Металлическая основа чугунов. Графитизирующий отжиг.
В машиностроении применяют отливки из серого, я ковкого и высокопрочного чугунов. Эти чугуны отличаются от белого чугуна тем, что у них весь углерод или большая часть его находится в свободном состоянии в виде графита (у белого чугуна весь углерод находится в виде цементита).
Структура указанных чугунов состоит из металлической основы аналогично стали (перлит и феррит) и неметаллических включений – графита.
Серый, ковкий и высокопрочный чугуны отличаются друг от друга в основном формой графитовых включений. Это и определяет различие механических свойств указанных чугунов.
У серого чугуна при рассмотрении под микроскопом графит имеет форму пластинок.
Графит обладает низкими механическими свойствами. Он нарушает сплошность металлической основы и действует как надрез или мелкая трещина. Чем крупнее и прямолинейнее формы графитовых включений, тем хуже механические свойства серого чугуна.
Основное отличие высокопрочного чугуна заключается в том, что графит в нем имеет шаровидную (округленную) форму. Такая форма графита лучше пластинчатой, так как при этом значительно меньше нарушается сплошность металлической основы.
Ковкий чугун получают длительным отжигом отливок из белого чугуна, в результате которого образуется графит хлопьевидной формы – углерод отжига.
Механические свойства рассматриваемых чугунов можно улучшить термической обработкой, при этом необходимо помнить, что в чугунах создаются значительные внутренние напряжения, поэтому нагревать чугунные отливки при термической обработке следует медленно, чтобы избежать образования трещин.
|
|
Отливки из чугуна подвергают следующим видам термической обработки.
Низкотемпературный отжиг. Чтобы снять внутренние напряжения и стабилизировать размеры чугунных отливок из серого чугуна, применяют естественное старение или низкотемпературный отжиг.
Более старым способом является естественное старение, при котором отливка после полного охлаждения претерпевает длительное вылеживание – от 3–5 месяцев до нескольких лет. Естественное старение применяют в том случае, когда нет нужного оборудования для отжига.
Этот способ в настоящее время почти не применяют, а производят главным образом низкотемпературный отжиг. Для этого отливки после полного затвердевания укладывают в холодную печь (или печь с температурой 100–200° С) и медленно (со скоростью 75–100° в час) нагревают до 500–550° С. При этой температуре их выдерживают 2–5 час. и охлаждают до 200° С со скоростью 30–50° в час, а затем – на воздухе.
Графитизирующий отжиг. При отливке изделий возможен частичный отбел серого чугуна с поверхности или даже по всему сечению. Чтобы устранить отбел и улучшить обрабатываемость чугуна, производится высокотемпературный Графитизирующий отжиг с выдержкой при температуре 900–950° С в течение 1–4 час. и охлаждением изделий до 250–300° С вместе с печью, а затем – на воздухе. При таком отжиге в отбеленных участках цементит Fe3С распадается на феррит и графит, вследствие чего белый или половинчатый чугун переходит в серый.
|
|
Нормализация. Нормализации подвергают отливки простой формы и небольших сечений. Нормализация проводится при температуре 850–900° С с выдержкой 1–3 часа и последующим охлаждением отливок на воздухе. При таком нагреве часть углерода (графита) растворяется в аустените. После охлаждения на воздухе металлическая основа получает структуру трооститовидного перлита с более высокой твердостью и лучшей сопротивляемостью износу. Для серого чугуна нормализацию применяют сравнительно редко, более широко применяют закалку с отпуском.
Закалка деталей из серого чугуна. Повысить прочностные свойства серого чугуна можно его закалкой. Она производится с нагревом до 850–900° С и охлаждением в воде. Закалке можно подвергать как перлитные, так и ферритные чугуны. Твердость чугуна после закалки достигает НВ 450–500. В структуре закаленного чугуна имеются мартенсит со значительным количеством остаточного аустенита и выделения графита.
|
|
Эффективным методом повышения прочности и износоустойчивости серого чугуна является изотермическая закалка, которая производится аналогично закалке стали.
Высокопрочные чугуны с шаровидным графитом можно подвергать пламенной или высокочастотной поверхностной закалке. Чугунные детали после такой обработки имеют высокую поверхностную твердость, вязкую сердцевину и хорошо сопротивляются ударным нагрузкам и истиранию.
Легированные серые чугуны и высокопрочные магниевые чугуны иногда подвергают азотированию. Поверхностная твердость азотированных чугунных изделий достигает НВ 600—800; такие детали имеют высокую износоустойчивость. Хорошие результаты дает сульфидирование чугуна; так, например, сульфидированные поршневые кольца быстро прирабатываются, хорошо сопротивляются истиранию, и срок их службы повышается в несколько раз.
Отпуск. Чтобы снять закалочные напряжения, после закалки производят отпуск. Детали, предназначенные для работы на истирание, проходят низкий отпуск при температуре 200–250° С. Чугунные отливки, не работающие на истирание, подвергаются высокому отпуску, при температуре 500–600° С. При отпуске закаленных чугунов твердость понижается значительно меньше, чем при отпуске стали. Это объясняется тем, что в структуре закаленного чугуна имеется большое количество остаточного аустенита, а также тем, что в нем содержится большое количество кремния, который повышает отпускоустойчивость мартенсита.
|
|
Для отжига на ковкий чугун применяют белый чугун примерно следующего химического состава: 2,5–3,2% С, 0,6–0,9% Si, 0,3–0,4% Мn, 0,1–0,2% Р и 0,06-0,1% S.
Существует 2 способа отжига на ковкий чугун:
графитизирующий отжиг в нейтральной среде, основанный на разложении цементита на феррит и углерод отжига;
обезуглероживающий отжиг в окислительной среде, основанный на выжигании углерода.
Отжиг на ковкий чугун по второму способу занимает 5–6 суток, поэтому в настоящее время ковкий чугун получают главным образом графитизацией. Отливки, очищенные от песка и литников, упаковывают в металлические ящики либо укладывают на поддоне, а затем подвергают отжигу в методических камерных и других отжигательных печах.
Процесс отжига состоит из двух стадий графитизации. Первая стадия заключается в равномерном нагреве отливок до температуры 950–1000° С с выдержкой 10–25 час.; затем температуру понижают до 750– 720° С при скорости охлаждения 70–100° в час. На второй стадии при температуре 750–720° С дается выдержка 15–30 час., затем отливки охлаждаются вместе с печью до 500–400° С и при этой температуре извлекаются на воздух, где охлаждаются с произвольной скоростью.
При таком ступенчатом отжиге в области температур 950–1000° С идет распад (графитизация) первичного, т. е. эвтектического (ледебуритного) цементита, а при температуре 750—720° С распадаются вторичный и эвтектоидный (перлитный) цементиты. В результате отжига по такому режиму структура ковкого чугуна представляет собой зерна феррита с включениями гнезд углерода отжига – графита.
Перлитный ковкий чугун получается в результате неполного отжига: после первой стадии графитизации при температуре 950–1000° С чугун охлаждается вместе с печью; вторая стадия графитизации не проводится. Структура перлитного ковкого чугуна состоит из перлита и углерода отжига.
Чтобы повысить вязкость, перлитный ковкий чугун подвергают сфероидизации при температуре 700–750° С, что создает структуру зернистого перлита.
Для ускорения процесса отжига на ковкий чугун изделия из белого чугуна подвергают закалке, затем проводят графитизацию при температуре 1000–1100° С.
Ускорение графитизации закаленных чугунов при отжиге объясняется наличием большого количества центров графитизации, образовавшихся при закалке. Это дает возможность сократить время отжига закаленных отливок до 15–7 час.
Метод предварительного нагрева и закалки отливок из белого чугуна разработан металлургами А. Д. Ассоновым и В. И. Прядиновым и широко применяется в различных отраслях промышленности.
Термическая обработка ковкого чугуна. Чтобы повысить прочность и износоустойчивость, ковкие чугуны подвергают нормализации или закалке с отпуском. Нормализация ковкого чугуна производится при 850–900°С с выдержкой при этой температуре 1–1,5 часа и охлаждением на воздухе. Если после отливки заготовки имеют повышенную твердость, то их следует подвергать высокому отпуску при температуре 650–680° С с выдержкой 1–2 часа.
