Ирина Эланс

Автор который поможет с любыми образовательными и учебными заданиями

Строение металлов

1. Зеренное строение металлов. Границы зерен и субзерен.

Металлы – это поликристаллические тела, они состоят из мелких кристаллов. Характеризуются металлическими свойствами и составляют 50 % всех химических элементов. Строение металлов и их сплавов кристаллическое.

В процессе кристаллизации кристаллы приобретают неправильную форму. Их называют зернами. Каждое зерно имеет свою ориентировку кристаллической решетки, которая отличается от ориентировки соседних зерен. Размер зерна металла влияет на его механические свойства. Данные свойства, вязкость и пластичность, значительно выше, если металл имеет мелкое зерно.

Поверхности раздела зерен называются границами зерен, которые могут быть: наклонными при расположении оси вращения в той же плоскости, что и граница; кручеными при перпендикулярно расположенной оси к плоскости. Такой кусок металла является поликристаллом. Границы зерен определяются точками соприкосновения смежных кристаллов. О размерах, структуре и характере строения зерен можно судить по изломам металла.

В поликристаллических материалах размер зерен от 1 до 1000 мкм. Зерна разориентированы, повернуты одни относительно других до десятков градусов. Границы являются основным дефектом в металлах. На границах между зернами атомы не имеют правильного расположения. Существует переходная область шириной в несколько атомных диаметров, в которой решетка одного зерна переходит в решетку другого зерна с иной ориентацией. Строение переходного слоя (границы) способствует скоплению в нем дислокаций, так как при переходе через границу ни плоскость скольжения, ни вектор Бюргерса не сохраняются неизменными. Нарушение правильности расположения способствует тому, что на границах зерен повышена концентрация тех примесей, которые понижают поверхностную энергию. Внутри зерен нарушается правильное кристаллическое строение.

Границы субзерен менее нарушены. Все металлы имеют общие свойства: пластичность, высокую тепло– и электропроводность, специфический металлический блеск, повышают электросопротивление с ростом температуры.

Из жидкого расплава вырастает монокристалл, который представляет собой один кристалл. Размеры монокристаллов невелики, их используют в лабораториях для изучения свойств какого-либо вещества. Металлы и сплавы, которые получают в самых обычных условиях, состоят из большого количества кристаллов, они имеют поликристаллическое строение.

Изучение строения металлов с помощью рентгеноструктурного анализа и электронного микроскопа позволило установить, что внутреннее кристаллическое строение зерна не является правильным. В кристаллических решетках реальных металлов имеются различные дефекты (несовершенства), которые нарушают связи между атомами и оказывают влияние на свойства металлов. Все дефекты решетки – это нарушения укладки атомов в решетке.

Расположение атомов в решетке может быть в форме центрированного куба (б– и в-железо, б-титан, хром, молибден, вольфрам, ванадий), куба, грани которого центрированы (г-железо, алюминий, медь, никель, свинец, в-кобальт) или гексагональны, или в форме ячейки (магний, цинк).

Зерна в поликристаллах не являются монолитными, а состоят из отдельных субзерен, которые повернуты одно относительно другого на малый угол. Субзерно является многогранником, в котором содержится либо незначительное количество дислокаций, либо их совсем нет. Основные характеристики субзерен: тип, расположение, строение, плотность дислокаций. Многие дислокации образуются в результате механического сдвига.

Границы субзерен и зерен в металлах разделяют на малоугловые и большеугловые. Малоугловые границы наблюдаются между субзернами и имеют дислокационное строение. Малоугловую границу можно представить с помощью ряда параллельных краевых дислокаций. Образование субзерен с малоугловыми дислокациями называется полигонизацией. Структура большеугловых границ более сложная. Субграницы образованы определенными системами дислокаций. В зависимости от того, какой материал и какое воздействие на него оказывает окружающая среда, находится расположение дислокаций. Если металл мало деформирован, то местом скопления дислокаций являются плоскости скольжения. Если же такие металлы, как алюминий, железо подвергаются сильной деформации, то дислокации представлены в виде сложных сплетений: пространств, сетки.

Структура, в которой субзерна разориентированны друг относительно друга на угол 15-300, является блочной или мозаичной.

