Механизмы упрочнения металлов и сплавов

Рис. 87. Этапы старения углеродистого сплава железа, закаленного в воде от 720 °С и состаренного при температуре 200 °С: 1 – закаленное состояние; 2 – старение 2 мин., 3 – 15 мин., 4 – 30 мин.: 1 – дислокации; 2 – граница зерна; 3 – граница субзерна; 4 – предвыделения карбидной фазы; 5 – карбидные частицы

На рис. 87 показано поэтапное выделение карбидной фазы при старении железа, содержащего 0,02 % С после закалки в воде от температуры 720 °С и старения при 200 ºС.

Деформационное упрочнение описывается уравнением:

Ds_д = a×т× G ×b×r 1/2 ,

где G – модуль сдвига, b – вектор Бюргерса, r – плотность дислокаций, т – ориентационный множитель и a – коэффициент взаимодействия дислокаций.

У феррита дислокации имеют достаточно высокое значение дефекта упаковки, благодаря чему они склонны к неконсервативному перемещению при пластической деформации. Поэтому при наклепе формируется ячеистая структура, которая показана на рис. 88, 1. В такой структуре на границах ячеек сосредоточена высокая плотность дислокаций. Перемещение дислокаций в деформированной стали возможно только в пределах ячейки. Таким образом каждая ячейка становится своеобразным зерном, которое называют субзерном. Уменьшение длины свободного пробега дислокаций является основной причиной повышения прочности стали при деформации.

Таким образом, деформационное упрочнение стали обусловлено двумя причинами: взаимодействием движущихся дислокаций и изменением длины свободного пробега. Причем, если первый механизм может привести к упрочнению на 3…5 %, то второй – на 30…40 %. Увеличение скорости деформирования измельчает субзерно. Так, при нагружении взрывом, средний размер ячейки составляет ~ 1 мкм. При такой структуре малоуглеродистая сталь приобретает прочность закаленной среднеуглеродистой стали.

из всех видов упрочнения лишь один – зернограничное (субструктурное) (рис. 88, 2 и 3) упрочнение приводит одновременно к повышению, как прочности, так и вязкости стали. Все остальные виды, упрочняя сталь, снижают ее вязкость.

Рис. 88. Дислокационное строение ячеек (субзерен) после деформации (1) и деформации и дорекристаллизационного отжига (2 и 3)

Повышение прочности, обусловленное размером зерна описывается уравнением:

где K_y – коэффициент, зависящий от материала (для ферритно-перлитных сталей K_y = 0,57…0,73 МПа×м 1 /2 ) и d – средний размер зерна.

Если упрочнение создается не большеугловыми границами, а субзерном (рис. 87, 2), то повышение прочности описывается уравнением: Ds = K_с×l -1 , где l – средний размер ячейки. В этом случае K_с = 1,5´10 -4 МПа×м.

Субструктурное упрочнение получают посредством деформации стали с последующим отжигом при температурах ниже порога рекристаллизации. Эта технология была впервые разработана в СССР в начале Отечественной войны и позволила заменить латунь на сталь при производстве гильз стрелкового оружия и артиллерии.

Характеристика предела текучести низколегированных феррито-перлитных сталей [1]

Упрочнение так же влияет на температуру охрупчивания стали. Нетрудно найти связь между механизмами упрочнения и температурой хрупко-вязкого перехода [15]. Эта связь описывается следующим уравнением:

Видно, что только зернограничное упрочнение снижает температуру хрупко-вязкого превращения стали. Этот вывод очень важен для условий эксплуатации стальных изделий в северных регионов России, где работоспособность машин зачастую определяет не прочность металла, а его вязкость, которая при неудачном выборе технологии упрочнения может привести к снижению Т_Х ниже климатических температур эксплуатации.

Следует помнить, что некоторые марки зарубежных сталей не пригодны для эксплуатации не только в северных широтах РФ, но даже в средней полосе. Приобретая зарубежную сталь необходимо обращать внимание на содержание в ней фосфора.

