Нормализация сталей и классификация сталей по структуре после нормализации

Нормализация заключается в нагреве доэвтектоидной стали до температуры, превышающей температуру точки А₃ (на 30...50°С), заэвтектоидной - выше А_ст (на 30...50°С), непродолжительной выдержке при этих температурах для полного прогрева и завершения фазовых превращений и охлаждения на спокойном воздухе. Для углеродистых сталей нормализация является промежуточной операцией между отжигом и закалкой. Нормализация вызывает полную фазовую перекристаллизацию стали и устраняет крупнозернистую структуру.

Для низкоуглеродистых сталей нормализацию применяют вместо отжига. В средне- и высокоуглеродистых сталях в результате нормализации образуется сорбит или троостит. Это повышает на 10...15% прочность и твердость этих сталей по сравнению с отожженной. Кроме этого, для заэвтектоидной стали нормализацию применяют для устранения цементитной сетки, которая может возникать при медленном охлаждении в интервале температур А_ст…А₁.

По структуре после нормализации стали классифицируются на стали

1) перлитного, 2) мартенситного и 3) аустенитного класса.Если кривая скорости охлаждения на воздухе пересекает кривые распада аустенита в области образования перлита, сорбита или троостита, то сталь относится к перлитному классу. К этому классу относятся все углеродистые и малолегированные стали.

Легирующие элементы сдвигают диаграмму изотермического распада аустенита вправо и снижают критическую скорость закалки. Если при этом скорость охлаждения на воздухе станет больше критической, то после нормализации в стали фиксируется мартенситная структура. Стали, закаливающиеся при охлаждении на воздухе, относятся к мартенситному классу К этому классу относятся некоторые средне- и высоколегированные стали. Как правило, эти стали имеют большую или сквозную прокаливаемость.

При легировании сталей g-стабилизаторами диаграмма рас­пада аустенита сдвигается вправо и вверх, а температура начала мартенситного превращения (М_н) - вниз. Если М_н ниже комнатной температуры, то при нормализации таких сталей аустенит в них не претерпевает никаких превращений при охлаждении до комнатной температуры, оставаясь стабильным. Стали такого типа принадлежат к аустенитному классу. Они не закаливаются. К этому классу относятся стали, легированные большим количеством никеля, марганца, а также хромоникелевые нержавеющие стали.

Для определения принадлежности стали к тому или иному классу необходимо провести нормализацию, изготовить микрошлиф, выявить структуру и по ней установить класс стали. (Для идентификации можно пользоваться атласом микроструктур).

Влияние легирования на прокаливаемость сталей

Под прокаливаемостью понимают способность стали получать закаленный слой с мартенситной или троостито-мартенситной структурой и высокой твердостью и прочностью на ту или иную глубину. Почему стальная деталь, охлаждаемая, например в воде, не закаливается на всю глубину? Здесь следует помнить, что для того чтобы происходила закалка, сталь должна охлаждаться со скоростью больше критической. Поверхность закаливаемой детали, контактирующая с водой, охлаждается со скоростью заведомо большей, чем критическая. Внутренние слои детали охлаждаются за счет теплопроводности стали, при этом ско­рость охлаждения по глубине материала детали падает.

При закалке со скоростью больше критической в цилиндрической детали охлаждается слой металла между поверхностями І-II. В этом слое образуется мартенситная закалочная структура. Глубже поверхности II наблюдается частичный распад аустенита и частично протекает мартенситное превращение, и структура в слое определенной толщины будет изменяться от мартенситной до полумартенситной (50% М и 50% Т) и далее до трооститной и сорбитной.

Если же деталь имеет малый диаметр или толщину и действительная скорость охлаждения в сердцевине изделия будет превышать критическую скорость закалки (V_кр), то сталь получит мартенситную структуру на всю глубину и тем самым будет иметь сквозную прокаливаемость.

За глубину закаленного слоя условно принимают расстояние от поверхности до полумартенситной зоны (50% мартенсита и 50% троостита).

Максимальный диаметр цилиндрической заготовки из данного материала, в центре которой после закалки в данной охлаждающей среде образуется полумартенситная структура, называется критическим диаметром прокаливаемости (D_кр или D₅₀).

Иногда диаметр прокаливаемости определяют по глубине закаленного слоя со структурой, состоящей из 95% мартенсита и 5% троостита. В этом случае применяют обоз­начение критического диаметра D₉₅. Критический диаметр D₉₅ примерно на 25% меньше критического диаметра D₅₀.

