Металлы и сплавы

и остаточный аустенит, х1000

В целях перевода аустенита в мартенсит и завершения процесса упрочнения при закалке, а чаще для стабилизации размеров закаленных деталей их непосредственно после закалки охлаждают в течение 34 часов при температуре 60...70°С (ниже Мк). При этом остаточный аустенит превращается в мартенсит. После обработки холодом стали чаще всего подвергают низкому отпуску.

После закалки стали с мартенситной структурой находятся в термодинамически неустойчивом состоянии, имеют максимальную твердость и прочность и минимальную пластичность. Промежуточные показатели механических свойств можно получить путем нагрева.

Термическая операция, заключающаяся в нагреве закаленных сталей до температур не выше критических, называется отпуском сталей. На практике различают три вида отпуска: низкий, средний и высокий.

Низкий отпуск  это нагрев закаленной стали до температур 130...250°С, выдержка и охлаждение. При этом снижаются внутренние напряжения, мартенсит закалки превращается в мартенсит отпуска или отпущенный мартенсит (рис. 7.5). Не­много улучшается вязкость без заметного снижения твердости. Высокоуглеродистая сталь после низкого отпуска сохраняет твердость в пределах 58...63 HRС и имеет высокую износостойкость. Этому виду отпуска подвергают режущий инструмент, детали после поверхностной закалки, а также после цементации и закалки.


Металлы и сплавы

Рис. 7.5. Мартенсит отпуска, х500. Сталь марки У8


Средний отпуск проводится путем нагрева закаленных деталей до температур 350...500С. Структура стали после отпуска  троостит отпуска (феррит и коагулированные частицы цементита) (рис 7.6).

Твердость средне- и высокоуглеродистых сталей  в пределах 40...50 НRС. Стали при этом имеют высокий предел упругости, предел выносливости и релаксационную стойкость. Средний отпуск применяют обычно для пружин, рессор и большинства ответственных сильно нагруженных деталей авиационной техники.


Металлы и сплавы

Рис. 7.6. Троостит отпуска, х1000 (справа вверху – то же, х15000)


Высокий отпуск проводится при температурах 500...680°С. При этом образуется структура  сорбит отпуска (феррит и цементит зернистого строения) (рис. 7.7), обеспечивающая стали наилучшее соотношение прочности и вязкости.

Высокий отпуск применяют для тяжелонагруженных деталей, испытывающих ударные нагрузки.

Термическую обработку, состоящую из закалки и высокого отпуска, называют улучшением сталей.


Металлы и сплавы

Рис. 7.7. Сорбит отпуска, х1000 (справа вверху – то же, х15000)

Длительность нагрева при отпуске  12 часа и более. Во избежание термических напряжений после отпуска рекомендуется медленное охлаждение, за исключением сталей, подверженных обратимой отпускной хрупкости, которые от температуры высокого отпуска охлаждают в воде или масле.

Задание и методические рекомендации

1. Изучить содержание работы и заполнить вводную часть отчета по предложенной форме.

2. Нарисовать часть диаграммы «железоцементит» (область сталей), указать на ней область закалочных температур. Выбрать температуру нагрева под закалку сталей 30, 45, У8.

3. Нарисовать диаграмму изотермического распада аустенита и нанести на ней кривые охлаждения для нормализации и различных способов закалки: а) непрерывной; б) прерывистой в двух средах; в) ступенчатой; г) изотермической.

4. Выполнить закалку в воде углеродистых сталей марок 30 , 45, У8. Измерить твердость и построить график зависимости твердости закаленной стали от содержания углерода. Указать причину изменения твердости.

5. Нагреть до закалочной температуры и провести охлаждение стали 45 или У8 в различных охлаждающих средах (воздухе, масле, воде); измерить твердость образцов, пользуясь данными таблицы, построить график зависимости твердости от скорости охлаждения. Указать причину изменения твердости.

6. Провести закалку образцов из стали 45 или У8 в воде и отпуск при различных температурах (температуры отпуска указаны в соответствующей таблице журнала-отчета). Измерить твердость образцов после отпуска и построить график зависимости твердости стали от температуры отпуска. Объяснить причину изменения твердости. Указать структуры, образующиеся при различных температурах отпуска.

