Читайте данную работу прямо на сайте или скачайте

Пластическая деформация скольжением в монокристаллах (зёрнах). Плоскости легчайшего скольжения

ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

БРЯНСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ НИВЕРСИТЕТ

Кафедра: Технология металлов и металловедения

КОНТРОЛЬНЯа РАБОТА №1

Вариант № 4

Студент группы З-04 ТМ1 Малашенко Д.В.

Преподаватель Давыдов С.В.

Брянск 2006

Содержание:

1. Структурная диаграмма состояния железо-цементит. Для сплава содержащего 2,14 % С, построим акривую охлаждения, для сплава 3,5 %С -нагревания. При температуре 1250

2. Пластическая деформация скольжением в монокристаллах (зернах).

Плоскости легчайшего скольжения. Стр.7.

3. Отжиг. Виды отжига сталей. Стр.11.

4. Пуансоны из стали РМЗСа для холоднойа обрезкиа са высокой производительностью шестигранных головок болтов из сталей высокой прочности и твердости Стр. 15.

5. Пиноли из стали 1ХГТ металлорежущих станков. Твердость поверхности НRС 58...62, глубина прочненного слоя 0,4...0,5 мм. .Стр. 17.

6. Список использованной литературы: Стр.19.

1. Структурная диаграмма состояния железо-цементит. Для сплава содержащего 2,14 % С, построим акривую охлаждения, для сплава 3,5 %С -нагревания. При температуре 1250

На рисунке 1 приведена диаграмма состояния железо - глерод (цементит). Она показывает фазовый состав и структуру сплавов с концентрацией от чистого железа до цементита (6,67% С).

Точка А (1539

Первичная кристаллизация. Процесс кристаллизации сплавов начинается по достижении температур, соответствующих линии АВСD (линия ликвидус). Конец затвердевания соответствует температурам, образующим линию солидус АНJЕСF.

Верхний левый гол диаграммы характеризует пренвращения, связанные с аллотропическим превращением γ↔α (δ) при высоких температурах. По линии АВ из жидкости выделяются кристаллы твердого раствора глерода в α-железе (δ -раствор).

В сплавах с содержанием до 0,1% С кристаллизация заканчивается при температурах, соответствующих линии АН, с образованием δ (α) - твердого раствор H J HЧ линия перитектического превращения, протекающего при постоянной температуре (С = 2+1-3 = 0). Резульнтатом перитектического превращения является образование твердого раствора глерода в γ -железе, т. е. ауcтенита.

Сплавы, содержащие от 0,1 до 0,15% С, испытывают перитектическое превращение (Ж_В+α(δ)_Н →α(δ) + γ_J) в результате которого образуется двухфазная структура δ (α) -раствор +γ -раствор (аустенит). В сплаве, содернжащем 0,15% С (точка J), исходные кристаллы α(δ)-твердого раствора и вся жидкая фаза при перитектичес-ком превращении полностью расходуются на образованние аустенита:

Ж_B + α (δ)_Hа → γ_J(аустенит).

В сплавах, содержащих от 0,15 до 0,5% С, при перитектическом превращении α(δ)-твердый раствор расхондуется полностью, жидкая фаза остается в избытке:

Ж_В+ α(δ)_Н →Ж_В+ γ_J (аустенит),

Поэтому при температурах ниже линии JВ сплав бундет двухфазным: аустенит (γ-твердый раствор) +жидкость. Процесс кристаллизации закончится по достиженнии температур, соответствующих линии солидус JЕ. После затвердевания эти сплавы приобретают однофазнную структуру Ча аустенит.

При температурах, соответствующих линии ВС, из жидкого сплава кристаллизуется аустенит, линии СО - цементит. В точке С при 1130

Сплавы, содержащие от 0,15 до 2,0% С, кристаллизунются в интервале температур, ограниченном линиями ВС и JE. После затвердевания (ниже линии солидус JЕ) сплавы получают однофазную структуру - аустенит.

При кристаллизации доэвтектических сплавов, содержащих от 2,0 до 4,3% С, из жидкой фазы по достиженнии температур, соответствующих линии ликвидус ВС, сначала выделяются кристаллы аустенита, при 1130

Заэвтектические сплавы, содержащие от 4,3 до 6,67% С, начинают затвердевать по достижении темпенратур, соответствующих линии СD. Первоначально из жидкой фазы выделяются кристаллы цементита, по достижении 1130

После затвердевания структура сплава состоит из кристаллов цементита + ледебурит. Цементит, образуюнщийся из жидкой фазы, называют первичным цементинтом.

Сплавы железа с углеродом, содержащие до 2,0% С, называют сталью; сплавы, содержащие более 2,0% С,Ч чугуном.

Принятое разграничение между сталью и чугуном совпадает с предельной растворимостью углерода в аустените. Стали после затвердевания не содержат малонпластичной структурной составляющейЧледебурита и при высоком нагреве имеют только аустенитную струкнтуру, обладающую высокой пластичностью. Поэтому стали легко деформируются, т. е. являются ковкими сплавами.