Полумартенситную зону принимают в качестве критерия прокаливаемости потому, что ее легко определить по микроструктуре или твердости (табл. 8.1).

 

Таблица 8.1 Твердость слоя закаленной стали со структурой 50% М и 50% Т, НRС

Содержание углерода в стали	Твердость полу­мар- тенситного слоя стали		Содержание углерода в стали	Твердость полу-мартенситного слоя стали
	углеро­дистой	легированной		углеродистой	легированной
0,18...0,22	25	30	0,33...0,42	40	45
0,23...0,27	30	35	0,43...0,52	45	50
0,28...0,32	35	40	0,53...0,62	50	55

 

Критический диаметр прокаливаемости сталей определяется методом торцевой закалки цилиндрических образцов специальной формы, и в результате эксперимента определяется глубина закалки от закаливаемой поверхности до полумартенситной зоны l. Сам же критический диаметр (мм) определяют по номограмме Блантера для различных соотношений длины к диаметру (l /D) цилиндрических образцов или деталей.

Задание и методические рекомендации

1. Изучить содержание работы и по пп. 1 - 4 цели работы заполнить вводную часть отчета по разработанной на кафедре форме.

2. Экспериментально определить принадлежность нескольких марок сталей (не менее четырех, ориентировочно сталей 30, 30ХГСА, 18Х2Н4ВА, 12Х18Н10Т) к тому или иному классу по структуре после нормализации косвенным методом в такой последовательности:

- нагреть образцы из предложенных марок сталей до температуры нормализации и выдержать их при этой температуре (по два образца каждой марки стали);

- извлечь из печи по одному образцу каждой марки сталей и положить на асбестовый (теплоизоляционный) лист для охлаждения на спокойном воздухе (нормализация);

- вторые образцы каждой марки стали закалить в воде;

- зачистить плоские поверхности всех образцов на наждачной шкурке или на точиле с небольшой интенсивностью шлифования и измерить твердость на приборе Роквелла. Если при замере твердости алмазным индентором при нагрузке 150 кгс (НRС) твердость по черной шкале окажется меньше нуля, провести замер шариком при нагрузке 100 кгс (НRB). Соответствующие показания твердости занести в таблицу. Для обеспечения возможности сравнения материалов по твердости между собой перевести все показания твердости в твердость по Бринеллю (см. табл. 2.5, лабораторная работа № 2);

- косвенным способом определить принадлежность каждой марки стали к тому или иному классу по структуре после нормализации. Суть способа заключается в следующем. Если сталь не закалилась при охлаждении на воздухе, а закалилась в воде (твердость полумартенситного закаленного слоя в зависимости от содержания углерода в стали дана в табл. 8.1), то, очевидно, на воздухе произошел распад аустенита в области перлитного превращения и образовалась структура перлитного типа (перлит, сорбит или троостит). Значит, эта сталь принадлежит к перлитному классу. Если сталь закалилась и в воде и на воздухе (т.е. твердость в обоих случаях соответствует твердости мартенсита для данного содержания в ней углерода и примерно одинакова), т.е. в стали при нормализации образовался мартенсит, то сталь относится к мартенситному классу. Если при охлаждении и в воде и на воздухе сталь не закалилась и имеет очень низкую твердость, то это сталь аустенитного класса.

3. Экспериментально определить прокаливаемость углеродистой и легированной стали (марки ориентировочно 40 и 40Х или 30 и 30ХГСА) методом торцевой закалки в такой последовательности:

- нагреть стандартные образцы до температуры под закалку и выдержать их при этой температуре в течение заданного времени;

- провести поочередно торцевую закалку каждого из образцов на установке для торцевой закалки под руководством преподавателя, лаборанта или учебного мастера;

- под руководством учебного мастера на точиле снять лыску вдоль образующей образца на глубину 0,5...1 мм и длиной 25...30 мм;

- под наблюдением лаборанта или преподавателя провести замер твердости на приборе Роквелла (НRС) с помощью алмазного индентора в специальном приспособлении на подготовленной ранее поверхности образцов с шагом 1,5...2 мм, начиная от плоскости торцевой закалки. Данные замеров занести в таблицу. (В порядке исключения, по указанию преподавателя, можно воспользоваться таблицей результатов, полученных при испытаниях контрольных образцов);

- построить графики зависимости твердости по длине образца в координатах HRC=f(l), где l - расстояние от закаливаемого торца, мм;

- по табл. 6.1 для каждой марки стали определить твердость полумартенситной (50% мартенсита и 50% троостита) структуры;

- по таблице полученных результатов и по графикам для каждой стали найти глубину закаленного слоя до полумартенситной структуры l;

- по номограмме Блантера для каждой марки стали определить критические диаметры прокаливаемости, используя цилиндрические образцы с разным отношением l/D - длины образца к диаметру;

- сделать выводы о влиянии легирования на прокаливаемость стали.

4. Выявить и изучить с помощью оптического микроскопа структуру наиболее характерных легированных сталей после различных видов термической обработки (4-6 микрошлифов). Структуру зарисовать в таблице по предложенной форме, обозначив фазы и структурные составляющие. В примечании, используя плакаты, таблицы, справочники и учебную литературу, указать свойства и применение изучаемых сталей.

Контрольные вопросы

1. Какое влияние оказывают легирующие элементы на свойства сталей?

2. Какие фазы образуют легирующие элементы в сталях и как в связи с этим изменяется структура сталей?

3. Какое влияние оказывают легирующие элементы на температуру критических точек в сталях? Как классифицируются легирующие элементы?

4. Каковы особенности закалки и отпуска легированных сталей по сравнению с углеродистыми на всех стадиях термообрабоки?

5. Что представляет собой нормализация? Как классифицируются стали по структуре после нормализации?

6. Что представляют собой закаливаемость и прокаливаемость сталей, от чего они зависят? Как определяется прокаливаемость сталей? Каковы показатели прокаливаемости?

7. Каковы особенности микроструктуры легированных сталей в равновесном состоянии и после термообработки по сравнению с соответствующими структурами углеродистых сталей?

 

Лабораторная работа № 9

 

Упрочнение титановых сплавов легированием и термической обработкой

 

Цель работы

1. Изучить влияние легирования на структуру, свойства и возможность упрочнения путем термообработки титановых сплавов.

2. Разобраться в фазовых превращениях, протекающих в термически упрочняемых титановых сплавах при закалке и старении.

3. Экспериментально установить влияние степени легирования на твердость и прочность термически неупрочняемых и термически упрочняемых (в равновесном состоянии) титановых сплавов.

4. Провести закалку образцов из титанового сплава и их старение с различными режимами:

а) при различных температурах в течение постоянного времени;

б) при постоянной температуре с различным временем старения.

5. Используя металлографический микроскоп и комплект микрошлифов, изучить и зарисовать наиболее характерные микроструктуры сплавов титана.

Содержание работы

Титан относится к легким металлам с плотностью 4,51 т/м³. До температуры 882°С он имеет гексагональную плотноупакованную (ГПУ) кристаллическую решетку a (Ti_a), выше этой температуры устойчива объемно центрированная кубическая (ОЦК) кристаллическая решетка b (Ti_b). Химически чистый титан имеет низкий предел прочности (s_в = 250 МПа) и высокую пластичность. Существенное влияние на прочность титана оказывают примеси. Например, небольшое (до 0,5%) содержание примесей в техническом титане ВТ1-0 увеличивает s_в до 500 МПа.

Легирующие элементы в основном образуют с титаном твердые растворы и обеспечивают интенсивное упрочнение сплавов. Например, легирование сплава ВТ5 пятью процентами алюминия упрочняет его до s_в = 800... 900 МПа. Сложнолегированные однофазные a-сплавы типа ВТ18 имеют предел прочности в отожженном состоянии до 1000...1200 МПа.

Кроме упрочнения легирующие элементы оказывают влияние на температуру полиморфного превращения a-титана в b-титан. Некоторые из них позволяют получить сплавы с устойчивой при комнатной температуре двухфазной (a + b)-структурой, которые можно упрочнять путем термообработки.

Классификация легирующих элементов в зависимости от их влияния на температуру аллотропического превращения в титане a-стабилизаторы – Al, Ga, La, Ge, C, N, O – повышают температуру полиморфного превращения a«b и расширяют температурную область существования a-фазы (рис. 9.1, I). Для упрочнения как однофазных, так и двухфазных a-сплавов из этих элементов применяют только Al (от 2 до 8%). Остальные металлы - дорогостоящие, а С, N и О слишком охрупчивают сплавы и допускаются в качестве примесей не более 0,1; 0,15 и 0,05% соответственно.