7. С помощью металлографического микроскопа или компьютера изучить микроструктуру сталей (45 микрошлифов) после различных видов термообработки. Сделать зарисовку микроструктур. Указать свойства и применение сталей после соответствующих видов термической обработки.

Контрольные вопросы

1. Как выбирают температуры нагрева под закалку для доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей?

2. Какие структуры получают при изотермическом распаде аустенита?

3. Что такое критическая скорость закалки? Что представляет собой структура сталей после закалки?

4. Какие существуют способы закалки в зависимости от режима охлаждения? В чем их отличие?

5. Охарактеризуйте виды отпуска в зависимости от температуры. Каковы структура, свойства и применение сталей после различных видов отпуска?

6. В каких случаях в стали после закалки кроме мартенсита присутствует остаточный аустенит? Как его перевести в мартенсит?


Лабораторная работа № 8


Особенности упрочняющей термической обработки легированных сталей


Цель работы

1. Изучить влияние легирования на структуру и свойства сталей в равновесном состоянии.

2. Выяснить особенности закалки и отпуска легированных сталей по сравнению с углеродистыми на всех стадиях процесса термического упрочнения.

3. Ознакомиться с нормализацией сталей и их классификацией по структуре после нормализации.

4. Экспериментально определить принадлежность нескольких марок сталей к тому или иному классу по структуре после нормализации.

5. Ознакомится с показателями прокаливаемости сталей. Изучить влияние легирования на прокаливаемость сталей.

6. Провести определение прокаливаемости углеродистой и легированной сталей методом торцевой закалки.

7. Выявить, изучить с помощью оптического микроскопа или компьютера и зарисовать структуры наиболее характерных легированных сталей в различном состоянии, ознакомиться с их свойствами и применением.

Содержание работы

Влияние легирования на структуру и свойства сталей

Легирующие элементы вводятся в стали для улучшения их механических свойств. Путем легирования добиваются повышения прочности, вязкости, прокаливаемости, снижения порога хладноломкости, получают коррозионно-стойкие, жаростойкие и жаропрочные стали.

Чаше всего легирующие элементы образуют с железом твердые растворы. Карбидообразующие легирующие элементы могут также замещать атомы железа в решетке цементита, т.е. образовывать легированный цементит или самостоятельные специальные карбиды. В определенных условиях легирующие элементы могут образовывать с железом или между собой интерметаллические соединения.

Легирующие элементы существенно влияют на температуру полиморфных превращений и область существования - и -железа.

Элементы, снижающие температуру точки А3 и повышающие температуру точки А4, называют -стабилизаторами. К этой группе относятся никель, марганец, а также хром в сочетании с никелем (Cr+Ni). В результате легирования расширяется область существования -фазы. При определенных степенях легирования в равновесии могут быть получены ферритно-аустенитная и даже полностью аустенитная структуры.

Легирующие элементы, снижающие температуру критической точки А4 и повышающие температуру критической точки А3, называют -стабилизаторами (Cr, W, Mo, V, Si, Al и др.). При определенных степенях легирования могут быть получены ферритные стали, в которых превращения -фазы в -фазу не наблюдается вплоть до температуры плавления.

Легирующие элементы, растворенные в феррите, повышают его предел прочности, не изменяя существенно относительного удлинения, за исключением марганца и кремния, при содержании их более 2,5...3%. Легирующие элементы при введении их в сталь в количестве больше 1…2% снижают ударную вязкость. Исключение составляет никель, который, упрочняя феррит, одновременно увеличивает его ударную вязкость и снижает порог хладноломкости. Этим объясняются высокие вязкие свойства сталей, легированных никелем. Однако надо иметь в виду, что повышенное содержание никеля стабилизирует -фазу и ухудшает или полностью исключает закаливаемость сталей.

Легирующие элементы, растворяясь в -железе, повышают прочность аустенита при нормальной и высоких температурах. Аустенит обладает низким пределом текучести при сравнительно высоком пределе прочности, легко упрочняется путем наклепа, но не упрочняется путем закалки. Он парамагнитен. Особенности закалки и отпуска легированных сталей по сравнению с углеродистыми.

Нагревание легированных сталей протекает медленнее, максимальная температура выбирается выше, время выдержки при этой температуре больше. Это объясняется тем, что карбидообразущие легирующие элементы задерживают процесс аустенизации, так как легированный цементит и специальные карбиды распадаются при более высоких температурах и труднее растворяются в аустените. Соответственно требуется больше времени для гомогенизации аустенита. Легирующие элементы неравномерно распределены между ферритом и карбидами, а следовательно, и в аустените содержание легирующих элементов по объему будет не одинаково. Процесс выравнивания состава аустенита по содержанию легирующих элементов требует большего времени, так как диффузионная подвижность легирующих элементов в решетке -фазы значительно меньше (вакансионный механизм диффузии), чем углерода.

Закалка легированных сталей может выполняться с меньшими скоростями охлаждения (в масле, иногда на воздухе). Это объясняется тем, что большинство легирующих элементов сдвигают вправо диаграмму изотермического распада аустенита и таким образом уменьшают критическую скорость закалки. Для уменьшения остаточных напряжений, коробления и трещинообразования в сталях при закалке рекомендуется выбирать скорость охлаждения возможно меньшей, но не менее критической.

Структура легированных сталей в результате закалки с охлаждением до комнатной температуры состоит чаще всего из мартенсита и остаточного аустенита. Это объясняется тем, что легирующие элементы снижают, как правило, температуру начала и конца мартенситного превращения. Для большинства легированных сталей температура конца мартенситного превращения становится ниже комнатной, и поэтому при охлаждении сталей в процессе закалки до комнатной температуры мартенситное превращение не протекает до конца, при этом структура сталей состоит из мартенсита и остаточного аустенита. В таком случае упрочняющий эффект закалки легированных сталей при одинаковом с углеродистыми сталями содержании углерода может быть меньше. Для перевода остаточного аустенита в мартенсит часто после закалки проводится обработка сталей холодом. Для этого закаленные стальные детали помещают в холодильную камеру и выдерживают в течение нескольких часов при температуре 60...70°С. В результате обработки холодом стали дополнительно упрочняются, но эта операция чаще всего проводится для очень точных деталей в целях стабилизации размеров.

Особенности отпуска легированных сталей. Карбидообразующие легирующие элементы W, Mo, Cr, V, Ti и другие замедляют процессы коагуляции карбидов при отпуске. Поэтому после отпуска при одинаковой с углеродистыми сталями температуре сталь, легированная этими элементами, сохраняет более высокую дисперсность карбидных частиц и соответственно большую прочность. При достаточно высоких температурах отпуска становится возможной диффузия легирующих элементов, которая приводит к тому, что карбидообразующие элементы диффундируют из феррита в цементит и образуют специальные карбиды, а некарбидообразующие элементы (Ni, Cо, Si) диффундируют из цементита в феррит. В процессе отпуска возможно и непосредственное образование специальных карбидов, вызывающих эффект дисперсионного твердения. Кроме указанных явлений надо учитывать то, что при отпуске некоторых легированных сталей в интервалах температур 250...400 и 500...550°С снижается их ударная вязкость. Явление это называется отпускной хрупкостью. Иногда ее удается избежать, если охлаждение от температуры отпуска (500…550°С) проводить быстро (например в воде).

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 Аст (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 Аст…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 -стабилизаторами диаграмма рас­пада аустенита сдвигается вправо и вверх, а температура начала мартенситного превращения (Мн) - вниз. Если Мн 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 (Vкр), 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 (Dкр 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 . Сам же критический диаметр (мм) определяют по номограмме Блантера для различных соотношений длины к диаметру ( /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() , где  - 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 ;

- по номограмме Блантера для каждой марки стали определить критические диаметры прокаливаемости, используя цилиндрические образцы с разным отношением /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  ( Ti ), выше этой температуры устойчива объемно центрированная кубическая (ОЦК) кристаллическая решетка  (Ti ). Химически чистый титан имеет низкий предел прочности ( 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 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 в = 800... 900 МПа. Сложнолегированные однофазные -сплавы типа ВТ18 имеют предел прочности в отожженном состоянии до 1000...1200 МПа.

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

Классификация легирующих элементов в зависимости от их влияния на температуру аллотропического превращения в титане -стабилизаторы – Al, Ga, La, Ge, C, N, O – повышают температуру полиморфного превращения  и расширяют температурную область существования -фазы (рис. 9.1, I). Для упрочнения как однофазных, так и двухфазных -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.


Металлы и сплавы

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 -, так и -фазы (рис. 9.1, III).

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

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

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

Классификация титановых сплавов по структуре в равновесном состоянии. Особенности применения сплавов -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--сплавы ОТ4-0, ОТ4-1, ОТ4, ОТ4-2, ВТ4, АТ2 , АТ3, АТ4, ВТ20, ТС5 и др., легированные в основном -стабилизатором (Аl) и небольшим количеством -стабилизирующих элементов ( Мn до 2%, Мо до 1%), имеют до 10% -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.

()-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.) -стабилизаторами, обеспечивающими возможность термического упрочнения до 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--сплавы ВТ15, ТС6 - высоколегированные сплавы на основе -фазы с небольшим количеством -фазы. После закалки эти сплавы имеют термодинамически нестабильную -фазу (н) и обладают достаточно высокими прочностью ( в = 800 МПа) и пластичностью. Путем старения они дополнительно упрочняются до в = 1300...1500 МПа. Сплавы применяют для изготовления сложных по форме тяжелонагруженных деталей типа бандажей, а также болтов высокой надежности.

Группа -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 ()-титановые сплавы. Схема образования структур при закалке и старении показана на рис. 9.2.


Металлы и сплавы

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


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

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

Превращения в сплавах при закалке

При закалке из -области ряд сплавов будет претерпевать мартенситное превращение. На диаграмме нанесены линии начала ( Мн ) и конца (Мк ) мартенситного превращения.

В сплавах с относительно небольшой концентрацией легирующих элементов при закалке происходит мартенситное превращение  сдвигового типа.

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


Металлы и сплавы

Рис. 9.3. Титановый мартенсит (), х400


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

Ромбическую -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 -фазе.

Так как обе эти фазы неразделимы, то в общем случае титановый мартенсит обозначают (). 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 Скр при закалке мартенситное превращение начинается на линии Мн, но не протекает полностью. В результате образуется титановый мартенсит () и фиксируется нестабильная -фаза - н. Соотношение между () и 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% ()- и около 40% н-фазы. В сплаве ВТ22 (5% Аl, 5% Мо, 5% V, 1% Fе , 1% Сr) после закалки образуется всего до 10% ()-фазы, остальная часть структуры представляет собой фазу н.

В сплавах с концентрацией легирующих элементов от Скр до С в результате закалки фиксируется нестабильная -фаза - н.

Однородный -твердый раствор характеризуется обычно хорошей пластичностью и невысокой твердостью. Сплавы с концентрацией легирующих элементов несколько больше Скр после закалки имеют высокие твердость и хрупкость. Это связано с появлением в структуре закаленного сплава -фазы с гексагональной кристаллической решеткой. Процесс этот нежелателен, -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 (), н и . Конечный продукт превращения - стабильная ()-структура . Возможно также образование интерметаллидных соединений.

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


()   + ()обогащ    неравновесн    мелкодисперсн(м.д).


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


н      мелкодиснерсн (м.д).


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


н    мелкодисперсн (м.д);

н +     мелкодисперсн (м.д).


Таким образом, сплавы с концентрацией легирующих элементов от С1 до

Если Вам нужна помощь с академической работой (курсовая, контрольная, диплом, реферат и т.д.), обратитесь к нашим специалистам. Более 90000 специалистов готовы Вам помочь.
Бесплатные корректировки и доработки. Бесплатная оценка стоимости работы.

Поможем написать работу на аналогичную тему

Получить выполненную работу или консультацию специалиста по вашему учебному проекту
Нужна помощь в написании работы?
Мы - биржа профессиональных авторов (преподавателей и доцентов вузов). Пишем статьи РИНЦ, ВАК, Scopus. Помогаем в публикации. Правки вносим бесплатно.

Похожие рефераты: