Размещено на http://www.allbest.ru/

,

Контрольная работа

По дисциплине «Материаловедение»

Вариант 33



Задание 1

Для кристаллической решетки гафния определите координационные числа и рассчитайте коэффициенты укладки. Покажите плоскости и направления легчайшего скольжения у высокотемпературной модификации.

Гафний - Hf, существует в двух полиморфных модификациях при низкой температуре его решетка гексагональная плотноупакованная (к.ч. 12 а-модификация), при высокой -- объемно-центрированная кубическая (к.ч. 8 -модификация).

Низкотемпературная полиморфная модификация имеет гексагональную плотноупакованную решётку (ГПУ).

Рисунок 1 Плотноупакованная гексагональная решетка

Под координационным числом понимают число атомов, находящихся на равном и наименьшем расстоянии от данного атома. В ГПУ решетке на этом расстоянии находятся 12 соседей (Г12).

Коэффициентом укладки называют плотность упаковки атомов в объеме кристаллической решетки.

Коэффициент укладки

з ==;

где: Vат. - объем атома;

Vяч. - объем ячейки;

n - число атомов, принадлежащих одной ячейке,

n = 3+12•1/6+2•1/2=6 атомов

;

Высокотемпературная полиморфная модификации титана - Hf, имеет объёмно-центрированную кубическую решетку (ОЦК).

Рисунок 2 Объёмно-центрированная кубическая решетка

В ОЦК решетке на равном и наименьшем расстоянии от данного атома находятся 8 соседей (К8).

Коэффициент укладки з =;

где: Vат. - объем атома, Vат.=4/3рRат.3 ;

Vяч. - объем ячейки, Vяч.=а3;

n - число атомов, принадлежащих одной ячейке, n =1/8•8+1=2 атома.

; ;

В кристаллах с ОЦК структурой основными плоскостями возможного скольжения являются плоскости типа (110) и имеется два направления скольжения с индексами [111] в этих плоскостях. Общее число основных систем скольжения, составляет 12.

Плоскости и направления легчайшего скольжения у высокотемпературной модификации (ОЦК-решётка):

Вывод:

Огромное значение изучению внутреннего строения вещества уделяет химия. Типы кристаллических решеток различных элементов определяют практически весь спектр их свойств. Воздействуя на кристаллы и меняя их внутренне строение, можно добиться усиления нужных свойств вещества и удалить нежелательные, преобразовывать химические элементы.



Задание 2

При ударных испытаниях образцов стали с надрезами 1 мм и 0,25 получены значения ударной вязкости 10 кгс/см² и 4 кгс/см²соответственно. Определите по этим данным работу распространения трещины. Опишите методику других методов определения этой характеристики и её физический смысл.

Для оценки сопротивляемости металла и сварных соединений зарождению и распространению трещин используют разнообразные качественные и количественные характеристики. Среди количественных характеристик достаточно объективными являются энергетические, в которых определяются работа зарождения трещины (КСз) и работа распространения трещины (КСр) Однако эти характеристики в значительной степени зависят от размеров образцов, что связано с наличием зоны пластической деформации у, вершины трещины, которая может быть соизмерима с толщиной образца и на образование которой затрачивается часть энергии. Поэтому, данные показатели могут использоваться только для сравнительных испытаний различных материалов и зон сварных соединений при неизменном типе и размерах образца. Для этой цели часто используют призматические образцы сечения 10*10 и длиной 55 мм. которые испытывают на ударный изгиб.

Метод Л. С- Лившица и А. С. Рахманов

Испытывают серию образцов с надрезом U формы шириной 2 мм и глубиной 2 мм при различных запасах энергии маятника копра.

Увеличивая энергию удара на каждом последующем образце до полного разрушения. На каждом образце определяют угол загиба и строят зависимость в координатах "угол загиба- поглощенная энергия" (рис.3). Суммарная работа до появления трещины будет Аз.

Аз = Аупр,+Адеф.

Удельная работа зарождения трещины

КСз = A / F,

где F - площадь сечения образца.

Ударная вязкость - КС = Аразр/F,

удельная работа распространения трещины:

КСр = Ap / F..

Рис. 3 Зависимость для определения составляющих работы ударного изгиба

Метод А.П. Гуляева.