 

Рис. 9.1. Влияние легирующих элементов (л.э.) на полиморфное превращение в титановых сплавах

 

Нейтральные упрочнители – Zr, Hf, Th, мало влияющие на температуру полиморфного превращения, применяют для упрочнения как a-, так и b-фазы (рис. 9.1, III).

b -стабилизаторы снижают температуру полиморфного пре­вращения в титане, расширяют температурную область существования b-фазы. Эти элементы в свою очередь можно разделить на две подгруппы:

а) изоморфные b-стабилизаторы - V, Мо, Nb, Та, Rе. Эти элементы имеют однотипную с b-титаном кристаллическую решетку, хорошо в нем растворяются и препятствуют его превращению в a-титан (рис. 9.1, II^а). Постепенное увеличение степени легирования этими элементами позволяет получить двухфазные (a+b)-сплавы, а при некоторых довольно больших степенях легирования - и однофазные b-сплавы.

б) эвтектоидообразующие (квазиизоморфные) b-стабилизаторы - Cr, Со, Mn, Fe и др (рис. 9.1, II^б). Они обладают замедленной скоростью образования эвтектоидной структуры (a-фаза + интерметаллидное соединение титана с указанными металлами). При реальных скоростях охлаждения в процессе термообработки эвтектоиды не образуются, а легирующие элементы стабилизируют b-фазу.

Существует также группа эвтектоидообразующих элементов активных - W, Ni, Cu, Si. Температура выделения их эвтектоидов – выше 700°С, и в реальных случаях они образуют в соста­ве эвтектоидов хрупкие интерметаллидные фазы. Этими элементами можно легировать титан в очень малых количествах в пределах их растворимости в a-фазе.

Классификация титановых сплавов по структуре в равновесном состоянии. Особенности применения сплавов a-сплавы ВТ1-00; ВТ1-0; ВТ1; ВТ5; ВТ5-1; ВТ18 и другие обладают высокой термической стабильностью, сопротивляемостью коррозии и газонасыщению поверхностного слоя до температуры 600°С, хорошо свариваются. Нелегированные титановые сплавы имеют высокую пластичность и хорошо деформируются в холодном состоянии. Все эти сплавы термически не упрочняются. Их применяют для изготовления сварных бандажей, обтекателей, резервуаров, корпусных деталей самолетов и двигателей, для изготовления трубопроводов и трубопроводной арматуры.

Псевдо-a-сплавы ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4, ОТ4-2, ВТ4, АТ2, АТ3, АТ4, ВТ20, ТС5 и др., легированные в основном a-стабилизатором (Аl) и небольшим количеством b-стабилизирующих элементов (Мn до 2%, Мо до 1%), имеют до 10% b-фазы, повышающей их технологическую пластичность и прочность. Эти сплавы обладают удовлетворительной свариваемостью и коррозионной стой­костью, их применяют для элементов обшивки, элеронов, деталей хвостового оперения, передних кромок крыла и деталей, сварива­емых из листа, стоек, кронштейнов и др. Сплавы используют в отожженном состоянии, так как эффект упрочняющей термообработки невелик.

(a+b)-сплавы: ВТ6С, ВТ6, ВТ8, ВТ9, ВТ3-1, ВТ14, ВТ16, ВТ22, ВТ23, ВТ25, ВТ28, ВТ33 и др., легированные изоморфными (Мо, V и др.) и квазиизоморфными (Мn, Сг, Fе и др.) b-стабилизаторами, обеспечивающими возможность термического упрочнения до s_в = 1300... 1500 МПа путем закалки и старения, являются высокопрочными и жаропрочными. Их применяют для изготовления силовых узлов, корпусов, дисков и других деталей компрессора. По удельной прочности эти сплавы при температурах 400...600°С превосходят все другие конструкционные материалы, за исключением бериллиевых сплавов. Сплав ВТ22 имеет наивысшую усталостную прочность.

Псевдо-b-сплавы ВТ15, ТС6 - высоколегированные сплавы на основе b-фазы с небольшим количеством a-фазы. После закалки эти сплавы имеют термодинамически нестабильную b-фазу (b_н) и обладают достаточно высокими прочностью (s_в = 800 МПа) и пластичностью. Путем старения они дополнительно упрочняются до s_в = 1300...1500 МПа. Сплавы применяют для изготовления сложных по форме тяжелонагруженных деталей типа бандажей, а также болтов высокой надежности.

