Металловедение Контрольная работа (стр. 3 )

Из заготовок и половинок проб изготовили ударные образцы, определили ударную вязкость и микроструктуру стали. После закалки от температуры 900 и 950 °С основная структура стали — аустенит, но на значительной части границ имеются относительно крупные выделения карбидов, вокруг которых разбросаны мелкие карбиды (фиг. 7). С повышением темпера

туры закалки до 980 °С мелкие карбиды исчезают, крупные уменьшаются в размерах и остаются лишь в небольшом количестве в тех участках границ зерен, где были расположены наиболее крупные карбиды.

В структуре стали, закаленной от 1000°С, карбидов нет, но в отдельных зернах и особенно на их границах наблюдаются полости — места расположения карбидов до их растворения. При закалке от 1100 °С структура — чистый аустенит, карбидов нет и на границах зерен имеются полости в местах залегания бывших крупных карбидов (фиг. 8). При дальнейшем повышении температуры нагрева до 1150 °С в структуре не происходит изменений. В отдельных участках шлифа наблюдается тенденция к росту зерна. Таким образом, можно заключить, что с повышением температуры до 1200°С приведет к росту зерен аустенита и к деградации свойств.

Из рассмотрения структуры можно заключить, что интервал температур нагрева образцов под закалку 1050—1100 °С обеспечивает полностью аустенитную структуру стали.

Из приведенных данных видно, что с повышением температуры нагрева стали под закалку, в соответствии с изменением структуры, повышается ее ударная вязкость и понижается твердость. При температурах нагрева 900—950 °С на кромках проб карбиды успевают раствориться и ударная вязкость стали в отдельных случаях достаточно высокая. Но в средние сечения пробы карбиды сохраняются, поэтому средние свойства металла, нагретого под закалку до этих температур, значительно ниже, чем нагретых до более высоких температур.

Оптимальным интервалом температуры нагрева под закалку является 1050—1100 °С. Однако с увеличением толщины тела закаливаемой детали увеличиваются размеры карбидов и затрудняется их растворение, поэтому для производственных деталей с толстыми стенками наиболее рациональной температурой нагрева нужно считать 1100°С.

Фиг. 7. Структура стали 110Г13Л, закаленной от 900°С— аусченит, крупные и мелкие карбиды. Х300.

Продолжительность выдержки при нагреве под закалку.

Влияние продолжительности выдержки стали при температуре нагрева под закалку изучалось только при одной наиболее оптимальной температуре 1100°С. Описанные выше заготовки для 18 образцов и шести половинок проб были подвергнуты термической обработке по режимам:

посадка в печь при 600 °С; выдержка при 600 °С—1 ч; нагрев до 1100°С, выдержка для разных образцов 1, 2, 3, 4, 5 и 6 ч.

Микроструктура стали всех образцов, обработанных по приведенным режимам, — аустенит с относительно тонкими границами зерен и со следами полностью растворившихся карбидов. Разницы в размерах зерен у образцов, выдержанных при температуре нагрева 1 и 6 ч, а также у образцов с промежуточными выдержками не обнаружено. Результаты испытаний ударной вязкости и твердости (средние для трех образцов) приводятся в табл. 12.

Ударная вязкость и твердость стали, термически обработанной в исследованных пределах, не зависит от продолжительности выдержки ее при температуре нагрева под закалку 1100 °С.

4. Образцы из стали У10А закалили с 900 °С и 780 °С в воду. В каком случае будет выше твёрдость? Почему?

Сталь У10А относится к классу углеродистых инструментальных сталей. Из стали У10А, в основном, изготавливаются режущие инструменты, которые будут эксплуатироваться при условиях низкой скорости работы с отсутствием нагревания режущей кромки. Например, надфили, машинные и ручные метчики, плашки для крупов, мелкоразмерные развертки и т. д. Также сталь У10А прекрасно подходит для создания простых по конфигурации измерительных инструментов, например, таких как скобы и гладкие калибры.

Отжиг стали У10А производится с нагревом до 750-770 °С, после чего сплав медленно охлаждается. При такой термообработке микроструктура сплава несколько изменяется: в аустените остается достаточно большое количество включений цементита, которые не растворились при нагревании. Они выполняют функцию центров кристаллизации при охлаждении (распаде аустенитов).

В результате отжига получается структура зернистого перлита, которая обладает меньшими показателями твердости, а потому улучшает обрабатываемость стали У10А резанием. Именно такая структура является наилучшей для закалки стали, потому что значительно сокращается склонность к росту аустенитного зерна, уменьшается промежуток оптимальных для закалки температур, снижается риск растрескивания материала и увеличивается прочность и вязкость стали.

5. Какая сталь более склонна к обратимой отпускной хрупкости 40ХНЛ, 40ДЛ или 40Х2Н4МА? Почему? Как подавить охрупчивание при отпуске?

- наиболее легированная сталь – будет подвержена отпускной хрупкости.

Причины:

Какая сталь более склонна к обратимой отпускной хрупкости

Следует обратить внимание на два аспекта этого вида хрупкости:

· охрупчивание закаленного металла наступает при нагреве его под отпуск до температур 450-6000С (независимо от скорости охлаждения после отпуска) - т. е. при нагреве от комнатной до указанного интервала температур;

· охрупчивание наступает, если металл был нагрет до 6000С, а затем с температуры отпуска замедленно охлажден в интервале 600-4500С.

Явление снижения пластичности закаленных легированных сталей после отпуска в интервале температур 450-6000С и последующего замедленного охлаждения (на воздухе или с печью) получило название отпускная хрупкость второго рода (обратимая отпускная хрупкость - ООХ). В литературе часто указываются уточненные верхняя и нижняя граница этого температурного интервала (375 и 5750С - поэтому часто и называют 3000С - хрупкостью). Если охрупченную сталь повторно нагреть до температур этого интервала и ускоренно охладить с температуры отпуска (в воде, масле и т. д.), то явления охрупчивания не наблюдается. Но если еще раз повторно нагреть в указанный интервал температур и вновь медленно охлаждать, то металл опять охрупчивается. При этом надо отметить и тот факт, что металл может охрупчиваться не только при замедленном охлаждении с температуры отпуска, но и при изотермических выдержках в опасном интервале температур.

Основные закономерности развития обратимой отпускной хрупкости:

1.Углеродистые стали не склонны к ООХ. Этому явлению подвержены только легированные стали. Хром, марганец и никель способствуют развитию ООХ, особенно при комплексном легировании. Наиболее сильно ООХ проявляется у хромоникелевых и хромомарганцевых сталей. Добавки молибдена 0,2-0,6% и вольфрама (1,1-1,6%) значительно снижают степень охрупчивания, но повышение концентрации молибдена свыше 0,6-0,8% приводит к увеличению охрупчивания (вероятно из-за образования карбидов Мо). Подобным образом может снижать степень охрупчивания и титан в сталях, содержащих сурьму. Изменение содержания углерода в легированной стали приводит к различным реакциям на явление ООХ. Вероятно, что в каждом конкретном случае углерод может себя вести по-разному, в зависимости от того, какие легирующие элементы - КОЭ или нет, находятся в приграничных зонах (например, связывая хром в карбиды, уменьшает сегрегацию сурьмы и т. д.). Влияние углерода на ООХ возможно в следующих ситуациях:

Причины отпускной хрупкости

· при образовании карбидов повышается сегрегация на границах зерен Ni и Sb вследствие извлечения этих элементов из твердого раствора карбидами;

· границы раздела между карбидами и твердым раствором (матрицей) после ООХ является слабым местом и поэтому в сталях, содержащих углерод разрушение происходит по границам бывшего аустенитного зерна, в отличие от сталей без углерода, где разрушение идет по границам ферритных зерен;

· повышение концентрации углерода в стали само по себе приводит к упрочнению и охрупчиванию.

2. Повышение степени чистоты стали по вредным примесям - олову (Sn), фосфору (Р), сурьме (Sb ), мышьяку (As) снижает склонность к ООХ. В последние 10-15 лет появились результаты исследований, доказывающие, что и медь может усиливать склонность к ООХ при содержании фосфора і0,005%. В отношении азота были получены данные на Cr-Ni сталях об охрупчивающем влиянии за счет образования нитридов на границах зерен, хотя есть данные и об образовании сегрегаций азота на границах.

3. Скорость и степень ООХ зависит от температуры и времени выдержки в опасном температурном интервале-450-6000С. При определенных температурах (5500С) ООХ наступает быстрее, чем при других температурах

4. Независимо от степени охрупчивания, повторный, даже кратковременный нагрев с последующим ускоренным охлаждением устраняет охрупчивание.

5. Разрушение охрупченного металла при ударных испытаниях происходит чаще всего по границам бывшего аустенитного зерна (возможны варианты охрупчивания Ф в объемах без бывших А границ, т. е. все большеугловые границы). Чем крупнее были аустенитные зерна в стали перед закалкой, тем большая степень охрупчивания. При этом большинством исследователей установлено, что обогащение границ зерен примесями развивается в a-области в процессе изотермической выдержки в опасном интервале температур или при замедленном охлаждении металла в этом интервале (при нагреве металла в g-области обогащения примесями границ зерен не наблюдали).

6. ООХ характерно для сталей не только с мартенситной структурой, но и с бейнитной и, в меньшей степени, с П структурой (Ф+П структура не подвержена ООХ, а вот Ф+Б охрупчивается).

Причиной ООХ при отпуске в температурном интервале 325-5250С является сегрегация примесей (As, Sn, P, Sb, C) и легирующих элементов к границам бывших аустенитных зерен, что приводит к повышению сегрегирующих элементов в локальных объемах в 100-1000 раз (до 0,01-0,001%) по сравнению с их объемной концентрацией. Толщина приграничного слоя сегрегаций достигает нескольких атомных диаметров (Ј10).

Сегрегация легирующих и примесных элементовпротекает в процессе отпуска, в то время как сегрегация в аустените на ОХ влияния не оказывает. Роль легирующих элементов на ООХ заключается в их способности усиливать сегрегацию примесей благодаря положительной энергии взаимодействия между легирующими элементами, например, никелем и атомами примесей.