Л 5.4. Упрочнение ферритно-перлитных сталей при легировании

Механизмы упрочнения металлов и сплавов

Дислокационный характер пластической деформации определяет два основных механизма упрочнения сплавов.
Твердорастворный механизм. В рамках теории упругости торможение дислокаций определяется их взаимодействием с полями упругих искажений от примесных атомов как центров дилатации с параметром несоответствия ε.
Величину параметра ε определяют как относительную разность радиуса атома легирующего элемента замещения, образующего твердый раствор, и радиуса атома матрицы.
Размерное несоответствие атомов растворенного (легирующего) элемента и матрицы приводит к линейному изменению параметра решетки твердого раствора, поэтому для определения параметра несоответствия ε используется выражение

где αр и αм — параметры решетки соответственно растворенного элемента и матрицы.
С ростом концентрации атомов примеси в твердом растворе, растворимости легирующего элемента и параметра ε повышается энергия взаимодействия дислокации с примесными атомами и, соответственно, усиливается эффект твердо растворного упрочнения. Легирование при условии образования твердого раствора может приводить к упрочнению вследствие повышения прочности межатомных связей, возрастания модуля упругости.
Элементы внедрения, как правило, характеризуются параметром несоответствия δ существенно более высоким, чем элементы замещения. Величину δ можно оценить относительной разностью размеров атома внедрения и октаэдрической γо.п или тетраэдрической γт.л поры в кристаллической решетке. Геометрия октаэдрической поры в ОЦК-решетке несимметрична и характеризуется минимальным размером r' = 0,154г (где r — радиус атома в решетке по модели твердых шаров), определяемым расстоянием до двух ближайших атомов в направлении (001) и максимальным размером r'' = 0,631r в плоскости (001) в направлениях [110] до четырех ближайших атомов (из шести окружающих октаэдрическую пору), Атом внедрения, например атом углерода rC = 0,077 нм, находящийся в октаэдрической пустоте в ОЦК-решетке α-Fе (феррит) с размерами r = 0,020 нм и r" = 0,082 нм, создает поле деформаций, отличное от симметричной деформации центра дилатации, и, следовательно, интенсивно взаимодействует с полем напряжений не только краевой, но и винтовой дислокации, т.е. оказывает существенно больший упрочняющий эффект, чем легирующий элемент замещения. В ГЦК-решетке октаэдрическая пора симметрична r' = 0,41 г, и атом внедрения создает симметричное поле деформаций, соответствующее центру дилатации.
Таким образом, элементы внедрения характеризуются, во-первых, как правило, более высокой энергией связи с дислокацией, чем элементы замещения, и обеспечивают высокий твердорастворный упрочняющий эффект, а во-вторых — низкой равновесной растворимостью.
Взаимодействие дислокаций с атомами легирующего элемента, образующего твердый раствор, оказывает существенное влияние на движение дислокаций и образование сегрегаций. С одной стороны, торможение дислокаций обусловлено образованием сегрегаций атомов — примесных атмосфер Коттрелла, Сузуки. С другой стороны, образование атмосфер примесных атомов может являться стадией, предшествующей выделению избыточной фазы, или, наоборот, приводить к ее растворению в зависимости от плотности дислокаций и диффузионной подвижности атомов,
Атмосферы Коттрелла формируются в результате предпочтительной диффузии к дислокациям атомов внедрения, которые имеют малые радиусы (атомы углерода, азота). Взаимодействие между дислокациями и атомами внедрения приводит к затруднению скольжения дислокаций и повышению прочности металла.
Атмосферы Сузуки также являются элементом дислокационной структуры. Они образуются в результате взаимодействия атомов легирующего элемента с дефектом упаковки кристаллической решетки. Эти сегрегации оказывают влияние на процесс перемещения дислокаций во время пластической деформации металла.
Наличие дефектов упаковки приводит к повышению свободной энергии кристалла. Избыток энергии, отнесенный к единице площади, представляет энергию дефекта упаковки.
Образование атмосфер примесных атомов может предшествовать выделению избыточной (второй) фазы или, наоборот, приводить к ее растворению. Например, формирование устойчивой дисперсной ячеистой дислокационной структуры обеспечивает существенное возрастание растворимости углерода в металлах с ОЦК-структурой (в α-Fe до 0,2 % и в молибдене до 0,02 % при значениях равновесной растворимости на один-два порядка более низких).
Дисперсионный механизм упрочнения. Образование дисперсных выделений избыточной фазы при распаде пересыщенного твердого раствора обусловливает основной механизм упрочнения дисперсионно-упрочняемых или дисперсионно-твердеющих сплавов.