Группа b-сплавов представлена одним сплавом марки 4201, содержащим 33% Мо. Сплав имеет высокую пластичность и среднюю прочность, термически не упрочняется.

Фазовые превращения в титановых сплавах

при закалке и старении

Закалкой и старением упрочняются двухфазные (a+b)-титановые сплавы. Схема образования структур при закалке и старении показана на рис. 9.2.

 

Рис. 9.2. Обобщенная диаграмма состояния «Тi - b-стабилизирующий легирующий элемент» и схема образования структур при закалке и старении титановых сплавов

 

Обобщенная диаграмма состояния «Тi-b-стабилизирующий легирующий элемент» состоит из двух кривых линий, исходящих из точки аллотропического превращения в титане (Т = 882°С).

Первая кривая (нижняя, 882°С - С_a) ограничивает область существования твердого раствора a, а точка С_a соответствует предельной концентрации твердого раствора при комнатной температуре. Вторая кривая (верхняя, 882°С - С_b) определяет границу между областями (a+b) и b, а точка пересечения ее с осью абсцисс С_b соответствует минимально необходимой концентрации второго компонента для образования твердого раствора b, устойчивого во всем интервале температур вплоть до температуры плавления. В условиях равновесия приведенная выше диаграмма состоит из трех областей твердых растворов: a, a+b и b.

Превращения в сплавах при закалке

При закалке из b-области ряд сплавов будет претерпевать мартенситное превращение. На диаграмме нанесены линии начала (М_н) и конца (М_к) мартенситного превращения.

В сплавах с относительно небольшой концентрацией легирующих элементов при закалке происходит мартенситное превращение b®a¢ сдвигового типа.

Титановый мартенсит a¢ представляет собой пересыщенный твердый раствор b-стабилизирующих легирующих элементов в a-титане. Кристаллическая решетка у него гексагональная плотноупакованная, напряженная. Мартенситная a¢-фаза не обладает высокой твердостью и прочностью, однако ее твердость и прочность тем больше, чем выше степень пересыщения a¢-твердого раствра легирующим элементом. Под микроскопом эта структура типично игольчатая (рис. 9.3).

 

Рис. 9.3. Титановый мартенсит a¢(a¢¢), х400

 

С увеличением содержания b-стабилизирующего элемента при закалке возможно образование a¢¢-фазы, представляющей собой тоже пересыщенный твердый раствор на основе титана. Но искаженная кристаллическая решетка этой фазы скорее ромбическая, чем гексагональная.

Ромбическую a¢¢-фазу можно рассматривать как промежуточную между структурами с объемно центрированной и гексагональной решетками. Сплавы титана, содержащие только такую структуру, обладают умеренной прочностью и повышенной пластичностью, близкой к b-фазе.

Так как обе эти фазы неразделимы, то в общем случае титановый мартенсит обозначают a¢(a¢¢). Он образуется при закалке сплавов с концентрацией легирующих элементов до точки С₁, так как в этих сплавах при закалке мартенситное превращение протекает полностью.

В сплавах с концентрацией легирующих элементов от С₁ до С_кр при закалке мартенситное превращение начинается на линии М_н, но не протекает полностью. В результате образуется титановый мартенсит a¢(a¢¢) и фиксируется нестабильная b-фаза - b_н. Соотношение между a¢(a¢¢) и b_н зависит от легирующих элементов и степени легирования сплавов. Так, в сплаве ВТ3-1 (5,5% Al, 2% Мо, 2% Сr, 1% Fe) после закалки образуется около 60% a¢(a¢¢)- и около 40% b_н-фазы. В сплаве ВТ22 (5% Аl, 5% Мо, 5% V, 1% Fе, 1% Сr) после закалки образуется всего до 10% a¢(a¢¢)-фазы, остальная часть структуры представляет собой фазу b_н.

В сплавах с концентрацией легирующих элементов от С_кр до С_b в результате закалки фиксируется нестабильная b-фаза - b_н.

Однородный b-твердый раствор характеризуется обычно хорошей пластичностью и невысокой твердостью. Сплавы с концентрацией легирующих элементов несколько больше С_кр после закалки имеют высокие твердость и хрупкость. Это связано с появлением в структуре закаленного сплава w-фазы с гексагональной кристаллической решеткой. Процесс этот нежелателен, w-фаза устраняется в процессе последующего старения путем перегрева сплава в конце старения на 100...150°С в течение 30...60 мин.

