Logo GenDocs.ru

Поиск по сайту:  

Загрузка...

Диаграмма алюминий-медь. Отжиг. Диаграмма состояния карбид-железа - файл Контрольная №35.docx


Диаграмма алюминий-медь. Отжиг. Диаграмма состояния карбид-железа
скачать (129.4 kb.)

Доступные файлы (1):

Контрольная №35.docx140kb.12.05.2009 12:56скачать

содержание

Контрольная №35.docx

Вариант 35
1. Образование твердых растворов всегда сопровождается увеличением электрического сопротивления и уменьшением температурного коэффи

циента электрического сопротивления; твердые растворы обычно мене-епластичны (исключение составляют твердые растворы на основе меди) и всегда более твердые и прочные, чем чистые металлы.

Растворимость элементов в твердом состоянии уменьшается при уве

личении различия в атомных радиусах сплавленных элементов и их ва

лентности.

При образовании твердых растворов замещения возможна и неогра

ниченная растворимость элементов в твердом состоянии, т.е. когда при любом количественном соотношении сплавляемых элементов все разно

родные атомы размещаются в узлах общей пространственной решетки.

Неограниченная растворимость наблюдается при соблюдении размер

ного фактора и если элементы имеют одинаковый тип кристаллической ре

шетки. Неограниченная растворимость в твердом состоянии наблюдается в сплавах Cu-Au, Cu-Ni, Ge-Si. В полиморфных металлах встречается неограниченная растворимость в пределах одной модификации простран

ственной решетки. Например, Fea дает неограниченный ряд твердых рас

творов с хромом (ОЦК решетки), a Fe7 — неограниченный ряд твердых растворов с никелем (ГЦК решетки).

Многие твердые растворы замещения при относительно невысоких температурах способны находиться в упорядоченном состоянии, т.е. вме

сто статистического распределения разносортных атомов в узлах про

странственной решетки атомы одного и другого металла размещаются в совершенно определенном порядке. Такие твердые растворы называются упорядоченными1.

Переход из неупорядоченного в упорядоченное состояние происходит при определенной температуре или в определенном интервале темпера

тур. 

Температура, при которой твердый раствор полностью разупорядо-чивается, называется точкой Курнакова и обозначается вк. Упорядочение происходит обычно только при медленном охлаждении твердого раствора из температурной области выше вк.
а - неупорядоченный твердый раствор; б - упорядоченный твер

дый раствор (сплав АиСиз); в - упорядоченный твердый раствор (сплав AuCu)

Возникновение и исчезновение порядка в расположении атомов твер

дых растворов сопровождается изменением свойств. При упорядочении возрастают электропроводность, температурный коэффициент электри

ческого сопротивления, твердость и прочность; снижается пластичность сплава. У ферромагнитных сплавов изменяются магнитные свойства: на

пример, у пермаллоев (магнитные сплавы железа с никелем) при упорядо

чении в несколько раз уменьшается магнитная проницаемость. Некоторые сплавы в неупорядоченном состоянии парамагнитны, а после упорядоче

ния становятся ферромагнитными, например сплавы Гейслера (Mn-Cu-А1).

^ Твердые растворы внедрения. Такие твердые растворы возникают при сплавлении переходных металлов с неметаллами, имеющими малый атомный радиус — водородом, азотом, углеродом, бором.

Основным условием, определяющим возможность растворения путем внедрения, является размерный фактор. Размер межузельного атома дол

жен быть несколько больше размера поры.

Твердые растворы внедрения всегда имеют ограниченную раствори

мость и встречаются преимущественно тогда, когда растворитель имеет ГП или ГЦК решетки, в которых имеются поры с радиусом 0,41 Д, где R — радиус атома растворителя. В ОЦК решетке растворимость путем внедрения мала, так как 

размер пор не превосходит 0,29Л.