Торможение движения (скольжения) дислокаций при пластической деформации (рис. 1.4) может осуществляться при этом либо в результате перерезания выделений с образованием дислокаций несоответствии и новых поверхностей раздела, либо в результате огибания выделений, либо в результате упругого взаимодействия дислокаций с полем напряжений от выделений а зависимости от дисперсности и плотности выделений (количества избыточной фазы), их структуры и прочности, типа поверхности сопряжения выделения и матрицы (когерентный, некогерентный, рис. 1.5).

В случае, когда расстояния d между частицами велики и частицы способны выдержать напряжение сдвига τ, действующее на них, дислокация прогибается между частицами и происходит перегруппировка, когда дислокационные петли концентрируются вокруг частиц. Напряжение течения τ будет определяться расстоянием между частицами d по формуле

где G — модуль сдвига; b — модуль вектора Бюргерса; α — коэффициент пропорциональности.
Если расстояние между частицами мало (≤ 100 нм), то при напряжении, равном пределу текучести, дислокации перерезают частицы, так как напряжения, необходимые для изгиба дислокации до радиуса кривизны, сравнимого с расстоянием между частицами, существенно более высокие. Расчет напряжения течения в этом случае связан с рассмотрением работы, затрачиваемой на создание дополнительной поверхности раздела частица—матрица создание дислокации несоответствия на поверхности раздела частица— матрица; создание порога на дислокации; создание неупорядоченной поверхности раздела в частице γр. Таким образом, напряжение течения можно представить выражением

где n — количество частиц на единицу площади в плоскости скольжения; ri — средний радиус частиц в плоскости скольжения.
Учитывая, что n = 3f/2пr2, а ri = √2/3r, где f и r — соответственно объемная доля и радиус частиц (предполагается, что он одинаков для всех частиц), получаем

где i — средний размер частиц; d — расстояние между частицами.
Переход от перерезания частицы к прохождению дислокации между частицами определяется уравнением

Таким образом, при размерах частиц меньше i = β Gb2/γp, где β — константа, будет происходить перерезание, а при размерах больше i — прогибание дислокации между частицами, т.е. чем выше затраты энергии на формирование неупорядоченной поверхности раздела на перерезание частицы и, соответственно, чем прочнее частица, тем при меньших ее размерах будет иметь место переход от перерезания частиц к их огибанию скользящей дислокацией.
Упрочнение при дисперсионном твердении существенным образом зависит от полей напряжений, создаваемых выделениями. Эти напряжения могут быть обусловлены различными факторами: выделением и ростом частиц избыточной фазы, термическим или внешним механическим воздействием.
Наличие полей упругих деформаций от выделений избыточных фаз характерно для когерентных (или полукогерентных) поверхностей раздела. В случае образования и роста выделений фаз внедрения с некогерентной поверхностью раздела высокий уровень локальных напряжений определяется значительным объемным несоответствием. В частном случае сферического или эллипсоидного некогерентного выделения фазы внедрения, имеющей параметр объемного несоответствия δ = √Vк/Vм - 1 определяемый разностью объема на один металлический атом в структуре фазы внедрения и в матрице, уровень локальных напряжений определяется выражением

где Gм, Кр — модули сдвига матрицы и объемного сжатия выделения соответственно; f — объемная доля выделений.
Напряжения от выделений избыточных фаз тем выше, чем больше параметр несоответствия, больше модуль упругости матрицы. Напряжение течения в этом случае будет определяться необходимостью преодоления поля напряжений от выделений избыточных фаз.
Таким образом, эффект упрочнения при дисперсионном механизме упрочнения возрастаете увеличением количества избыточной фазы f, уменьшением расстояния между частицами d, т.е. с повышением степени легирования сплава и дисперсности частиц второй фазы.
Структура высокопрочных дисперсионно-упрочненных сплавов. Дисперсность и однородность распределения выделений, характер сопряжении с матрицей в значительной степени связаны с механизмом распада пересыщенного раствора.
При гомогенном распаде выделение второй фазы происходит однородно по объему металла, тогда как при гетерогенном распаде оно может быть равномерным и локализованным.
Жаропрочные никелевые сплавы характеризуются модулированной структурой когерентных выделений γ-фазы (рис. 16). Высокопрочные состояния дисперсионно-упрочняемых сплавов отличаются наличием сегрегационных зон и дисперсных когерентных упрочняющих фаз (рис. 1.7).

Непрерывный распад с уменьшением по всему объему сплава концентрации легирующего элемента может протекать по механизму зарождения и роста выделений либо по спинодальному механизму. Отличительные особенности этих типов распада твердого раствора наглядно иллюстрируются кривыми концентрационных зависимостей свободной энергии раствора (рис. 1.8).

Механизм зарождения и роста выделений в сплаве состава С0 характеризуется наличием термодинамического барьера образования выделений новой фазы даже без учета вклада поверхностной энергии и энергии упругих искажений (рис. 1.8). В этом случае на ранних стадиях распада метастабильного твердого раствора в результате флуктуации образуются две фазы с составами Cf и С8, близкими к С0, что приводит к возрастанию свободной энергии сплава от исходного значения G1 до значения G3. Это является следствием того, что для концентрационной зависимости свободной энергии выполняется условие ∂2G/∂c2≥0. При увеличении разницы по составу образующихся в результате распада фаз, например для составов Сm—Сm, свободная энергия понижается.
При спинодальном распаде для концентрационной зависимости свободной энергии выполняется условие ∂2G/∂c2≤0. В этом случае изотермический распад термодинамически неустойчивого твердого раствора с образованием областей с составами Ср и Сq, близкими С0, сопровождается снижением свободной энергии от значения G1 до значения G3. Увеличение концентрационного расслоения приводит к непрерывному понижению свободной энергии, пока не установится равновесная концентрация — Сa и Сb.
Образование выделений по этим механизмам происходит в условиях различного знака градиента концентрации легирующего элемента. В случае слинодального распада диффузия легирующего элемента при образовании и росте частицы происходит в сторону возрастания градиента концентрации, тогда как распад по механизму зарождения и роста выделений происходит в результате нормальной диффузии в сторону снижения концентрации (рис. 1.9).

Спинодальный распад имеет место в случаях, когда кристаллическая решетка выделяющейся фазы такая же, как и у исходного твердого раствора.
Распад по рассмотренным выше механизмам называют непрерывным, поскольку он сопровождается постепенным снижением пересыщения твердого раствора по всему объему.
Прерывистый распад, например при нонвариантных фазовых превращениях в твердом состоянии (при эвтектоидном превращении), протекает локализованно в результате продвижения фронта (границы) кооперативного роста двух фаз аналогично росту перлитной колонии (рис. 1.10), что приводит к формированию более грубой структуры. Таким образом, протекание прерывистого распада, как правило, не обеспечивает эффекта дисперсионного упрочнения, а образование некогерентных пластинчатых выделений охрупчивает сплав.

1. Введение примесей или создание другой фазы. Здесь действуют два механизма:
- дислокации требуется дополнительная энергия на преодоление, огибание препятствий;
- часть примесей задерживают дислокации, образуя сильное силовое поле, и даже если дислокация проходит мимо примесей, она все равно взаимодействует с силовым полем других дислокаций и тормозится.
Этим объясняется, почему сплавы всегда прочнее чистых металлов.
2. Повышение плотности дислокаций
Теоретическая прочность может быть достигнута при очень большой плотности дислокаций. Они своими силовыми полями мешают друг другу, тормозят и запирают друг друга (Коттрелл). Работоспособность материала с теоретической прочностью очень мала. Такой материал может работать только упруго.

В настоящее время растят «сапфировы усы» (монокристаллы) с прочностью 19000 Н/мм2 и при 0°C, и при 1300°С. Их заправляют в вольфрам для головок космических кораблей. Ho подвесить на таких нитях мост нельзя - очень хрупкий материал.
Te критические напряжения, которые могут возникнуть при работе, не находят выхода в локальных пластических деформациях, за счет которых они уменьшались бы, и металл хрупко разрушается, Снятие напряжений, которые могут достигать величины σз, возможно за счет протекания локальной пластической деформации. Наводить дислокации можно за счет пластической деформации,

3. Создание внутри металла различного типа границ
Дислокации движутся по плоскостям скольжения и для перехода из одной плоскости в другую, расположенную под некоторым углом к первой, требуются дополнительные усилия. Это объясняет, почему поликристаллы всегда прочнее монокристаллов. Создание мелкой структуры способствует упрочнению, но необходимо, чтобы границы зерен были проницаемы для дислокаций, чтобы пиковые, экстремальные напряжения могли сниматься за счет пересаживания дислокаций в плоскости скольжения других зерен. Для этого необходимо иметь малую разориентацию зерен -4-5°,
4. Упорядочивание
Кристаллическое упорядочивание или двойникование. Если прошло двойникование, то скольжение не может произойти в этом объеме. Двойникование происходит при пластической деформации с очень высокой скоростью (деформация взрывом) или при низких температурах. Такая обработка упрочняет металл.
Каждый из четырех способов упрочнения может дать увеличение прочности примерно на 600 Н/мм2, то есть в сумме возможно получить 3200 Н/мм2. Ho использовать такой металл невозможно, так как он достигает почти теоретической прочности, но является очень хрупким. Достижение в каком-либо объеме напряжениями сверхкритической величины приводит к образованию трещин и разрушению.
Так как дислокации заперты и не могут двигаться, то напряжения не могут и релаксировать, то есть уменьшаться за счет протекания деформации в локальных зонах.
Существует понятие «инженерная прочность»: в конструкциях в каких-либо локальных зонах могут протекать пластические деформации, которые не приводят к пластической деформации объекта в целом. Возможность протекания локальных пластических деформаций, которые предотвращают образование трещин, увеличивает диапазон работоспособности материала (газопроводы северного исполнения).
Таким образом, чтобы поднять предел текучести, нужно закрепить дислокации, но при этом уменьшается относительное удлинение.
Чтобы одновременно увеличить и прочностные (σт). и пластические (δ5) характеристики металла, следует пользоваться «теорией барьеров» (1972 г.).
Известны два типа барьеров: проницаемые и непроницаемые. Непроницаемые барьеры: большеугловые границы зерен; фаза, отличная от матрицы; сильный наклеп, когда все дислокации связаны в сетки и являются неподвижными.
Необходимо создавать в металле полупроницаемые барьеры, которые будут удерживать дислокации, но при «пиковых» напряжениях пропустят их в соседний объем.
Имеются два типа полупроницаемых границ:
- малоугловая разориентация зерен;
- в матрице сплава имеется фаза, когерентная с основной структурой (очень похожие решетки).
В идеале сплав должен быть без большеугловых границ зерен (должна быть мозаичность структуры). Такую структуру можно получить в результате полигонизации: холодная (теплая) деформация + нагрев (температура ниже температуры рекристаллизации) + последеформационная выдержка + закалка.

Механизмы упрочнения сталей

Методы упрочнения условно можно разделить на 6 основных классов упрочнения: 1 класс – с образованием пленки на поверхности; 2 – с изменением химического состава поверхностного слоя; 3 – с изменением структуры поверхностного слоя; 4 – с изменением энергетического запаса поверхностного слоя; 5 – с изменением шероховатости поверхностного слоя; 6 – с изменением структур по всему объему металла.

1. Упрочнение в результате образования твердого раствора:

При образовании твердого раствора предел прочности, текучести и твердость повышаются при сохранении достаточно высокой вязкости. Это объясняется тем, что в неупорядоченном твердом растворе искаженные области решетки вокруг атомов растворенного элемента, находящихся в плоскости скольжения, затрудняют продвижение дислокаций. Упрочнение при образовании твердого раствора может быть определено по формуле Мотто – Набарро:

G – модуль сдвига, кгс/мм 2 ; ε – параметр, зависящий от различия размеров атомов растворенного компонента r и растворителя r₀ (ε = (r- r₀)/ r₀); с – атомная концентрация растворенного компонента.

При образовании твердого раствора внедрения прочность во много раз больше, чем при образовании твердого раствора замещения.

Зависимость предела текучести от размера зерна описывается соотношением Холла – Петча:

где d – диаметр зерна; σ₀ и k – постоянные для данного металла.

Формула указывает на то, что эффективным барьером для движения дислокаций в металлах является межзеренная граница. Это объясняется тем, что при переходе через границу изменяется ориентировка плоскости скольжения, а сама граница представляет собой область неупорядоченного расположения атомов.

3. Влияние частиц второй фазы на упрочнение:

Влияние зависит от того, деформируются частицы или нет во время пластического течения сплавов.

Деформируемые частицы. Упрочнение происходит в результате работы, совершаемой дислокацией при перерезании частицы. Эта работа необходима для образования новой поверхности раздела между частицей и матрицей, а также для перестройки межатомных связей внутри самой частицы, которые в свою очередь зависят от степени порядка в частице.

С учетом различных вкладов в упрочнение деформируемых частиц прирост критического напряжения сдвига (Δτ) для сплава определяется следующим выражением:

k – постоянная, включающая в себя модуль сдвига и вектор Бюргерса; m, n – постоянные величины; δ – параметр размерного несоответствия между частицей и матрицей; f – объемная доля частиц; r – радиус сферического выделения.