Иногда ковкий чугун подвергают закалке, чтобы получить более высокую прочность и износоустойчивость за счет снижения пластичности. Температура нагрева под закалку та же, что и при нормализации; охлаждение производится в воде или масле, а отпуск, в зависимости от требуемой твердости, обычно при температуре 650–680° С.
Быстрое охлаждение может производиться непосредственно после первой стадии графитизации при достижении температуры 850–880° С с последующим высоким отпуском.
Для ковкого чугуна применяют закалку токами высокой частоты или кислородно-ацетиленовым пламенем, при этом может быть достигнута высокая твердость поверхностного слоя при достаточной пластичности основной массы. Метод такой закалки тормозных колодок из ферритного ковкого чугуна заключается в нагреве деталей токами высокой частоты до температуры 1000– 1100° С с выдержкой 1–2 мин. и последующим быстрым охлаждением. Структура закаленного слоя состоит из мартенсита и углерода отжига твердостью НRС 56–60.
Ковкий чугун по сравнению со сталью более дешевый материал; он обладает хорошими механическими свойствами и высокой коррозионной стойкостью. Поэтому детали из ковкого чугуна широко применяются в сельскохозяйственном машиностроении, автотракторной промышленности, станкостроении (для изготовления зубчатых колес, звеньев цепей, задних мостов, кронштейнов, тормозных колодок и пр.) и в других отраслях народного хозяйства.
Ковкие чугуны маркируют буквами КЧ, означающими ковкий чугун, затем идут два числа: первое число показывает предел прочности при растяжении, второе – относительное удлинение.
ГОСТом 1215-59 установлены следующие марки ковких чугунов: КЧЗО-6, КЧЗЗ-8, КЧ35-10. . КЧ37-12, КЧ45-6, КЧ50-4, КЧ56-4, КЧ60-3 и КЧ63-2.
При многих видах термической обработки сталь нагревают до температур, соответствующих существованию аустенита (процесс аустенитизации).
Образование аустенита при нагреве является диффузионным процессом и подчиняется основным положениям теории кристаллизации.
При нагреве эвтектоидной стали (0,8% С) несколько выше критической точки А1 (727 °С) перлит (феррито-карбидная структура) превращается в аустенит:
ФP + Fе3С → АS.
Превращение состоит из двух одновременно протекающих процессов: полиморфного α → γ-перехода и растворения в аустените цементита.
При нагреве доэвтектоидной стали выше точки А1 после превращения перлита в аустенит образуется двухфазная структура – аустенит и феррит.
При дальнейшем нагреве в интервале температур А1–А3феррит постепенно растворяется в аустените. При температуре А3 феррит исчезает, а концентрация углерода в аустените соответствует содержанию его в стали. Аналогично протекает превращение и в заэвтектоидной стали. При температуре несколько выше А1 (727 °С) перлит превращается в аустенит, содержащий 0,8 % С. В интервале температур А1–Асm происходит растворение избыточного цементита. Выше температуры Асm будет только аустенит, содержание углерода в котором соответствует его содержанию в стали.
Аустенит при температурах несколько выше Ас1 (727 °С) содержит ~ 0,8 % С. Зародыши аустенита образуются на границе раздела феррита и цементита (рис. 4.15, в), где наличие дефектов уменьшает работу образования зародыша аустенита. При росте зародыша когерентность α- и γ-решеток нарушается, сдвиговый механизм заменяется нормальным механизмом роста и зерна аустенита приобретают равноосную форму. Образовавшийся аустенит неоднороден по содержанию углерода. В участках, прилегающих к частицам цементита, концентрация углерода в аустените выше (точка бна рис. 4.15, а), чем в участках, прилегающих к ферриту (точка в на рис. 4.15, а).
