Приборы, материалы, справочные пособия. Лабораторные муфельные печи, твердомер, металлографический микроскоп

Лабораторные муфельные печи, твердомер, металлографический микроскоп, абразивные материалы, образцы углеродистых и легированных сталей: ст.45 (ст.40Х), У8, IXI3, Х18Н10Т, диаграмма железо-углерод, образцы эталонных структур, атлас микроструктур.

 

Содержание работы

4.1. Задание и порядок выполнения работы

4.1.1. Определение критических точек углеродистых и легированных сталей методом пробных закалок:

- измерить твердость образцов в исходном (отожженном) состоянии, занести результаты в табл.6.1;

- провести закалку образцов в воду: при этом нагрев под закалку образцов сталей 45, 40х и У8 осуществляется в интервале температур 650-850⁰С, для стали 1Х13 – 800-1000⁰С, 1Х18Н10Т – 700-900⁰С, с шагом температур 50⁰С, начиная с начальной для каждого нового образца. Продолжительность выдержки образца при температуре закалки равна 1/5 времени нагрева. Выдержку отсчитывают с момента выравнивания цвета каления образцов и стенок муфеля печи. Для сокращения времени нагрева рекомендуется все образцы, которые по условиям задачи надо нагреть до различных повышающихся температур, заложить в одну печь, нагретую до наиболее низкой температуры, указанной в задаче, и выдержать при этой температуре 5-10 мин после того, как цвет каления совпадет с накалом муфеля.

Образцы сталей, подлежащих закалке с начальной температурой, быстро вынимаются из печи и немедленно переносятся в бак с водой, установленные у печи. При этом образцы необходимо перемешивать в воде в течение 2-3 сек, чтобы сбить паровую рубашку, образующуюся на поверхности и замедляющую охлаждение. Затем повышают температуру печи до следующей температуры (выше на 50⁰С), выдерживают при этой температуре в течение 3-5 мин и аналогичным образом закаливают очередные образцы. Повторение операций осуществляется до закалки последнего образца, нагреваемого до наиболее высокой температуры;

- измерить твердость образцов в закаленном состоянии, результаты занести в табл.6.1;

Таблица 6.1

Результаты измерения твердости сталей, подвергнутых различной термической обработке

 

Марка стали

Твер-дость в исход-ном сос-тоянии

Твер-дость в закален-ном сос-тоянии (охл. среда)

Твердость после отпуска

2000С

4000С

6500С

Время отпуска (мин.)

 

- исходя из полученных данных для легированной стали IX13 и одной из углеродистых сталей, указанных преподавателем, выбрать оптимальную температуру нагрева под закалку на максимальную твердость;

- провести закалку с выбранной температурой нагрева двух отожженных (исходных) образцов стали IX13 и углеродистой стали в воду, а по одному образцу этих же марок охладить на воздухе (нормализовать);

- измерить твердость обработанных образцов, результаты занести в табл.6.1.

 

4.1.2. Отпуск углеродистой и легированной стали

- провести отпуск углеродистой и легированной стали IX13 при температурах 200⁰, 400⁰ и 650⁰С (по образцу каждой стали при каждой температуре);

- измерить твердость образцов после 10, 20 и 40 мин отпуска;

- во избежание возникновения в образцах термических напряжений охлаждение образцов перед измерением проводится на воздухе, а не в воде, результаты занести в табл.6.1.

 

4.1.3. Изучить микроструктуру сталей в исходном, закаленном и отпущенном состояниях по эталонным образцам.

Оформление отчета по лабораторной работе

В отчете следует привести:

- цель работы;

- краткую теорию фазовых превращений в сталях;

- представить в виде графиков и таблиц результаты измерения твердости после различных видов термической обработки;

- схематические рисунки сталей в различном структурно-фазовом состоянии.

 

6. Контрольные вопросы

 

1. Уметь зарисовать по памяти “стальной” угол диаграммы.

2. Четыре основных превращения в сталях.

3. Механизм образования аустенита при нагреве.

4. Определение структуры мартенсита и особенностей мартенситного превращения; положение углерода в решетке мартенсита.

5. Причина высокой твердости мартенсита.

6. Критическая скорость охлаждения и факторы, влияющие на ее величину.

7. Влияние легирующих элементов на температурный интервал мартенситного превращения.

8. Принципы маркировки сталей, в т.ч. легированных; состав изучаемых сталей.

9. Классификация легированных сталей по структуре при охлаждении на воздухе.

10. Уметь прогнозировать класс легированных сталей, исходя из ее марки (состава).

11. Определение структур перлитного типа (перлит, сорбит, тростит).

12. Превращения при отпуске стали.

13. Чем определяется температурный интервал закалки? Указать этот интервал для доэвтектоидных, эвтектоидных и заэвтектоидных сталей.

14. Чем определяется время выдержки образцов при нагреве под закалку?

 

Литература

1. Геллер Ю.А., Рахштадт А.Г. Материаловедение (Лабораторные работы). – М.: Металлургия. 1983. 384 с.

2. Гуляев А.П. Металловедение. – М.: Металлургия. 1986.544с.

 

 

Р а б о т а № 8

ДИСПЕРСИОННОЕ ТВЕРДЕНИЕ

Цель работы

Экспериментальное изучение процесса дисперсионного твердения.

 

Краткая теория

К дисперсионному твердению относится большая группа процессов, в основе которых лежит явление распада пересыщенных твердых растворов, сопровождающееся повышением прочности и потерей пластичности материалов. Такое изменение механических свойств может наблюдаться при нагреве материалов, их деформации, а также в процессе эксплуатации изделий в различных условиях. Типичными представителями дисперсионно-твердеющих материалов являются большинство металлических жаропрочных материалов (например, нимоники), бериллиевые бронзы, а также алюминиевые сплавы типа дюралюминов.

Очевидно, что твердый раствор будет пересыщенным, если содержание легирующих элементов в нем превышает предел их растворимости при нормальной температуре. Такой раствор может быть получен для всех сплавов, находящихся при комнатной температуре в концентрационной области а-б на равновесной диаграмме состояния, изображенной на рис.7.1.

Если нагреть сплав, находящийся в концентрационной области а-б выше линии , определяющую предельную концентрацию растворимости одного компонента в другом (в конкретном случае Cu в Al), получится однородный a - твердый раствор. При быстром охлаждении (закалке) это состояние однородного твердого раствора сохраняется, и раствор окажется пересыщенным одним из компонентов (в данном случае атомами меди). Такое состояние твердого раствора является метастабильным, и он (раствор) с течением времени будет распадаться. Этот процесс распада, получивший название старения, может происходить как при комнатной температуре (естественное старение), так и при повышенной температуре (старение искусственное). Старение является процессом диффузионным. Поэтому скорость его развития определяется температурой и временем выдержки при этой температуре, причем по мере увеличения обоих параметров скорость процесса возрастает.

Распад пересыщенных твердых растворов чаще всего изучают по изменению свойств материала, сопутствующих процессу (твердости, электросопротивления), а также с помощью прямого наблюдения выделений, выпадающих из раствора под электронным или световым микроскопом.

Наиболее детально механизм процесса дисперсионного твердения изучен для системы Al-Cu, являющейся основой для сплавов типа дюралюмин. Именно на этой системе в дальнейшем и будет сосредоточено основное внимание.

Типичный ход кривых упрочнения при различных температурах старения для системы Al-Cu показан на рис.7.2.

Начальный период старения, протекающего при комнатной и более низких температурах, характеризуется отсутствием или весьма малым изменением прочности. Этот период носит название инкубационного. На последующих этапах старения атомы меди, располагающиеся в закаленном состоянии статистически, собираются в определенных кристаллографических плоскостях, образуя зоны с повышенной концентрацией Cu – зоны Гинье-Престона (Г-П). Из-за существенного различия атомных радиусов меди и алюминия кристаллическая решетка в зонах Г-П искажается, что препятствует движению дислокаций. Внешне это проявляется в повышении сопротивления деформации и увеличении прочности сплава. Упругие напряжения, возникающие вокруг зон Г-П, по мере их роста увеличиваются, что все в большей степени затрудняет движение дислокаций. Упрочнение сплава за счет образования зон Г-П усиливается также с ростом их суммарного объема. Образованием зон Г-П обычно заканчивается естественное старение, а также искусственное старение при температурах ниже 100⁰С.

При температурах старения 150-200⁰С концентрация меди в зоне Г-П по мере увеличения времени старения достигает стехиометрического соотношения, соответствующего интер-металлиду , и образуется промежуточная метастабильная фаза с собственной кристаллической решеткой, но когерентно связанной с решеткой матричного твердого раствора. Такое структурное состояние обычно соответствует максимальному упрочнению при данной температуре старения.

Увеличение времени выдержки при 150-200⁰С, а также дальнейшее увеличение температуры старения способствует росту частиц метастабильной фазы, нарушению когерентной связи и преобразованию промежуточной фазы в стабильную фазу с тем же стехиометрическим составом, но с наличием границы раздела с матрицей.

 

 

 

Поскольку при этом упругие напряжения, связанные с когерентностью, исчезают и сохраняются только напряжения, определяемые разницей атомных объемов матрицы и выделившейся фазы, движение дислокаций и, следовательно, развитие пластической деформации облегчается. По мере коагуляции частиц расстояние между ними возрастает и соответственно облегчается прохождение дислокациями фронта частиц путем их огибания. Такое изменение механизма движения дислокаций приводит к разупрочнению сплава.