Тема 3.3. Материалы с особыми электрическими свойствами.
Практическая работа. Расчет параметров проводниковых материалов.
Цель работы: Научиться рассчитывать электрические характеристики материалов. Определять изменения параметров проводниковых материалов в зависимости от изменения внешних условий.
Задание 1. Имеется металлическая проволока длиной lo диаметром d с общим сопротивлением Ro.
Определить: материал, из которого изготовлена проволока. Для этого необходимо определить величину ρo: ρo=Ro 
,
где: ρo - удельное сопротивление проводника при температуре to.
Ro- общее сопротивление проводника при to.
S – площадь поперечного сечения проводника S= 
l – длина проводника
По справочной таблице определить материал, у которого величина удельного сопротивления соответствует величине рассчитанного ρo.
Задание 2. В процессе эксплуатации происходит повышение температуры окружающей среды на Δto.
Определить:
2.1 На сколько измениться общее сопротивление проволоки при увеличении температуры на Δto. ΔR=R(to) – Ro,
Для определения величины R(to), необходимо рассчитать величину ρ(to): ρ(to) = ρo*(1+TKρ* Δto),
где: Δto- изменение температуры окружающей среды
TKρ – температурный коэффициент удельного сопротивления соответствует справочному значению TKρ материала, определенного в задании 1.
ρ(to)- удельное сопротивление материала при изменении температуры на Δto.
2.2 На сколько измениться длина проволоки при увеличении температуры на Δto.
Δl= l(to)- lo
L(to)= Lo*(1+TKL* Δto),
где: Lo - длина проводника при начальной температуре to.
L (to)- длина проводника при повышении температуры на Δto
TKL- температурный коэффициент линейного расширения материала, определенного в задании 1.Соответствует справочной величине.
Данные для расчета задания 1и 2 находятся в таблице:
Задание 3. Ответить на вопросы:
1. Какие внешние факторы (кроме температуры) влияют на величину удельного сопротивления металлических проводников.
2. Какие металлы относятся к проводникам с высокой удельной проводимостью.
Задание 4. Построить график изменения удельного сопротивления материала в зависимости от изменения температуры.
Для построения графика необходимо рассчитать следующие значения ρ(to):
ρo =Ro 
ρ(to)1= ρo*(1+TKρ * 
)
ρ(to)2 = ρo*(1+TKρ * 
)
ρ(to)3 = ρo*(1+TKρ* 
)
ρ(to)4= ρ(to) = ρo*(1+TKρ* Δto)
ρ(мкОм*м)
По результатам работы сделать вывод о влиянии температуры на свойства и характеристики металлических проводниковых материалов.
Раздел 4. Инструментальные материалы.
Тема 4.1. Материалы для режущих и измерительных инструментов.
Материалы для режущего инструмента. Области рационального применения различных инструментальных материалов для лезвийной и абразивной обработки приведены ниже, в главе 11 "Материалы с особыми технологическими свойствами". В ней представлены рекомендации по применению инструментальных материалов в зависимости от свойств обрабатываемых материалов, а в некоторых случаях и от условий обработки.
Углеродистые и легированные инструментальные стали. В эту группу входят углеродистые и легированные в относительно небольших количествах стали. Принципиальная особенность таких сталей состоит в том, что их высокая твердость достигается только за счет мартенситного превращения. Поскольку твердость мартенсита определяется содержанием в нем углерода (см. 5.4.2), в инструментальных сталях его содержание высокое (0,7...1,3%).
Углеродистые и легированные инструментальные стали не обладают теплостойкостью. Они сохраняют высокую твердость при нагреве лишь до температуры около 200 °С. Основное различие в свойствах сталей этой группы – прокаливаемость, зависящая от уровня легирования.
Углеродистые инструментальные стали (семь марок от У7 до У13; напомним, что цифра в марке показывает содержание углерода в десятых долях процента, например в стали У12 1,2% С) обладают низкой прокаливаемостью (так, при закалке в воде сталь У7 не приобретает сквозную твердость даже в сечении 12 мм, а прокаливаемость стали У12 менее 15 мм). Из них можно изготавливать только инструменты небольших размеров. Кроме того, закалка этих сталей производится с охлаждением в воде. Это определяет высокую вероятность коробления и деформаций или даже появления трещин. Закалка с охлаждением в воде может также вызвать пятнистую твердость (см. 5.5.2).
Легированные инструментальные стали. Цель легирования заключается в повышении прокаливаемости сталей.
Низколегированные стали 11ХФ, 13Х и другие имеют повышенную по сравнению с углеродистыми сталями прокаливаемость. В отличие от углеродистых низколегированные стали приобретают высокую твердость 62...64 HRC в сечениях до 20 мм после закалки в масле, а не в воде.
Комплексно-легированные стали ХВГ, ХВСГ, 9ХС обладают высокой прокаливаемостью. Они прокаливаются (приобретают структуру мартенсита) в сечениях 40...100 мм при закалке в масле. Преимуществом легированных инструментальных сталей перед углеродистыми является то, что закалка в масле исключает пятнистую твердость, появление трещин, уменьшает деформации (см. 11.6).
Структура и термическая обработка сталей. Почти все стали этой группы являются заэвтектоидными (исключение У7 – доэвтектоидная и У8 – эвтектоидная). Карбидная фаза этих сталей – цементит (М3С). В легированных сталях часть атомов железа в цементите может быть замещена атомами легирующих компонентов. В сталях, легированных вольфрамом и ванадием, присутствует также небольшое количество карбидов па основе вольфрама (М6С) и ванадия (МС). Цифры в формуле показывают количество атомов металла (М) и углерода (С). Эти карбиды имеют сложный состав. Помимо атомов основного карбидообразующсго компонента (железа в цементите, вольфрама в карбиде М6С) в этих карбидах присутствуют (замещают основной компонент) в определенных количествах атомы других компонентов.
Отжиг – Разупрочняющая термическая обработка сталей – выполняется для улучшения обрабатываемости резанием. В результате должна быть получена структура зернистого, а не пластинчатого перлита, что обеспечивает более высокую обрабатываемость резанием. Температура отжига выбирается: для заэвтектоидных сталей – несколько выше Aс1, доэвтектоидных – выше Aс3. После изотермической выдержки при указанных температурах осуществляется медленное (с печью) охлаждение. В результате отжига стали приобретают равновесную структуру (в соответствии с диаграммой "Fe – Fe3C", т.е. феррит + перлит для доэвтектоидных сталей; перлит – для эвтектоидных; перлит + + цементит вторичный – для заэвтектоидных).
В структуре заэвтектоидных сталей недопустимо присутствие цементитной сетки (пластины вторичного цементита расположены вокруг зерна перлита, см. 6.1.1). Это приводит к повышенной хрупкости стали. Для устранения дефекта используют нормализацию – нагрев выше Аст с последующим охлаждением на воздухе (см. 5.5.4). В отожженном состоянии выполняются формообразующие операции, а затем упрочняющая термическая обработка.
Упрочняющая термическая обработка сталей этой группы заключается в закалке и низком отпуске.
Закалка доэвтектоидных сталей выполняется от температуры Aс3 + (30...50 °С), заэвтектоидных – от температуры Aс, + (50...70 °С). В целях снижения закалочных напряжений может быть использована ступенчатая закалка (см. 5.5.2).
Структура закаленных сталей – мартенсит закалки, остаточный аустенит и цементит вторичный (в заэвтсктоидных сталях). В том случае, если наличие остаточного аустенита в структуре недопустимо (например, для измерительного инструмента, так как распад аустенита в процессе эксплуатации вызывает изменение размеров), после закалки производится обработка холодом. Стали этой группы можно закаливать с нагревом ТВЧ, поскольку их закалочные температуры значительно ниже температур начала плавления, что принципиально, так как нагрев ТВЧ осуществляется со значительным перегревом.
Температура отпуска – 150...200 °С. При более высоких температурах нагрева происходит заметное разупрочнение, связанное с распадом мартенсита и коагуляцией цементита (см. 5.5.3). В процессе низкого отпуска снижаются закалочные напряжения, что приводит к некоторому росту прочности и ударной вязкости, твердость при этом уменьшается незначительно (на 1...2 HRC) и сохраняется высокой. Структура после отпуска – мартенсит отпуска, цементит вторичный и остаточный аустенит.
Свойства и область применения. После окончательной термической обработки стали приобретают твердость 62...65 HRC, предел прочности 2000...2500 МПа. Поскольку стали этой группы не обладают теплостойкостью, основная область их применения – инструменты, работающие с низкими скоростями резания (до 5... 10 м/мин). Это ручной слесарный инструмент (метчики, плашки, развертки, напильники), а также протяжки, поскольку протягивание осуществляется с низкими скоростями резания. Из сталей указанной группы изготавливаются также сверла.
При изготовлении протяжек и плашек требуется обеспечить минимальные деформации при закалке. Для протяжек характерно большое отношение длины к диаметру или толщине, что определяет их малую жесткость и тем самым предрасположенность к короблению при термической обработке. Режущая часть плашек, расположенная в середине инструмента, после термической обработки не шлифуется. Для изготовления таких инструментов используют стали ХВГ (протяжки), ХВСГ (плашки) вследствие их малой склонности к деформациям при термической обработке.
Напильники изготавливают из сталей У13 и 13Х, при этом в условиях массового производства применяется закалка ТВЧ. Сверла и метчики – из стали 9ХС.
Из сталей этой группы изготавливается также холодноштамповый инструмент и детали, от которых требуется износостойкость, обеспечиваемая высокой твердостью (детали оснастки, направляющие планки станков и др.).
Быстрорежущие стали. Такие стали являются одним из основных инструментальных материалов. Из них изготавливают до 60% режущего инструмента. Это практически вся номенклатура фасонного (сложной формы) режущего инструмента – фрезы, долбяки, шеверы и т.п.
Принципиальное отличие быстрорежущих сталей от углеродистых и легированных инструментальных – теплостойкость. Быстрорежущие стали сохраняют высокую твердость при нагреве до температур свыше 600 °С. Высокая теплостойкость сталей достигается за счет устранения причин, вызывающих разупрочнение углеродистых и легированных инструментальных сталей при нагреве, – распада мартенсита и коагуляции карбидов (см. 9.2.1). Первое условие может быть обеспечено высоким уровнем легирования твердого раствора, в котором затруднена диффузия углерода, т.е. распад мартенсита будет происходить при более высоких температурах. Кроме того, в структуре должна быть карбидная фаза, обладающая высокой устойчивостью против коагуляции при нагреве (т.е. не цементит). Эти условия выполняются при высоком уровне легирования. В качестве легирующих компонентов используются сильные карбидообразующие компоненты, образующие собственные карбиды. Высокая легированность твердого раствора обеспечивается термической обработкой, при которой происходит растворение специальных карбидов в твердом растворе. Основные легирующие компоненты быстрорежущих сталей – это вольфрам и (или) молибден, являющиеся химическими аналогами; в состав сталей также обязательно входят хром для повышения прокаливаемости и ванадий для сохранения мелкого зерна аустенита при закалке. В зависимости от наличия W и Мо стали подразделяются на вольфрамовые, вольфрамомолибденовые и молибденовые.
Маркировка быстрорежущих сталей несколько отличается от конструкционных. Они обозначаются русской буквой "Р", цифра после которой указывает на содержание вольфрама в стали. Содержание хрома во всех быстрорежущих сталях составляет около 4% и в марке не указывается. Не указываются также ванадий при его содержании до 2% и углерод при содержании 0,7...0,9%. Обозначения этих элементов входят в марку быстрорежущих сталей только при их большем содержании. Покажем маркировку на примере наиболее распространенных быстрорежущих сталей. Сталь Р18 содержит 18% W, сталь Р6М5 – 6% W и 5% Мо, содержание углерода, хрома и ванадия в этих сталях нахо дится в указанных пределах.
Структура, термическая обработка и свойства быстрорежущих сталей
(Разовый состав быстрорежущих сталей в отожженном состоянии – феррит, в котором растворена часть хрома, имеющегося в стали, и карбиды легирующих компонентов; структура – мелкозернистый (сорбитообразный) перлит. Основным является карбид на основе вольфрама и молибдена: М6С (1200 HV), в структуре сталей Р18 и Р6М5 он присутствует в количестве около 18%. Кроме того, в структуре имеются карбиды хрома – М23С6 (твердость 1000 HV, количество около 9%) и ванадия – МС (2500 HV, количество 1,5...2%).
Карбиды имеют сложный состав. Помимо атомов основного карбидообразующего компонента (основа карбида) в них присутствуют в определенных количествах атомы железа и других легирующих компонентов. Так, в состав карбида Ме6С могут входить атомы хрома, ванадия, железа.
По своей природе карбиды подразделяются на эвтектические и вторичные. Напомним, что положение точек S и Е на диаграмме "Fe – Fe3C" при наличии легирующих компонентов смещается в сторону меньших значений углерода. Поэтому даже при содержании углерода порядка 0,7% (минимальное содержание для быстрорежущих сталей) структура литой быстрорежущей стали вследствие высокого содержания легирующих компонентов содержит эвтектику – ледебурит. Таким образом, быстрорежущие стали – это стали ледебуритного класса.
Вторичные карбиды выделяются из твердой фазы – аустенита вследствие уменьшения растворимости в нем углерода при понижении температуры (аналогично выделению цементита из аустенита по линии SE на диаграмме "Fe – Fe3C"), а также в результате перлитного превращения. Наличие в структуре эвтектики снижает механические свойства, поэтому слитки быстрорежущих сталей подвергают горячей пластической деформации (ковка, прокат) с целью улучшения структуры за счет раздробления эвтектики. После такой обработки, выполняемой на металлургических заводах, стали подвергают отжигу. Отжиг также проводят на машиностроительных заводах после сварки, ковки для улучшения структуры и обеспечения удовлетворительной обрабатываемости резанием. После этих операций стали могут иметь крупное зерно и повышенную твердость.
Отжиг является разупрочняющей термической обработкой, включающей нагрев выше температуры α → γ превращения (840...860° С для вольфрамовых и 800...830 °С для вольфрамомолибденовых сталей), длительную выдержку при этой температуре (не менее 3 ч) и последующее весьма медленное охлаждение со скоростью не более 25...30 °С/ч. Отжиг должен обеспечить структуру зернистого перлита и минимальную твердость (не более 255 НВ) для удовлетворительной обрабатываемости резанием. После пластической деформации и отжига быстрорежущая сталь приобретает структуру П + Кэвт (крупные эвтектические карбиды) + К„ (мелкие вторичные). В отожженном состоянии выполняются формообразующие операции, после которых осуществляется упрочняющая термическая обработка.
Упрочняющая термическая обработка быстрорежущих сталей, включающая закалку и отпуск, проводится с целью получения высоких значений твердости и теплостойкости. При термической обработке реализуется сложный механизм упрочнения сталей этого класса – мартенситное превращение с последующим дисперсионным твердением. При этом обеспечивается высокая легированность мартенсита, получаемая при закалке, и интенсивное дисперсионное твердение в процессе отпуска.
Закалка. Нагрев под закалку быстрорежущих сталей осуществляется для получения высокой легированности твердого раствора. Это может быть достигнуто растворением в аустените большого количества карбидов. Карбид на основе хрома Ме23С6 полностью растворяется в аустените при 1100 °С; основной карбид быстрорежущих сталей Ме6С интенсивно растворяется при температуре свыше 1200 °С; МеС на основе ванадия растворяется при более высоких температурах.
Таким образом, для обеспечения высокой легированности твердого раствора температура закалки быстрорежущих сталей должна быть выше 1200 °С, т.е. превышать температуру растворения основного карбида. Карбид Ме6С на основе вольфрама растворяется в аустените при температурах более высоких, чем карбид на основе молибдена, поэтому температура закалки вольфрамовых сталей также выше, чем у сталей с молибденом (1270...1290 °С для Р18 и 1210...1230 °С для Р6М5).
После закалки в структуре остается часть нерастворившихся – избыточных – карбидов. В основном это карбиды эвтектического происхождения, растворение которых возможно только в жидкой фазе (оплавление инструмента недопустимо), и часть вторичных карбидов. Роль избыточных карбидов – сдерживание роста зерна (при крупном зерне снижаются прочность и вязкость) при нагреве под закалку, которая вынужденно выполняется при высоких температурах для растворения в аустените карбида Ме6С.
Высокая концентрация углерода и легирующих компонентов в аустените приводит к снижению температур начала (Мн) и конца (Мк) мартенситного превращения. Температура Мк лежит в области отрицательных температур, поэтому в структуре закаленных быстрорежущих сталей сохраняется достаточно большое количество (до 30%) остаточного аустенита.
Таким образом, структура после закалки – мартенсит закалки (Μ3), карбиды (К) и остаточный аустенит (Аост).
Отпуск. При отпуске быстрорежущих сталей должно быть реализовано дисперсионное твердение, снятие закалочных напряжений, т.е. превращение мартенсита закалки (М3) в мартенсит отпуска (Мо), а также превращение остаточного аустенита в мартенсит (аустенит не обладает необходимой твердостью). Эти задачи решаются, во-первых, выбором температуры изотермической выдержки при отпуске и, во-вторых, за счет того, что отпуск выполняется многократно.
Температура изотермической выдержки при отпуске 550...570 °С. При такой температуре сохраняется мартенсит и происходит дисперсионное твердение за счет выделения из твердого раствора большого количества дисперсных карбидов на основе легирующих компонентов. Отпуск обеспечивает получение максимальной твердости. Повышение температуры выше оптимальной приводит к коагуляции дисперсных карбидов, распаду мартенсита и, следовательно, к снижению твердости. Твердость, получаемая в результате отпуска при высоких температурах, называется вторичной в отличие от первичной, закалочной твердости.
Материалы для контрольно-измерительного инструмента. Измерительный инструмент предназначен для измерения линейных и угловых размеров, формы и характеристик поверхности деталей, а также для определения твердости, т.е. свойств материалов.
