3. Необходимое оборудование и материалы

1. Микроскопы металлографические.

2. Коллекции микрошлифов.

Таблица 1

Характеристика образцов

Номер образца	Состояние	Сталь
1 2 3 4 5 6 7	Литое Деформированное и отожженное Закаленное Литое Деформированное и отожженное Закаленное Отпущенное	У12 У12 У12 Р18 Р18 Р18 Р18

4. Прядок проведения лабораторной работы и записи результатов эксперимента

При выполнения работы необходимо изучить структуру сталей У12 и Р18 в литом, деформированном и отожженном, закаленном и отпущенном состояниях на перечисленных выше образцах. Схемы структур зарисовать карандашом в квадратах размером 30 х 30 мм с указанием структурных составляющих и способа обработки образца.

5.Требования к отчету

Отчет по лабораторной работе должен содержать:

1. Тему и цель работы;

2. Основные теоретические положения;

3. Рисунки;

4. Схемы структур;

5. Выводы с объяснением экспериментальных результатов в соответствии с целью работы;

6. Ответы на контрольные вопросы (устно).

6. Контрольные вопросы

1. Каким служебным свойствами должны обладать инструментальные стали?

2. Что такое теплостойкость (или красностойкость) инструментальных сталей?

3. На какие группы по теплостойкости делят все инструментальные стали?

4. Что обеспечивает высокую теплостойкость (красностойкость) инструментальных сталей?

5. Как маркируют инструментальные стали?

6. Чем отличаются химический состав сталей У12 и Р18?

7. Каковы особенности структуры сталей У12 и Р18 после литья, после деформации и отжига литого образца, после закалки, после закалки и отпуска?

8. С какой целью литые заготовки инструментальной стали подвергают деформации и отжигу?

9. С какой целью инструментальные стали подвергают закалке и отпуску?

10. Чем отличается мартенсит и карбиды быстрорежущей стали от аналогичных фаз углеродистой инструментальной стали.

11. Почему температура нагрева под закалку стали Р18 выше, чем у стали У12?

12. С какой целью закаленную быстрорежущую сталь Р18 подвергают трехкратному отпуску?

13. Почему красностойкость стали Р18 выше, чем стали У12?

Лабораторная работа № 16 Упрочняющая термическая обработка алюминиевых сплавов типа дуралюмин.

1. Цель работы

- Изучить влияние температуры и времени старения на твердость закаленного дуралюмина и на этой основе установить основные закономерности упрочняющей термической обработки сплавов, не претерпевающих полиморфных превращений при нагреве и охлаждении.

2. Краткая теоретическая часть

Дуралюмины – сплавы на основе алюминия, содержащие медь, магний, марганец, кремний и другие элементы. Например, химический состав дуралюмина марки Д16: 3,8 –4,5 % Cu; 1,2 –1,8 % Mg; 0,3 – 0,9 % Mn до 0,5 % Si и 0,5 % Fe.

Медь и магний, образующие с алюминием упрочняющие фазы  (CuAl₂) и S (Al₂CuMg), являются главными легирующими компонентами дуралюминов (система Al – Cu – Mg).

Термическая обработка дуралюминов производится либо в целях упрочнения (путем закалки и последующего старения), или в целях получения равновесной структуры, обладающей хорошей пластичностью (различные виды отжига).

После термической обработки дуралюмин Д16 приобретает приблизительно следующие свойства (см. табл. 2).

Таблица 2

Механические свойства сплава Д16 после термической обработки

Состояние	бв, МПа	, %	, %	НВ, МПа
После закалки и старения	470	17	30	1050
После отжига	220	18	55	500

Принцип термической обработки дуралюмина удобно рассмат-ривать на примере диаграммы Al – Cu (см. рис.4)

Рис. 4. Алюминиевый угол диаграммы состояния системы Al – Cu.

К дуралюминам применяется термическая обработка, которая относится к случаю обработок, когда происходят фазовые переходы без полиморфного превращения.

Как видно из рис. 4, в равновесном состоянии в твердом растворе  при комнатных температурах будет находиться только около 0,2 % Cu. Остальная медь в двухфазном сплаве состава, соответствующего точке К, будет входить в  – фазу.

При нагреве этого сплава до температур выше линии сольвус «аb» вся фаза  (CuAl₂) перейдет в твердый раствор , который обогатится медью, а в случае более сложных сплавов  фаза обогатится и другими элементами.

В зависимости от скорости последующего охлаждения произойдет выделение фазы CuAl₂ из твердого раствора  (при медленном охлаждении, например, вместе с печью) или, в случае быстрого охлаждения в воде (закалке), фаза CuAl₂ не успеет выделиться и при комнатной температуре фиксируется неравновесное состояние сплава, представляющее собой пересыщенный твердый раствор меди в алюминии.

Пересыщенный твердый раствор метастабилен (неустойчив) и имеет низкую прочность. Избыточные элементы будут стремиться выделиться из пересыщенного твердого раствора. На этом явлении и основан процесс «старения» алюминиевых сплавов. В процессе старения (дисперсионного твердения) прочность сплавов растет, пластичность падает.

Таким образом, целью закалки дисперсионно твердеющих алюминиевых сплавов является получение неустойчивого пересыщенного твердого раствора одного или нескольких легирующих элементов в твердом алюминии при комнатной температуре.

Температура нагрева сплавов под закалку определяет степень насыщения твердого раствора легирующими элементами и для того, чтобы получить при нагреве под закалку однородный твердый раствор, сплав состава точки «К» (см. рис. 4) необходимо нагреть до температуры точки К, лежащей между линиями сольвус и солидус.

