочінням. Основна частина волоки - волочильне вічко (або матриця), що представляє робочий отвір, через який протягується оброблюваний метал. Волока з одним волочильним оком називається фільєрою (фр. Filiere, від fil - волокно, нитка, дріт), а з декількома - волочильною дошкою.

Рисунок 1 - Волочильна дошка

Найбільш зручна форма фільєри показана в поздовжньому розрізі на рисунку 2. Фільєра виконана у вигляді двох конусів, звернених один до іншого вершинами. При протягуванні перетин дроту зменшується в необхідній мірі, і в той же час сильно знижується сила тертя. Зменшити тертя можна також мастилом фільери.

Рисунок 2 - Форми волочильних отворів згідно ГОСТ 9453-75, де а - профіль фільер сталевої дошки, б - профіль фільер з твердого сплаву

В процесі волочіння формоутворювальний інструмент випробує механічні та термічні навантаження, що призводить до значного зносу, який супроводжується явищем адгезії, втоми і абразивного впливу на волоки. Головна характеристика - опірність зношуванню визначається твердістю матеріалу. До таких матеріалів, стійких при роботі в умовах високого тиску і стискаючих навантажень, висуваються такі вимоги до мікроструктури: чим менше розмір виготовленого дроту, тим твердішим і дрібнозернистим (краще піддається поліровці) повинен бути матеріал фільєри.

2. Вибір марки сталі та матеріалу замінника для деталі

Виходячи з вищепереліченого для виробництва деталі «Фільєра», я обираю таку марку сталі: Х12МФ.

Матеріали замінники Х6ВФ, Х12Ф1, Х12ВМ.

Механічні властивості сталі Х12МФ в залежності від температури випробування

T вибробування,°C	уB, МПа	д5, %	ш, %
Зразки діаметром 10 мм, довжиною 50 мм, ковані і відпалені. Швидкість деформування 1,1 мм / хв, швидкість деформації 0,0004 1 / с
700	140	44	68
800	125		58
900	81	46	54
1000	46		49
1100	25	48	48
1200	8	3	14

Технологічні властивості сталі Х12МФ

Температура ковки	Початку 1140, кінця 850. Охолодження в колодязях або термостатах.
зварюваність	не застосовується для зварних конструкцій
Оброблюваність різанням	У гарячекатаному стані при НВ 217-228 и уB = 710 МПа Kх тв.спл. = 0.80, Kх б.ст. = 0.3
Схильність до відпускної крихкості	схильна
Шліфуємость	задовільна



Температура критичних точок марки сталіі Х12МФ

Критична точка	Mn	Ar1	Ar3	Ac1	Ac3
°С	225	760	780	810	860

Ударна в'язкість сталі X12МФ, KCU, Дж/см2

Стан поставки, термообробка	KCU	HRC
гартування 1000-1030 С, маслом. Відпуск 200 С з витримкою 1,5 ч.	43	63
гартування 1000-1030 С, маслом. Відпуск 300 С з витримкою 1,5 ч	64	61
гартування 1000-1030 С, маслом. Відпуск 400 С з витримкою 1,5 ч	54	60
гартування 1000-1030 С, маслом. Відпуск 500 С з витримкою 1,5 ч	30	60
гартування 1000-1030 С, маслом. Відпуск 550 С з витримкою 1,5 ч	-	52

Твердість сталі Х12МФ (HRC, НВ)

Стан поставки, режим термообробки	HRC поверхні	НВ
Прутки і смуги відпалені або високоовідпускні		255
Зразки. гартування 970 С, маслом. Відпуск 180 С.	61
гартування 1020 С, повітря. Відпуск 200 С.	63
гартування 1020 С, повітря. Відпуск 300 С.	61
гартування 1020 С, повітря. Відпуск 400 С.	60
гартування 1020 С, повітря. Відпуск 500 С.	61
Ізотермічний відпал: нагрів 850-870 С, охолодження зі швидкістю 40 град / г до 700-720 С, витримка 3-4 г, охолодження зі швидкістю 50 град / г до 550 С, повітря.		255
Підігрів 650-700 С. гартування 1000-1030 С, маслом. Відпуск 190-210 С, 1,5 ч, повітря (режим остаточної термообробки)	61-63
Підігрів 650-700 С. гартування 1000-1030 С, селітра. Відпуск 320-350 С, 1,5 ч, повітря (режим остаточної термообробки)	58-59