Используется серия образцов, имеющих различные радиусы надреза. Определяется полная работа разрушения (A) и строится зависимость в координатах "радиус надреза (г) - работа разрушения (А)». Прямая линия зависимости продолжается до пересечения с осью ординат (A) (pиc 4). Ар -характеризует работу, затраченную на распространение трещины при ее нулевом радиусе ее у вершины.

Метод Атани

Связан с предварительным нанесением трещины ударом маятника копра с невысоким запасом энергии. После этого поверхность трещины окрашивается красящей жидкостью или иным способом и производится полное разрушение образца с определением работы разрушения Ар.

Рис. 4 Обработка результатов по методу А.П. Гуляева

Работа распространения трещины определяется по формуле

КСр = Ap/Foc

где Foe - оставшаяся площадь сечения образца после первого удара.

Метод Б.А. Дроздовского

Отличается от метода Атанитем, что наносится усталостная трещина на специальном вибраторе. Далее испытания на ударный изгиб.

Кроме того, методом диффузионной сварки можно получать образцы подрезами непосредственно в процессе изготовления. Для этого призматические заготовки образцов с одной стороны необходимо перед сваркой фаску глубиной 2-3 мм под углом 5-10 градусов. После сварки также проводятся испытания на ударный изгиб с последующим подсчетом значения КСр.

Вывод:

Положения современной физики твердого тела дают представление о явлении разрушения с учетом его атомно-молекулярной структуры, позволяющей развить статистическую теорию прочности и разрушения, которая, тем не менее. He обходится без использования энергетического принципа в объяснении концепции нарушения сплошности среды.

Процесс трещинообразования не всегда приводит к разрушению тела, в понимании полного распада на отдельности, т.е. трещины могут и не пересекаться. Однако трещинообразование является причиной разупрочнения или предтечей разрушению.

Задание 3

Для заданной диаграммы состояний представить решение следующих вопросов:

- описать процессы кристаллизации и превращений в твердом состоянии для сплава х33.

- написать для этих процессов фазовые реакции с указанием составов реагирующих фаз и температурных интервалов

- изобразить схему кривой охлаждения заданного сплава и обосновать ее вид с использованием правила фаз

- для температуры отмеченной звездочкой (*) на фигуративной линии заданного сплава, определить составы и относительные весовые количества равновесных фаз с использованием правила отрезков

- изобразить схему структуры заданного сплава при нормальной температуре. Описать характерные особенности структурных превращений.

Указанные решения следует иллюстрировать на диаграмме состояний делаются все необходимые построения (отмечаются критические температуры, строятся коноды и т.д.) необходимые для описания процессов превращений в западном сплаве.

Рис. 4 Диаграмма состояния железо-углерод

АеВ? - линия ликвидус

АаевВ? - линия солидус

Анализ диаграммы показывает, что при охлаждении происходят следующие превращения:

1. На участке диаграммы 0-1 - выше линии ликвидус оба компонента находятся в жидком состоянии и в любых соотношениях неограниченно растворяются друг в друге.

2. На участке диаграммы 1-2 - компоненты находятся в состоянии Ж+г

3. На участке диаграммы 2-3 - ниже линии солидус, образуется г-твердый раствор. Область существования твердого раствора - AаРК

4. На участке 3-4 - г-твердый раствор, переходит в двухфазный твердый раствор г+в

5. На участке диаграммы 4-5 - двухфазный твердый раствор г+в переходит в г+б - твердый раствор

6. На участке диаграммы 5-6 - двухфазный твердый раствор г+б переходит в б - твердый раствор

7. На участке диаграммы 6-7 - б - твердый раствор переходит в двухфазный б +в - твердый раствор

Превращение, протекающее при постоянной температуре, когда из двух фаз, одна из которых является жидкой, образуется третья и все фазы в момент превращения имеют определенный состав, называется перитектическим.

В процессе перитектического превращения в соответствии с правилом фаз С = К - Ф + 1 = 2 - 3 + 1 = 0. Применение правила отрезков (конода CPQ) показывает, что при перитектическом превращении массы взаимодействующих фаз строго определенны. В доперитектических сплавах, расположенных левее точки Р, в избытке остается жидкая фаза, которая затем испытывает все превращения, описанные ниже для сплава II. В заперитектических сплавах, расположенных правее точки Р, избыточной является твердая фаза (в данном случае СаAl₂). Химическое соединение СаAl₃ является устойчивым при нагревании вплоть до температуры плавления (точка D). Химическое соединение СаAl₃ неустойчиво и, будучи нагретым до температуры точки Р, разлагается на жидкость и СаAl₂.