По сравнению со сталью чугуны обладают лучшими литейными свойствами и, в частности, более низкими температурами плавления, но они хрупки и практически не поддаются ковке. Это объясняется присутствием в структуре чугунов легкоплавкой и хрупкой эвтектики - ледебурита или графита.

Вторичная кристаллизация. Рассмотрим превращения, протекающие в твердом состоянии. Эти превращения связаны с переходом при охлаждении γ-железа в α-железо и распадом аустенита.

Линия GS на диаграмме при охлажденнии соответствует температурам начала превращения γ→α. Ниже линии GS из аустенита выделяется фернрит. Критические точки, образующие линию GS в слонвиях равновесия, принято обозначать Аr₃ при охлажденнии и Ac₃ при нагреве (конец растворения феррита).

Линия ЕS показывает изменение растворимости гнлерода в аустените с изменением температуры и при охлаждении соответствует температурам начала распанда аустенита с выделением из него цементита.

Цементит, выделяющийся из аустенита, в отличие от цементита, кристаллизующегося из жидкой фазы, назынвают вторичным цементитом. Критические точки, обранзующие линию ES, обозначают А_cт.

Точка S при 723

По достижении 723

Точкахарактеризует предельную растворимость глерода в α-железе при эвтектоидной температуре 723

Линия РQ показывает изменение растворимости гнлерода в α-железе в зависимости от температуры и сонответствует при охлаждении началу выделения из фернрита избыточного цементита. Следовательно, сплавы ленвее точки Q состоят только из феррита, а сплавы, коннцентрация которых находится в пределах от Q до Р, имеют двухфазную структуру: феррит и избыточный ценментит, выделяющийся из твердого раствора при понинжении температуры. Цементит, образующийся из фернрита, называют третичным цементитом.

Сплавы, содержащие не более 0,025% С, называют техническим железом.

Сплавы, имеющие концентрацию глерода от 0,025 (точка Р) до 0,8% (точка S), называют доэвтектоидными сталями. Они имеют структуру феррита, выделяющенгося из аустенита в области температур Аr₃ и Аr₁ и пернлита, образующегося из аустенита по достижении темнпературы Аr₁ (723

Сталь с 0,8% С называется эвтектоидной. Она имеет в структуре только эвтектоид - перлит.

Стали, содержащие от 0,8 до 2,0% С, называются заэвтектоидными. Они имеют структуру, состоящую из вторичного цементита, выделившегося из аустенита при температурах ниже линии SE (А_cт), и перлита, образонвавшегося в результате распада аустенита по достиженнии эвтектоидной температуры (723

В доэвтектических чугунах при понижении темперантуры вследствие меньшения растворимости глерода в аустените, казываемого линией SЕ, происходит частичнный распад аустеннта: первичных кристаллов, выделивншихся из жидкости, и аустенита, входящего в ледебурит. Этот распад заключается в выделении кристаллов втонричного цементита и в меньшении содержания глеронда в аустените.

По достижении температуры, соответствующей линии РSK (723

Эвтектический чугун (4,3% С) при температурах ниже 723

Заэвтектический чугун при температурах ниже 723

Для сплава содержащего 2,14% С, построим кривую

охлажденияния (Рис. 2)

Начало затвердевания доэвтектического чугуна, содержащего 2,14% С, соответствует температуре t₁ на линии ликвидус. Ниже сплав имеет двухфазное состояние - жидкость и кристаллы аустенита.

Кристаллизация аустенита протекает при изменении температуры (С = 2+1-2=1), и на кривой охлаждения отмечается перелом. Состав жидкости изменяется по линии ликвидус, аустенита по линии солидус.

При 1130

Процесс эвтектической кристаллизации протекает при постоянной температуре (на кривой охлаждения наблюдается остановка), так как при наличии трех фаз - аустенита (2,0% С), цементита (6,67% С) и жидкости (4,3%С) число степеней свободы равно нулю (С = 2+1а -3 = 0).

После затвердевания чугун состоит из кристаллов аустенита предельной концентрации и ледебурита.

При дальнейшем понижении температуры из аустенита выделяется цементит. Состав аустенита при этом изменяется по линии SЕ.

При 723

Для сплава содержащего 3.5% С, построим кривую нагревания (Рис. 3)

Перед нагреванием чугун состоит из кристаллов аустенита предельной концентрации из которого выделился цементит и ледебурита.

При 723

Процесс нагревания эвтектического чугуна протекает при постоянной температуре (на кривой охлаждения наблюдается остановка), так как при наличии трех фаз - ау-стенита (2,0% С), цементита (6,67% С) и жидкости (4,3%С) число степеней свободы равно нулю (С = 2+1а -3 = 0).

При 1130

Расплавление аустенита протекает при изменении температуры (С = 2+1-2=1), и на кривой охлаждения отмечается перелом. Состав жидкости изменяется по линии ликвидус, аустенита по линии солидус сплав имеет двухфазное состояние - жидкость и кристаллы аустенита.