Межа витривалості сталі Х12МФ

у-1, МПа	Термообробка, стан сталі
800	HRC 60
650	HRC 56

Фізичні властивості марки Х12МФ

Температура випробування, ° С	20	100	200	300	400	500	600	700	800	900
Уд. електроопір (з, ном · м)	580
Щільність сталі, pn, кг / м3	7700
Температура випробування, ° С	20-100	20-200	20-300	20-400	20-500	20-600	20-700	20-800	20-900	20-1000
Коефіцієнт лінійного розширення (a, 10-6 1 / ° С)	10.9			11.4		12.2

Теплостійкість, красностійкість сталі Х12МФ

Температура,°С	Час, г	Твердість, HRC
150-170	1	63
490-510	1	59

3. Опис впливу легуючих елементів на властивості. Діаграма стану Fe - Сr. Вибір термообробки даної деталі

Вплив вуглецю

З ростом вмісту вуглецю в структурі сталі збільшується кількість цементиту, при одночасному зниженні частки фериту. Зміна співвідношення між складовими приводить до зменшення пластичності, а також до підвищення міцності і твердості. Міцність підвищується до вмісту вуглецю близько 1%, а потім вона зменшується, так як утворюється груба сітка цементиту вторинного.

Вуглець впливає на в'язкі властивості. Збільшення вмісту вуглецю підвищує поріг хладноламкості і знижує ударну в'язкість.

Хром. Вміст хрому в інструментальних сталях коливається, як відомо, в досить широких межах (0,5 - 25%) Однак навіть при відносно низьких концентраціях цей елемент має, згідно з даними П. М. Журенкова і І. Н. Голікова, значну схильність до дендритної ліквації, більшу, ніж вольфрам, марганець і кремній. Зазначена обставина може призводити до помітних відхилень від рівноважного фазового складу і появі метастабільних структурних складових. Разом з тим типи хромистих карбідів і концентраційні межі їх існування в сплавах заліза традиційно прийнято розглядати з використанням класичних діаграм стану.

Сприятливим виявляється вплив хрому на ряд показників. У міру підвищення його концентраціі в твердому розчині істотно зростає стійкість переохолодженого аустеніту як в перлітній, так і в проміжній областях, якісно змінюється вид С-образних кривих.

Підвищуючи стійкість проти розчинення при нагріванні цементиту і М7С3, М23С6, хром сприятливо впливає на чутливість до перегріву "монолегованих" сталей (містять не значну кількість вольфраму, молібдену).

У комплекснолегованих сплавах хром внаслідок підвищення cтупеня фазового наклепу при гартуванні, істотно підсилює ефект вторинного твердіння.

Слід зазначити, що в сталях, які не містять інших карбідоутворюючих елементів або містять їх в кількостях, недостатніх для виділення самостійних карбідів при старінні, ефект дисперсійного твердіння практично відсутній навіть при високих концентраціях хрому (10 - 12%). Цей факт пояснюється, як прави ло, особливостями виділення карбідів хрому і їх невисокою стійкістю проти коалесценції. Крім того, хром позитивно впливає на окалиностійкість і сприяє значному підвищенню зносостійкості.

Сукупність перерахованих факторів зумовила можливість широкого використання хрому для легування інструментальних сталей різного призначення.

Молібден. Уведення у хромові сталі Мо (0,15 - 0,45 %) підвищує прогартовуваність, знижує поріг холодноламкості до - 20 - 120 °С. Молібден підвищує статичну, динамічну міцність від утомленості сталі. Розчинність у фериті - 5% при 20 °С і 38% при 1450 °С, в аустеніті -3,5%. Вплив молібдену на властивості фериту підвищує міцність і коерцитивну силу, знижує магнітну індукцію і магнітну проникність, не змінює пластичності. Молібден утворює фазу впровадження Мо2С і карбідну сполуку Fе3Мо3С. Вплив молібдену на властивості аустеніту підвищує точки А1 і А3 і знижує точку А4. Зміщує точку S вліво. Звужує г-область. Перешкоджає зростанню зерна. Зменшує критичну швидкість гартування, дає дві зони якнайменшої стійкості аустеніту 350 і 600 0 С. Знижує мартенситну точку Мн і дещо збільшує кількість залишкового аустеніту. Молібден зменшує схильність сталі до відпускної крихкості. Збільшує червоностійкість і підвищує схильність до зневуглецювання сталі. Підвищує температуру росту зерна аустеніту. Молібден зменшує схильність до відпускної крихкості ІІ роду.

