Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод.

Донской муниципальный технический институт

Факультет «Машиностроительные технологии и оборудование»

Заочная форма обучения

====================================================================

СтудентКалуцкий Алексей Викторович

АдресокКраснодарский край станица Ленинградская ул. Строителей 14/2

ГруппаОЗМS31Шифр1309484

Контрольная работа №1

Материалы и их поведение при сварке

За 3 курс

Перечень вопросов:

1) Воздействие легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод

2) Темическое старение.

3) Советы по сварке хромоникелевых сталей.

Воздействие легирующих, примесей и газов на Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. области диаграммы железо-углерод.

На механические, физические и хим характеристики стали огромное воздействие оказывают присадки легирующих частей: хрома, вольфрама, молибдена, ванадия, титана и др. Большая часть особых примесей и углерод увеличивают прока-ливаемость стали, потому что наращивают устойчивость аустенита и замедляют процесс распада его при охлаждении.

Основное воздействие большинства Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. особых примесей и углерода состоит в том, что они понижают критичную скорость остывания и при определенном содержании могут вызвать закалку даже при охлаждении на воздухе. При сварке большинства легированных сталей возможность образования мартенсита в наплавленном металле и в зоне теплового воздействия вбсьма высока, так как отвод тепла от Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. металла шва к металлу зоны теплового воздействия происходит существенно резвее, чем отвод тепла в окружающий воздух. Это является одним из главных затруднений при сварке легированных сталей.

Зависимо от структуры, получаемой при охлаждении на умеренном воздухе, стали нередко делят на последующие структурные классы: перлитный, мартенситный, аустенитный, карбидный и ферритный. К перлитному Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. классу относят стали, которые при охлаждении на воздухе получают структуру перлита, сорбита либо троостита.

К мартенситному классу относят легированные стали, в каких при охлаждении на воздухе возникает структура мартенсита. К аустенитному классу относят легированные стали, когда в их не наблюдается распада аустеннта при наибольшем содержании примесей. К сталям Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. карбидного класса относят стали мартенситного либо аустенитного класса с карбидообразующимн элементами (хром, вольфрам и др.), по этому в структуре металла вместе с мартенситом либо аустенитом содержится существенное количество карбидов.

Структура сталей перлитного класса. К сталям перлитного класса относят углеродистые и низколегированные стали. Одной из особенностей структурных конфигураций в Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. сталях перлитного класса при сварке является возможность получения в зоне воздействия структуры мартенсита. Возникновение мартенсита в зоне теплового воздействия основного металла очень не нужно не только лишь из-за завышенной твердости и уменьшения пластических параметров зоны, да и приемущественно из-за вероятного образования микроскопичных либо даже субмикроскопических трещинок.

Возникновение хрупкой структуры мартенсита Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. можно предупредить методом подготовительного обогрева детали перед сваркой. Обогрев также рекомендуется при сварке сталей с высочайшим содержанием углерода. При сварке сталей перлитного класса металл шва в большинстве случаев имеет структуру сорбита либо сорбитообразного перлита (рис. 1).

Рис. 1. Структура наплавленного металла при сварке стали перлитного класса

У неких сталей этого класса Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод., имеющих существенное содержание углерода и легирующих частей, находящихся у границы мартенситного класса, может быть возникновение структуры мартенсита в наплавленном металле.

При сварке незакаленной стали в зоне теплового воздействия наблюдаются последующие участки, структура которых почти во всем находится в зависимости от содержания в металле углерода и легирующих частей:

1. Участок Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. перегрева нередко имеет структуру крупноигольчатого мартенсита. На большенном удалении от шва строение мартенсита более мелкое. Механические характеристики металла относительно высочайшие.

2. Участок обычной закалки имеет структуру мелкоигольчатого мартенсита. При недостаточной скорости остывания либо пониженном содержании углерода вместе с мартенситом встречается троостит.

Время от времени оба участка объединяют под общим наименованием Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. «участок полной закалки», потому что меж ними нет резкой границы.

3. Участок частичной закалки в легированных сталях имеет структуру мартенсита с сетью феррита. Величина участка малозначительна.
Все три участка образуют хрупкую зону закалки с высочайшей твердостью (рис. 14), что затрудняет следующую механическую обработку, также содействует развитию трещинок в главном металле.

4. Участок рекристаллизации в Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. структурном отношении отличается от основного металла только при наличии подготовительной пластической деформации.

5. Участок синеломкости так же, как и у низкоуглеродистых сталей, не имеет структурных различий от основного металла.
Если перед сваркой сталь была предана закалке с отпуском, то нрав структур участка перегрева, участков обычной и частичной закалки остается таким Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. же, но нрав структур участков рекристаллизации и синеломкости будет отличаться. Тут возникает участок отпуска, потому что наибольший нагрев при сварке был ниже 720° С. Структурные конфигурации в зонах закалки и отпуска вызывают необходимость следующей (после сварки) термической обработки сварных изделий.