Превращения в закаленных сплавах при старении

При старении происходят фазовые превращения диффузионного характера, связанные с превращением закалочных фаз a¢(a¢¢), b_н и w. Конечный продукт превращения - стабильная (a+b)-структура. Возможно также образование интерметаллидных соединений.

Превращение в a¢(a¢¢)-фазе. Распад мартенситной фазы интенсивно протекает при температуре выше 350...400°С и проходит в несколько стадий. Сначала образуется и выделяется обедненная равновесная a-фаза. Остающаяся a¢(a¢¢)-фаза обогащается легирующими элементами, становится термодинамически неустойчивой и превращается в мелкодисперсную b-фазу. Схематически этот процесс может быть изображен так:

 

a¢(a¢¢) ® a + a¢(a¢¢)_обогащ ® a + b_{неравновесн} ® a + b_{мелкодисперсн(м.д).}

Превращения в метастабильных b_н- и w-фазах. Превращение в нестабильной b_н-фазе может начинаться уже при 100...200°С, но более интенсивно протекает при температурах выше 250...300°С. В сплавах, в которых w-фаза образуется при закалке, ее количество может увеличиваться при старении. В этом случае схема процессов старения выглядит так:

 

b_н ® b + w + a_{мелкодиснерсн (м.д).}

 

При температурах старения свыше 450...550 °С w-фазы при старении не образуется, а при несколько больших температурах w-фаза превращается в a-фазу:

 

b_н ® b + a_{мелкодисперсн (м.д)};

b_н + w ® b + a_{мелкодисперсн (м.д)}.

 

Таким образом, сплавы с концентрацией легирующих элементов от С₁ до С_кр претерпевают превращение при старении по схеме

 

a¢(a¢¢) + b_н ® a + b_м.д + b + a_м.д.

 

Во всех случаях выделение второй фазы в мелкодисперсном виде способствует дополнительному довольно эффективному упрочнению при старении.

До сих пор все превращения в сплавах титана при закалке рассматривались при условии нагрева их до b-области (выше линии 882°С - С_b). Однако экспериментально установлено, что при этом возможно образование в сплавах крупноигольчатой структуры, что приводит к охрупчиванию сплавов. Для предотвращения этого явления режимы нагрева под закалку выбираются.

При нагреве титановых сплавов выше 600°С в обычной атмосфере их поверхностный слой подвержен газонасыщению и охрупчиванию. Поэтому нагрев и закалку лучше всего проводить в вакууме. Если же это затруднено, то желательно защищать поверхности от газонасыщения. Если же газонасыщение все-таки происходит, то газонасыщенный слой на деталях удаляют травлением в плавиковой кислоте. Для этого надо предусматривать специальные припуски на травление.

Задание и методические рекомендации

1. Изучить влияние легирования на структуру, свойства и возможность упрочнения титановых сплавов путем термообработки. Заполнить вводную часть журнала-отчета по предлагаемой форме.

2. Разобраться в фазовых превращениях, протекающих в термически упрочняемых титановых сплавах. Изобразить обобщенную диаграмму состояния «титан-b-стабилизирующий легирующий элемент» и показать на ней структуру сплавов в равновесии, после закалки и старения.

3. Провести измерение твердости трех термически неупрочняемых титановых сплавов, отличающихся степенями легирования, и одного термически упрочняемого сложнолегированного сплава в отожженном состоянии. Результаты измерений занести в таблицу по предложенной форме. Сделать выводы о возможностях упрочнения сплавов путем легирования.

4. Провести закалку термически упрочняемого двухфазного титанового сплава. После закалки выполнить зачистку образцов и замер твердости. Образцы с примерно одинаковой твердостью рассортировать на две группы.

Образцы первой группы по одному поместить в печи с разной температурой (400, 450, 500, 600°С) и провести старение в тече­ние 40 мин.

Все образцы второй группы поместить в печь с температурой 500 или 550°С для старения в течение различного времена (5, 10, 20, 40 минут). После старения образцы зачистить и определить их твердость. Результаты занести в таблицу по предлагаемой форме.

Построить графики зависимости твердости от температуры старения и твердости от времени старения при постоянной температуре. Сделать необходимые выводы.