Под влиянием этого градиента перепада концентрации происходит диффузия атомов углерода в аустените в направлении от границы с цементитом к участкам, граничащим с ферритом, что приводит к нарушению равновесия на межфазных поверхностях между аустенитом и указанными фазами. Восстановление равновесия достигается в результате дальнейшего растворения цементита в аустените и перехода атомов углерода в феррит, что облегчает превращение его в аустенит.
Образовавшийся в результате описанных превращений аустенит неоднороден по составу, и для его гомогенизации требуется дополнительное время.
Скорость превращения феррито-цементитной структуры в аустенитную, помимо температуры нагрева, зависит от ее исходного состояния. Чем тоньше феррито-цементитная структура, тем больше возникает зародышей аустенита и меньше пути диффузии, а значит, быстрее протекает процесс аустенитизации. Чем больше в стали углерода, тем быстрее протекает процесс аустенитизации, что объясняется увеличением количества цементита, а следовательно, и ростом суммарной поверхности раздела феррита и цементита. Введение в сталь хрома, молибдена, вольфрама, ванадия и других карбидообразующих элементов задерживает процесс аустенитизации вследствие образования легированного цементита или карбидов легирующих элементов, более трудно растворимых в аустените Размер зерна аустенита при нагреве обуславливается несколькими факторами.
Рис. 4.15. Превращение стали с феррито-цементитной структурой при нагреве: а – схема изменений фазового состава при нагреве (диаграмма Fe–Fe3C); б – схема изотермического образования аустенита; в – последовательные стадии превращения перлита в аустенит (1 – начало превращения перлита в аустенит; 2 – конец превращения перлита в аустенит; 3 – полное растворение карбидов; 4 – гомогенизация аустенита)
Зародыши аустенита при нагреве выше A1 образуются на границах раздела феррит–карбид. При таком нагреве число зародышей всегда достаточно велико и начальное зерно аустенита мелкое. Однако нередко при таких невысоких температурах нагрева наблюдается разнозернистость – на фоне мелкого зерна отмечаются и очень крупные зерна.
При дальнейшем повышении температуры или увеличении длительности выдержки при данной температуре происходит собирательная рекристаллизация, и зерно увеличивается. Рост зерна аустенита происходит самопроизвольно и вызывается стремлением системы к уменьшению свободной энергии вследствие сокращения поверхности зерен.
Способность зерна аустенита к росту неодинакова даже у сталей одного марочного состава вследствие влияния условий их выплавки.
По склонности к росту зерна различают два предельных типа сталей: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые.
В наследственно мелкозернистой стали при нагреве до высоких температур (1 000–l 050 °C) зерно увеличивается незначительно, однако при более высоком нагреве наступает бурный рост зерна. В наследственно крупнозернистой стали, наоборот, сильный рост зерна наблюдается даже при незначительном перегреве выше А1 (рис. 4.16).
В двухфазных областях, например в заэвтектоидных сталях, в интервале температур Ас1–Асm (рис. 4.16, а) рост зерна аустенита сдерживается не растворившимися карбидными частицами. Такое же сдерживающее влияние на рост зерна в доэвтектоидных сталях в интервале температур Ас1–Асm (рис. 4.16, а) оказывают участки феррита.
Легирующие элементы, особенно карбидообразующие, замедляющие собирательную рекристаллизацию, задерживают рост зерна аустенита. Наиболее сильно действуют Ti, V, Zr, Nb, W и Мо, образующие труднорастворимые в аустените карбиды, которые служат барьером. Более слабое влияние оказывает такой карбидообразующий элемент, как хром. Марганец и фосфор способствуют росту зерна аустенита.
Рис. 4.16. Диаграмма состояния Fe–Fe3C (а) и схема роста зерна аустенита в стали, содержащей 0,8 % С (б): 1 –
Рис. 4.15. Превращение стали с феррито-цементитной структурой при нагреве: а – схема изменений фазового состава при нагреве (диаграмма Fe–Fe3C); б – схема изотермического образования аустенита; в – последовательные стадии превращения перлита в аустенит (1 – начало превращения перлита в аустенит; 2 – конец превращения перлита в аустенит; 3 – полное растворение карбидов; 4 – гомогенизация аустенита)
Зародыши аустенита при нагреве выше A1 образуются на границах раздела феррит–карбид. При таком нагреве число зародышей всегда достаточно велико и начальное зерно аустенита мелкое. Однако нередко при таких невысоких температурах нагрева наблюдается разнозернистость – на фоне мелкого зерна отмечаются и очень крупные зерна.
При дальнейшем повышении температуры или увеличении длительности выдержки при данной температуре происходит собирательная рекристаллизация, и зерно увеличивается. Рост зерна аустенита происходит самопроизвольно и вызывается стремлением системы к уменьшению свободной энергии вследствие сокращения поверхности зерен.
Способность зерна аустенита к росту неодинакова даже у сталей одного марочного состава вследствие влияния условий их выплавки.
По склонности к росту зерна различают два предельных типа сталей: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые.
В наследственно мелкозернистой стали при нагреве до высоких температур (1 000–l 050 °C) зерно увеличивается незначительно, однако при более высоком нагреве наступает бурный рост зерна. В наследственно крупнозернистой стали, наоборот, сильный рост зерна наблюдается даже при незначительном перегреве выше А1 (рис. 4.16).
В двухфазных областях, например в заэвтектоидных сталях, в интервале температур Ас1–Асm (рис. 4.16, а) рост зерна аустенита сдерживается не растворившимися карбидными частицами. Такое же сдерживающее влияние на рост зерна в доэвтектоидных сталях в интервале температур Ас1–Асm (рис. 4.16, а) оказывают участки феррита.
Легирующие элементы, особенно карбидообразующие, замедляющие собирательную рекристаллизацию, задерживают рост зерна аустенита. Наиболее сильно действуют Ti, V, Zr, Nb, W и Мо, образующие труднорастворимые в аустените карбиды, которые служат барьером. Более слабое влияние оказывает такой карбидообразующий элемент, как хром. Марганец и фосфор способствуют росту зерна аустенита.
Рис. 4.16. Диаграмма состояния Fe–Fe3C (а) и схема роста зерна аустенита в стали, содержащей 0,8 % С (б): 1 – наследственно мелкозернистая сталь; 2 – наследственно крупнозернистая сталь; 3 – наследственное зерно; 4 – зерно при нагреве под термическую обработку; 5 – исходное зерно; 6 – начальное зерно аустенита
Наследственно мелкозернистая сталь при достаточно высокой температуре может даже иметь более крупное зерно аустенита, чем наследственно крупнозернистая сталь, поэтому введено понятие о действительном зерне, т.е. зерне, существующем в стали при данной температуре.
Размер действительного зерна аустенита обусловлен температурой нагрева, продолжительностью выдержки при ней и склонностью данной стали к росту зерна при нагреве.
Продолжительный нагрев доэвтектоидной (заэвтектоидной) стали при температурах, значительно превышающих А3 или Асm, приводит к образованию крупного действительного зерна как непосредственно при этой температуре, так и после охлаждения до 20 °С. Такой нагрев принято называть перегревом стали. Перегретая сталь характеризуется крупнокристаллическим изломом.
Рост видманштеттовых кристаллов феррита происходит при высоких температурах в условиях диффузии углерода
Перегрев может быть исправлен повторным нагревом стали доэвтектоидной до температуры выше точки А3, а эвтектоидной и заэвтектоидной – выше А1.
Нагрев при еще более высокой температуре, чем нагрев, вызывающий перегрев, и к тому же в окислительной атмосфере, называют пережогомстали. Он сопровождается образованием по границам зерен окислов железа. При пережоге излом стали камневидный. Пережог – неисправимый дефект стали.
Величина зерна стали не оказывает существенного влияния на стандартный комплекс механических свойств, получаемых при испытании на статическое растяжение и твердость, но с ростом зерна резко снижается ударная вязкость, работа распространения трещины и повышается порог хладноломкости. Чем крупнее зерно, тем более сталь склонна к закалочным трещинам и деформациям. Все это следует учитывать при выборе режимов термической обработки.
Дата добавления: 2018-05-12; просмотров: 2032; Мы поможем в написании вашей работы! |
Мы поможем в написании ваших работ!