Рис. 2. Черта конфигурации твердости в сварном соединении Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод.: I и V — основной металл; II и IV — зоны теплового воздействия; III — наплавленный металл; 1 — изменение твердости в сварном соединении конкретно после сварки; 2 — изменение твердости в сварном соединении после термообработки

Структура сталей мартенситного класса. Основной металл имеет структуру мартенсита с неким количеством остаточного аустенита и карбидов. Участок зоны теплового воздействия, подогретый Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. при сварке до температуры выше 720° С, после остывания будет иметь структуру мартенсита с неким количеством карбидов. Участок, подогретый при сварке до температуры ниже критичной, будет участком отпуска со структурой троостита либо сорбита. Зона теплового воздействия у мартенситных сталей будет иметь только два участка: закалки и отпуска. Изменение твердости в зоне Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. теплового воздействия стали мартенситного класса показано на рис. 3.

Структура сталей аустенитного класса. Обычной для аустенитного класса сталей является сталь типа Х18Н9, содержащая 18% хрома и 9% никеля. После закалки с больших температур, нужных для перевода карбидов в жесткий раствор, структура стали однородная — аустенит (рис. 4). В околошовных участках наблюдается рост зернышек. В тех Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. участках, где при сварке металл греется до температуры 680—780° С, наблюдается частичный распад твердого раствора и выпадение по границам зернышек карбидов, что понижает коррозионную стойкость стали. Потому что структура стали становится неоднородной, может быть также развитие межкристаллитной коррозии в брутальных средах.

Рис. 3. График конфигурации твердости в зоне теплового воздействия Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. стали мартенситного класса

Рис. 4. Структура стали аустенитного класса:
1 — однородный аустенит; 2 — аустенит с выделениями карбидов; 3 — аустенит с карбидами

Структура сталей ферритного класса. Главным типом ферритных сталей являются стали с огромным содержанием хрома, что резко увеличивает их жаростойкость. Под воздействием процесса сварки в околошовных участках наблюдается насыщенный рост зернышек (рис. 5). Для предупреждения роста Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. зернышек в высокохромистые стали добавляют такие элементы, как титан и ниобий, которые, связывая углерод, образуют крепкие карбиды.

Карбиды, располагаясь как снутри, так и меж зернами, препятствуют их росту при нагреве.

Структура сталей карбидного класса. Более всераспространенной для производства инструментов сталью карбидного класса является быстрорежущая сталь. Хим состав стали: 0,7-0,9% С Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод.; 14—18% W; 3,5— 5% Сr; 1,2—2% V. Быстрорежущая сталь имеет в литом состоянии структуру ледебурита сложного состава и и аустенита. Ледебурит присваивает стали хрупкость (рис. 6). Для раздробления ледебуритной сетки и перевоплощения ее в отдельные зерна карбидов литую сталь подвергают проковке. После закалки от температуры 1280—1310° С и двух-трехкратного отпуска при температуре Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. 560° С структура основного металла — мартенсит и карбиды. Структура наплавленного металла состоит из аустенита и ледебурита. Структура наплавленного металла после проковки и отжига состоит из троостита и неравномерно распределенных карбидов (рис. 7).

Рис. 5. Структура стали ферритного класса (рост зерна) в зоне теплового воздействия

При стыковой сварке углеродистой и быстрорежущей стали в зоне Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. теплового воздействия первым участком будет участок частичного расплавления со структурой аустеннта и ледебурита, потом участок закаленного металла со структурой аустенита, мартенсита и карбидов. Структура сероватого чугуна состоит из зернышек феррита, участков перлита и включений графита. Под воздействием термического процесса сварки в околошовных участках в области обоюдной кристаллизации происходит оплавление по границам зернышек Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. аустенита.

При прохладной сварке (без обогрева) появляются прослойки белоснежного чугуна (рис. 8).

При жаркой сварке (с обогревом) успевает произойти графитизация (рис. 9). За областью обоюдной кристаллизации происходит частичное растворение графита в зернах аустенита. Остатки графита получают более овальную форму. Росту зернышек аустенита мешают графитные включения.

При прохладной сварке чугуна в зоне Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. теплового воздействия при охлаждении появляются закалочные структуры — мартенсит и продукты его распада, также включения графита. При жаркой сварке перекристаллизация аустенита происходит при маленьких скоростях остывания, что приводит к появлению дисперсной феррито-перлитной структуры. При сварке либо наплавке чугуна зона теплового воздействия основного металла состоит из числа Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. тех же участков, что и у низкоуглеродистой стали, но в структуре этих участков будут содержаться вместе с описанными ранее составляющими выделения графита. Основной металл имеет обыденную для сероватого литейного чугуна структуру, состоящую из перлита, феррита и вытянутых пластинчатых выделений графита. В участке нормализации структура очень размельчена (сорбитизирована). Меж главным и наплавленным Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. металлом имеется узкий отбеленный слой — зона частичного расплавления.