Вывод:

Фазовый состав сплавов в любой области легко определить с помощью коноды, концы которой указывают на равновесные сосуществующие фазы и содержание в них компонентов. Линия ликвидус показывает не только температуру начала кристаллизации соответствующих сплавов, но и содержание компонентов в жидкой фазе любого сплава в зависимости от температуры. Солидус определяет температуру окончания кристаллизации и содержание компонентов в твердой кристаллизующейся фазе.

Задание 4

Для заданного состава железоуглеродистого сплава (состав определяется из таблицы в зависимости от варианта) решить все перечисленные в третьем вопросе задачи. Состав и относительные весовые количества равновесных фаз определить для нормальной температуры.

Первичная кристаллизация сплавов системы железо-углерод начинается по достижении температур, соответствующих линии ABCD (линии ликвидус), и заканчивается при температурах, образующих линию AHJECF (линию солидус).

При кристаллизации сплавов по линии АВ из жидкого раствора выделяются кристаллы твердого раствора углерода в б-железе (д-раствор). Процесс кристаллизации сплавов с содержанием углерода до 0,015 % заканчивается по линии АН с образованием б (д)-твердого раствора. На линии HJB протекает перитектическое превращение, в результате которого образуется твердый раствор углерода в г-железе, т. е. аустенит. Процесс первичной кристаллизации сталей заканчивается по линии AHJE.

При температурах, соответствующих линии ВС, из жидкого раствора кристаллизуется аустенит. В сплавах, содержащих от 4,3 % до 6,67 % углерода, при температурах, соответствующих линии CD, начинают выделяться кристаллы цементита первичного. Цементит, кристаллизующийся из жидкой фазы, называется первичным. B точке С при температуре 1147°С и концентрации углерода в жидком растворе 4,3 % образуется эвтектика, которая называется ледебуритом. Эвтектическое превращение с образованием ледебурита можно записать формулой ЖР4,3Л[А2,14+Ц6,67]. Процесс первичной кристаллизации чугунов заканчивается по линии ECF образованием ледебурита.

Таким образом, структура чугунов ниже 1147°С будет: доэвтектических - аустенит+ледебурит, эвтектических - ледебурит и заэвтектических - цементит (первичный)+ледебурит.

Превращения, происходящие в твердом состоянии, называются вторичной кристаллизацией. Они связаны с переходом при охлаждении г-железа в б-железо и распадом аустенита.

Линия GS соответствует температурам начала превращения аустенита в феррит. Ниже линии GS сплавы состоят из феррита и аустенита.

Линия ЕS показывает температуры начала выделения цементита из аустенита вследствие уменьшения растворимости углерода в аустените с понижением температуры. Цементит, выделяющийся из аустенита, называется вторичным цементитом.

В точке S при температуре 727°С и концентрации углерода в аустените 0,8 % образуется эвтектоидная смесь состоящая из феррита и цементита, которая называется перлитом. Перлит получается в результате одновременного выпадения из аустенита частиц феррита и цементита. Процесс превращения аустенита в перлит можно записать формулой А0,8П[Ф0,03+Ц6,67].

Линия PQ показывает на уменьшение растворимости углерода в феррите при охлаждении и выделении цементита, который называется третичным цементитом.

Следовательно, сплавы, содержащие менее 0,008% углерода (точкаQ), являются однофазными и имеют структуру чистого феррита, а сплавы, содержащие углерод от 0,008 до 0,03% - структуру феррит+цементит третичный и называются техническим железом.

Доэвтектоидные стали при температуре ниже 727єС имеют структуру феррит + перлит и заэвтектоидные - перлит + цементит вторичный в виде сетки по границам зерен.

В доэвтектических чугунах в интервале температур 1147-727єС при охлаждении из аустенита выделяется цементит вторичный, вследствие уменьшения растворимости углерода(линия ES). По достижении температуры 727єС (линия PSK) аустенит, обедненный углеродом до 0,8% (точка S), превращаясь в перлит. Таким образом, после окончательного охлаждения структура доэвтектических чугунов состоит из перлита, цементита вторичного и ледебурита превращенного (перлит+цементит).

Структура эвтектических чугунов при температурах ниже 727єС состоит из ледебурита превращенного. Заэвтектический чугун при температурах ниже 727єС состоит из ледебурита превращенного и цементита первичного.

Правило фаз устанавливает зависимость между числом степеней свободы, числом компонентов и числом фаз и выражается уравнением:

C = K + 1 - Ф,

где С - число степеней свободы системы;

К - число компонентов, образующих систему;

1 - число внешних факторов (внешним фактором считаем только температуру, так как давление за исключением очень высокого мало влияет на фазовое равновесие сплавов в твердом и жидком состояниях);

Ф - число фаз, находящихся в равновесии.



Рис. 5 а) Диаграмма состояния железо-цементит б) кривая охлаждения для сплава, содержащего 0,015% углерода"

Вывод:

Сплав железа с углеродом, содержащий 0,015%С, называется доэвтектоидной сталью. Его структура при комнатной температуре - Феррит + Цементит (первичный).

отжиг укладка изгиб кристаллизация

Задание 5

Детали из стали 45 нагревали при отжиге до температуры 850С и 1000С. Опишите превращения, протекающие при данных режимах отжига. Объясните причины получения различных структур и свойства. Рекомендуйте оптимальный режим отжига.

Полный отжиг заключается в нагреве доэвтектоидной стали на 30-50°С выше температуры, соответствующей точке А_С3, выдержке при этой температуре для полного прогрева и завершения фазовых превращений в объеме металла и последующем медленном охлаждении.

Критическая точка А_с3 стали 45 равна 780єС. Поэтому температура нагрева в соответствии с определением полного отжига составляет 810-830єС. При этой температуре имеем структуру аустенита (100%). При снижении температуры до А_r3 начинают появляться первые зерна феррита. При дальнейшем снижении температуры до А_r1 из аустенита будут образовываться только зерна феррита, а содержание углерода в остающемся аустените будет увеличиваться и при температуре А_r1 достигнет 0,8%. При снижении температуры ниже А_r1 из аустенита будет образовываться перлит. После отжига сталь имеет низкую твердость и прочность при высокой пластичности. Отжиг облегчает обработку, резание стали.

Сталь 45 после отжига имеет структуру перлита и феррита. Твердость HB стали 45 после полного отжига не более 1970 МПа.

Чрезмерное повышение температуры нагрева выше точки А₃ (к примеру, до 1000єС для стали 45), вызывает рост зерна аустенита, что ухудшает свойства стали. Перегретая сталь характеризуется хрупким изломом.

Оптимальная температура отжига для стали 45 составляет 810-830єС.

Задание 6

Назначьте и обоснуйте режим термической обработки рессор из стали 65. Опишете превращения, происходящие на всех этапах обработки, конечную структуру и свойства стали.

Для изготовления упругих элементов общего назначения, применяются легированные рессорно-пружинные стали. Особенность работы деталей типа упругих элементов состоит в том, что в них используются в основном упругие свойства стали и не допускаются при нагрузке (статической, динамической, ударной) возникновение пластической деформации. В связи с этим стали должны иметь высокое сопротивление малым пластическим деформациям, т.е. высокие пределы упругости (текучести) и выносливости при достаточной пластичности и в сопротивлении хрупкому разрушению.

Важные характеристики сталей данного типа - релаксационная стойкость и прокаливаемость. Для обеспечения этих требований сталь должна иметь однородную структуру, т. е. хорошую закаливаемость и сквозную прокаливаемость (структуру мартенсита по всему сечению детали после закалки). Наличие в структуре стали феррита, продуктов эвтектоидного распада, остаточного аустенита снижает упругие свойства детали. Известно, что сопротивление малым пластическим деформациям возрастает с уменьшением размера зерна в стали.

К группе рессорно-пружинных сталей общего назначения относятся стали перлитного класса с содержанием углерода 0,5...0,7%, которые для улучшения свойств (прокаливаемость, предел выносливости, релаксационная стойкость, мелкозернистая структура) дополнительно легируют кремнием (1,5...2,8%), марганцем (0,6... 1,2 %), хромом (0,2...1,2%), ванадием (0,1...0,25%), вольфрамом (0,8...1,2%), никелем (1,4...1,7).

Эксплуатационные свойства стали приобретают после термической обработки, состоящей в закалке и среднем отпуске (350...5200С) на тростит отпуска. Применение находит также изотермическая закалка на нижний бейнит. В соответствии с заданием необходимо подобрать режим термической обработки стали 65Г. Сталь обладает стойкостью к росту зерна. Имеет высокие механические свойства. Примем первый вариант термической обработки: закалку и средний отпуск.