Плотность дислокаций в металле повышается при увеличении угла разориентации субзерен и уменьшением их величины. Атомы, расположенные на границах зерен, и атомы на поверхности кристалла из-за нескомпенсированности сил межатомного взаимодействия, имеют более высокую потенциальную энергию, по сравнению с атомами в объеме субзерен. Наличие дислокаций влияет на прочностные качества металлов. По теоретическим подсчетам предел упругости чистых металлов в 1000 раз превышает реальный, а предел упругости стали – в 100 раз.

2. Холодная и горячая деформация.

В зависимости от соотношения температуры деформации и температуры рекристаллизации различают холодную и горячую деформации. Холодной деформацией называют такую, которую проводят при температурах ниже температуры рекристаллизации, поэтому холодная деформация сопровождается упрочнением (наклепом) металла.

Деформацию называют горячей, если ее проводят при температуре выше температуры рекристаллизации для получения полностью рекристаллизованной структуры.

При этих температурах деформация также вызывает упрочнение («горячий наклеп»), которое полностью или частично снимается полигонизацией и рекристаллизацией, протекающими при температурах обработки и при последующем охлаждении. В отличие от статической полигонизации и рекристаллизации, рассмотренные ранее, процессы полигонизации и рекристаллизации, происходящие в период деформации, называют динамическими.

При горячей обработке давлением (прокатке, прессовании, ковке, штамповке и т. д.) упрочнение в результате наклепа (повышение плотности дислокации) непосредственно в процессе деформации не-

прерывно чередуется с процессом разупрочнения (уменьшением плотности дислокаций) при динамической полигонизации и рекристаллизации во время деформации и охлаждения.

В этом основное отличие динамической полигонизации и рекристаллизации от статической. Механизмы процессов статической и динамической полигонизации и рекристаллизации одинаковые.

Следует подчеркнуть, что границы между холодным и горячим деформированием условны и зависят от схемы, скорости и температуры обработки, условий охлаждения, а также скорости рекристаллизации металла (сплава).

Горячую деформацию в зависимости от состава сплава и скорости деформации обычно проводят при температурах (0,7 – 0,75) Тпл.. При этих температурах процессы динамической полигонизации

и рекристаллизации успевают проходить в процессе деформации, что значительно снижает сопротивление металла пластической деформации и повышает пластичность.

Когда металл после деформации имеет частично рекристаллизованную структуру, то такую обработку правильнее называть неполной горячей или теплой деформацией. В этом случае процесс деформации металла с большими обжатиями и больших сечений затруднен.

3. Влияние легирующих элементов на полиморфные превращения железа. Изменения свойств феррита при легировании.

Все элементы, за исключением углерода, азота, водорода и отчасти бора, образуют с железом твердые растворы замещения. Растворяясь в железе, они влияют на положение точек А3 и A4, определяющих температурную область существования α- и γ-железа.

Легирующие элементы по влиянию на температурную область существования полиморфных модификаций железа можно разделить на две группы.

К элементам первой группы относятся никель и марганец, кобальт, палладий, платина; они понижают точку А3 и повышают точку A4. В результате этого на диаграмме состояния железо − легирующий элемент наблюдается расширение области γ-фазы и сужение области существования α-фазы (рис. 2, а). Сплавы, имеющие концентрацию легирующего элемента больше указанной на рис. 2, а (точка n), не испытывают фазовых превращений γ⇄α и при всех температурах

представляют собой твердый раствор легирующего элемента в γ-железе. Такие сплавы называются аустенитными.

Сплавы, частично претерпевающие превращение γ⇄α, называют

полуаустенитными.

Элементы второй группы (Сr, W, Mo, V, Si, A1 и др.) понижают точку А4 и повышают точку А3. Это приводит к тому, что при определенной концентрации легирующих элементов (см. точку m на рис.1,

б) критические точки, а точнее их интервалы А4 и А3, сливаются и область γ-фазы полностью замыкается. При содержании легирующего элемента большем, чем указано на рис. 1, в (точка m), сплавы при всех температурах состоят из твердого раствора легирующего элемента в α-железе. Такие сплавы называют ферритными, а сплавы, имеющие лишь частичное превращение,

α ⇄γ − полуферритными.

Легирующие элементы, растворенные в феррите, повышают его предел прочности (рис. 2, а), не изменяя существенно относительного удлинения (рис. 2, б), за исключением марганца и кремния при содержании их > 2,5 − 3,0 %.

Рис. 1. Схемы влияния легирующих элементов на полиморфизм железа

Наиболее сильно упрочняют феррит, кремний, марганец и никель. Остальные элементы сравнительно мало изменяют прочность феррита.

Легирующие элементы при введении их в сталь в количестве > 1 − 2 % снижают ударную вязкость (рис. 2, в), а при более высоком содержании повышают порог хладноломкости. Исключение составляет никель, который, упрочняя феррит, одновременно увеличивает его ударную вязкость и понижает порог хладноломкости. Этим объясняются высокие вязкие свойства сталей, содержащих никель.

Легирующие элементы, растворяясь в γ-железе, повышают прочность аустенита при нормальной и высоких температурах. Для аустенита характерен низкий предел текучести при сравнительно высоком пределе прочности. Аустенит парамагнитен, обладает большим коэффициентом теплового расширения. Аустенит легко наклёпывается, т. е. быстро и сильно упрочняется под действием деформации.

а б

Легирующий элемент, % Легирующий элемент, %

Легирующий элемент, %

Рис. 2. Влияние легирующих элементов на временное сопротивление

разрыву (а), относительное удлинение (б) и ударную вязкость (в) феррита

Карбидная фаза в легированных сталях. По отношению к углероду легирующие элементы следует распределить на три группы:

• графитизирующие элементы: кремний, никель, медь и алюми-

ний (эти элементы находятся в твердом растворе);

• нейтральные: кобальт, который в стали не образует карбидов и

не вызывает графитизации;

• карбидообразующие расположены в следующем порядке по возрастающей степени сродства к углероду и устойчивости карбидных фаз: Fe → Mn → Cr → Мо → W → V → Zr → Ti.

Активность этих элементов как карбидообразователей тем сильнее, а устойчивость карбидов против диссоциации и растворения при нагреве в аустените тем больше, чем менее достроена электронная d-подгруппа соответствующего металла переходных групп.

При введении, например, ванадия в сталь, содержащую хром и молибден, более сильный карбидообразующий элемент ванадий при отсутствии достаточного количества углерода отнимает его сначала от карбида хрома, а затем от карбида молибдена. Хром и молибден в этом случае переходят в твердый раствор.

При малом содержании в стали таких карбидообразующих элементов, как Мn, Сr, W и Мо, последние растворяются в цементите, замещая в нем атомы железа. Состав цементита в этом случае может быть выражен формулой (Fe, М)3С, где М − легирующий элемент.

Так, при растворении марганца в цементите образуются карбид (Fe, Mn)3C, при растворении хрома – карбид (Fe,Cr)3C.

Марганец может заместить в решетке цементита все атомы железа (Fe3C → Mn3C), хром – до 25 % (ат.), молибден −до 3 % (ат) и вольфрам лишь до 0,8 − 1,0 % (ат.). Более сильные карбидообразующие элементы (Ti, V, Nb, Zr) практически не растворяются в цементите и образуют самостоятельные специальные карбиды.

При повышенном содержании хрома, вольфрама, молибдена в зависимости от содержания углерода в стали могут образовываться специальные карбиды.

Карбиды, образующиеся в легированных сталях, можно разделить на две группы. К первой группе относятся карбиды типа М3С, М7С3, М23С6 и М6С(М4С), имеющие сложные кристаллические решетки. Карбиды этой группы сравнительно легко растворяются в аусте-

ните при нагреве.

Ко второй группе относятся карбиды типа МС: VC, TiC, NbC, TaC, в которых атомы металла расположены по типу кубической решетки; WC, в котором атомы металла расположены по типу объемно-центрированной кубической решетки; W2C и Мо2С, в которых атомы металла расположены по типу гексагональной решетки. Эти карбиды относятся к фазам внедрения. В отличие от карбидов первой группы, фазы внедрения в реальных условиях нагрева стали почти не растворяются в аустените. Фазы внедрения, как указывалось выше, обладают наиболее высокой твердостью и высокой температурой плавления. Чем дисперснее частицы карбидов в стали, тем выше ее прочность и твердость, так как частицы этих фаз повышают сопротивле-

ние пластической деформации.

Интерметаллические соединения. При высоком содержании легирующие элементы образуют с железом или друг с другом интерметаллические соединения. Примером таких соединений могут служить Fe7Mo6, Fe7W6, Fe3Nb2, Fe3Ti и др. Некоторые интерметаллические соединения относятся к фазам Лавеса (Fe2Nb, Fe2W, Fe2Mo, Cr2Ti и др.).

В сплавах Fe − Сr и Fe – V образуется твердая и хрупкая σ-фазы, отвечающие соединению FeCr и FeV. В сплавах Fe − Сr − Мо (8 − 27 % Сr и > 5 % Мо), Fe − Cr − Ni − Мо (2 − 3 % Мо) может образовываться хрупкая χ-фаза состава Fe3CrMo (Fe36CrI2Mo10).

Наибольшее значение интерметаллидные фазы играют в малоуглеродистых железных сплавах, где их используют для получения эффекта дисперсионного твердения. σ- и χ-фазы охрупчивают сплав, поэтому их присутствие нежелательно.

В табл. показано влияние наиболее применяемых легирующих элементов на свойства стали.

Влияние легирующих элементов на свойства стали

Легирую- щий элемент	Входит в твердый раствор с Fe и упроч- няет его	Увели- чивает удар- ную вяз- кость	Расши- ряет область аусте- нита	Сужает область аустени- та	Увели- чивает прока- лива- емость	Способ- ствует раскис- лению	Образует устой- чивые карбиды	Повышает сопротив- ление коррозии
Ni	⁺	+	+	—	+	—	—	+
Cr	+	—	—	+	—	—	+	+
Mn (более 1%)	+	+	+	—	+	+	+	+
Si (более 0,8%)	+	+	—	+	—	+	—	—
W	—	—	—	—	—	—	+	—
Сu (0,3 - 0,5%)	+	—	—	—	—	—	—	+

4. Фазовые превращения в сплаве с содержанием углерода 0,5% при охлаждении.

Рассмотрим превращения, происходящие при охлаждении сплава содержащего 0,5% С. До точки 1 сплав находится в жидком состоянии. При медленном охлаждении в т.1 из жидкого раствора начинают выпадать кристаллы аустенита. Образование кристаллов продолжается в интервале температур 1 – 2. В т.2 кристаллизация аустенита заканчивается и от точки 2 до точки 3 структурных изменений не происходит, аустенит просто охлаждается. В т.3 начинается выделение феррита из аустенита.

От т.3 до т.4 смесь находится смесь двух фаз – феррита и распадающегося аустенита. При t = 727⁰ в т.4 произойдёт эвтектоидное превращение с образованием перлита.

При комнатной t⁰ структура сплава состоит из феррита и перлита.

Диаграмма состояний железо-углерод

5. Быстрорежущие стали. Особенности термической обработки быстрорежущей стали Р18

Быстрорежущие стали маркируют буквой Р (rapid − быстрый, скорый), цифры показывают среднее содержание вольфрама – основного легирующего элемента. Среднее содержание углерода во всех быстрорежущих сталях обычно несколько меньше 1 %, а хрома − до 4 % , поэтому эти элементы не указываются. Содержание остальных легирующих в целых процентах указывается как обычно цифрами, следующими за их буквенным обозначением.

Быстрорежущая сталь после закалки и отпуска имеет структуру высоколегированного отпущенного мартенсита с карбидами. Она сохраняет первоначальную структуру практически неизменной при нагреве до 600 – 620º С. Резцы из быстрорежущей стали позволяют увеличить скорость резания в 2 – 4 раза и стойкость инструментов в 10 – 30 раз по сравнению с теми же характеристиками инструмента из сталей с низкой теплостойкостью.

Химический состав ряда быстрорежущих сталей приведен в таблице

Потеря твердости при нагреве обусловлена в первую очередь распадом мартенсита и коагуляцией выделившихся карбидов. Коагуляция карбидов в углеродистой и легированной сталях при температурах выше 300° С ведет к быстрой потере твердости. Теплостойкость быстрорежущих сталей обусловлена легированием карбидообразующими элементами – вольфрамом, ванадием и молибденом в количествах, достаточных для связывания почти всего углерода в специальные карбиды. Распад мартенсита и коагуляция специальных

карбидов происходит при температурах 600 – 650º С.

При затвердевании литой быстрорежущей стали образуется эвтектика, напоминающая ледебурит и располагающаяся по границам зерен. Быстрорежущие стали относятся к ледебуритному классу. После ковки или прокатки сетка эвтектики подвергается дроблению с

измельчением входящих в нее карбидов и более равномерным их распределением в основной матрице.

Химический состав некоторых быстрорежущих сталей, %

(ГОСТ 19265-73)

После прокатки или ковки быстрорежущую сталь подвергают изотермическому отжигу для уменьшения твердости и облегчения механической обработки. Сталь выдерживают при 740° С до полного превращения аустенита в перлито-сорбитную структуру.

Высокую теплостойкость инструмент из быстрорежущих сталей приобретает после закалки и многократного отпуска. При нагреве под закалку необходимо обеспечить максимальное растворение карбидов и получение высоколегированного аустенита. Такая структура увеличивает прокаливаемость и позволяет получить после закалки мартенсит с высокой теплостойкостью. Температура закалки сталей составляет, °С: Р18 – 1270…1290, Р9 – 1220…1240, Р6М5 – 1210…1230. Во избежание трещин и деформации инструмента из-за низкой теплопроводности сталей применяют ступенчатый нагрев под закалку в расплавленных солях, а закалку производят в масле.

После закалки структура быстрорежущей стали состоит из высокоуглеродистого мартенсита, нерастворенных при нагреве избыточных карбидов и около 30 % остаточного аустенита. Остаточный аустенит снижает твердость, режущие свойства стали, ухудшает ее шлифуемость; его присутствие в структуре нежелательно.

При многократном отпуске из остаточного аустенита выделяются дисперсные карбиды, легированность аустенита уменьшается и он претерпевает мартенситное превращение. Обычно применяют трехкратный отпуск при 550 – 570° С в течение 45 – 60 мин. Режим термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р18 показан на рисунке. Число отпусков может быть сокращено при обработке холодом после закалки, в результате которой уменьшается содержание остаточного аустенита. Обработке холодом подвергают инструменты сравнительно простой формы Твердость после закалки 62 – 63 HRC, а после отпуска она увеличивается до 63 – 65 HRC.

Известно применение порошков быстрорежущих сталей для изготовления инструмента. Исходная шихта состоит из предварительно тонко измельченной стружки быстрорежущей стали, которую формуют в холодном состоянии с последующим спеканием формованных заготовок. Спекание производят в вакууме при температуре 1200 – 1250° С в течение 3 – 5 ч. Для уменьшения пористости порошковую быстрорежущую сталь подвергают горячей штамповке или горячему прессованию. После этого изделия подвергают термической обработке, характерной для данной марки стали.

а б

Рис. Режимы термической обработки инструмента из быстрорежущей стали

Р18: а − закалка и трехкратный отпуск; б — закалка, обработка холодом, отпуск

Порошковая быстрорежущая сталь обладает более высокой теплостойкостью, чем сталь, изготовленная традиционными методами, и, как следствие, большей износостойкостью. Это объясняется более высокой степенью легированности аустенита элементами, входящими в состав стали, мелкодисперсной структурой и равномерным распределением карбидной фазы. В структуре порошковой быстрорежущей стали отсутствует карбидная неоднородность. Быстрорежущая сталь,

изготовленная методом порошковой металлургии, имеет стойкость в 1,5 – 2 раза выше, чем стойкость быстрорежущей стали, полученной традиционным способом.

6. Азотирование.

Азотированием называют процесс диффузионного насыщения поверхностного слоя стали азотом. Азотирование очень сильно повышает твердость поверхностного слоя, его износостойкость, предел выносливости и сопротивление коррозии в таких средах, как атмо-

сфера, вода, пар и др. Твердость азотированного слоя заметно выше, чем твердость цементованного, и сохраняется при нагреве до высоких температур (450 – 500° С), тогда как твердость цементованного слоя, имеющего мартенситную структуру, сохраняется только до

200 – 225° С.

Для азотирования используют аммиак, который поставляет атомарный азот 2NН3→ 2N + 3Н2

Азотирование проводят при температурах 500...580° С в течение 1...60 ч. Толщина азотированного слоя составляет 0,1...0,8 мм. Последовательность образования фаз при диффузионном насыщении соответствует последовательности их расположения на диаграмме состояния Fe-N (см. рис. 102). Например, при температуре азотирования 550° С сначала образуется α-фаза (азотистый феррит), затем γ′-фаза (Fe4N) и, наконец, самый внешний слой Fе2-3N (ε-фаза).