Завершение перехода доэвтектического чугуна, содержащего 3,5% С, из твёрдого состояния в жидкое соответствует температуре t₁ на линии ликвидус.

2. Пластическая деформация скольжением в монокристаллах (зёрнах).

Плоскости легчайшего скольжения.

Упругой деформацией называется деформация, котонрая полностью снимается после воздействия внешних сил. пругая деформация не вызыванет заметных изменений в структуре и свойствах металла; под дейнствием приложенной нагрузки происходит лишь незначительное относительное смещение атомов. При растяжении монокристалла атомы даляются один от другонго, при сжатии сближаются. При таком смещении атомов из положения равновесия нарушаетнся баланс электростатических сил протяжения и отталкивания. После снятия нагрузки под дейнствием сил притяжения или отнталкивания смещенные атомы возвращаются в исходное равновесное состояние и кристаллы приобретают свои первоначальные формы и размеры.

Величина пругого растяжения очень мала и линейно зависит от нагрузки согласно закону Гука.

где а упругая деформация кристалла;

Е - модуль пругости, который характеризует жесткость материала, т. е. его сопротивленние пругим деформациям.

Модуль упругости мало зависит от структуры металнла (сплава) и его обработки и определяется силами межатомиой связи.

Пластическая деформация. При некотором напряженнии σ_т, называемом пределом текучести, нарушается прямая пропорциональность между σ и ∆l и возникает остаточная - пластическая деформация, не исчезающая после снятия нагрузки. Пластическая деформация связанна с зарождением и перемещением дислокаций внутри зерен и вызывает остаточные изменения формы. После снятия нагрузки тело не восстанавливает своей прежней формы, структуры и свойств.

Пластическая деформация в кристаллах может осунществляться скольжением и двойникованием.

Скольжение (смещение) отдельных частей кристалнла происходит под действием касательных напряжений, когда эти напряжения в плоскости и в направлении скольжения достигают определенной критической велинчины (τ_к).

На рис. 4 приведена схема пругой и пластической деформаций металла с кубической решеткой, подвергнунтого действию касательных напряжений. Эта схема дает наглядное представление о смещении атомов в соседних плоскостях при сдвиге на одно межатомное расстоянние.

Скольжение в кристаллической решетке протекает по плоскостям и направлениям с наиболее плотной паковкой атомов, где величина сопротивления сдвигу (τ_к) нанименьшая.

Это объясняется тем, что в казанных направлениях величина перемещения атома из одного положения равнновесия в другое будет минимальной, а расстояние между соседними атомными плоскостями наибольшее, т. е. связь между ними наименьшая.

Рис. 4. Схема пругой и остаточной деформаций сдвига: а-ненапряженныйа кристалл; б -- пругая деформация; в - величение прунгойа иа пластической деформаций; вызванных скольжениема при нагрузке, больнше предел пругости; г -.нагрузка, вызывающая сдвиг, далена, сохранинлась остаточная деформация. Пунктиром показан плоскость скольжения

Рис. 5. Кристаллографические плоскостиа и напрянжения скольжения:

Чкубическая гранецентрированная решетка (К12). Всего четыре плоскости по три направления в каждой; б - кубинческая объемно-центрированная решетка (К8). Всего шесть плоскостей по двум направлениям в каждой; в - гексагоннальная решетка (Г12); 1 - плоскости октаэдра (плоскости скольжения); 2 - плоскостные диагонали; 3 - направления скольжения; Ч ребра призм первого рода; 5 - базис плоснкости скольжения; 6 - направление скольжения

На рис. 5 приведены плоскости и направления скольнжения для кристаллических решеток различных типов.

В металлах, имеющих кубическую гранецентрированную решетку, к числу которых относятся Fе_γ, А1, Сu, Ni и др., скольжение протекает по плоскостям октаэдра () и в направлении диагонали грани куба [110]. В кубинческой объемноцентрированной решетке ( Fе_α,W, Мо, V и др. ) процесс скольжения наиболее легко осуществлянется по плоскостям (110) и в направлении в пространстнвенной диагонали куба []. Наконец, в металлах, имеющих гексагональную плотноупакованную решетку (Zn, Ве, Мg и др.), скольжение происходит по плоскости базиса (1) и в направлении [2110] (рис. 5).

Чем больше в металле возможных плоскостей и направлений скольжения, тем выше его способность к пластической деформации. Однако процесс скольжения не следует представлять как одновременное передвиженние одной части кристалла относительно другой. Такой сдвиг потребовал бы напряжений, превышающих те, при которых в действительности протекает процесс деформанции. Так, например, у монокристаллов железа сдвиг нанблюдается при касательном напряжении (критическом сопротивлении сдвигу), равном 29 Мн/м² (29 кГ/мм²), наименьшая теоретически вычисленная величина составнляет 2300 Мн/м² (230 кГ/мм²), т. е. почти в 100 раз больнше.