5. Изучить и зарисовать в таблице по предлагаемой форме структуры титановых сплавов по указанию преподавателя (ВТ1-0 и ВТ4-1 - в отожженном состоянии; ВТ3-1 - в отожженном состоянии, после закалки, а также после закалки и старения; ВТ22 - после закалки, после закалки и старения; ВТ15 - после закалки, после закалки и старения). На рисунках микроструктур указать основные фазы и фазовые составляющие.

Контрольные вопросы

1. Какие способы упрочнения титановых сплавов вы знаете?

2. Как классифицируются легирующие элементы в зависимости от их влияния на аллотропические превращения в титане?

3. Как классифицируются титановые сплавы по структуре в равновесном состоянии? Каковы свойства и где используются сплавы разных классов?

4. Дайте определение и характеристику закалочных структур в титановых сплавах.

5. Какие превращения происходят в закалочных структурах титановых сплавов при старении?

6. Как выбираются режимы нагревания титановых сплавов для закалки и при старении? Почему нагрев для закалки и закалку необходимо проводить в вакууме?

 

Лабораторная работа № 10

 

Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов

 

Цель работы

1. Ознакомиться с основами теории и практики термической обработки алюминиевых сплавов.

2. Экспериментально выполнить закалку термически упрочняемого алюминиевого сплава, оценить влияние закалки на свойства сплава.

3. Экспериментально исследовать изменение свойств сплава после закалки и естественного старения в течение различных периодов времени, если сплав поддается естественному старению, а также провести искусственное старение, определив оптимальную температуру старения при постоянном времени и оптимальное время старения при постоянной температуре.

4. Выявить, изучить с помощью оптического микроскопа и зарисовать структуру типичных алюминиевых сплавов в различном состоянии, указав фазовый состав, свойства и применение этих сплавов.

Содержание работы

Чистый алюминий - легкий металл (g = 2,7 т/м³) с низкой температурой плавления (660°С). Кристаллическая решетка - ГЦК с периодом а = 4,041 кХ. Алюминий не имеет аллотропических модификаций, обладает высокой теплопроводностью, электропроводностью и очень высокой скрытой теплотой плавления. Это химически активный металл, но образующаяся на его поверхности плотная окисная пленка из Аl₂0₃ предохраняет его от коррозии.

Характерные свойства алюминия - высокая пластичность и малая прочность. В зависимости от степени чистоты алюминий имеет предел прочности s_в = 60...150 МПа, относительное удлинение при разрыве d = 40%, модуль упругости Е =7×10⁴ МПа.

В качестве конструкционных материалов применяют в основном сплавы алюминия с различными легирующими элементами, которые в зависимости от степени легированности и способов производства из них деталей могут быть деформируемыми и литейными. Кроме того, сплавы подразделяются на термически неупрочняемые и термически упрочняемые.

К термически неупрочняемым сплавам относят в основном сплавы алюминия с магнием, марганцем, кремнием; к термически упрочняемым - сплавы системы Al-Cu, Al-Zn-Cu-Mg, Al-Mg-Li, Al-Be-Mg и др.

Возможность упрочнения путем закалки основана, как правило, на переменной в зависимости от температуры растворимости легирующих элементов в алюминии. Это позволяет при нагреве растворить в алюминии значительную часть легирующих элементов, а при последующем быстром охлаждении зафиксировать пересыщенный твердый раствор, что сопровождается упрочнением. Иногда дополнительное существенное упрочнение может быть получено при старении закаленных сплавов.

Процессы, протекающие в термически упрочняемых алюминиевых сплавах при закалке и старении, рассмотрим на примере термообработки сплавов алюминия с медью типа дуралюминов, например Д1. Состав сплава Д1 - Аl + 3,8... 4,8% Сu + 0,4... 0,8% Мg + 0,4...0,8% Мn. Диаграмма состояния Al - Сu(СuАl₂) показана на рис. 10.1, а схема закалки и старения дуралюмина – на рис. 10.3.

 

Рис. 10.1. Диаграмма состояния Al - Сu(СuАl₂) и интервал закалочных температур

 

Как видно из рис. 10.1, при комнатной температуре в алюминии растворяется 0,2% меди. Максимальная растворимость меди в алюминии при температуре 548°С (точка Е) составляет 5,7%. Все сплавы с содержанием меди до 5,7% путем нагрева выше линии GЕ могут быть переведены в однофазное состояние. В равновесии в этих сплавах при комнатной температуре структура состоит из a-твердого раствора меди в алюминии и интерметаллидной фазы СuАl₂ (q-фаза) (рис.10.2).