Для изготовления измерительного инструмента используют стали, твердые сплавы, алмазы.
Стали нашли наибольшее применение. Из них изготавливают концевые меры длины (измерительные плитки), скобы, шаблоны, калибры, детали штангенциркулей, вставки микрометров, инденторы твердомеров – шарики для приборов Бринелля и Роквелла.
Стали для изготовления измерительного инструмента должны обладать:
Ø – высокой твердостью – 55...65 HRC, что обеспечивает хорошую износостойкость;
Ø – стабильностью размеров во времени;
Ø – способностью получать высокую чистоту поверхности при доводочных операциях.
Объемной закалке подвергают измерительные плитки, калибры, детали штангенциркулей и микрометров, инденторы твердомеров. Измерительные поверхности губок штангенциркулей должны иметь твердость не менее 58 HRC, а измерительная поверхность линейки глубиномера – не менее 46 HR С. Твердость плиток, калибров, пяток и вставок микрометров должна составлять 59...65 HRC. Для достижения такой твердости детали изготавливают из сталей с высоким содержанием углерода – углеродистых и легированных инструментальных, шарикоподшипниковых:
Ø – калибры – из сталей У10А, У12А, X, ШХ15, ШХ15СГ;
Ø – мерительные плитки – из сталей X (1% С, 1,1% Ст), 12X1 (1,2% С, 1,5% Cr).
Технология упрочнения – закалка и низкий отпуск. Высокая твердость достигается за счет получения мартенсита с высокой концентрацией углерода; кроме того, в структуре присутствует остаточный аустенит. Такая структура нестабильна. В процессе эксплуатации возможен распад аустенита, вызывающий увеличение размеров (аустенит имеет максимальную плотность вследствие высокой атомной плотности решетки ГЦК, т.е. минимальный удельный объем). Помимо этого, изменения размеров инструмента во времени могут происходить из-за распада мартенсита (уменьшения в нем содержания углерода за счет выделения цементита), что приведет к уменьшению размеров. Изменения размеров инструмента недопустимы (в первую очередь это относится к плоскопараллельным мерам длины и калибрам).
Стабилизация структуры и размеров инструментов из инструментальных сталей достигается следующей технологией термической обработки:
Ø – закалка; в воде – углеродистые стали, в масле – легированные;
Ø – обработка холодом при -70°С для устранения остаточного аустенита;
Ø – низкий отпуск большой продолжительности – 120......130 °С, 24...60 ч.
После шлифования, перед полированием, целесообразно производить повторный отпуск длительностью 2...3 ч для устранения шлифовочных напряжений, релаксация которых в процессе эксплуатации будет вызывать изменения формы и (или) размеров.
Для инструментов малой жесткости рекомендуется проведение предварительной термической обработки нормализации и последующего отпуска при 600 °С длительностью 1 ч. Такая обработка обеспечивает получение однородной структуры, что позволяет снизить деформации при закалке.
Поверхностному упрочнению подвергают скобы, шаблоны, лекала, изготавливаемые из листового материала, особенно инструменты, имеющие большие габариты. Используют цементуемые (20, 20Х) и среднеуглеродистые (50, 55) конструкционные стали. Инструменты из сталей 20 и 20Х подвергают цементации, закаливают в масле (сталь 20Х) или в воде (сталь 20). Отпуск проводят при 150... 180 °С в течение 2...3 ч. Вследствие незначительной толщины цементованного слоя превращения в нем мало влияют на изменения общего объема инструмента, поэтому отпуск большей длительности не требуется.
Инструменты из сталей 50 и 55 закаливают с индукционным нагревом (закалка ТВЧ). Это позволяет добиться меньшей деформации и обеспечивает возможность правки. Отпуск выполняют при 150...180 °С в течение 2...3 ч. Износостойкость закаленного слоя сталей 50 и 55 меньше, чем цементованного.
Для специальных инструментов, которые должны обладать устойчивостью против коррозии, применяют коррозионно-стойкую хромистую сталь 40X13. Термическая обработка: закалка от 950...1000 °С с охлаждением в масле и отпуск при 120...130 °С длительностью от 12 до 50 ч. Твердость – 55...57 HRC.
Рабочие поверхности измерительного инструмента должны иметь весьма высокое качество. Стандартами регламентированы параметры шероховатости поверхности Ra (мкм): для измерительных плиток – не более 0,07 (при более грубой поверхности затруднена или невозможна притираемость плиток); для калибров – от 0,05 до 0,8 в зависимости от степени точности.
Лучшее качество поверхности достигается при твердости 63...65 HRC (наибольшая вероятность получения минимального значения Ra, табл. 9.15).
Таблица 9.15