Для алюминия теоретическая величина критического сопротивления сдвигу [1900 Мн/м'² (190 кГ/мм²)]почти в 500 раз превышает реальную величину критического сонпротивления [1,Ч2,4 Мн/м² (0,1Ч0,24 кГ/мм²)], для меди в 1540 раз.

Согласно современным представлениям скольжение осуществляется в результате перемещения дислокаций в кристалле

На рис. 6 показана схема передвижения положительнной дислокации (справа налево) под действием сдвиганющих напряжений. Движение началось с правого края, где образовалась ступенька, размером в один период реншетки. Для перемещения дислокации на один период, из положения РQ в новое положение Р'Q' (пунктирная линния), необходимо передвижение атомов на очень небольншое расстояние. Это расстояние значительно меньше, чем межатомные расстояния в нормальной кристаллической решетке (рис. 6, a). Экстраплоскость РQ при этом не пенремещается (рис. 6, б), ее роль выполняет соседняя плоскость Р'Q' в направлении смещения атомной плоснкости.

Рис. 6. Схема перемещения атомов при

продвижении краевой дислокации на

одно межатомное расстояние.

Перемещение дислокации через весь кристалл привондит к смещению (сдвигу) соответсвующей части кристалнла на одно межплоскостное расстояние. При этом слева образуется ступенька. Экстраплоскость выйдет на понверхность, что приведет к сдвигу верхней части кристалнла на один период решетки над нижней частью. Переход дислокаций из одного положения кристаллической реншетки в другое совершается значительно легче, чем перенход атомного ряда на то же расстояние. В настоящее время показано, что дислокации могут двигаться по плонскости скольжения в кристаллической решетке при ненбольших сдвигающих напряжениях.

Следует иметь в виду, что деформация за счет пернвичных дислокаций (т. е. образовавшихся в процессе кристаллизации) ограничена. Большие деформации вознможны лишь благодаря тому, что движение дислокаций вызывает появление большого количества новых дислонкаций в процессе пластической деформации.

Как правило, дислокации не могут переходить с однной плоскости скольжения на другую. Если при взаимондействии одних дислокаций с другими или какими-то иными дефектами искажение решетки возрастает, то вознрастает сопротивление их передвижению. Поэтому перендвижению дислокаций препятствуют всякого рода непранвильности в строении кристаллической решетки и друнгие дислокации. Перемещение дислокаций по пересеканющимся плоскостям скольжения, а также наличие диснлокаций обратного знака вблизи плоскости скольжения тормозит движение дислоканций. Краевые дислокации однного знака при их движении в своих плоскостях скольжения взаимно отталкиваются, пронтивоположные по знаку принтягиваются.

При сближении положинтельных и отрицательных диснлокаций происходит их взаимнное ничтожение. Этот процесс называется аннигиляцией диснлокаций.

Рис. 7. Схема образования адвойника

Двойникование. Пластичеснкая деформация ряда металнлов (имеющих плотноупакованные решетки К12 и Г12) может осуществляться двойникованием. Двойникование представляет собой пластинческую деформацию, которая заключается в переориеннтировке части кристалла в положение, симметричное по отношению к первой части относительно плоскости, нанзываемой плоскостью двойникования (рис. 7).

Двойникованиеа подобно скольжению должно сопронвождаться прохождением дислокаций через кристалл.

Разрушение. Любой процесс деформации при возрастании напряжений заканчивается разрушением. Разлинчают два вида разрушения: хрупкое и вязкое.

При хрупком разрушении происходит нарушение межатомных связей под влиянием главным образом нормальных напряжений. Хрупкое разрушение не сопронвождается пластической деформацией. Такой тип разруншения чаще происходит по границам зерен, и излом именет кристаллический характер.

Однако чисто хрупкое разрушение практически не встречается. Разрушению всегда предшествует некотонрая (хотя и небольшая) пластическая деформация.

Сопротивление хрупкому разрушению называется хрупкой прочностью, или сопротивлением отрыву (S_К). Такое разрушение встречается у цинка и его сплавов, железа и низколегированных сталей (после закалки и при низких температурах) при выделении хрупких пронслоек по границам зерен и т. д.

Вязкое разрушение протекает главным образом за счет касательных напряжений, которые достигли опреденленной величины, называемой сопротивлением срезу τ_к. Этому виду разрушения предшествует значительная пластическая деформация. При вязком разрушении изнлом волокнистый, так как разрушение происходит в рензультате среза через тело зерна.

Чаще всего разрушение металла происходит не вследнствие чистого отрыва или сдвига, в результате сложнонго сочетания этих двух видов разрушения.

3. Отжиг. Виды отжига сталей.

Под отжигом понимают нагрев стали выше темперантур фазовых превращений с последующим медленным охлаждением.