Примером твердых растворов внедрения, имеющих промышленное значение, являются твердые растворы углерода в Fe7 и Fea. Так, Fe7 с ГЦК решеткой растворяет до 2,14 % (мае.) углерода, а Fea с ОЦК ре

шеткой почти совсем его не растворяет (максимальная растворимость со

ставляет около 0,02 % (мае.)).

2. Диаграмма состояния системы алюминий-медь.





Термическая обработка многих цветных сплавов, например алюминие

вых, титановых и других, основана на наличии у них ограниченной, завися

щей от температуры взаимной растворимости компонентов. При отсутствии такой зависимости термообработка с целью существенного изменения свойств сплава невозможна.

1. Образование так называемых зон Гинье—Престона (ГП), представ

ляющих собой высокодисперсные дискообразные участки твердого раствора, сильно обогащенные растворенным компонентом (в данном случае медью). Диаметр зон ГП составляет 10—50 нм, а толщина — несколько атомных слоев.



Температура начальной стадии распада зависит от природы компонен

тов. Для алюминиевых сплавов она колеблется от комнатной до 50—80 °С. Чем ниже температура, тем больше предолжительность этой стадии. Напри

мер, при обработке дюралюминов при комнатной температуре она требует до 5—6 сут, а при 50—80 °С — до 3 сут.

2. Образование неустойчивых, метастабильных высокодисперсных час

тиц химических соединений, состав и кристаллическое строение которых по мере повышения температуры изменяются. Число этих частиц очень велико, а расстояния между ними слишком малы для свободного перемещения дис

локаций.

Важной отличительной чертой образующихся метастабильных химиче

ских соединений является наличие у них когерентной связи с кристалличе

ской решеткой обедненного основного раствора.

Данная стадия происходит при более высоких температурах (80—150 °С у алюминиевых сплавов). Ее продолжительность — до суток.

3. Образование стабильных, обособившихся частиц химического соеди

нения, хорошо различимых в нормальном а-растворе при наблюдении в микроскоп. У дюралюминов такими частицами являются зерна СиА12, на

блюдаемые в нормальном а-растворе. Эти зерна на несколько порядков крупнее включений необособившейся метастабильной фазы. Расстояния ме

жду ними достаточно велики для свободного прохода дислокаций.

Для формирования наиболее эффективной дислокационной структуры, обеспечивающей заметное торможение дислокаций и значительное упрочне

ние сплава, применяется старение, происходящее на 1-й и 2-й стадиях распада.

У алюминиевых сплавов 1-я стадия распада происходит при комнатной температуре. Такое старение принято называть естественным, т. е. не тре

бующим специального нагрева. Старение на 2-й стадии распада называется искусственным.

Свойства сплава в значительной степени определяются фазовым со

ставом, о котором можно судить по диаграмме состояния. Впервые на связь между 

видом диаграммы и свойствами указал Н.С. Курнаков.

Для систем, образующих непрерывные твердые растворы, зависи


мость свойств от состава фаз изображается кривыми, а для двухфазных
смесей прямыми линиями. Эти закономерности указывают на

то, что у твердых растворов такие свойства, как твердость НВ, удельное электросопротивление и другие, всегда превосходят аналогичные свой

ства исходных компонентов.

3. Отжиг – который применяется для холоднопрокатной ленты называется – рекристаллизационный отжиг.

Цель отжига — понижение прочности и восстановление пластично

сти деформированного металла, получение определенной кристаллографи

ческой текстуры, создающей анизотропию свойств; и заданного размера зерна.

Рекристаллизационный отжиг часто используют в качестве межопе

рационной смягчающей обработки при холодной прокатке, волочении и других операциях холодного деформирования. Температуру отжига обыч

но выбирают на 100 - 200 °С выше температуры рекристаллизации.

Рекристаллизационный отжиг может быть использован в качестве окончательной обработки полуфабрикатов.

В некоторых металлах и твердых растворах рекристаллизация сопро

вождается образованием текстуры (преимущественной ориентации кри

сталлов в объеме детали), которая создает анизотропию свойств. Это по

зволяет улучшить те или иные свойства вдоль определенных направлений в деталях (магнитные свойства в трансформаторной стали и пермаллоях, модуль упругости в некоторых пружинных сплавах и т.д.).