Особенностью закалки дуралюмина является крайне узкий температурный интервал нагрева под закалку (495 – 505 °С). Недогрев до этой температуры ведет к тому, что вторичные фазы (CuAl₂, Al₂CuMg и др.) при нагреве не полностью переходят в твердый раствор и закалка не зафиксирует необходимую для последующего старения степень пересыщения твердого раствора и эффект упрочняющий термической обработки будет невелик.

Перегрев выше температуры закалки также не допустим, так как вызывает интенсивный рост зерен, окисление сплава (преимущественно по границам зерен) и даже оплавление, что в конечном итоге приведет к существенному снижению механических свойств (пережог сплава). Пережог является неисправимым браком термической обработки.

Продолжительность выдержки изделий при температуре нагрева под закалку должна обеспечить растворение вторичных интерметаллидных фаз в твердом растворе по всему объему изделия.

Охлаждение при закалке стоит проводить с такой скоростью, которая обеспечит отсутствие высокотемпературного распада пересыщенного твердого раствора в процессе охлаждения.

Механизм старения алюминиевых сплавов. Процесс старения алюминия с медью объясняется следующим образом. Непосредственно после закалки медь в кристаллической решетке алюминия распределяется статистически равномерно. Однако уже при комнатной температуре, по истечении некоторого времени после закалки, в зернах пересыщенного твердого раствора начинается диффузия (перемещение) атомов меди к некоторым определенным плоскостям кристаллической решетки с образованием там скоплений или зон (естественное старение). Зоны с повышенной концентрацией меди представляют собой пластинки или диски толщиной в несколько атомных слоев (2 - 3) и протяженностью или диаметром до 20 – 50 атомных слоев. Эти зоны принято называть зонами Гинье-Престона, по имени ученых, впервые установивших их существование. Образование зон Гинье-Престона (ЗГП) ведет к искажению кристаллической решетки возле них, что сопровождается повышением прочности и снижением пластичности, т. к. эти искажения тормозят перемещение дислокаций при деформировании и механических испытаниях.

Процесс естественного старения состоит только в образовании зон Гинье-Престона и практически заканчивается по истечении 5 – 7 суток. Сплав при этом приобретает максимальную прочность, остающуюся в дальнейшем постоянной (рис. 5). Прочность дуралюмина марки Д16 при естественном старении начинает заметно увеличиваться через три часа с момента закалки. Этот период времени называется инкубационным. В инкубационный период сплав сохраняет высокую пластичность, хорошо обрабатывается давлением, что используют в практике для проведения таких технологических операций, как клепка, правка и т. д.

Рис. 5. Кривые изменения прочности дуралюмина в зависимости от температуры и времени старения.

При температурах ниже 0 °С процесс старения замедляется и при температурах ниже -50 °С практически прекращается, что позволяет при этих температурах длительное время сохранять структуру однородного пересыщенного твердого раствора, обладающего высокой пластичностью.

Процесс старения при высоких температурах (искусственное старение) протекает значительно быстрее, и, кроме того, в три стадии.

Первая стадия, как и в случае естественного старения, состоит в образовании зон Г. П. Зоны Г. П., образовавшиеся при повышенных температурах, имеют ту же природу, но обладают большими размерами. По физическим признакам (с учетом изменения структуры и свойств) такое старение называют зонным старением.

Увеличение времени выдержки при искусственном старении ведет к перестройке атомов внутри зон Г. П. и образованию новой промежуточной метастабильной ^II – фазы, по составу и кристаллическому строению близкой к стабильной  – фазе (твердому раствору алюминия в интерметаллическом соединении CuAl₂).

^II – фаза выделяется в виде мелкодисперсных частиц. На границе раздела ^II – фазы и основного твердого раствора , сохраняется, как и у зон Г. П., когерентность (соответствие), т. е. на границе раздела имеются общие атомы, которые одновременно принадлежат обеим фазам. Такие мелкодисперсные выделения ^II – фазы упрочняют сплав, т. к. происходит торможение дислокаций полем упругих напряжений в матрице сплава вокруг этих выделений, а также двигающиеся дислокации при перерезании выделений испытывают значительное сопротивление, т. к. атомы, образующие выделения, имеют другие размеры и связаны между собой другими силами взаимодействия.

При длительных выдержках сплава в области температур искусственного старения (вторая стадия старения) происходит постепенное нарушение когерентной связи между матрицей и выделениями ^II – фазы и появляется полукогерентная метастабильная промежуточная ^I – фаза. При этом искажения кристаллической решетки уменьшаются в конце второй стадии. На этой стадии механические свойства сплавов остаются ещё достаточно высокими (упрочняющее фазовое старение). В конце второй стадии ^I – фаза переходит в стабильную  – фазу.

В третьей стадии старения наблюдается полный разрыв когерентной связи между матрицей и  – фазой, образование и укрупнение (коагуляция) стабильной фазы, что приводит к дальнейшему уменьшению искажений кристаллической решетки твердого раствора, сильному уменьшению легированности матрицы и, как результат, к разупрочнению сплава.

Максимум прочности при старении будет соответствовать первой стадии и будет уменьшаться к концу второй стадии старения. Третья стадия всегда связана с разупрочнением. На этой стадии дислокации не перерезают стабильные интерметаллидные частицы, а преодолевают их путем огибания и проталкивания между выделениями, которые расположены на больших расстояниях друг от друга (разупрочняюшее фазовое старение или перестаривание).

Схематично последовательность стадий распада пересыщен-ного твердого раствора дуралюмина Д16 можно представить так:  ЗГП ^II ^I (CuAl₂), т. е. пересыщенный твердый раствор, затем стадия упрочняющего зонного старения (1-я стадия), затем стадия упрочняющего фазового старения (2-я стадия) и стадия разупрочняющего фазового старения (3-я стадия).