В результате медленного охлаждения сталь приблинжается к фазовому и структурному равновесию. Вследнствие этого после отжига получаются структуры, казаые на диаграмме состояния железоЧцементит (см. рис. 1): феррит + перлит в доэвтектондных сталях, пернлит в эвтектоидной стали и перлит + цементит в заэвтектоидных сталях. После отжига сталь обладает низкой твердостью и прочностью.

Фазовая перекристаллизация, происходящая при отжинге, измельчает зерно и страняет видманштеттову струкнтуру стали. Как правило, в большинстве случаев отжиг является подготовительной термической обработкой. Отнжигу подвергают отливки, поковки, прокат. Понижая прочность и твердость, отжиг лучшает обрабатываенмость резанием. Вместе с тем, измельчая зерно, снимая внутренние напряжения и меньшая структурную неодннородность, отжиг способствует повышению пластичнонсти и вязкости по сравнению с полученной после литья, ковки или прокатки.

По этим причинам отжиг в некоторых случаях, напринмер для многих крупных отливок, является окончательнной термической обработкой.

Различают следующие виды отжига:

Полный отжиг (рис. 8). Полный отжиг заключаетнся в нагреве доэвтектоидной стали на 3Ч50 град выше точки Ас₃, выдержке при этой температуре для полного прогрева металла и последующем медленном охлажденнии в печи.

При нагреве выше Лс₃ образуется аустенит на гранинце раздела ферритЧцементит. Поэтому при нагреве на 3Ч50 град выше Лс₃ число зародышей всегда достаточнно велико и зерна аустенита мелкие.

Чрезмерное превышение температуры нагрева над точкой Лс₃ вызывает рост зерна аустенита, что худшает свойства стали. Время нагрева и выдержки при рабочей температуре зависит от типа нагревательной печи, спонсоба укладки изделий в печь, высоты садки, типа полуфабриката (лист, сортовой прокат и т. д.).

В практике металлургических заводов скорость нангрева обычно принимают равной 100 град/ч, продолнжительность выдержки может колебаться в широких пределах Ч от 0,5 до 1 ч на 1 т нагреваемого металла.

Медленное охлаждение должно обеспечить распад аустенита при малых степенях переохлаждения (см. рис. 8), чтобы избежать образования излишне диснперсной феррито-карбидной смеси и свойственной ей бонлее высокой твердости. Поэтому охлаждение должно быть более медленным для стали с стойчивым переохнлажденным аустенитом. Легированные стали, обладающие высоко?! устойчивостью переохлажденного аустенй-та, охлаждают значительно медленнее (1Ч100 град/ч), чем глеродистые (150-200 град/ч).

Скорость охлаждения при отжиге можно регулиронвать, проводя охлаждение печи г закрытой или открытой дверцей, с полностью или частично выключенным обонгревом.

Рис 8. Схема полного отжига доэвтектоидной легированной стали (а) и термокинетическая диаграмнм (б). Жирная линия - скорость охлаждения приа отжиге;а ломаная линия - интервал температур, при котором протекает фазовое превращение

Медленное охлаждение, особенно легированных станлей, склонных к отпускной хрупкости, следует проводить до 50Ч600

Если отжиг предназначен для снятия напряжений, например в отливках сложной конфигурации, медленное охлаждение с печью проводят почти до комнатной темнпературы.

Полному отжигу более часто подвергают прокат, понковки, фасонные отливки, также слитки легированных сталей (для понижения твердости и облегчения их обндирки перед прокаткой).

Изотермический отжиг. В этом случае ленгированную сталь нагревают, как и для обычного отжинга, и сравнительно быстро охлаждают (чаще переносом в другую печь) до температуры, лежащей ниже Ас₁ (обычно на 5Ч100 град в зависимости от характера кривой изотермического распада аустенита). При этой температуре назначают изотермическую выдержку, ненобходимую для полного распада аустенита, после чего сравнительно быстро проводят охлаждение на возндухе.

Преимущество изотермического отжига состоит в уменьшении продолжительности процесса, особенно для легированных сталей, которые охлаждают очень медлео для требуемого снижения твердости.

Для наибольшего скорения отжига температуру изонтермической выдержки желательно выбирать близкой к температуре минимальной устойчивости переохлаждеого аустенита в перлитной области.

Другое преимущество изотермического отжига Ч получение более однородной структуры, так как при изонтермической выдержке температура по сечению изделия выравнивается и превращение по всему объему стали происходит при одинаковой степени переохлаждения.

Изотермический отжиг особенно пригоден для проканта, поковок и других заготовок, имеющих небольшие размеры.

Патентирование. К изотермической обработке отнонсится и патентирование. Патентирование применяют как промежуточную операцию при производстве проволоки из глеродистой стали. После аустенизации при темпенратуре Ас₃+ (30~ 50

Неполный отжиг отличается от полного тем, что сталь нагревают до более низкой температуры (нескольнко выше Ас₁).

Для доэвтектоидных сталей неполный отжиг применняют для снятия внутренних напряжений и лучшения обрабатываемости резанием. Однако при неполном отнжиге из-за низкой температуры отжига происходит лишь частичная перекристаллизация стали за счет превращения перлит → аустенит. Избыточный феррит лишь частично переходит в твердый раствор, а следовательно, не полностью подвергается перекристаллизации. Неполнный отжиг доэвтектоидных сталей применяют в случае, если горячая механическая обработка была выполнена правильно и не привела к образованию крупного черна и видманштеттовой структуры.

Для заэвтектоидных сталей неполный отжиг, как правило, применяют вместо полного отжига. В этих станлях нагрев выше Ас₁ вызывает практически полную пенрекристаллизацию. Вместе с тем (что особенно важно для заэвтектоидных сталей) неполный отжиг позволяет получить 'зернистую форму перлита вместо пластинчантой. Такой отжиг называют также сфероидизацией.

Частицы избыточного цементита, не растворившиенся при нагреве, служат центрами кристаллизации для цементита, выделяющегося при 'последующем охлажденнии ниже Ас₁ л принимающего в этом случае зернистую форму. В .результате нагрева значительно выше Ас₁ и растворения большей части избыточного цементита понследующее выделение цементита ниже Ас₁ происходит в пластинчатой форме.

Стали, близкие к звтектоидному составу, имеют знкий интервал температур нагрева для отжига на зернинстый цементит. Он составляет 75Ч760

Охлаждение при сфероидизации должно быть меднленным. Оно должно обеспечить распад аустенита на феррито-карбидную смесь и когуляцию образовавшихся карбидов, протекающую при охлаждении до 62Ч680

Сталь с зернистым перлитом имеет более низкие твердость и предел (прочности и более вынсокие значения относительного удлинения и сужения.

Креме того, сталь со структурой зернистого перлита менее склонна к перегреву, образованию трещин и денформации при последующей закалке.

Отжигу на зернистый перлит подвергают также тоннкие листы и прутки из низкоуглеродистой стали перед холодной штамповкой или волочением для повышения пластичности.

Высокий отпуск. Если сталь после горячей механинческой обработки получила нормальную структуру, то полный отжиг часто заменяют высоким отпуском. Высонкий отпуск заключается в нагреве стали со скоростью 10Ч150 град/ч до температуры несколько ниже Ас₁ (обычно 65Ч680

Твердость после высокого отпуска несколько выше, чем после полного отжига, но обычно не превышает норм, предусмотренных ГОТом. Структура глеродиснтой стали после высокого отпуска представляет смесь пластинчатого и зернистого перлита и выделения избынточного феррита.

Углеродистые стали подвергают низкому отжигу в случаях, когда их предназначают для обработки резаннием, холодной высадки или волочения. Для высоколе-гированных сталей, у которых отсутствует перлитное превращение, высокий отпуск является единнственной термической обработкой, позволяющей снизить их твердость.

Диффузионный отжиг (гомогенизация) применяют для слитков легированной стали и крупных фасонных отливок для меньшения внутрикристаллической ликванции. Нагрев при диффузионном отжиге должен быть вынсокимЧ 110Ч1200^еС, так как лишь в этом случае бонлее полно протекают диффузионные процессы, необхондимые для выравнивания в отдельных объемах состава стали. При высоких температурЧпроисходит интенсивное образование окалины, что величивает потери металла.

Поэтому нагрев проводят со скоростью 10Ч150 град/ч, продолжительность выдержки устанавлинвают минимальной; в зависимости от состава стали и массы садки она находится в пределах Ч16 ч. После гонмогенизации следует медленное охлаждение. В резульнтате продолжительного нагрева при высокой температунре после гомогенизации сталь имеет крупное зерно. Этот недостаток страняется при последующей обработнке слитка давлением. Для снижения твердости слитков их иногда подвергают отпуску при 67Ч680

Общая продолжительность диффузионного отжига (нагрев, выдержка, охлаждение) достигает 5Ч100 ч и более.

4. Пуансоны из стали РМЗСа для холоднойа обрезки

са высокой производительностью шестигранных головок болтов из сталей высокой прочности и твердости.

Сталь РМЗКС. Назначение:

Для изготовления инструментов с повышенной по сравнению со сталью Р18 производительностью, в основном для резания жаропрочнных, нержавеющих и конструкционных сталей повышенной твердости (HRС 3Ч50).

Сталь обладает очень высокой твердостью (до HRС 69 - 70), повыншенной износостойкостью и теплостойкостью.

Состояние поставки

Химический состав, %, по ТУ-14-1-404 - 82

С	Мо	Si	Сг	W
1,0Ч1,13	3,4 - 4,0	0,8 - 1,2	3,Ч4,0	8,Ч9,5
V	Со	Мn	Ni	S	Р
Не более
1,Ч1,9	5,7 - 6.7	0,4	0,4	0,03	0,03

Сталь РМЗКС относится к кобальтовым сталям (Со 5,7 Ч 6.7%)

Кобальт - единственный легирующий элемент быстрорежунщих сталей, наиболее значительно повышающий теплостойкость (до 64Ч650

Рис.9. Влияние кобальта на твердость быстроренжущиха сталей при нагреве.