По данным ГОСТа 14959-79 температура закалки для 65Г составляет 840-8600С (АС3 = 7880С). В качестве охлаждающей среды применяем масло. Последующий отпуск проводим при температуре 420-4500С (выше температуры необратимой отпускной хрупкости). Получаемая структура тростита отпуска (мелкозернистая ферритоцементитная смесь) обеспечит высокое сопротивление малой пластической деформации при достаточных значениях пластичности и вязкости с НRC = 40...50. Указанный режим термической обработки (рис.3) обеспечивает получение следующих свойств (минимальных): s 0,2 > 1270МПа; s в > 1470МПа; d > 12%; y > 42%; НВ » 3900 - 4800 МПа (отпуск 4500 ). Описание структурных превращений при термической обработке. Сталь 65Г - сталь перлитного класса. Кремний несколько повышает точку А3 и снижает А4. Критические точки стали АС1 - 7520С, АС3 - 7880С. Учитывая содержание углерода, сталь по структуре отжига относится к доэвтектоидным сталям, однако кремний сдвигает точку S диаграммы Fe -Fe3C до 0,7 % С, т. е. сталь становится почти эвтектоидной. Поэтому необходимо проведение полной закалки (температура А3 - 30-500С, т.е.» 840-8600С). При полной закалке сталь нагревают до однофазной мелкозернистой аустенитной структуры. Последующее охлаждение в масле со скоростью большей чем V кр (наименьшая скорость охлаждения, при которой аустенит превращается в мартенсит) обеспечивает получение мелкозернистого мартенсита.

VК - наименьшая скорость охлаждения, при которой аустенит превращается в мартенсит. Рассмотрим превращения, происходящие в стали 65Г при нагреве с исходной равновесной структуры Ф + Ц. На практике при обычных скоростях нагрева (электропечи) под закалку перлит сохраняет свое пластинчатое или зернистое строение до температуры АС1 (до 7520С для стали 65Г).

При температуре АС1 в стали происходит превращение перлита в аустенит. Кристаллы (зерна) аустенита зарождаются в основном на границах фаз феррита и цементита. При этом параллельно развиваются два процесса: полиморфный переход Fea Fe g ; растворение аустенита в цементите. Представим общую схему превращения П (Ф +Ц) Ѕ А1 (Ф + Ц + А)1 (А + Ц)2 ( А неоднородный )3 (А гомогенный)4.

Образование зерен аустенита происходит с большей скоростью, чем растворение цементита перлита, поэтому необходима выдержка стали при температуре закалки для полного растворения цементита и получения гомогенного аустенита. Из рис.6 видно, что фазовая кристаллизация приводит к измельчению зерна в стали. При этом чем дисперснее структура перлита (Ф +Ц) и чем выше скорость нагрева стали, тем больше центров зарождения аустенита, а, следовательно, возрастает дисперсность продуктов его распада. Увеличение дисперсности продуктов распада аустенита приводит к увеличению пластичности, вязкости, уменьшение чувствительности к концентраторам напряжений. Рассмотрим изменение структуры в стали при закалке в масле. При непрерывном охлаждении стали со скоростью большей чем критическая скорость аустенит превращается в мартенсит.

Мартенситное превращение развивается в сталях с высокой скоростью (1000-7000м/с) в интервале температур Мн...Мк. При этом необходимо учитывать, что с увеличением % С точки Мн и Мк понижаются, в то время как введение кремния их повышает. Из рис.7 видно, что температура Мн и Мк определяются в основном химическим составом стали. В результате закалки стали 65Г структура может иметь кроме мартенсита и некоторое количество остаточного аустенита. Возможность мартенситного превращения в стали объясняется наличием принципа структурного и размерного соответствия между аустенитом - плоскость (111) и мартенситом - плоскость (110), т.е. g ® a переход носит бездиффузионный характер. Превращение аустенита в мартенсит происходит путем кооперативного направленного сдвига только атомов железа на расстояние меньше межатомных. Полученный мартенсит представляет собой перенасыщенный твердый раствор углерода в a - железе и имеет тетрагональную кристаллическую решетку. Атомы углерода занимают в основном октаэдрические поры. Образование в результате закалки мартенсита приводит к большим внутренним напряжениям, повышению твердости, прочности (фазовому наклепу), однако при этом возрастает склонность стали к хрупкому разрушению, что требует проведения дополнительно последующего отпуска. Превращение в закаленной стали при среднем отпуске (4500С).

Нагрев закаленной стали до температуры АС1 принято называть отпуском.

Отпуск должен обеспечить получение в стали необходимые эксплуатационных свойств.

Структура стали 65Г после закалки состоит из мартенсита и остаточного аустенита.

При отпуске будет проходить одновременно несколько процессов:

1. Распад перенасыщенного твердого раствора мартенсита, при котором углерод выделяется в виде карбидов ( e - карбид, Fe3C ).

2. Распад остаточного аустенита, который превращается в мартенсит отпуска.

3. Выделение карбидной фазы Fe3C и ее последующая коагуляция.

4. Уменьшение плотности дефектов кристаллического строения.

5. Снимаются внутренние напряжения.

Рассмотрим последовательность процессов при отпуске с повышением температуры:

До 800С диффузионная подвижность атомов мала и распад аустенита идет медленно. Первое превращение при отпуске развивается в диапазоне 80...2000С и приводит к формированию структуры отпущенного мартенсита - смеси пересыщенного углеродом a - раствора и когерентных с ними частиц e - карбида. В результате этого существенно меняется тетрагональность мартенсита ( часть углерода выделяется в виде метастабильного e - карбида ), удельный объем, снижаются внутренние напряжения.

Второе превращение при отпуске развивается в интервале температур 200...2600С (3000С) и состоит:

1) в превращении остаточного аустенита в отпущенный мартенсит;

2) в дальнейшем распаде отпущенного мартенсита: уменьшается степень его перенасыщенности до 0,15...0,2% С, начинается преобразование e - карбида в цементит и его обособление, разрыв когерентности;

3) в снятии внутренних напряжений;

4) в связи с переходом остаточного аустенита в отпущенный мартенсит имеет место некоторое увеличение объема. Третье превращение при отпуске развивается в интервале 300...4000С. При этом заканчивается распад отпущенного мартенсита и процесс карбидообразования. Формируется карбидоферритная смесь, существенно снимаются внутренние напряжения; повышение температуры отпуска выше 4000С активизирует процесс коагуляции карбидов, что приводит к уменьшению дисперсности ферритоцементитной смеси. Структуру стали после низкого отпуска (до 2500С) называют отпущенным мартенситом.

Структуру стали после среднего отпуска 350...5000С называют троститом отпуска. Структуру стали после высокого отпуска 500...6000С называют сорбитом отпуска.

Вывод:

В стали 65Г после полной закалки в масле и среднего отпуска при 4500С образуется структура тростита. Кремний и марганец положительно влияют на структуру, механические и технологические свойства стали: снижают критическую скорость охлаждения увеличивают прокаливаемость, уменьшают скорость распада мартенсита, сильно упрочняют феррит, повышают прочность, твердость и прежде всего упругие свойства стали (s в; s 0,2; s -1), увеличивают сопротивление коррозии, снижают вязкость. Такое влияние кремния на свойство связано с его воздействием на матричную фазу (a - раствор) и карбиды, а именно, кремний способен создавать в твердом растворе направленные ионные связи, которые должны увеличивать напряжения трения в кристаллической решетке и тем самым повышать сопротивление движению дислокаций, особенно при малых пластических деформациях (упрочняющий эффект). Влияние никеля - повышает s в, d, прокаливаемость, склонность к отпускной хрупкости, снижает V кр, способствует графитообразованию.



Задание 7

Объясните физическую природу высокой конструкционной прочности трип-сталей (ПНП-сталей). Опишите особенности её термической обработки и физическую сущность процесса образования мартенсита деформации.

ТРИП-Стали по сравнению с обычными (конструкционными низколегированными) сталями обладают повышенной прочностью и одновременно пластичностью, т.е при равной прочности (пределом текучести) обладают в 2-3 раза большей пластичностью, что обеспечивают им преимущества в процессе штамповки и формования.

Применяется для изготовления высоконагруженных деталей: проволоки, тросов, крепежных деталей. В наибольшей степени данные свойства стали востребованы в современной автомобильной промышленности, так как может быть использована для производства более сложных деталей, обеспечивая большую свободу инженерам при выборе дизайна, оптимизации (снижении) веса и общей технологии производства автомобиля. Широкому применению данных сталей препятствует высокая легированность (стоимость производства) и сложная технология изготовления.