Недеформируемые частицы. В сплавах с недеформируемыми частицами происходит образование дислокационных петель вокруг частиц, если приложено достаточное для этого напряжение. Оставив вокруг, частиц петли, дислокации продолжают скользить в прежнем направлении (эти петли или кольца, естественно, препятствуют движению новых дислокаций). Критическое напряжение (предел текучести σ_т) проталкивания дислокации обратно пропорционально расстоянию R между частицами:

где b - вектор Бюргерса дислокации; G - модуль сдвига матричной фазы (α-твердого раствора). По мере того, как расстояние между частицами уменьшается вследствие возникших петель или колец, напряжение, необходимое для продвижения дислокаций между ними, возрастает, что приводит к повышению напряжения сдвига (предела текучести). Упрочнение дисперсными частицами достигает 10 -2 G кгс/мм2 , но при нагреве до температуры 0,6 – 0,75 Tпл резко снижается.

4. Массивные частицы или комплексы второй фазы: Эффект обусловлен большими частицами или комплексами второй фазы, такими как перлит в углеродистых или низколегированных сталях. Частицы второй фазы активно участвуют в пластической деформации двухфазной структуры; и в случае перлитных и феррито-перлитных структур ферритные и карбидные составляющие перлита могут испытывать деформацию на различных ее стадиях.

Упрочнение в таких структурах может происходить вследствие упрочнения волокнами, когда одна фаза противостоит деформации и этим вызывает большую деформацию и упрочнение в другой фазе до тех пор, пока в ней самой не начнется процесс деформации; изменения прочности деформирующейся матрицы ввиду перераспределения легирующих элементов между двумя фазами; генерирования дислокаций в матрице вокруг частиц второй фазы с помощью различных механизмов.

5. Упрочнение дислокациями:

Схема зависимости сопротивления деформации от плотности и других дефектов в металлах: 1 – теоретическая прочность; 2 – 4 – техническая прочность (2 – усы; 3 – чистые неупрочненные металлы; 4 – сплавы, упрочненные легированием, наклепом, термической или термомеханической обработкой)

Минимальная прочность определяется некоторой критической плотностью дислокаций а, приближенно составляющей 10 6 – 10 8 см -2 . Эта величина относится к отожженным металлам. Величина σ_0,2 отожженных металлов составляет 10 -5 – 10 -4 G .

Повышение прочности достигается: 1) созданием металлов и сплавов с бездефектной структурой; 2) повышением плотности дефектов (в том числе и дислокаций), затрудняющих движение дислокаций. В настоящее время удалось получить кристаллы, практически не содержащие дислокаций. Это нитевидные кристаллы небольших размеров: длиной 2 – 10 мм и толщиной от 0,5 – 2,0 мкм, называемые «усами», обладают прочностью, близкой к теоретической. (Так, например, предел прочности нитевидных кристаллов железа составляет 1300 кгс/мм 2 , меди 300 кгс/мм 2 и цинка 225 кгс/мм 2 , по сравнению с пределом прочности технического железа 30 кгс/мм 2 , меди 26 кгс/мм 2 и цинка 18 кгс/мм 2 ).

Связь между пределом текучести σ_т и плотностью дислокации и других дефектов ρ выражается формулой:

где σ₀ – напряжение сдвига до упрочнения (после отжига); b – вектор Бюргерса; α – коэффициент, зависящий от природы металла, его кристаллической решетки и структуры. Он определяется вкладом различных механизмов торможения дислокаций в общее упрочнение и имеет величину порядка 10 -1 .

Плотность дислокаций не должна превышать 10 12 -10 13 см -2 . При большей плотности в металле образуются трещины.

Способы упрочнения деталей, материалов

Действенным средством снижения массы является повышение прочности материалов. В отличие от способа увеличения напряжений путем снижения фактического запаса прочности, сопряженного с риском ослабления детали, надежность в данном случае не уменьшается (если сохраняется запас прочности). Другое отличие заключается в том, что этот способ применим ко всем деталям без исключения, тогда как первый способ охватывает только расчетные детали.

Основные способы упрочнения материалов следующие:

• горячая обработка давлением;
• легирование;
• упрочняющая термическая и химико-термическая обработка;
• обработка методами холодной пластической деформации.