Кроме того, кобальт лучшает теплопроводность многих станлей; в одинаковых словиях резанния температура режущей кромки инструментов из кобальтовой стали на 3Ч70

Однако кобальт снижает прочность и вязкость и тем сильнее, чем больше его содержится в стали; поэтому наибольший эффект в повышении стойкости создается при резании без повышенных динамических нагрузок.

Стойкость инструментов из рационально легированных конбальтовых сталей выше в Ч4 раза, чем из сталей меренной тепнлостойкости. Она больше при резании труднообрабатываемых материалов: аустенитных жаропрочных и нержавеющих сплавов, также конструкционных сталей повышенной твердости: 4Ч 45 HRС и при повышении скорости резания.

Преимущества кобальтовых сталей значительнее при их более высокой твердости.

Кобальт в отличие от вольфрама (молибдена), ванадия и хрома не образует карбидов; он присутствует в α- и γ-фазах, также в карбиде М₆С пропорционально его содержанию в стали. В карбиде М₆С кобальт замещает часть атомов женлеза. Кобальт замещает часть атомов женлеза.

Влияние кобальта в быстроренжущих сталях таким образом иное, чем остальных легирующих элеменнтов. Оно достаточно сложно и вызынвается несколькими причинами:

1) кобальт силивает стойчивость твердого раствора против разупрочннения при нагреве, повышая темпенратуру начала аα → γ превращения; это наблюдается при понвышении содержания до Ч6 % Со;

2) способствует более полному вынделению вольфрама и молибдена из мартенсита при отпуске из-за создаваемого им, по-видимому, меньшения растворимости этих элементов в α-фазе. Это силивает дисперсионное твердение, повышает вторичную твердость и лучншает теплопроводность, но снижает прочность и вязкость.

Кобальт влияет и на некоторые технологические свойства. Горячая пластичность (ковкость) понижаются с величением сондержания кобальта. Для ковки высоколегированных кобальтовых сталей необходимы дополнительные приемы.

Кобальт сильно величивает количество остаточного аустенита в закаленной стали, понижая ее твердость на Ч2 HRС. Однако его стойчивость при отпуске меньшается; большая часть аустеннита превращается в результате однократного отпуска при 560

Кобальт силивает обезуглероживание как при нагреве в печи, так и в расплавленных солях и тем сильнее, чем больше кобальта в стали.

Интенсивность влияния кобальта на основные свойства: тепнлостойкость, вторичную твердость и на теплопроводность зависит от содержания остальных легирующих элементов быстрорежущей стали, и прежде всего от содержания глерода. Для характеринстики многочисленных кобальтовых сталей целесообразно разлинчать их по содержанию глерода.

В сталях с меньшим содержанием глерода 0,Ч0,9 % (при 1,Ч2,0 % V), именно с обычно принятым для группы умереой теплостойкости (и в сталях, в которых содержание глерода, избыточное Ч выше казанного количества, связано в нераствонримом карбиде МС), кобальт повышает преимущественно теплонстойкость (и при его большей концентрации) и менее интенсивно вторичную твердость до 66,Ч67 HRС.

В сталях с более высоким содержанием глерода 1,Ч1,1 % (при 1,Ч2 % V), (а также в сталях с 1,Ч1,4 % С, но при Ч4 % V), кобальт повышает теплостойкость и значительно вторичную тверндость до 6Ч70 HRС.

Кобальт лучшает теплостойкость до 645

Твердость Θ-фазы составляет примерно 1050 НV. Из диаграммы FеЧWСо и FеМоСо следует, что Θ фаза обранзуется в тройных сплавах с 5 и 10 % Со при 7 и 5 % W (или монлибдена) соответственно. В присутствии ванадия минимальная концентрация для образования Θ фазы меньшается. Эта конценнтрация отвечает составу мартенсита кобальтовых сталей с 0,7 - 0,8 % С.

Стали РМЗКС и РМКФ обеспечивают повышенную стойкость инструментов при резании: 1) аустенитных жаропрочнных и нержавеющих сталей и сплавов и 2) конструкционных лучншенных сталей повышенной твердости (3Ч45 HRС). Лучшая стойкость достигается при твердости 6Ч67,5 HRС для зенкеров, фрез, метчиков, резцовых головок и 6Ч69 HRС для резцов и разверток. Стойкость этих инструментов в Ч5 раз выше, чем из стали Р18.

Стали пригодны также для сверл, но при некотором изменении их конструкции, в частности с короченной рабочей частью.

Сталь РМЗКС экономичнее и обладает несколько лучшей шлифуемостью, чем сталь РМКФ, так как она содержит соответнственно меньше кобальта и ванадия. Ее твердость максимальная и составляет до 70 HRС.