В машино- и приборостроении широкое применение находят метал

лы и сплавы — твердые растворы, не имеющие фазовых превращений в твердом состоянии (алюминий, медь, никель, ферритные и аустенитные стали, однофазные латуни и бронзы).

В таких материалах единственной возможностью регулирования раз

мера зерен является сочетание холодной пластической деформации с по



следующим рекристаллизационным отжигом.

4. Диаграмма состояния железо-карбид железа, содержащего 2,3 % С.
Содержание углерода в диаграмме Fe — С (цементит) ограничивается 6,67%, так как при этой концентрации образуется химическое соединение — карбид железа (Fe3C) или цементит, который и является вторым компонен

том данной диаграммы.

Система Fe—Fe3C метастабильная. Образование цементита вместо гра

фита дает меньший выигрыш свободной энергии, но кинетическое образова

ние карбида железа более вероятно.

Точка ^ А (1539 °С) отвечает температуре плавления железа, точка D (1500 °С) — температуре плавления цементита, точки N (1392 °С) и G (910 °С) соответствуют полиморфному превращению Fea <-» Fer

Концентрация углерода (по массе) для характерных точек диаграммы состояния следующая: В — 0,51% С в жидкой фазе, находящейся в равновесии с 6-ферритом (Fe5(C)) и аустенитом (FeY(C)), при перитектиче-ской реакции и при 1499 °С; Я — 0,1% С в 5-феррите при 1490 °С; J — 0,16% С — в аустените-перитектике при 1490 °С; Е — 2,14% С предельное содержание в 

аустените при 1147 °С; S — 0,8% С в аустените при реакции эвтектоидного превращения 727 °С; Р — 0,02% С — предельное содержание в феррите (Fea(C)) при 727 °С.

Линии диаграммы состояния Fe—Fe3C имеют следующие обозначения: ^ АВ (линия ликвидуса) указывает температуру начала кристаллизации 8-фер-рита из жидкого сплава; ВС (линия ликвидуса) — температуру начала кри

сталлизации аустенита (А) из жидкого сплава; CD (линия ликвидуса) —нача

ло кристаллизации первичного цементита (Fe3C) из жидкого сплава, следова

тельно, вся линия ликвидуса — ABCD.

Теперь рассмотрим линию солидуса АН, которая является температур

ной границей области жидкого сплава и кристаллов 5-феррита; HJB — линия перитектической реакции, т. е. жидкий расплав состава В взаимодействует с кристаллами 8-феррита состава Н с образовани

ем аустенита состава J.

Линия ECF (линия солидуса) соответствует кристаллизации из жидкой фазы ледебурита — эвтектики.

И так, линия солидуса AHJECF. Линия PSK эвтектоидного превращения, при охлаждении идет распад аустенита (0,8% С) с образованием эвтектоида (перлит).

У Fea(C) и Fe5(C) один и тот же тип кристаллической решетки — ОЦК, твердый раствор внедрения углерода в Fe8(C) называют высокотемператур

ным ферритом. Fe^C) имеет решетку ГЦК, твердый раствор внедрения угле

рода в FeY(C).

По своим свойствам феррит достаточно мягок и пластичен (НВ 650—1300; ст, = 300 МПа; 6 = 30%), магнитен до 768 °С (линия МО); аустенит

(НВ 2000—2500; 5 = 40—50%) не магнитен. Цементит (Fe3C) тверд, но очень хрупок (НВ > 8000), имеет сложную орторомбическую кристаллическую решетку, это химическое соединение железа с углеродом.