При горячей обработке давлением упрочнение происходит в результате превращения рыхлой структуры слитка в уплотненную структуру с ориентированным направлением кристаллитов. Пустоты между кристаллитами уковываются и завариваются, прослойки примесей по стыкам кристаллитов дробятся и под действием высокой температуры и давления растворяются в металле.

Наибольшее значение для прочности имеет процесс рекристаллизации, протекающий при остывании металла в определенном интервале температур (для сталей 450—700°С). Из обломков кристаллитов, разрушенных в процессе пластической деформации, возникают новые мелкие зерна. При росте рекристаллизованных зерен примеси остаются в растворенном состоянии в кристаллитах. Для ковкого металла характерна структура, состоящая из мелких округлых зерен, хорошо связанных друг с другом, что обусловливает его повышенную прочность и вязкость.

Кованым и особенно прокатанным металлам свойственна анизотропия механических свойств в направлениях вдоль и поперек волокон.

Особенно резко влияет направление волокон на вязкость (рис. 77).

Направление волокон в кованых и штампованных деталях должно быть согласовано с конфигурацией деталей и направлением действия рабочих нагрузок. Штампованные коленчатые валы (рис. 78, б) и другие фасонные детали (рис. 78, г) с волокнами, следующими контуру, значительно прочнее деталей, изготовленных из сортового проката с перерезкой волокон (рис. 78, а, в).

Горячее накатывание зубьев шестерен (с последующим холодным калиброванием) обеспечивает правильное направление волокон относительно действующих на зуб нагрузок (рис. 78, д, e). Повышенной прочностью обладает накатанная резьба (рис. 78, ж, з).

Главное назначение легирования — повышение прочности с дифференцированным улучшением частных характеристик: вязкости, пластичности, упругости, жаропрочности, хладостойкости, сопротивления износу, коррозионной стойкости и др. Присадка некоторых элементов (Ni и особенно микроприсадка В) увеличивает прокаливаемость сталей, что позволяет получать повышенные механические свойства по всему сечению детали. Для получения высоких механических качеств легирование должно быть дополнено термообработкой.

В табл. 8 приведены сравнительные (средние) характеристики легированных и углеродистых сталей.

Упрочняющая термическая обработка (закалка с высоким, средним и низким отпуском, изотермическая закалка) вызывает образование неравновесных структур с повышенной плотностью дислокаций и сильно деформированной атомно-кристаллической решеткой (сорбит, троостит, мартенсит, бейнит). Регулируя режимы термообработки, можно получать стали с различным содержанием этих структур, размерами и формой зерен и соответственно с различными механическими свойствами. Для конструкционных сталей чаще всего применяют улучшение (закалка с высоким отпуском на сорбит), обеспечивающее наиболее благоприятное сочетание прочности, вязкости и пластичности.

Закалка с индукционным нагревом поверхностного слоя ТВЧ помимо технологических преимуществ (экономичность, высокая производительность) дает значительный упрочняющий эффект, обязанный возникновению в закаленном поверхностном слое остаточных напряжений сжатия.

Химико-термическая обработка заключается в насыщении поверхностного слоя углеродом (цементация) или азотом (азотирование) с образованием (в последнем случае) нитридов железа и легирующих элементов. При комплексных процессах (цианирование, нитроцементация) поверхность насыщается одновременно углеродом и азотом с образованием карбидов и карбонитридов. Эти виды химико-термической обработки придают поверхности высокую твердость и износостойкость. Вместе с тем они увеличивают прочность (особенно в условиях циклической нагрузки) благодаря образованию в поверхностном слое напряжений сжатия.

Разновидностью химико-термической обработки является термодиффузионное поверхностное легирование (насыщение поверхностного слоя атомами легирующих элементов), которое применяют для повышения прочности и твердости, а также придания поверхности особых свойств (табл. 9).

Разработаны процессы комплексного диффузионного легирования: хромалитирование (насыщение Сr и Аl), сульфоцианирование (S, С и N₂), бороцианирование (В, С и N₂), бороалитирование (В и Аl), хромомарганцевирование (Cr и Мn) и др.

Читайте также:

  
• Кровля и кровельные материалы металл профиль
  
• Установка штакетника металлического своими руками в шахматном порядке
  
• Когда металл проявляет переменную степень окисления
  
• Лабораторная работа 1 определение эквивалентной и атомной массы металла по курсу химия
  
• Клей для керамики и для металла