На основании приведенной характеристики их свойств можно считать, что при обработке аустенитных сталей с не очень высокой прочностью режущие свойства сталей с меньшим и с повышенным содержанием глерода примерно одинаковы.

При резании более прочных аустенитных сплавов и особенно конструкционных сталей повышенной твердости (3Ч45 HRС) лучшие режущие свойства имеют стали РМЗКС, РМКФ, Р1МЗКФ с большим содержанием глерода и твердостью 6Ч 69 HRС. Эти стали, кроме того, обеспечивают более высокую стойнкость таких инструментов как развертки, зенкеры, протяжки, рабочая кромка которых нагревается до 30Ч500

5. Пиноли из стали 1ХГТ металлорежущих станков.

Твёрдость поверхности HRC 5Е62, глубина прочнённого слоя 0,Е0,5 мм.

Вместо дорогих хромоникелевых сталей для изготовнления зубчатых колес, валов и других деталей металлорежущих станков, нередко применяют более дешевые хромомарганцевые стали. Эти стали менее стойчивы против перегрева( особенно цементированный слой) и имеют меньшую вязкость по сравнению с хромоникелевыми.

Введение небольших количеств титана (0,0Ч0,05%) меньшает склонность хромомарганцевых сталей к перенгреву. Поэтому более широкое применение этой группы сталей получила хромомарганцевая сталь с титаном манрок 1ХГТ и 2ХГТ.

Сталь 1ХГТ Назначение: Для изготовления частей и деталей инструмента, которые должны обладать высокой прочностью при незначительном истирании (хвостонвая и крепежная части сварного инструмента, державки резцов, корпусы и детали сборного инструмента, оснащенного пластинками твёрдого сплава или быстрорежущей стали).

Для изготовления вспомогательного инструмента и инструмента, применяемого при ручных работах (молотки, гаечные ключи).

Сталь 1ХГТ цементуют при 91Ч930

Сталь 1ХГТ сохраняет мало остаточного аустенита и получает после закалки высокую твердость в цементованном слое (5Ч61 HRC).

Недостатком стали 1ХГТ является сравнительно ненбольшая прокаливаемость; ее критический диаметр для 95% мартенсита при закалке в воде составляет 20 - 27 мм и при закалке в масле 10 Ч15 мм.

Дополнительное легирование никелем в количестве 1,Ч1,8% повышает прокаливаемость и прочность хронмомарганцевых сталей. Такие менее легированные хро-момарганцевоникелевые стали, например 1ХГН и 1ХГНТ, приближаются по своим механическим и технонлогическим свойствам к хромоникелевым сталям. Благонприятное влияние на свойства цементуемых сталей нарянду с никелем оказывает молибден, повышающий проканливаемость цементованного слоя и обеспечивающий макнсимальную твердость на поверхности.

В отечественном автостроении для изготовления наибонлее нагруженных деталей (шестерен заднего моста) применяют сталь 2ХНМ (0,18-0,2% С, 0,4-0,7% Сг, 0,Ч 1,2% N1,0,Ч0,3% Мо).

Цементации подвергают также стали, содержащие бор (в количестве 0,00Ч0,005%). Бор повышает стойнчивость переохлажденного аустенита в области перлитнного превращения и поэтому величивает прокаливаенмость доэвтектоидной стали.

Легирование бором повышает прочностные свойства после закалки и низкого отпуска, не изменяя или ненсколько снижая вязкость и пластичность. Бор делает сталь более чувствительной к перегреву. Поэтому сталь, содержащая бор, как правило, должна быть наследстнвенно мелкозернистой (балл Ч10).

Легирование бористой стали титаном или цирконием повышает ее стойчивость против перегрева. В отечестнвенной промышленности деталей небольших сечении, ранботающих в словиях износа при трении (втулки, пальнцы, толкатели и т.д.), применяют сталь 1ХР, для нангруженных шестерен - сталь 2ХГР.

Дополнительное легирование стали 2ХГР никелем и количестве 0,Ч1,1% (сталь 2ХГНР) повышает проканливаемость, пластичность и вязкость. Поэтому сталь 2ХГНР применяют для изготовления ряда деталей вмеснто хромоникелевых сталей.

Список использованной литературы:

1 Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение: учебник для вузов.-3-е изд. -

М.: Машиностроение, 1990. - 528 с.

2 Материаловедение: Учебник для вузов /Под общ. ред. Б.Н. Арзомасова

2-е изд. - М.: Машиностроение, 1986. - 384 с.

3 Термическая обработка в машиностроении: Справочник/ Под ред. Ю.М. Лахтина, Рахштадта А.Г. - М.: Машиностроение, 1980. - 783 с.

4 Гольдштейн М.И. и др. Специальные стали.: учебник для вузов. -

М.: Металлургия, 1985. - 408 с.

5 Лахтина Ю.М. Металловедение и термическая обработк металлов: учебник для вузов. - 4-е изд. - М.: Металлургия, 1993. - 448 с.