Структура алюминия и его сплавов. Вместе с незапятнанным алюминием обширно употребляют двойные сплавы алюминия с марганцем (сплавы типа АМц) либо магнием (сплавы типа АМг), также сплавы типа дюралюминия. Алюминий и его сплавы с марганцем и магнием для улучшения механических параметров Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. упрочняют нагартовкой.

Термообработка этих сплавов не увеличивает механических параметров.

Сплавы типа дюралюминия резко увеличивают свои прочностные характеристики после закалки и старения.

При сварке алюминия и сплавов типа АМц и АМг под действием тепла дуги наблюдается снятие нагартовки и некий рост зернышек.

Наличие примесей несколько затрудняет рост зернышек. В области обоюдной кристаллизации Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. при нагреве происходит оплавление эвтектики. После остывания зерна твердого раствора в этой части соединения окаймляются хрупким сплавом. Это не только лишь резко понижает механические характеристики сплава, но нередко является предпосылкой появления трещинок. За областью обоюдной кристаллизации; где происходит распад твердого раствора, прочностные характеристики сплава резко снижаются, пластические характеристики Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. растут. При предстоящем удалении от шва в сплаве появляются процессы искусственного старения, которые изменяют его механические характеристики.

Рис. 6. Структура стали карбидного класса (ледебурит) в зоне теплового воздействия

Рис. 7. Структура наплавленного металла при сварке стали карбидного класса

Рис. 8. Структура сероватого чугуна в зоне теплового воздействия при сварке прохладным методом

Рис. 9. Структура сероватого чугуна Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. в зоне теплового воздействия при сварке жарким методом

Источник: Справочник сварщика. Под ред. В.В. Степанова. Машиностроение, 1974

Тепловое старение.

Легирующие элементы, затрудняющие распад мартенсита и коагуляцию карбидов (смотрите Структурные конфигурации при отпуске сталей), сдвигают температурную границу начала насыщенного разупрочнения при отпуске с 200 — 300 до 450 — 550 °С. Увеличение красностойкости закаленной стали Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод., т. е. возможности ее сопротивляться смягчению при нагревании, — одна из главных целей легирования в производстве инструмента.
Для конструкционных легированных сталей очень принципиально, что особые карбиды выделяются при высочайшем отпуске в более дисперсной форме, чем цементит. Это обеспечивает завышенную вязкость, потому что микропустоты (очаги разрушения) зарождаются около маленьких частиц специального карбида сложнее, чем Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. около более больших частиц цементита.

Вторичное твердение

В сталях с добавками Ti, Mo, V либо W при повышении температуры отпуска после обыденного разупрочнения, вызванного распадом мартенсита и коагуляцией частиц цементита, твердость растет. Это явление, обнаруживаемое после отпуска при температурах 500 — 600 °С, именуют вторичным твердением.

Вторичное твердение при отпуске стали

Вторичное Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. твердение при отпуске стали С 0,32%С и 1,36% V (Кэ). (Рис 10)

Причина вторичного твердения — подмена растворяющихся сравнимо грубых частиц цементита существенно более дисперсными выделениями специального карбида (TiC, V4C3, Мо2С либо W2C). Частички этих карбидов, желательно выделяясь на дислокациях, упрочняют отпущенную сталь.
Добавка хрома, задерживающего смягчение при Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. отпуске, обусловливает маленькое вторичное твердение либо совершенно не вызывает его. Это связано с тем, что выделения карбида Cr7С3 стремительно коагулируют при 550 °С в противоположность таким карбидам, как Мо2С.
Добавки кобальта, не образующего собственного карбида, усиливают вторичное твердение. Может быть, что это связано с затруднением полигонизации (сохранением высочайшей плотности Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. дислокаций, на которых выделяются карбиды других частей), также с повышением пресыщенности углеродом α-раствора.
Очень любопытно, что во время вторичного твердения наряду с ростом предела текучести вырастает и вязкость из-за растворения сравнимо грубых частиц цементита. С повышением времени отпуска в итоге частичной коагуляции специального карбида обычно понижается предел Влияние легирующих, примесей и газов на области диаграммы железо-углерод. текучести при одновременном росте вязкости.
Как следует, можно подобрать среднее время отпуска для получения и высочайшей вязкости, и высочайшего предела текучести при вторичном твердении.

«Теория термообработки металлов»,
И.И.Новиков


vliyanie-na-vospriyatie-samarskij-centr-prakticheskoj-psihologii.html
vliyanie-na-zdorove-naseleniya.html
vliyanie-nalogov-na-izlishki-potrebitelya-i-proizvoditelya.html