В системе (Fe—С) имеются две большие группы сплавов: стали и чугу-ны. Сталями называют сплавы железа с углеродом, содержащие до 2,14% С; сплавы с большим содержанием углерода называют чугунами. Сталь, содер



жащую 0,8% С, называют эвтектоидной. Если в стали углерода менее 0,8%, то ее называют доэвтектоидной, а при содержании углерода более 0,8%, но < 2,14% С — заэвтектоидной. Структура доэвтектоидной стали состоит из феррита (светлая составляющая) и перлита, темная составляющая), структура эвтектоидной стали состоит только из перлита; структура заэвтектоидной стали состоит из перлита (темная составляющая) и цементита вторичного (светлая составляющая в виде сетки).

Перлит имеет пластинчатое строение, кристаллы цементита перемежа

ются с кристаллами феррита. Эвтектоидную смесь, состоящую из феррита и цементита, называют перлитом. Необходимо помнить, что в реакции эвтек-тоидного превращения нет жидкой фазы и ее можно записать в следующем виде.

4.1. В доэвтектических белых чугунах (< 4,3 % С) кристаллизация спла

ва начинается с выделения аустенита из жидкого раствора. В сплаве (см. рис.) этот процесс идет в интервале температур точек 1-2. При температуре точки 2 образуется эвтектика (ледебурит) по реакции

Жс + АЕ [АЕ+ Щ+ АЕ.

При последующем охлаждении из аустенита, структурно свободного и входящего в ледебурит, выделяется вторичный цементит. Обедненный вследствие этого аустенит при 727 °С превращается в перлит.

Структура доэвтектического белого чугуна показана на рис.. Крупные темные поля на фоне ледебурита — перлит, образовавшийся из структурно свободного аустенита.

5. Доэвтектоидные стали, как правило, подвергают полной закалке, при этом оптимальной температурой нагрева является температура Ас$ + +(30 .. .50°С). Такая температура обеспечивает получение при нагреве

мелкозернистого аустенита и соответственно после охлаждения — мел

кокристаллического мартенсита. Недогрев до температуры Ас^ приво

дит к сохранению в структуре кристаллов доэвтектоидного феррита, что при некотором уменьшении прочности обеспечивает повышенную пла

стичность 

закаленной стали.
Заэвтектоидные стали подвергают неполной закалке. Оптимальная температура нагрева углеродистых и низколегированных сталей при этом — температура Ас\ + (30 .. .50°С).

После закалки заэвтектоидная сталь приобретает структуру, состоя

щую из мартенсита и цементита. Кристаллы цементита тверже кристал

лов мартенсита, поэтому при неполной закалке заэвтектоидные стали име

ют более высокую твердость, чем при полной. Так как сталь предвари

тельно подвергалась сфероидизирующему отжигу, избыточные карбиды округлой формы не вызывают снижения вязкости. Высоколегированные инструментальные стали ледебуритного класса (рис. , б) для повыше

ния теплостойкости1 нагревают при закалке до очень высоких температур (область 1), близких к эвтектической. При этом происходит распад всех вторичных карбидов, аустенит обогащается не только углеродом, но и ле

гирующими элементами, содержащимися в карбидах. В результате получается высоколегированный, а следовательно, и теплостойкий мартенсит.

Если высоколегированные инструментальные стали используют не как теплостойкие, а только как износостойкие, температуру закалки по

нижают (см. рис. , область 2), сохраняя некоторое количество вторич

ных карбидов нерастворенными. При такой закалке температура нагрева достаточно высокая (900 - 1000 °С). Это связано с влиянием легирую

щих элементов на критические температуры стали и с малой скоростью диффузии легирующих элементов в твердом растворе.



Для получения мартенситной структуры необходимо переохладить аустенит до температуры мартенситного превращения; следовательно, скорость охлаждения должна превышать критическую скорость vKp (см. рис.).

Для углеродистых сталей г;кр составляет 400 - 1400 °С/с. Для того чтобы переохладить аустенит таких сталей до температуры мартенсит

ного превращения, необходимо прибегать к очень резкому охлаждению, которое достигается погружением закаливаемых деталей в холодную во

ду либо воду с добавками соли или едкого натра.



Скачать файл (129.4 kb.)

Поиск по сайту:  

© gendocs.ru
При копировании укажите ссылку.
обратиться к администрации