Відпускна крихкість II роду виявляється після відпуску вище 500 °С. Характерна особливість крихкості цього виду полягає у тому, що вона виявляється внаслідок повільного охолоджування після відпуску, при швидкому охолоджуванні в'язкість не зменшується, а монотонно зростає з підвищенням температури відпуску. Однак відпускна крихкість II роду знову може бути спричинена новим високим відпуском з подальшим уповільненим охолоджуванням. Необхідно зазначити, що решта характеристик механічних властивостей практично не залежить від швидкості охолоджування після відпуску. Не всі сталі схильні до відпускної крихкості II роду. Її не буває у вуглецевих сталей. Схильність до відпускної крихкості виникає при легуванні сталі карбідотвірними елементами (марганцю, хрому) за наявності в ній більше 0,001 % Р. Хром робить сталь особливо чутливою до умов охолоджування при відпуску, особливо якщо, крім хрому, сталь містить ще нікель або у підвищеній кількості марганець. Якщо марганець і фосфор посилюють цю чутливість, то молібден і меншою мірою вольфрам зменшує її. Досліди показали, що якщо леговану сталь, швидко охолоджену після відпуску при 650 °С, знову піддати тривалому нагріванню при 500-520 °С, то незалежно від швидкості подальшого охолоджування у сталі розвивається крихкість. Отже, у сталі при температурах нижче 600 °С здійснюються якісь дифузійні процеси, що призводять до окрихчування. Яка природа відпускної крихкості II роду? Металографічно показано, що розвиток відпускної крихкості супроводжується тут виділенням надлишкових фаз по межах зерна. Також з'ясовується, що разом із цим відбувається збагачення меж зерна фосфором, що виявляється травленням пікриновою кислотою (рис. 1 а). Таке саме травлення сталі відбувається у в'язкому стані, але не виявляє меж зерен (рис. 1 б).

Рисунок 3 - Мікроструктура хромонікелевої сталі після відпуску при 550°С. Х500: а - повільне охолоджування - крихкий стан; б - швидке охолоджування - в'язкий стан. Х500

Запропоноване пояснення явища відпускної крихкості II роду (Л. М. Утевським) коротко зводиться до такого. При високому відпуску по межах зерна відбувається більш прискорене (порівняно з об'ємом зерна) карбідотворення і насичення карбідної фази марганцем, хромом, а також утворення спеціальних карбідів (при відповідній легованості). Цей процес призводить до збіднення карбідотвірними елементами примежових шарів зерна. При подальшому повільному охолоджуванні (або під час витримки при 500-520 °С) відбувається збагачення цих примежових шарів фосфором, оскільки при температурах нижче 600 °С фосфор прагне до дифузійного перерозподілу в напрямі ділянок, збіднених карбідотвірними елементами (явище висхідної дифузії), а дифузійна рухливість атомів фосфору при цих температурах достатньо велика. У результаті сталь окрихчується через ослаблення міцності міжзеренних зчеплень. При новому відпуску з подальшим швидким охолоджуванням крихкість буде знята. Відбудеться це тому, що вище 600 °С нерівномірності розподілу фосфору по зерну вже не може зберегтися, його концентрація вирівнюється, а при швидкому охолоджуванні (температура нижче 600 0 С) фосфор теж не встигає перерозподілитися і знову збагачує межі зерен. Сприятливий вплив невеликих домішок молібдену (до 0,5-0,6%), що гальмують і навіть іноді знімають відпускну крихкість II роду, пояснюється тим, що молібден слабо бере участь в утворенні легованого цементиту (Fе, Мо)3С і при такому вмісті не утворює спеціальних карбідів. Тому збіднення примежових ділянок зерен молібденом не відбувається. Наявність молібдену в розчині зменшує різницю в дифузійній рухливості атомів по межах і в об'ємі зерна і тим самим ослабляє виникнення неоднорідності за іншими утворювальними елементами. Разом з тим молібден усуває шкідливий вплив фосфору по межах зерен. При більш високому вмісті молібдену у сталі вже може виникати спеціальний карбід. Це приводитиме до збіднення меж зерна молібденом при відпуску і до збагачення їх фосфором при сповільненому подальшому охолоджуванні. Отже, при вищому вмісті молібден вже сприятиме розвитку відпускної крихкості. Приблизно так само діє і вольфрам. Звідси випливає таке: щоб уникнути окрихчування, потрібно уникати інтервалу температур відпускної крихкості першого роду (300-400 °С). Для сталей, схильних до відпускної крихкості другого роду, потрібно передбачати швидке охолоджування після відпуску. Ці сталі не повинні під час роботи нагріватися до високих температур (500-600 °С), оскільки це може також призвести до окрихчування. У тих випадках, коли після відпуску не можна створити швидке охолоджування (наприклад, для дуже великих деталей), необхідно застосовувати сталі, леговані молібденом, що уповільнює розвиток відпускної крихкості другого роду. Застосування чистих сталей за фосфором у першу чергу, а так само за домішками впровадження (киснем, азотом, воднем) і кольоровими металами (олово та ін.) ще ефективніший засіб, ніж додаткове легування молібденом або вольфрамом, для усунення схильності до відпускної крихкості другого роду.

Вплив ванадію.

Ванадій як і більшість карбідоутворюючих елементів, різко обмежує область існування г-фази в сплавах Fe-V, викликаючи повне її зникнення при вмісті 1,47-1,62% (при 1115 ° С). На діаграмі стану область твердих розчинів на основі б-заліза поширюється на досить значних [?22% (по масі)] концентрацій ванадію, однак введення вже невеликих кількостей вуглецю (0,1-0,15%) призводить до утворення двофазних структур, що складаються при кімнатній температурі з фериту і карбідів типу VC. У комплексно легованих сталях карбід VC містить і інші елементи (Cr, Mo, W), що істотно змінює термічну стабільність і деякі інші властивості.

Ванадій в сталі на противагу більшості інших легуючих елементів зміщує евтектоїдну концентрацію вуглецю (С) в сторону підвищення (при 0,50% V С = 0,95%). Зменшуючи частку карбідів, що виділяються при г > б-перетворенні, ванадій викликає істотне збільшення їх дисперсності. Характер впливу його на стійкість переохолодженого аустеніту і прогартовуваність сталей визначається головним чином ступенем розчинення карбідів МС при нагріванні, і, як наслідок, вмістом вуглецю і ванадію в твердому розчині. Присутність ванадію в г-фазі підвищує її стабільність. Причому це особливо сильно проявляється в перлітній області. На кінетику г > б-перетворення по сдвиговому механізму ванадій надає, мабуть, незначний вплив і тому мало змінює положення мартенситної точки. Більш істотно він змінює положення температур початку та кінця дифузійного б > г-переходу.

Ванадій надає ефективний вплив на процеси збиральної рекристалізації і суттєво зменшує чутливість штампових сталей до перегріву.

Вплив постійних домішок.

Крім вуглецю, в сталі присутні такі постійні домішки як кремній, марганець, фосфор і сірка - шкідливі домішки.

Вплив кремнію.

Кремній потрапляє в сталь при розкисленні. Кремній необхідний для усунення шкідливих домішок закису заліза, а також шкідливих сірчистих сполук заліза. Розчиняється в фериті і цементиті. Він помітно впливає на властивості сталі, підвищуючи міцність в гарячекатаних виробах, змінюючи і деякі інші властивості.

Кремній структурно не виявляється, так як повністю розчиняється в фериті, окрім тієї частини кремнію, яка у вигляді окису кремнію не встигла спливти в шлак і залишилася в металі у вигляді силікатних включень.

Вплив марганцю.

Розширює область у-фази в сталі, особливо при наявності хрому. При розплавленні в сталі входить в твердий розчин, посилюючи енергію внутрішньокристалічного зв'язку, однак внаслідок невисокої температури рекристалізації на жароміцність сталі майже не впливає. Найціннішим є вплив марганцю на сталь при порівняно невисоких температурах (близько 300 ° С), при яких марганець істотно підвищує його межа міцності і плинності. Марганець, однак, сприяє розвитку у сталі теплової крихкості, внаслідок чого для легування перлітових сталей при роботі з високими температурами, так само як і для отримання аустенітних трубопровідних сталей, не застосовується. Марганець є активним розкислювачем сталі і, завдяки своїй здатності утворювати з сіркою легко удалимі зі сталі сполуки, її десульфатором. Окаленостійкість марганцю невелика.

Вплив сірки.

Сірка, будучи шкідливою домішкою, утворює сірчисте залізо FeS, яке нерозчинне в залізі. При кристалізації сплаву легкоплавка евтектика розташовується по межах зерен і при повторному нагріванні розплавляється, в результаті чого порушується зв'язок між зернами, що призводить до утворення тріщин і надривів. Це явище носить назву красноломкості. Підвищений вміст сірки в сталі викликає червоноламкість (крихкість при високих температурах), тому допускається вміст сірки в сталях до 0,035% -0,06% S.

Сірка, як і фосфор, потрапляють в метал з руд. При кімнатній температурі розчинність сірки в фериті практично відсутня. Тому вся сірка в сталі пов'язана в сульфіди заліза і марганцю і частково в сульфіди легуючих елементів. З підвищенням температури сірка розчиняється в фериті і аустениті, хоча і незначно, але до цілком певних концентрацій (0,02% в фериті при 913° С і 0,05% в аустениті при 1365° С). Тому сірчисті включення можуть змінюватися при термічній обробці сталі.

Якщо сірка пов'язана в сульфід заліза FeS, при відносно низьких температурах гарячої деформації сталі, внаслідок розплавлення евтектики сульфіду заліза (988°С), спостерігається червоноламкість сталі. При більш високих температурах гарячої пластичної деформації можлива (горячеламкість) сталі.

Збільшення вмісту сірки в сталі мало впливає на властивості міцності, але істотно змінює в'язкість сталі і її анізотропію в напрямках поперек і уздовж прокатки. Ударна в'язкість на зразках, вирізаних поперек напрямку прокатки, зменшується зі збільшенням вмісту сірки. А в поздовжньому напрямку зі збільшенням вмісту сірки спостерігається тенденція до підвищення ударної в'язкості. Це явище пов'язане з посиленням смугастості ферито-перлітної структури внаслідок витягнутості сульфідів в рядки уздовж прокатки.

Вплив фосфору.

Фосфор розчиняється в залізі, спотворює кристалічну решітку і погіршує пластичні властивості сплаву. Фосфор є шкідливою домішкою, так як підвищений вміст фосфору викликає холодоламкість (крихкість при звичайних і знижених температурах), і його вміст в сталях не повинен перевищувати 0,025-0,08%.

Розчинність фосфору в фериті і аустеніті значно вища, ніж вміст фосфору в сталі як домішки. Тому фосфор в сталі цілком знаходиться в твердому розчині, і його вплив на властивості позначається через зміни властивостей фериту і аустеніту. Шкідлива дія фосфору на властивості може посилюватися через сильну схильність його до ліквації.

Дія фосфору на властивості фериту проявляється в його зміцнюючих властивостях і особливо в посиленні холодоламкості сталі.

Незважаючи на те, що зміст його в сталі зазвичай не перевищує 0,030 ... 0,040%, він збільшує межу плинності фериту на 20 ... 30 МПа. У той же час збільшення вмісту фосфору в межах сотих часток відсотка може викликати підвищення порога холодоламкості на кілька десятків градусів (~ 20 ... 250С на 0,01% Р) завдяки сильному зменшенню роботи поширення тріщини.

Діаграма стану Fе-Сr

На діаграмі стану системи залізо - хром (рис. 4), побудованій за результатами термічних, мікроскопічних, ділатометричних і рентгеноструктурних досліджень, область г-б-перетворення поширюється до 13% Cr. Крім сполуки FеСr, за даними магнітного дослідження, встановлене існування ще двох фаз, яким приписані формули Fе4Сr3 і Fе7Сr6; проте магнітометричні вимірювання повинні бути доповнені рентгеноструктурними дослідженнями. На основі аналізу форми кривої г-б-перетворення та існування екстремальних точок на кривих склад - властивості висловлене припущення про існування сполуки Fe2Cr при температурах нижче 450 °С. Іншими дослідниками підтверджена ця точка зору (за результатами вимірювання електроопору і гальваномагнітного ефекту), і припускається, крім того, існування FеСr2 і Fе14Cr. Хром знижує обидві точки алотропічного перетворення заліза А3 і А4. Точка А4 знижується швидше, ніж точка А3, тому вони зливаються і область г замикається при вмісті Сr у сплавах 13%. Поблизу співвідношення хрому до заліза 1:1 утворюються нестійкі хімічні сполуки FеСr або у-фаза. Верхня температура існування у-фази становить 815-820 0 С. у-Фаза є дефектною структурою хромових сталей, тому що вона підвищує крихкість. При вмісті 13 і більше відсотків хрому у сталях вони стають корозійностійкими. При малому вмісті вуглецю (0,1-0,15%) сталі із вмістом 13 і більше відсотків хрому відносять до феритного класу. Якщо вуглецю більше 0,15%, то сталь мартенситного класу. Введення хрому в кількості 1% збільшує прогартовуваність удвічі.



Рисунок 4 - Діаграма стану Fе - Сr

Термічна обробка деталі зі сталі Х12МФ

Для забезпечення необхідних властивостей фільєри даної сталі (Х12МФ) я обираю таку термічну обробку:

Спочатку, оскільки деталь виготовляють штампуванням, то необхідно провести повний відпал, для зняття внутрішніх залишкових напружень, при нагріві до температури 910-950°С, з наступним охолодженням на повітрі.

Далі, для надання деталі підвищеної твердості необхідно провести повне гартування з підігрівом в соляних ваннах KCl до температури 600° для того щоб деталь повністю прогрілсася до центра потім підігріти до 1000-1020°С, з наступним охолодженням в лугах КOH та NaOH. Гартування - вид термічної обробки, що полягає в нагріванні вище критичної температури (поліморфного перетворення, т. б. Температури зміни типу кристалічної решітки), з подальшим дуже швидким охолодженням. Матеріал після гарту набуває великої твердрсті, але стає крихким, менш пластичним і в'язким.

Далі проводимо низькотемпературний відпуск з нагріванням 170 - 200 ° С і подальшим охолодженням на повітрі. При цьому знижуються внутрішні напруги в металі, підвищується його міцність і трохи поліпшується в'язкість, причому помітного зниження твердості сталі не відбувається. Загартована сталь характеризується високою зносостійкістю. Тривалість відпуску 2 години. Твердість після відпустку НRC 60-62.



Висновки

В процесі роботи над обов'язковим домашнім завданням було виконано:

1. Опис умов роботи даної деталі.

2. Розшифровка марки заданої сталі.

3. Опис впливу вуглецю і легуючих елементів на технологію термообробки і властивості сталі.

4. Побудовано схематичний режим термообробки стали Х12МФ.



Список використаної літератури

1. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977.

2. Пожидаева С.П. Технология конструкционных материалов: Уч. Пособие для студентов 1 и 2 курса факультета технологии и предпринимательства. Бирск. Госуд. Пед. Ин-т, 2002.

3. Самохоцкий А.И. Технология термической обработки металлов, М.Машгиз, 1962.

4. Седов Ю.Е., Адаскин А.М. Справочник молодого термиста. - М.: Высшая школа, 1986. - 239 с.

5. Солнцев Ю.П., Веселов В.А., Демянцевич В.П. и др. Металловедение и технология металлов. - М.: Металлургия, 1988. - 512 с.

6. Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1990. - 528 с.



Додаток

Размещено на Allbest.ru