Принцип их получения и способы упрочнения состоят в следующем.

Соответствующим подбором легирующих элементов снижают мартенситные точки М_ни М_дниже комнатной температуры. Таким образом, после закалки такие стали имеют аустенитную структуру.

Для получения повышенных прочностных свойств стали подвергают пластической деформации в интервале температур 345-980 °С (ниже температуры рекристаллизации) с большими степенями обжатия (до 80 %). При этом мартенситные точки М_ни М_дповышаются, и точка М_дстановится выше комнатной температуры (точка М_ностается ниже комнатной температуры).

Повышение мартенситной точки М_дможет быть усилено за счет легирования стали карбидообразующими элементами, выделение карбидов которых при пластической деформации повышает температуры мартенситных точек М_ни М_д, т.к. образование карбидов приводит к обеднению аустенитной матрицы углеродом и легирующими элементами. Поскольку точка М_ностается ниже комнатной температуры, а точка М_дстановится выше ее, то после охлаждения от температуры теплого деформирования стали сохраняют аустенитную структуру, но этот аустенит, во-первых, имеет повышенную прочность вследствие деформационного упрочнения (наклепа) и деформационного старения (карбидообразования) в процессе теплой пластической деформации и, во-вторых, аустенит становится метастабильным по отношению к пластической деформации при комнатной температуре.

Деформация метастабильного аустенита (например, при механических испытаниях) приводит к образованию мартенсита деформации при>-превращении, что сопровождается увеличением прочностных свойств и значительным ростом относительного удлинения.

Механизм аномально высокой пластичности ПНП-сталей заключается в локальном упрочнении участков аустенита, в которых начинается пластическое течение, и в релаксации внутренних пиковых напряжений при образовании мартенсита деформации.

Эффект релаксации пиковых напряжений в момент сдвиговой перестройки решетки предотвращает преждевременное зарождение и распространение трещин. Таким образом, образующийся мартенсит деформации затрудняет образование шейки при растяжении благодаря упрочнению в месте ее образования, и деформация образца долгое время носит равномерный характер, при этом не наблюдается разрушения образца.

ПНП-стали легируют такими элементами как марганец, кремний, молибден, хром, ванадий, вольфрам, никель. Содержание углерода в высокопрочных ПНП-сталях составляет ~ 0,3 %. В ряде случаев используют стали с высоким содержанием никеля (выше 20 %). Известны (Закей и Паркер) ПНП-стали, содержащие 0,25 % С; 24 % Niи 4,0 % Мо или 0,24 % С; 21,0 %Ni; 2,0 % Мn; 2,0 %Si; 4,0 %Mo.

Для получения повышенных прочностных свойств ПНП-стали подвергают дополнительной холодной пластической деформации с развитием >-превращения в процессе деформации. При этом прочностные свойства стали продолжают расти, а пластичность уменьшается. Так, сталь с 0,3 % С; 2 % Мn; 2 %Si; 9 % Сr; 8,5 %Niи 4,0 % Мо после прокатки при 425 °С со степенью деформации 80 % имеет_в= 1500 МПа,_0,2= 1430 МПа и= 50 %, а после дополнительной холодной прокатки со степенью деформации 15 %_в= 1750 МПа,_0,2= 1620 МПа с более низкими значениями относительного удлинения.

Для некоторых ПНП-сталей применяют дополнительные охлаждение и деформацию при низких температурах (до -196 °С) с последующим отпуском при 350-400 °С, при этом частично получают мартенсит деформации до механических испытаний. При такой обработке можно получить _0,2= 2000 МПа и= 20-25 %.

Вывод:

Достоинством ПНП-сталей являются высокие значения вязкости разрушения К_1с. Высокие значения вязкости разрушения для ПНП-сталей обусловлены поглощением энергии деформации при фазовом>превращении. ПНП-стали имеют высокое сопротивление усталостному, а также коррозионному разрушению. Это связано с образованием мартенсита при продвижении трещины и релаксацией напряжений в вершине трещины.



Задание 8

Для изготовления ряда деталей применяется сплав АК8.Укажите состав и способ изготовления деталей из данного сплава. Назначьте и обоснуйте режим термической обработки. В терминах дисклокационной теории опишете механизм упрочнения сплава.

АК8 - деформируемый алюминиевый сплав, разработанный на базе системы Al-Cu-Mg-Mn.

