Материаловедение. 3

    МИНИСТЕРСТВО  ОБРАЗОВАНИЯ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

    КУРГАНСКИЙ  ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

    Контрольная работа

    по  дисциплине: «Материаловедение» 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

    Выполнил: ст-т  гр.ЭЗ-3717                                                 Баранова Н.М.

                                                                                                  № зач.кн. 377039 

    Проверил: пр-р, д.т.н.                                                          Афанаскин А.В. 
 
 
 
 
 
 
 

    Курган 2010

    Содержание 

         Введение

    1.  Расшифровка марок.

    2.  Нормализация стали. Цель, режим.

    3.  Поковки из стали 40 имеют крупнозернистое строение. Опишите способ

         термической обработки, обеспечивающей  получение мелкого зерна.

    4.  Классификация  сплавов на основе алюминия.

         Список используемой литературы 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

ВВЕДЕНИЕ

    Современный научно-технический прогресс неразрывно связан с разработ-кой и освоением новых материалов. Именно материалы стали ключевым звеном, определяющим успех многих инженерных решений при создании сложнейшей электронной аппаратуры. Интенсивное развитие электроники связано с появле-нием новых разнообразных полупроводниковых приборов и интегральных микросхем, которые находят широкое применение в вычислительной технике, космонавтике, автоматике, радиотехнике, телевидении, в установках измери-тельной техники, медицине, биологии и др. В настоящее время число наименова-ний материалов, применяемых в электронной технике для различных целей, составляет несколько тысяч.

    При использовании материалов необходимо знание комплекса их свойств, позволяющих использовать их при различных условиях эксплуатации. А нередко перед конструкторами и технологами возникают и более сложные задачи по созданию материалов с заранее заданными свойствами. В технологическом процессе изготовления полупроводниковых приборов и интегральных микро-схем широко используются как традиционные полупроводники, металлы и спла-вы, так и новые материалы, специально разработанные для полупроводниковой технологии.

    Применение  большого количества разнообразных материалов, используе-мых в электронной промышленности, предполагает знание их обозначений в соответствии с ГОСТами. 
 
 
 
 
 
 
 

1. Расшифруйте следующие  марки.

    Стали продолжают оставаться важнейшими конструкционными и инстру-ментальными материалами, применяемыми в различных отраслях промышлен-ности, в том числе и на предприятиях радиоэлектроники, приборостроения, авто-матики и др. Кроме основных требований по прочности, железоуглеродистые сплавы могут обладать высокой коррозионной стойкостью, особыми магнит-ными, тепловыми и электрическими свойствами.

    Стали применяют для изготовления схемотехнических и конструктивных элементов радиоэлектронной аппаратуры, инструментов, оснастки и оборудо-вания, необходимых для технологического процесса их производства, поэтому для выбора материала, выбора способа его обработки, необходимо знание его обозначения в соответствии с ГОСТом.

    В России и других странах СНГ применяют  самую совершенную систему обозначения  марок стали, разработанную в  СССР.

    Маркировка  стали зависит от ее металлургического качества, назначения и химического состава.

    Металлургическое  качество стали зависит от ее чистоты по вредным примесям (сере S и фосфору P) и неметаллическим включениям.

    По  металлургическому  качеству сталь разделяют на:

− сталь обыкновенного качества (S не более 0,055…0,060 %; P не более 0,05…0,07 %);

− качественную (S не более 0,03 %; P не более 0,03 %);

− высококачественную (S не более 0,025 %; P не более 0,025 %);

− особо высококачественную (S не более 0,015 %; P не более 0,015 %; ограничение по количеству неметаллических включений на единице площади металлографического шлифа).

    Металлургическое  качество стали определяет алгоритм дальнейшей расшифровки марки.

    По назначению сталь делят на следующие основные группы:

− конструкционные;

− инструментальные;

− стали с особыми свойствами.

    По химическому составу сталь делят на углеродистую и легированную.

    По  содержанию углерода различают мало- (до 0,25 % С), средне- (0,25…0,6 % С) и высокоуглеродистую (свыше 0,6 % С) сталь.

    По  степени легирования (т.е. по суммарному количеству легирующих доба-вок) различают мало- (до 2,5 %), средне- (2,5…10 %) и высоколегированные (более 10 %) стали. 
 
 
 
 
 

Ст1сп

1. углиродистая обыкновенного качества.
2. конструкционная.
3. спокойная.
4. С=0,06-0,12%
5. S=0,05%
6. P=0,04%

Сталь 08кп

1. низкоуглеродистая качественная конструкционная.
2. кипящая.
3. С=0,08%
4. S=0,035%
5. P=0,030%

4X8B2

1. легированная конструкционная качественная.
2. С=0,04%
3. Х=8%
4. В=2%
5. S=0,035%
6. P=0,030%

Сталь 30А

1. низкоуглеродистая высококачественная конструкционная.
2. С=0,3%
3. S=0,025%
4. P=0,025%

У13

1. углеродисто инструментальная.
2. качественная.
3. С=1,3%
4. S=0,028%
5. P=0,030%

35Х

1) легированная  конструкционная.

2) качественная.

3. С=0,35%
4. Х=1%
5. S=0,035%
6. P=0,030%

38ХГС

1. легированная конструкционная.
2. качественная.
3. Х=1%
4. Г=1%
5. С=1%
6. S=0,035%
7. P=0,030%

15Х2Г2СВ

1. легированная конструкционная.
2. Качественная.
3. Х=2%
4. Г=2%
5. С=1%
6. В=1%
7. S=0,035%
8. Р=0,030%

20ХНМ

1. легированно инструментальная.
2. высококачественная.
3. Х=1%
4. Н=1%
5. М=0,05-0,2%
6. S=0,018%
7. Р=0,025%

Ст5сп

1) углиродистая обыкновенного качества.

2) конструкционная.

3. полуспокойная.
4. С=0,06-0,12%
5. S=0,05%
6. P=0,04%

2.  Нормализация стали.  Цель, режим. 

 Нормализация - термообработка, при которой сталь  охлаждается не в печи, как при  отжиге, а на воздухе в цехе. Нагревание ведется до полной перекристаллизации (на 30-50 ^o выше точек А_c3 и А_ст), в результате сталь приобретает мелкозернистую, однородную структуру. Твердость, прочность стали после нормализации выше, чем после отжига.

 Структура низкоуглеродистой стали после  нормализации феррито-перлитная, такая  же, как и после отжига, а у средне- и высокоуглеродистой стали – сорбитная; нормализация может заменить для первой – отжиг, а для второй – закалку с высоким отпуском. Часто нормализацией подготавливают сталь для закалки. Термообработку некоторых марок углеродистой, легированных сталей заканчивают нормализацией.

     В ряде случаев, когда от материала  изделия не требуется повышенных прочностных свойств, нормализация заменяет закалку. Особенно это касается деталей из низкоуглеродистой стали, для которых применение закалки  исключается из-за очень высокой критической скорости закалки.

     При нормализации заэвтектоидных сталей из-за ускоренного выделения из аустенита  избыточного (вторичного) цементита  нежелательная цементитная сетка  вокруг перлитных зерен не образуется. В связи с этим одной из целей нормализации является разрушение упомянутой сетки у заэвтектоидных сталей. 
 
 

3.  Поковки из стали  40 имеют крупнозернистое  строение. Опишите  способ  термической  обработки, обеспечивающей  получение мелкого  зерна. 

      Нагрев  стали при термической обработке используют для получения аустенита. Структура доэвтектоидной стали при нагреве ее до критической точки Ac₁ состоит из зерен перлита и феррита. В точке Ac ₁ происходит превращение перлита в мелкозернистый аустенит. При дальнейшем нагреве от точки Ac₁ до Ас₃ избыточный феррит растворяется в аустените и в точке Ас₃ (линия GS) превращения заканчиваются. Выше точки Ас₃ структура стали состоит из аустенита.

      Таким же образом происходят превращения  при нагреве заэвтектоидной стали, но с той лишь разницей, что при дальнейшем повышении температуры от точки Ac₁ до точки А _cm в аустените начинает растворяться избыточный цементит (вторичный). Выше точки А _cm (линия SE) структура состоит только из аустенита. Вновь образовавшийся аустенит неоднороден даже в объеме одного зерна. В тех местах, где раньше были пластинки цементита, содержание углерода значительно больше, чем в тех местах, где находились пластинки феррита.

      Для выравнивания химического состава  и получения однородного аустенита доэвтектоидную сталь нагревают немного выше верхней критической точки Ас₃ и выдерживают некоторое время при этой температуре для завершения диффузнойных процессов.

      По  окончании процесса превращения  перлита в аустенит образуется большое  количество мелких аустенитных зерен. Эти зерна называют начальными зернами аустенита.

      Дальнейший  нагрев стали или увеличение выдержки приводит к росту аустенитного зерна. Размер зерна, полученный в стали в результате той или иной термической обработки, называют действительным зерном. Величина такого зерна зависит не только от термической обработки, но и от способа выплавки стали. Однако склонность к росту аустенитных зерен с повышением температуры нагрева различная. Стали, раскисленные в процессе плавки кремнием и марганцем, обладают большой склонностью к непрерывному росту зерен аустенита при повышении температуры. Такие стали называют наследственно крупнозернистыми. К ним относят кипящие стали.

      Стали, раскисляемые в процессе выплавки дополнительно  алюминием и в особенности  легированные титаном или ванадием, мало склонны к росту зерна аустенита при нагреве до 950 - 1000°С. Такие стали называют наследственно мелкозернистыми. К ним относят спокойные стали.

      Размер  наследственного зерна не оказывает  влияния на свойства стали. От размера  действительного зерна зависят механические свойства стали, главным образом ударная вязкость, она значительно понижается с увеличением размера зерна. Размер действительного зерна в стали зависит от размера зерна аустенита. Как правило, чем крупнее зерна аустенита, тем крупнее действительные зерна.

      Размер  наследственного зерна оказывает  влияние на технологические свойства стали. Если сталь наследственно мелкозернистая, то ее  можно нагревать до более высокой температуры  и выдерживать при ней более длительное время,  не опасаясь чрезмерного роста зерна по сравнению с наследственно крупнозернистой сталью. Горячую обработку давлением — прокатку, ковку, объемную штамповку наследственно мелкозернистой стали — можно начинать и оканчивать при более высокой температуре, не опасаясь получения крупнозернистой структуры.

      Для определения размера наследственного (аустенитного) зерна применяют различные  методы. Например, для низкоуглеродистых  цементуемых сталей применяют метод  цементации, т.е. науглероживание поверхности стали. При нагреве стали до 930 ±10°C в углеродсодержащей смеси и выдержке при данной температуре в течение 8 ч поверхностный слой ее насыщается углеродом до заэвтектоидного состава. При охлаждении из аустенита выделяется избыточный цементит, который располагается по границам зерен аустенита в виде сетки. После полного охлаждения эта цементитная сетка окружает зерна перлита и показывает размер бывшего при нагреве аустенитного зерна. Подготовленную таким образом структуру стали рассматривают в микроскоп при 100^х увеличении, видимые под микроскопом зерна сравнивают с эталонными, предусмотренными стандартной шкалой размеров зерна (рис. 32). Зерна от № 1 до № 4 считают крупными, а с № 5 — мелкими.

      Рис. 1. Шкала для определения размера  зерна: 1-10- номера зерен при 100^х увеличении

      Аустенит  является устойчивым только при температуре выше 727°С (точка Ar ₁). При охлаждении стали, предварительно нагретой до аустенитного состояния (ниже точки, Аr₁), аустснит становится неустойчивым — начинается его превращение. Такое превращение может начаться только лишь при некотором переохлаждении аустенита. Для случая эвтектоидной углеродистой стали аустенит превратится в перлит, т. е. в механическую смесь феррита и цементита. При этом, с одной стороны, чем ниже температура превращения, тем больше переохлаждение и тем быстрее будет происходить превращение аустенита в перлит. С другой стороны, это превращение сопровождается диффузионным перераспределением углерода и чем ниже температура переохлаждения, тем медленнее протекает процесс диффузии, что в свою очередь замедляет превращение аустенита в перлит. Такое противоположное действие обоих названных факторов (переохлаждения и диффузии) приводит к тому, что вначале с увеличением переохлаждения скорость превращения возрастает, достигая при определенной величине переохлаждения максимума, а затем убывает.

      Процесс превращения аустенита в перлит экспериментально проводят при постоянной температуре, т. е. в изотермических условиях. Для этого образцы из стали нагревают до температуры, при которой ее структура состоит из однородного аустенита, а затем быстро переносят в термостаты с заданной температурой.

    Величина  зёрен зависит от числа зародышей  кристаллизации и скорости их роста. Если скорость охлаждения мала, то число  возникающих и растущих зародышей невелико и в конце кристаллизации формируются структуры из крупных зёрен. При большой скорости охлаждения число одновременно развивающихся центров кристаллизации, а следовательно и число зёрен возрастает и в конце кристаллизаций они оказываются меньше чем в первом случае. Это можно наблюдать на практике – в тонких сечениях литых деталей структура стали мелкозернистая, так как здесь происходит более быстрое охлаждение, чем в толстых сечениях. Чем мельче зёрна, тем выше прочность и особенно вязкость металла.

    Чтобы сделать зерно мелким, в металл вводят специальные вещества – модификаторы. Например, в жидкую сталь при её разливке добавляют порошок железа или частицы тугоплавких оксидов, которые являются готовыми центрами кристаллизации. Процесс искусственного регулирования величины зёрен получил название модифицирования.

Модификаторы  по их действию можно классифицировать на три группы:

1. модификаторы, повышающие смачиваемость одной составляющей сплава другой, т.е. снижающие поверхностное натяжение на границе между ними и тем самым облегчающие образование твердой фазы, контактирующей с жидкой;
2. модификаторы, являющиеся непосредствен ными зародышами кристаллизации;
3. инокуляторы - модификаторы, изменяющие литую структуру за счет уменьшения перегрева кристаллизующегося металлического расплава.

   Модификаторы  второго типа могут быть таковыми в очень редких случаях - когда  их размер и температура модифицируемого  металлического расплава настолько  близка к температуре затвердевания, что ее будет недостаточно для расплавления введеного в ванну модификатора и уже закристаллизовавшегося на нем (намерзшего) слоя металла. Уже присутствующие в расплаве частицы твердой фазы (неметаллические включения или достаточно давно введенные, а значит имеющие одинаковую с кристаллизующимся расплавом температуру, частицы более тугоплавкого металла) не могут быть зародышами твердой фазы, так как  в соответствии со вторым законом термодинамики (передача тепла от холодного к горячему невозможна) они просто не могут принять на себя (в себя) теплоту кристаллизации, выделяющуюся при образовании твердой фазы. Поэтому часто встречающиеся в литературе утверждения о том, что зародышами кристаллизации могут быть оксиды, нитриды и сульфиды является очень спорными. Кроме того, спорность положений о том, что сульфиды и нитриды в стали могут быть зародышами твердой фазы вызывает то, что на момент начала кристаллизации (температура 1400...1500 °С) образование таких соединений возможно лишь в экзотических случаях, в частности при очень высоких концентрациях азота и сильного нитридообразователя (например, циркония), также в исключительных случаях возможно выделение твердых частиц CaS при обработке металла чрезмерно большим количеством кальция при высокой концентрации серы. Но даже если эти включения и присутствуют в металле, они имеют одинаковую с ним температуру и поэтому не могут аккумулировать дополнительное количество энергии, выделяющейся при кристаллизации в виде теплоты плавления.

   Модификаторы  третьего типа - инокуляторы - оказывают свое действие через охлаждение кристаллизующегося металлического расплава. Больший темп охлаждения способствует росту скорости кристаллизации и уменьшению развития ликвационных процессов, что, естественно, благоприятно отражается на структуре.

   Под модифицированием макроструктуры понимают получение отливок и слитков с мелкозернистым строением. Конечной задачей модифицирования является повышение механических, технологических и эксплуатационных свойств отливок, слитков, а также получаемых из них изделий и полуфабрикатов посредством измельчения литой структуры.

   Дисперсность  литой структуры характеризуется  расстоянием между осями первого  порядка или размером, так называемого, литого зерна. Последнее представляет собой визуально выделяемую на шлифе  область, отличающуюся от соседних участков цветовым оттенком и имеющую выраженные границы. Литые зерна формируются в отличающихся теплофизических условиях, различие в которых обуславливает иное направление и возможно значение градиента температур и, соответственно, направление роста твердой фазы; на стыке подобных участков скапливается повышенное количество ликватов и дефектов кристаллической решетки, что и обуславливает повышенную травимость этих мест и, соответственно, возможность их визуальной идентификации.

   Литое зерно может содержать в себе один или более дендритов, направленный рост которых собственно и способствовал его формированию. Граница зерна не может пересекать сам дендрит, его сформировавший. Внутри зерна оси соответствующих порядков параллельны.

   Поскольку размер литого зерна зависит от соотношения скоростей зарождения (n) и роста (v) кристаллов, то и модифицирование по существу направлено на изменение этих параметров в нужном направлении. Расстояние между осями первого порядка тем меньше, чем ниже скорость роста кристаллов и чем больше скорость зарождения центров кристаллизации. Согласно теории кристаллизации в условиях самопроизвольного зарождения кристаллов скорости их роста и зарождения зависят не только от переохлаждения, но и от поверхностного натяжения а на границе расплав-кристалл и энергии активации атомов в расплаве (U)

n = K₁·exp[-U₁/(R·T)]·ехр[-В·σ³/(T·ΔT²)]                          (1) 
v = К₂·ехр[-U₁/(R·T)] ехр [-E·σ²/(Т·ΔТ)]                            (2) 
где К₁ - множитель пропорциональности, равный приблизительно числу атомов в рассматриваемом объеме расплава (для одной моли К₁ ~10²³); 
     К₂ - множитель пропорциональности, равный приблизительно числу атомов на поверхности рассматриваемого объема (для одной моли К₂ ~10¹⁶); 
     U - энергия активации атомов в расплаве; 
     U₁ - энергия активации, определяющая скорость обмена атомами между двухмерным зародышем и расплавом (U₁= 0,25·U); 
      σ - поверхностное натяжение на границе расплав-кристалл; 
      σ₁ - поверхностное натяжение расплава на периферии двухмерного зародыша; 
      В - постоянная вещества = (2/k)·[4·M·T₀/(ρ·q)]²; 
      М и ρ - молекулярная масса и плотность вещества кристалла; 
      q - теплота плавления одной мо ли вещества; 
      k - постоянная Больцмана; 
     Е - постоянная вещества (E·σ² ~ 10^-3·В·σ³); 
      R - газовая постоянная; 
     Т - температура; 
     ΔТ- переохлаждение.

   Из  приведенных уравнений следует, что увеличение скоростей зарождения и роста кристаллов возможно при уменьшении энергии активации и величины поверхностного натяжения.

   Более наглядно роль поверхностного натяжения  на границе расплав-кристалл видна  из выражений для полной работы образования зародышей (А_р) и критического радиуса зародыша (r_кр)

А_р = В·σ³/(Т·ΔT²)                                                               (3) 
r_кр = 2·σ·Т/(L·ΔT·Т)                                                               (4)

   Уравнение для расчета критического радиуса  зародыша твердой фазы получено, исходя из следующих соображений.

   Образование новой фазы сопровождается появлением новой поверхности жидкое-твердое. Поэтому для того, чтобы зародыш мог образоваться, необходимо, чтобы снижение энергии той массы вещества, из которой он сформировался, превышало энергию, затрачиваемую на образование поверхности раздела. Поэтому образование новой фазы (кластера) возможно только при достижении им определенного критического радиуса. Пока зародыш не достиг критического размера, его рост сопровождается повышением энергии. Такой процесс возможен только благодаря флуктуациям.

   Таким образом, обозначая молярную энергию жидкой и твердой фаз как G_L и G_S, а поверхность образовавшейся новой фазы как S, запишем условия появления новой фазы

ΔG = V·ρ/M_r·(G_S - G_L) + S·σ_L-S 
где V - объем одного моля вещества, м³/моль; 
       ρ - плотность вещества, кг/м³; 
       M_r - молярная масса, г/моль; 
       σ_L-S - поверхностная энергия, Дж/м².

Если принять, что зародыш имеет сферическую  форму, то получим

ΔG = 4/3·π·r³· ρ/M_r·(G_S - G_L) + 4·π·r²·σ_L-S                               (5)

   При температурах превышающих температуру плавления G_S > G_L и, соответственно, существование твердой фазы энергетически невыгодно. Охлаждение металла до температур меньших T_пл приводит к тому, что разность (G_S - G_L) становится отрицательной. Благодаря этому в переохлажденной до определенной температуры жидкости при некотором критическом значении r = r_к величина ΔG достигает максимального значения. Дальнейшее увеличение r приводит к снижению ΔG.

   Радиус  критического зародыша может быть найден из условия, что в максимуме ∂ΔG/∂r = 0. Таким образом, из уравнения (5) следует, что

r_к = 2∙σ_L-S∙M_r^Fe/[(G_S - G_L)∙ρ_Fe]

Величина (G_S - G_L) может быть выражена через скрытую теплоту плавления и T_пл при помощи известного термодинамического соотношения:

ΔG = ΔH - T·ΔS = -L - T·ΔS

При T = T_пл разность ΔG равна нулю, следовательно

ΔS = -L/T_пл

Принимая, что  при относительно небольших переохлаждениях  не зависит от температуры, найдем

ΔG^Тпл- ΔG^Т = (ΔН^Тпл - Т_пл·ΔS^Тпл) - (ΔН^Т - T·ΔS^Т) = -ΔT·ΔS = ΔT·L/Т_пл

В итоге получим

r_к = 2∙σ_L-S∙M_r^Fe∙T_пл/(ρ_Fe∙L∙ΔT) 
где r_к - радиус кластера, м; 
      r_Fe - радиус  атома железа, Å; 
     M_r^Fe - молекулярная масса железа, г-атом/моль; 
     Ρ_Fe - плотность железа, г/см³; 
     σ_L-S - поверхностное натяжение, Дж/см²; 
      L - теплота плавления, Дж/моль; 
     T_пл - температура плавления, K; 
     ΔT - переохлаждение, K.

   Из  этих выражений видно, что чем ниже поверхностное натяжение, тем меньше работа образования зародышей и ниже критический размер устойчивого зародыша. Тем самым снижение поверхностного натяжения на границе расплав-кристалл облегчает зарождение центров кристаллизации, т.к. увеличивает скорость зарождения центров, пропорциональную показателю

у = ехр [-В·σ³/(Т·ΔT²)]                                                         (6)

   В аналогичном  направлении согласно этим решениям действует повышение переохлаждения, также способствующее зарождению новых центров кристаллизации. На основе сопоставления уравнений (1) и (2) можно сделать вывод о том, что из двух процессов (зарождение и рост) лимитирующим является процесс за рождения центров кристаллизации. Это обусловлено тем, что в уравнение скорости зарождения (1) переохлаждение входит со степенью 2 (в отличие от выражения для скорости роста, где показатель степени при переохлаждении равен 1). Поэтому для зарождения центров кристаллизации требуется значительно большее переохлаждение, чем для их роста. С учетом этого при рассмотрении модифицирования обычно наибольшее внимание уделяют увеличению скорости зарождения центров кристаллизации под действием примесей-модификаторов.