Термообработка деталей и инструментов

Размещено на http://www.allbest.ru/

МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РФ

НАБЕРЕЖНОЧЕЛНИНСКИЙ ИНСТИТУТ (ФИЛИАЛ) ФЕДЕРАЛЬНОГО ГОСУДАРСТВЕННОГО АВТОНОМНОГО ОБРАЗОВАТЕЛЬНОГО УЧРЕЖДЕНИЯ ВЫСШЕГО ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ «КАЗАНСКИЙ (ПРИВОЛЖСКИЙ) ФЕДЕРАЛЬНЫЙ УНИВЕРСИТЕТ»

Кафедра «Машиностроение»

КОНТРОЛЬНАЯ РАБОТА

по дисциплине : «Термообработка деталей и инструментов»

Выполнил: студент гр.1142209

Нуриева А.Т.

Проверил: доцент

Кужагильдин Р. С.

Набережные Челны 2016

1. Как изменяется плотность дислокаций при пластической деформации металла? Влияние дислокаций на свойства металла

Пластической называется деформация, остающаяся после прекращения действия вызвавших ее напряжений. При пластической деформации в кристаллической решетке металла под действием касательных напряжений происходит необратимое перемещение атомов. При небольших напряжениях атомы смещаются незначительно и после снятия напряжений возвращаются в исходное положение. При увеличении касательного напряжения наблюдается необратимое смещение атомов на параметр решетки, т. е. происходит пластическая деформация.

При возрастании касательных напряжений выше определенной величины деформация становится необратимой. При снятии нагрузки устраняется упругая составляющая деформации. Часть деформации, которую называют пластической, остается.

При пластической деформации необратимо изменяется структура металла и его свойства. Пластическая деформация осуществляется скольжением и двойникованием.

Скольжение в кристаллической решетке протекает по плоскостям и направлениям с плотной упаковкой атомов, где сопротивление сдвигу наименьшее. Это объясняется тем, что расстояние между соседними атомными плоскостями наибольшее, т. е. связь между ними наименьшая. Плоскости скольжения и направления скольжения, лежащие в этих плоскостях, образуют систему скольжения. В металлах могут действовать одна или одновременно несколько систем скольжения.

Металлы с кубической кристаллической решеткой (ГЦК и ОЦК) обладают высокой пластичностью, скольжение в них происходит во многих направлениях.

Процесс скольжения не следует представлять как одновременное передвижение одной части кристалла относительно другой, оно осуществляется в результате перемещения в кристалле дислокаций. Перемещение дислокации в плоскости скольжения ММ через кристалл приводит к смещению соответствующей части кристалла на одно межплоскостное расстояние, при этом справа на поверхности кристалла образуется ступенька.

Упрочнение металла в процессе пластической деформации (наклеп) объясняется увеличением числа дефектов кристаллического строения (дислокаций, вакансий, межузельных атомов). Повышение плотности дефектов кристаллического строения затрудняет движении отдельных новых дислокаций, а, следовательно, повышает сопротивление деформации и уменьшает пластичность. Наибольше значение имеет увеличение плотности дислокаций, т. к. возникающие при этом между ними взаимодействия тормозит дальнейшее их перемещение.

Дислокационная структура материала характеризуется плотностью дислокаций.

Плотность дислокаций в кристалле определяется как среднее число линий дислокаций, пересекающих внутри тела площадку площадью 1 м², или как суммарная длина линий дислокаций в объеме 1 м³:

(см^-2; м^-2)

Плотность дислокаций изменяется в широких пределах и зависит от состояния материала. После тщательного отжига плотность дислокаций составляет 10⁵…10⁷ м^-2, в кристаллах с сильно деформированной кристаллической решеткой плотность дислокаций достигает 10¹⁵…10 ¹⁶ м ^-2.

Плотность дислокации в значительной мере определяет пластичность и прочность материала.

Рисунок 2 - Влияние плотности дислокаций на прочность

Минимальная прочность определяется критической плотностью дислокаций с = 10⁵…10⁷ м².

Если плотность меньше значения а, то сопротивление деформированию резко возрастает, а прочность приближается к теоретической. Повышение прочности достигается созданием металла с бездефектной структурой, а также повышением плотности дислокаций, затрудняющим их движение. В настоящее время созданы кристаллы без дефектов - нитевидные кристаллы длиной до 2 мм, толщиной 0,5…20 мкм - «усы» с прочностью, близкой к теоретической: для железа у_В = 13000 МПа, для меди у_В =30000 МПа. При упрочнении металлов увеличением плотности дислокаций, она не должна превышать значений 10¹⁵…10 ¹⁶ м ^-2. В противном случае образуются трещины.

Дислокации влияют не только на прочность и пластичность, но и на другие свойства кристаллов. С увеличением плотности дислокаций возрастает внутреннее, изменяются оптические свойства, повышается электросопротивление металла. Дислокации увеличивают среднюю скорость диффузии в кристалле, ускоряют старение и другие процессы, уменьшают химическую стойкость, поэтому в результате обработки поверхности кристалла специальными веществами в местах выхода дислокаций образуются ямки.

2. Отжиг маятниковый (циклический), сфероидизирующий отжиг

[pendulum (cyclic) аnnealing] - отжиг с многократным нагревом до 740 ^oС и охлаждением до 680 ^oC, что обеспечивает получение структуры зернистого перлита. Применяется для заэвтектоидных углеродистых и легированных инструментальных и подшипниковых сталей.

Отожженная сталь со структурой зернистого цементита по сравнению с отожженной сталью со структурой пластинчатого перлита, имеет меньшую твердость, большую вязкость и лучшую обрабатываемость резанием.

Чтобы облегчить образование зернистого перлита, нагрев выше точки Аc₁ и охлаждение ниже точки Аr₁ повторяют несколько раз. Такой отжиг называют маятниковым, или циклическим. При наличии в стали цементитной сетки сфероидизирующему отжигу должна предшествовать операция нормализации.

Циклический или маятниковый отжиг применяют, если после проведения неполного отжига цементит остается пластинчатым. В этом случае после нагрева выше температуры А₁ следует охлаждение до 680 ^oС, затем снова нагрев до температуры 750…760) ^oС и охлаждение. В результате получают зернистый цементит.

Сфероидизирующий отжиг

Сфероидизирующий отжиг применяют для получения структур с цементитом сферической формы.

Сфероидизирующему отжигу подвергают углеродистые и легированные инструментальные и шарикоподшипниковые стали. Сталь со структурой зернистого перлита обладает наименьшей твердостью, легче обрабатывается резанием, что особенно важно, например, для работы автоматических линий в условиях массового подшипникового производства. Кроме того, зернистый перлит является оптимальной исходной структурой перед закалкой.

Для режима сфероидизирующего отжига заэвтектоидных сталей характерен узкий температурный интервал отжигаемости. Нижняя его граница должна находиться немного выше точки Ль чтобы образовалось большое число центров выделения карбида при последующем охлаждении. Верхняя граница не должна быть слишком высокой, так как иначе из-за растворения в аустените центров карбидного выделения при охлаждении образуется пластинчатый перлит. Так как точки Лет и А сходятся при эвтектоид-ной концентрации, то у сталей, близких к эвтектоидному составу, интервал отжигаемости особенно узок. Например, для сталей У9А и УГОА границы этого интервала 740 - 750 С, в то время как для сталей УНА, У12А и У13А они находятся в пределах 750 - 780 С.

Для повышения пластичности сфероидизирующий отжиг применяют и для горячекатаных конструкционных сталей с 0 2 до 0 4 % С.

Стали поставляют после сфероидизирующего отжига со структурой мелкозернистого перлита ( 179 - 217 НВ) и повышенными требованиями к качеству металла. В них строго регламентированы карбидная неоднородность и загрязненность неметаллическими включениями, так как, выходя на рабочую поверхность, они служат концентраторами напряжений и способствуют более быстрому развитию усталостного выкрашивания.

После горячей механической обработки заготовки подвергают сфероидизирующему отжигу в толкательных печах. После отжига структура стали должна представлять однородный мелкозернистый перлит. Остатки пластинчатого перлита, получающиеся при отступлениях от правильного режима отжига, а также неоднородный крупнозернистый перлит ухудшают микроструктуру и свойства стали после закалки.

Конечная структура зависит от скорости охлаждения и температуры сфероидизирующего отжига. Чем меньше скорость охлаждения, тем до больших размеров вырастают глобули карбида при распаде аустенита.

Для получения структуры зернистого цементита заэвтектоид-ную сталь подвергают сфероидизирующему отжигу. При сфероидизирующем отжиге сталь нагревают немного выше точки Асъ выдерживают при этой температуре и затем медленно охлаждают сначала до температуры, соответствующей точке Аг, а затем на воздухе. На величину зерен цементита оказывает влияние скорость охлаждения; с уменьшением скорости охлаждения величина зерна увеличивается. Отожженная сталь со структурой зернистого цементита по сравнению с отожженной сталью со структурой пластинчатого перлита, имеет меньшую твердость, большую вязкость и лучшую обрабатываемость резанием. Чтобы облегчить образование зернистого перлита, нагрев выше точки Acl и охлаждение ниже точки Аг1 повторяют несколько раз. При наличии в сфероидизирующему отжигу должна нормализации.

Для получения зернистого перлита ( цементита в виде зерен) производят Сфероидизирующий отжиг, который состоит из нагрева стали до температуры несколько выше линии PS / C ( точка ACt), длительной выдержки ( 5 - 6 ч) и последующего медленного охлаждения. После такого отжига пластинчатый цементит превращается в зернистый.

Для получения зернистого перлита ( цементита в виде зерен) производят Сфероидизирующий отжиг, который состоит из нагрева стали до температуры несколько выше линии PSK ( точка Ас), длительной выдержки ( 5 - 6 ч) и последующего медленного охлаждения. После такого отжига пластинчатый цементит превращается в зернистый.

В результате образуется структура зернистого перлита ( сфе-родита), почему этот отжиг и называют сфероидизирующим отжигом.

3. Вычертите диаграмму изотермического превращения аустенита для стали У8. Нанесите на нее кривую режима изотермической обработки, обеспечивающей получение твердости 500 HB. Укажите, как этот режим называется, опишите сущность превращений и какая структура получается в данном случае.

Изотермической обработкой, достаточной для получения твердости НВ = 500 для стали У8, является изотермический отжиг (рисунок 5). Структура после отжига - бейнит. Нижний бейнит образуется при температурах от 350°С до точки Мн и имеет реечное (пластинчатое) мартенситоподобное строиение.

Рисунок 4 - Диаграмма изотермического превращения аустенита для стали У8

Изотермической обработкой, необходимой для получения твердости 50 HRC, является изотермическая закалка. При изотермической закалке сталь У8 нагревают до температуры на 30-50°С выше точки А_с1 (А_с1 = 730°С) и после выдержки охлаждают до температуры 250-350°С, что несколько превышает температуру начала мартенситного превращения. Выдержка деталей в закалочной среде должна быть достаточной для полного превращения аустенита в нижний бейнит, имеющий твердость 50HRC. Нижний бейнит представляет собой структуру, состоящая из б-твердого раствора, претерпевшего мартенситное превращение и несколько пересыщенного углеродом, и частиц карбидов.

В качестве охлаждающей среды при изотермической закалке применяют расплавленные соли или расплавленные щелочи.

Изотермической обработкой, необходимой для получения твердости 500 НВ, является изотермическая закалка.

Изотермическая закалка выполняется так же, как и ступенчатая, но выдержка в закалочной среде более продолжительна. При такой выдержке происходит изотермический распад аустенита с образованием бейнита. Продолжительность выдержки в закалочной среде зависит от устойчивости переохлажденного аустенита при температурах выше М_н и определяется по диаграмме изотермического превращения аустенита для каждой марки стали. В качестве охлаждающих сред при изотермической закалке применяют расплавленные соли (например, 55% KNO и 45% NaNO₂) или расплавленные щелочи (20% NaOH и 80% KOH). Добавка 5-10 % воды в расплав щелочей и солей увеличивает скорость охлаждения.

Нижний бейнит по сравнению с продуктами распада аустенита в перлитной области (перлит, троостит) имеет более высокую твердость и прочность при сохранении высокой пластичности.

3. Алюминиевые бронзы

Алюминиевые бронзы - сплавы на основе меди, в которых главным легирующим элементом является алюминий. Применяют двух- и многокомпонентные сплавы. Диаграмма состояния системы Cu-Аl в равновесном состоянии приведена на рис. 1.

Рис 1. Диаграмма состояния системы (равновесное состояние)

Из диаграммы видно, что максимальная растворимость алюминия в меди в твердом состоянии составляет 9,4% (по массе). С повышением температуры с 565 до 1037°С растворимость алюминия в меди уменьшается и достигает 7,5%.

К стабильным фазам системы Cu-Аl относятся б, в, г₂ и б₂ фазы.

Фаза б - первичный твердый раствор, изоморфный, с элементарной гранецентрированной кубической кристаллической решеткой. При медленном охлаждении сплава до температуры 400°С б-фаза образует ближний порядок, что приводит к заметному снижению ее электросопротивления, которое продолжается и при температуре ниже 200°С в результате устранения дефектов упаковки.

Фаза в - твердый раствор, образующийся на основе стехиометрического состава Cu₃Аl непосредственно из расплава при температуре 1036-1079°С, с элементарной центрированной кубической кристаллической решеткой. Фаза в - пластична, электропроводна и стабильна при температуре выше 565°С. При быстром охлаждении сплава (со скоростью >2°С/мин) она испытывает резкие превращения типа мартенситовых, образуя промежуточные фазы (рис. 1). При медленном охлаждении (< 2°С/мин) в -фаза распадается на эвтектоид б+г₂ образованием крупнозернистой г₂ фазы, выделяющейся в виде непрерывных цепей, придающим сплаву хрупкость. Фаза г₂ (Cu₉Al₄), образующаяся из фазы г', стабильна при низких температурах, хрупкая и твердая, с электропроводностью меньшей, чем у в -фазы.

Фаза б₂, образующаяся при температуре 363°С в результате перитектоидной реакции между фазами б и г₂, имеет гранецентрированную кубическую кристаллическую решетку, но с другими параметрами.

Метастабильные фазы в сплавах: в₁ - с элементарной центрированной кубической кристаллической решеткой (а - 5,84 Е, Аl - 11,9%), упорядоченная; в' - с элементарной гранецентрированной кубической кристаллической решеткой (Аl - 11,6%), очень деформированная; в₁' - с элементарной ромбической кристаллической решеткой (а = 3,67 Е, с = 7,53 Е, Al - 11,8%), упорядоченная; г₁-фаза с элементарной орто-ромбической ячейкой (а = 4,51 Е, в = 5,2 Е, с = 4,22 Е, Al - 13,6%), упорядоченная. Предполагается существование других фаз, которые являются разновидностью фазы в₁'.

Определение структуры сплавов Cu-Al затруднительно. Для получения равновесных структур сплавов необходимы очень большие скорости охлаждения (от 1 до 8°С/мин в зависимости от содержания алюминия) . Такие структуры выявляются при травлении сплавов хлорным железом.

Однако, травление хлорным железом не всегда позволяет с уверенностью определять фазы в сплавах, охлажденных с обычной скоростью. В этом случае для выявления истинной структуры сплавов Cu-Al применяются специальные методики с использованием электролитического полирования.

Структура двойных медно-алюминиевых сплавов и многокомпонентных бронз на основе системы медь-алюминий в равновесном состоянии определяется диаграммой состояния (рис. 2).

Рис. 2. Диаграмма фазовых превращений алюминиевой бронзы с содержанием алюминия 12,07% (по массе)

Однако в производственных условиях при отливке слитков и заготовок, обработке их давлением в горячем и холодном состоянии скорости охлаждения и нагрева значительно отличаются от тех, при которых построена равновесная диаграмма состояния.

Поэтому и структуры литых и деформированных полуфабрикатов отличаются от тех, которые определены равновесной диаграммой состояния.

Для определения свойств и микроструктуры сплавов в метастабильном состоянии строят С-образные кривые, показывающие кинетику фазового превращения в зависимости от скорости охлаждения и изотермической выдержки при температурах ниже температуры эвтектоидного превращения.

Однофазные сплавы (б-алюминиевые бронзы) пластичны и хорошо обрабатываются давлением, двухфазные сплавы (б+г₂-алюминиевые бронзы) с высоким содержанием алюминия менее пластичны и применяются, главным образом, как литейные.

Необходимо отметить, что фактическое содержание алюминия в промышленных сплавах колеблется в широких пределах, что сказывается на стабильности механических свойств литых и деформированных полуфабрикатов из алюминиевых бронз.

Изменение механических свойств алюминиевых бронз, обрабатываемых давлением, (пределы прочности при растяжении у_в, пропорциональности у_пц и текучести у_0,2, относительное удлинение - д и сужение ш, ударная вязкость а_н(КС) и твердость по Бринеллю (НВ) в зависимости от содержания алюминия, как показано на рис. 3.

Рис. 3. Изменение механических свойств алюминиевых бронз Cu-Al в зависимости от содержания алюминия:

а - полосы, деформированные на 40% и отожженные при температуре 650^оС в течение 30 мин.;

б - прессованные прутки и трубы из алюминиевой бронзы БрАЖМц10-3-1,5

Эта особенность алюминиевых бронз учтена в зарубежных национальных стандартах (США, Германия, Великобритания, Франция и др.). В этих странах для повышения стабильности механических свойств алюминиевых бронз предусматривается более узкий интервал содержания в них алюминия, который, примерно, в 1,5-2 раза меньше, чем в подобных бронзах, применяемых в России и странах СНГ (см. сплавы по ГОСТ 493, ГОСТ 17328 и зарубежные сплавы-аналоги).

В США, Франции и Японии имеются группы бронз типа БрАЖМц, в которых требуемые механические свойства достигаются только за счет изменения содержания алюминия.

Влияние легирующих элементов на свойства алюминиевых бронз

Легирование двухкомпонентных алюминиевых бронз различными элементами заметно изменяет их свойства. Основными легирующими элементами сплавов Cu-Al являются железо, марганец и никель. В алюминиевых бронзах, как правило, содержание железа и никеля не превышает 5,5, марганца 3% (по массе).

Железо в твердом состоянии незначительно растворимо в сплавах Cu-Al и образует с алюминием интерметаллическое соединение состава Fe3Al, которое выделяется как самостоятельная фаза в виде мелкодисперсных частиц. При содержании в сплавах около 1% Fe образуется незначительное количество мелкодисперсных частиц, располагающихся вблизи эвтектоидной области (б + г₂) и обрамляющих ее. Однако с увеличением содержания железа их количество возрастает. Так при содержании 4% Fe мелкодисперсные частицы Fe3Al образуются как в области б + г₂, так и в области б. Мелкодисперсные частицы интерметаллического соединения Fe3Al препятствуют росту зерен в алюминиевых бронзах при высоких температурах. Под влиянием железа, которое значительно улучшает механические свойства и задерживает температуру рекристаллизации, в алюминиевых бронзах исчезает так называемое явление "самопроизвольного отжига", приводящее к повышению хрупкости сплавов. Железо, измельчая структуру, останавливает образование в Cu-Al сплавах, содержащих 8,5-11,0% Al, крупнозернистой г2-фазы, выделяющейся в форме непрерывных цепей, обусловливающих хрупкость.

Железо в зависимости от его содержания в сплаве влияет на структуру, фазовые превращения и свойства алюминиевых бронз следующим образом: при содержании до 1,2% оно находится в твердом растворе (б-фаза), а при большем содержании - выделяется в виде отдельных глобулярных включений, которые в двойных и тройных сплавах, содержащих никель, .обычно изображаются k-фазой. Приблизительный состав k-фазы: 85% Cu, 10% Al и 5% Fe; при содержании в сплаве от 1,2 до 5,5% железо оказывает сильное модифицирующее действие на изменение первичного зерна в литых заготовках; при содержании в бронзах > 5,5% Fe это действие исчезает. Поэтому в промышленных алюминиевых бронзах содержание железа обычно не превышает 4 %. деформация металл отжиг сталь

Железо упрочняет алюминиевые бронзы за счет повышения прочности твердого раствора (б-фазы) и выделения k-фазы. Сплавы с высоким содержанием железа типа БрАЖ10-10 отличаются повышенной сопротивляемостью абразивному износу и эрозий, однако менее стойки в морской воде.

При дополнительном легировании сплавов системы Cu-Al-Fe марганцем и никелем значительно повышаются их прочностные характеристики и коррозионная стойкость, изменяются структура и состав k-фазы.

Марганец хорошо растворяется в алюминиевых бронзах в твердом состоянии. При содержании Мп > 2% в сплавах системы Cu-Al заметно ускоряется трансформация фаз б + г₂ в фазу в (марганец понижает эвтектоидную температуру и задерживает распад в-фазы); при содержании Mn>8% распада в-фазы практически не происходит.

Особенностью добавок марганца в алюминиевые бронзы является также появление в них при охлаждении игольчатых зародышей в-фазы до превращения в-фазы в б+ г₂

Появление игольчатых зародышей б-фазы особенно заметно при отжиге крупногабаритных полуфабрикатов. Поэтому при отливке морских винтов, имеющих разнотолщинность от 15 до 400 мм, широко применяют специальные алюминиево-марганцевые бронзы с большим содержанием марганца.

В бронзах типа БрАЖ10-4, БрАЖ9-4 марганец является ведущим элементом, определяющим кинетику превращения в-фазы при нагревании и улучшающим их закаливаемость на глубину. В этих бронзах допускается содержание Mn до 1,5%. Однако с ростом содержание Mn от 2 до 5% уменьшается твердость алюминиевых бронз после закалки при температуре 800-1000°С. Поэтому для повышения твердости алюминиевых бронз при термической обработке в них должно быть не более 0,5% Mn.

Марганец повышает механические и коррозионные свойства и улучшает технологические характеристики сплавов Cu-Al. Алюминиевые бронзы, легированные марганцем, отличаются повышенной коррозионной стойкостью, хладостойкостью и высокой деформируемостью в горячем и холодном состоянии.

Никель, неограниченно растворимый в твердом состоянии в меди, практически не растворяется в алюминии (при температуре 560°С растворимость 0,02%). Никель увеличивает область б-фазы в системах Cu-Al и Cu-Al-Fe. В сплавах Cu-Al-Ni под влиянием никеля область твердого раствора с понижением температуры значительно сдвигается в сторону медного угла, поэтому их можно подвергать дисперсионному твердению. Способность к дисперсионному твердению этих сплавов обнаруживается при содержании 1% Ni. Никель повышает температуру эвтектоидного распада в в б+г₂ до 615°С, задерживает превращение б+г₂ в в при нагреве. Влияние никеля становится особенно заметным при его содержании более 1,5%. Так, при содержании в сплаве 2% Ni в-фаза появляется при температуре 790°С, при содержании 4% Ni - при температуре 830°С.

Никель оказывает благоприятное воздействие на структуру эвтектоида б+г₂ и псевдоэвтектоида б + в, значительно увеличивает стойкость фазовых превращений в -фазы, а при отливке и закалке способствует большему образованию количества метастабильной в'-фазы мартенситового типа. При этом б-фаза приобретает более округлую форму, структура становится более равномерной, повышается дисперсность эвтектоида.

Легирование никелем алюминиевых бронз заметно повышает их физико-механические свойства (теплопроводность, твердость, усталостную прочность), хладостойкость и антифрикционные характеристики, коррозионную и эрозионную стойкость в морской воде и слабых солянокислых растворах; жаростойкость и температуру рекристаллизации без заметного ухудшения технологических характеристик. При содержании в сплавах никеля значительно повышается модифицирующее действие железа.

Алюминиевые бронзы системы Cu-Al-Ni применяют редко. Никель, как правило, вводят в алюминиевые бронзы в сочетании с другими элементами (преимущественно с железом). Наиболее широкое распространение получили алюминиевые бронзы типа БрАЖН10-4-4. Оптимальные свойства этих бронз достигаются при соотношении Fe:Ni =1:1. При содержании в этих бронзах 3% Ni и < 2% Fe k-фаза может выделяться в двух формах: в виде мелких округлых включений твердого раствора на основе железа, легированного алюминием и никелем, и в виде тонких пластин, интерметаллида состава NiAl.

Наибольшее распространение получили деформированные алюминиевые бронзы следующих систем: Cu-Al, Cu-Al-Fe, Cu-Al-Mn, Cu-Al-Fe-Mn, Cu-Al-Fe-Ni.

Алюминиевые бронзы отличаются высокой коррозионной стойкостью в углекислых растворах, а также в растворах большинства органических кислот (уксусной, лимонной, молочной и др.), но неустойчивы в концентрированных минеральных кислотах. В растворах сернокислых солей и едких щелочей более устойчивыми являются однофазные алюминиевые бронзы с пониженным содержанием алюминия.

Алюминиевые бронзы менее других материалов подвергаются коррозионной усталости.

Особенности обработки деформируемых алюминиевых бронз

Для получения гомогенных деформированных полуфабрикатов с улучшенными механическими свойствами и высокой усталостной прочностью рекомендуется алюминиевые бронзы отливать непрерывным способом, а последующую обработку производить специальным методом, включающим операции:

а) горячую обработку литой заготовки с суммарным обжатием до 30%;

б) термическую обработку при заданной температуре (t₀) с отклонением ±2°С (нагрев до заданной температуры, выдержка 20 мин на каждые 25 мм сечения материала);

в) закалку в воде или масле при температуре 600°С;

г) горячую обработку давлением при температуре на 35-50°С меньше той, которая принята при термической обработке на стадии "б" в зависимости от содержания алюминия в сплаве (содержание алюминия должно быть определено с точностью ±0,02%). Температура термической обработки определяется по эмпирической формуле:

t=(1990 - 1000A)°С,

где А - содержание алюминия в сплаве, % (по массе)

Размещено на Allbest.ru