Деформируемые алюминиевые сплавы разделяют на три группы:

а) сплавы, не упрочняемые термической обработкой;

б) сплавы, упрочняемые термической обработкой;

в) сплавы для ковки и штамповки.

АК8 относится к третьей группе сплавов.

В таблице 1 представлен химический состав и основные механические свойства сплава АК8. Основными легирующими элементами являются медь, магний, марганец и кремний.

Таблица 1

Химический состав и механические свойства алюминиевого сплава АК8

Содержание элементов, %	Механические свойства
Сu	Mg	Мn	Si	ув, МПа	у0,2, Мпа	д,%
3,9-4,8	0,4-0,8	0,4-1,0	0,6-1,2	480	380	10

Сплав обладает достаточно высокой прочностью и высокой пластичностью в горячем состоянии (450 - 475°С). Сплав способен работать при криогенных температурах.

Для повышения прочности проводят температурную обработку, состоящую из закалки и искусственного старения. Упрочняющими фазами при старении являются Mg2Si, CuAl2, AlxMg5CuSi4.

Этот сплав хорошо обрабатывается резанием и удовлетворительно сваривается контактной и аргонодуговой сваркой. Литейные свойства улучшаются за счет добавки кремния. Однако этот сплав склонен к межкристаллитной коррозии и коррозии под напряжением.

Закалка алюминиевых сплавов

Рис. 6 Температура закалки сплавов Al-Cu

Растворимость большинства компонентов в алюминии при понижении температуры уменьшается (рис.6), что позволяет упрочнять сплавы путем закалки и старения.

Алюминиевые сплавы не претерпевают полиморфных превращений, и их упрочняющая термическая обработка (закалка и старение) обусловлена уменьшением растворимости легирующих элементов в матричном твердом растворе при понижении температуры от эвтектической или перитектической до комнатной.

Закалка алюминиевых сплавов -- заключается в нагреве их до температуры, при которой избыточные интерметаллидные фазы, полностью или большей частью растворяются в алюминии, выдержке при этой температуре и быстром охлаждении до комнатной температуры для получения пересыщенного твердого раствора.

Сущность закалки без полиморфных превращений заключается в насыщении твердого растворалегирующими элементами и точечными дефектами до концентраций, соответствующих выбранной температуре нагрева, а также в фиксации полученного состояния сплава в результате резкого охлаждения.

Свойства закаленных алюминиевых деформируемых сплавов и кинетика последующего старения во многом определяются степенью пересыщения твердого раствора легирующими элементами, зеренной структурой, которая окончательно может формироваться в процессе нагрева под закалку, а также плотностью и типом дефектов кристаллического строения закалочного происхождения. С увеличением степени пересыщения твердого раствора легирующими элементами повышается прочность закаленных сплавов, что можно объяснить непосредственным взаимодействием дислокаций с растворенными атомами, а также с некоторым изменением дислокационной структуры в сплаве. Кроме того, повышение концентрации твердого раствора приводит к уменьшению критического зародыша новой фазы и к увеличению числа промежуточных превращений в процессе старения.

При нагреве под закалку в алюминиевых деформируемых сплавах могут протекать рекристаллизационные процессы, приводящие, как правило, к некоторой потере прочности в результате уменьшения плотности дефектов кристаллической решетки и роста зерна. Однако сохранение нерекристаллизованной структуры после закалки не всегда обеспечивает более высокую прочность в термо-упрочненном состоянии.

Вывод:

В процессе нагрева под закалку в алюминиевых сплавах не только растворяются избыточные фазы, но и происходит распад пересыщенного переходными элементами (Mn, Zr, Сr) твердого раствора. Степень распада, размер, плотность и характер распределения дисперсоидов, в какой-то мере обусловленные режимом закалки, оказывают заметное влияние на протекающие при нагреве под закалку рекристаллизационные процессы, на устойчивость твердого раствора, на распределение продуктов распада и дислокаций.



Список используемой литературы

1. Лахтин Ю. М., Леонтьева В. П., “Материаловедение”, 492 стр., “Машиностроение”, 1980 г.

2. Гуляев А. П., “Металловедение”, 646 стр., “Металлургия”, 1977 г.

3. Рахштадт А. Г., Брострем В. А., “Справочник металлиста”, том 2, 717 стр., “Машиностроение”, 1976 г.

Размещено на Allbest.ru

...