Температура нагрева дуралюмина под закалку выбирается так, чтобы при нагреве распалась q-фаза и вся медь перешла в a-твердый раствор в алюминии. На диаграмме эта температура выше линии GЕ. При довольно большом содержании в сплаве меди его легко перегреть выше линий АЕ. Это приведет к началу плавления сплава, что недопустимо. Поэтому температуру нагрева сплава под закалку выдерживают с жестким допуском (для дуралюмина Д1 – 500 + 5°С). Наиболее стабильные результаты получаются при нагреве деталей в расплаве солей. Закалка деталей из дуралюмина проводится в воде.

Рис. 10.2. Микроструктура деформированного отоженного дуралюмина Д1, х150.

Зерна твердого раствора и кристаллы CuAl₂ по их границам

 

Рис. 10.3. Схема закалки и старения дуралюмина Д1

 

Иногда для уменьшения уровня внутренних напряжений и предотвращения трещинообразования при закалке воду в закалочной ванне нагревают до температуры 60...80°С.

В результате закалки в сплаве Д1 фиксируется пересыщенный твердый раствор меди в алюминии.

Твердость и прочность сплава увеличиваются незначительно, но одновременно с этим повышается пластичность. Объясняется это тем, что имеющаяся в сплаве после отжига q-фаза концентрируется по границам зерен, что способствует охрупчиванию сплава и снижает пластичность. В закаленном же сплаве q-фаза отсутствует, и поэтому пластичность пересыщенного a-твердого раствора становится выше. Свойства дуралюминов на примере сплава Д16 в различном состоянии даны в табл. 10.1.

 

Таблица 10.1 Свойства дуралюмина Д16 после различных видов термообработки

Виды термообработки	Предел проч­ности sв, МПа	Относительное удлинение d, % /о
Отжиг	200	25
Закалка	250	30
Закалка + естественное старение	470... 500	10
Закалка + искусственное старение	420... 450	8

 

Нагрев дуралюминов под закалку до температур, близких к температуре плавления, приводит к образованию в сплаве большого количества вакансий. При закалке значительная часть этих вакансий фиксируется, что способствует диффузии меди в закаленном сплаве. Этим может быть объяснен феномен довольно высокой диффузионной подвижности атомов меди в закаленном сплаве даже при комнатной температуре.

В пересыщенном и неустойчивом твердом растворе, полученном при закалке, происходят изменения, приводящие к дальнейшему упрочнению сплава. Процессы эти называются старением.

Если старение протекает при комнатной температуре, то его называют естественным старением, если же при повышенных температурах - искусственным старением. Старение может быть зонным и фазовым. Наиболее типичным явлением в закаленных сплавах является фазовое старение, когда при повышенных температурах (только искусственное старение!) из пересыщенного твердого раствора выделяются мелкодисперсные упрочняющие интерметаллидные фазы (например, фаза MgZn₂ в высокопрочных алюминиевых сплавах типа В95).

В дуралюминах имеет место зонное старение, и упрочнение не связано с распадом твердого раствора. Рентгеноструктурный и металлографический анализ показывает, что при старении, когда сплав достигает максимальной прочности, избыточные интерметаллидные фазы в сплаве отсутствуют.

Упрочнение связано с диффузией меди в закаленном сплаве и образованием внутри кристаллов зон повышенной концентрации меди, так называемых зон Гинье-Престона (ЗГП). Зоны Гинье-Престона представляют собой тонкие пластинчатые дискообразные области толщиной в несколько атомных слоев (5...10 Å) и протяженностью в несколько десятков атомных слоев (40...100 Å). Содержание меди в зонах ГП повышено, но оно не отвечает формуле СuА1₂. Образование зон Гинье-Престона создает большие напряжения в кристаллах и дробит блоки мозаики, что приводит к повышению твердости и прочности.

При естественном старении (20°С) прочность становится максимальной через четыре-пять суток после закалки, причем скорость упрочнения в первые часы значительно меньше, чем в последующие, но затем интенсивность упрочнения убывает. Начальный период, характеризуемый отсутствием или очень слабым повышением прочности, называется инкубационным. В это время (2-3 часа) сплав обладает большой способностью к пластической деформации и закален

123456

Поделиться:

Воспользуйтесь поиском по сайту: