Сталь бейнитная

Исследования сталей бейнитного класса, используемых для изготовления сосудов под давлением при одновременном воздействий окружающей среды и температуры, показали, что в этом случае существенную роль в продвижении трещины играет механизм динамического деформационного старения (ДДС) [123]. Он характерен для сероводородной среды H2S, в которой при повышенной температуре имеют место процессы, представленные на рис. 7.32. Механизм ДДС связан с проникновением водорода в металл, его охрупчиванием и активизацией процесса скольжения. При этом доминирующим механизмом разрушения является раскалывание материала. Процесс ДДС начинает доминировать в вершине трещины при большей температуре окружающей среды с возрастанием скорости деформации. [c.389]

В связи с этим необходимо развернуть исследования в направлении изыскания хорошо сваривающихся высокопрочных сталей, изготовление из которых крупных сварных узлов не потребовало бы введения сложного технологического процесса сварки и термической обработки. Перспективными в этом направлении являются стали бейнитного класса, внедрение которых проводится институтом электросварки им. Е. О. Патона. [c.209]

В бейнитном интервале температур, так же как и в перлитном, переохлажденный аустенит начинает распадаться после некоторого инкубационного периода. На диаграмме изотермического распада углеродистой стали бейнитное превращение не обособлено от перлитного зависимость инкубационного периода от температуры изображается одной С-кривой. Минимум инкубационного периода (изгиб С-кривой) у углеродистой стали находится в перлитной области. Ниже этого изгиба с понижением температуры изотермического превращения наблюдается постепенный переход от перлитной области к бейнитной. При этом вначале происходит бейнитное превращение, а затем при увеличении изотермической выдержки — перлитное. В результате структура стали состоит из верхнего бейнита и тонкопластинчатого перлита. С понижением температуры превращения доля перлита уменьщается и, начиная с некоторой температуры ниже изгиба С-кривой, образуется только бейнит. [c.252]

Кинетика бейнитного превращения похожа на кинетику перлитного не только наличием инкубационного периода, но и характером нарастания объема во время изотермической выдержки вначале доля превращенного объема аустенита нарастает с ускорением, а затем с замедлением (см. кинетическую кривую на рис. 79). Вместе с тем во многих легированных сталях бейнитное превращение имеет характернейшую особенность мартенситного превраще- [c.253]

На получении бейнитной структуры основана бейнитная закалка (ом. 40). Кроме того, в так называемых бейнитных сталях бейнитная структура формируется при охлаждении на воздухе с температуры горячей прокатки или при простой термообработке с нагреванием до аустенитного состояния и охлаждением на воздухе. В таких сталях С-кривая бейнитного превращения должна быть сильно сдвинута к оси ординат, а выделение избыточного феррита, наоборот, должно быть медленным, чтобы он не выделился при нб Прерывном охлаждении до начала бейнитного превращения. Этим требованиям удовлетворяет, например, малоуглеродистая сталь, легированная 0,5% Мо и бором. [c.260]

Указанные свойства характерны для малоуглеродистой стали бейнитного типа. [c.283]

Выделение карбидов, которые наблюдаются в структуре стали, претерпевшей бейнитное превращение, происходит уже после 7- а-превращения, а это показывает, что расслоение по углероду не приводит к полному обеднению отдельных участков аустенита. [c.271]

Диаграммы изотермического распада аустенита в низкоуглеродистых слаболегированных сталях характеризуются сильно развитой областью промежуточного, бейнитного превращения (рис. 295,6). При закалке в масле, [c.378]

Сталь Форт и вел л имеет состав 0,2% С 0,5% Мо 0,003% В. Легирование молибденом и бором, замедляющими распад аустенита, приводит к получению бейнитной структуры при охлаждении на воздухе. При содержа- [c.401]

В зависимости от состава стали и СТЦ, т. е. соотношения ьУб/5 и w i, ьу 2, вУф.п и Шф.п2 в ОШЗ и щве при охлаждении возможны фазовые превращения аустенита ферритное, перлитное, мартенситное и бейнитное. Часто имеет место смешанное превращение, т. е. несколько последовательно следующих друг за другом видов превращений, например бейнитное и мартенситное ферритное, перлитное и бейнитное. [c.520]

Известно [27, 30], что ограничение значений твердости металла сварного шва является одним из практических методов снижения склонности сварного соединения к сероводородному растрескиванию. Как следует из [11, 12, 25, 31], на образование трещин в сварном соединении оказывает влияние неоднородность структуры металла, наличие в ней зон, склонных к растрескиванию, уровни действующих и остаточных напряжений. Именно в сварных соединениях локализуется большая часть разрушений металла, связанных с сероводородным растрескиванием. Наиболее негативное влияние оказывает быстрое охлаждение шва с образованием перлитно-бейнитной смеси с мартенситом. Стойкость к сероводородному растрескиванию металла сварного шва меньше, чем основного металла не только из-за наличия остаточных напряжений, но и вследствие присутствия различных дефектов. Для сталей повышенной прочности характерно сероводородное растрескивание по сварному шву и зоне термического влияния. Для сталей обычной прочности избирательное разрушение по шву и зоне термического влияния отмечается лишь при переохлаждении. [c.63]

Так, по данным И. И. Новикова и В. К. Портнова для двухфазных латуней хорошие результаты дает термомеханическая обработка, состоящая из закалки и прокатки при температурах бейнитного превращения, для двухфазных титановых сплавов и нержавеющей хромоникелевой стали — сильная горячая деформация в а+Р- и а+у"Областях соответственно в) сплавы, получаемые методом по- [c.572]

Марганец увеличивает склонность стали к растрескиванию в сероводородсодержащей среде, причем отрицательное влияние его возрастает с увеличением содержания углерода. Так, отрицательное влияние марганца для армко-железа, сталей марки 20 и марки У8 начинает проявляться при его содержании 3 2 и 1 % соответственно, что связано с появлением в структуре бейнитной составляющей и понижением вязкости феррита. Однако легирование стали марки У8 марганцем в количестве 8 % придает ей стойкость против СВУ в связи с образованием аустенит-ной структуры. [c.37]

Рис. 8.18. Кинетические диа- граммы усталостного разрушения стали У8 с различным структурным состоянием аустенита перед бейнитным превращением (температура превращения = 300°С).

Металлографическим исследованием разрушенного диска установлено, что микроструктура диска представляет собой сорбит отпуска как игольчатой ориентации, так и бесструктурной, т.е. имеет структуру, обычную для исходного состояния диска. При электронно-микроскопическом исследовании выявлена начальная стадия процессов возврата и рекристаллизации с появлением зародышей рекристаллизации, образовавшихся в результате коалесценции субзерен внутри бейнитных пластин и миграции субграниц. Таким образом, наблюдение структуры стали в просвечивающий электронный микроскоп показывает, что в металле протекали процессы, характерные для высокотемпературной ползучести. [c.46]

Сталь 12ХГНМФ с пониженным содержанием никеля и марганца следует отнести к стали бейнитного класса в которой только при [c.95]

Влияние структуры стали на величину предела длительной прочности (Тдл изучали также Р. Фромберг, В. Барнет и А. Трояне [289]. Они нашли, что сталь бейнитной структуры имеет адл больше, чем стали со структурой отпущенного мартенсита. [c.125]

Из табл. 9.18 видно, что из-за пониженного содержания углерода и легирующих элементов стали NI -P имеют относительно низкие показатели Q, СЕ, Рем- Особенно низкое содержание углерода в сталях Ж в 3, имеющих предел прочности более 670 МПа (см. табл. 9.19). Стали А—Д предназначены для применения при пониженных температурах, сталь Е устойчива к образованию слоистых трещин. Сталн Ж и 3 со сверхнизким содержанием С являются сталями бейнитного типа. В стали 3 содержится до 0,3 % Мо, а сталн Д—Е микролегированы Ti и обработаны Са. [c.231]

Исследование кинетики промежуточного превращения переохлажденного аустенита. Строгое определение степени изотермического превращения аустенита в бейнит магнитным методом затруднено рядом причин. Па промежуточных стадиях распада образец в общем случае состоит из феррита, в той или иной степени пересыщенного углеродом, карбидов и аустенита, обогащенного углеродом. По мере развития превращения объемное содержание фаз и их химический состав изменяются, следовательно, изменяется и их намагниченность. В легированных сталях бейнитное превращение не доходит до конца и остается некоторое количество непревра-щенного аустенита. Часть этого аустенита может превратиться в мартенсит при охлаждении после окончания выдержки при температуре превращения. Все это затрудняет выбор и изготовление эталона. Часто в качестве последнего применяют образец, подвергнутый закалке и отпуску при тем- [c.160]

Наиболее часто холодные трещины возникают в легированных сталях в тех случаях, когда металл под действием термического цикла сварки претерпевает полную или частичную закалку. В этих случаях холодные трещины при сварке появляются в результате замедленного разрушения свежезакаленной стали от действия остаточных сварочных напряжений. Холодные трещины в зависимости от состава и класса стали могут быть вызваны а) мартенситным превращением аустенита у среднелегированных сталей мартенситного и перлитного классов б) сегрегацией примесей на границах аустенитных зерен при повторном нагреве до 400—700 °С при сварке с насыщением водородом у низкоуглеродистых среднелегированных сталей бейнитного класса в) выделением у высокохромистых ферритных сталей карбонитридных фаз по границам зерен г) скоплением в околошовных зонах перлитио-ферритных сталей неметаллических включений в элементах полосчатой микроструктуры стали (ламелярные трещины в околошовной зоне). [c.249]

Дальнейший нагрев выше 200°С приведет к иному превращению, вызывающему расширение стали. Это так называемое второе превращение при отпуске захватывает интервал температур 200—300°С. В этом интервале остаточный аустеннт превращается в гетерогенную смесь, состоящую из пересыщеиного а-раствора и карбида. Другими словами, при этом превращении остаточный аустенит превращается в отпущенный мартенсит. Это превращение диффузионное и по своей природе похоже на бейнитное превращение первичного аустенита. [c.273]

В отдельных случаях после деформации сталь подвергают изотермическому бейнитному распаду (ВТМИзО) и даже перлитному превращению. Последнее называемое контролируемой прокаткой получило сейчас широкое распространение при производстве высокопрочных низколегированных сталей и будет рассмотрено в гл. XVI, п. 7. [c.283]

Таким образом, в сталях, легированных карбидообразующими элементами (хром, молибден, вольфрам), наблюдаются два максимума скорости изотермического распада аустенита, разделенных областью относительной устойчивости переохлажден-iHoro аустенита. Изотермический распад аустенита имеет два явно выраженных интервала превращений — превращение в пластинчатые (перлитное превращение) и превращение в игольчатые (бейнитные превращения) структуры. [c.355]

Рассматривая условия, которые необходимо создать для охлаждения при закалке легированных конструкционных сталей, мы должны вспомнить еще об одной особенности кинетики распада аустенита сталей, легированных карбидообразующими элементами. В этих сталях (низкоуглеродистых) скорость бей-иитного превращения при 300—400°С оказывается существенно. более высокой, чем скорость перлитного распада (500—600°С) (см. рис. 284). Поэтому при закалке следует ускорять охлаждение в нижнем районе температур (при 300—400°С), чтобы избежать бейнитного превращения. [c.371]

Подобная кинетика распада аустенита этой стали приведет к тому, что при любом способе охлаждения (даже очень медленном) и практически н любом сечении аустенит переохлаждается до температур бейнитного и мар-тенситного превращения, поэтому сталь 18Х2Н4ВА прокаливается на полную глубину в любом сечении и практически может быть отнесена к стал<1м мартенситного класса. [c.382]

Смесь мартенситных, бейнитных и перлитных структур, которая реально получается в сталях ввиду их разной прокалнваемости по сечению, может дать довольно пеструю актину свойств. Но все же для каждой точки сечения механические свойства (после отпуска) не могут быть существенно выше или ниже указанных в табл. 29. [c.388]

В условиях циклического нагружения уменьшение эффективной скорости деформирования, обусловленное либо уменьшением частоты, либо выдержкой в цикле, либо формой цикла, может вызвать существенное снижение числа циклов Nf до разрушения, как показано на рис. 3.1,6 на примере нержавеющей стали типа 304, испытанной при 600 и 700 °С и размахе деформации Ае = 1 %. Аналогичные данные получены для бейнитной стали 2,25 Сг — 1 Мо [286] при Т = 575 °С и Ле = 0,5 % выдержка в циклах растяжения и сжатия до 6 мин приводит к снижению усталостной долговечности в три-четыре раза по сравнению с непрерывным циклированием со скоростью деформирования = 4-10- с-. Подобное влияние скорости деформирования на повреждаемость материала наблюдается и на стадии роста усталостной трещины. Например, для никелевого сплава 1псопе1718 уменьшение частоты нагружения до 0,1 Гц [c.151]

Бейнитное превращение, называемое также промежуточным, характерно при сварке большинства углеродистых и легированных сталей при скоростях охлаждения в диапазоне аим1...Шм2. Оно происходит в интервале температур 770 К... Гм , когда само-диффузия железа и диффузия легирующих элементов практически отсутствуют, а диффузия углерода еще достаточно существенна. Различают верхний (Бв) и нижний (Бн) бейнит, образующиеся соответственно в верхней и нижней части температурного интервала превращения. [c.524]

Для сталей I группы (углеродистых и низколегированных, не содержащих карбидообразующих элементов) наиболее важный параметр — We/s- Для них в пределах практически всех способов сварки можно обеспечить Шб/з < Шф ni и получить ферритоперлитную или перлитно-бейнитную структуру, не склонную к холодным трещинам. Поэтому для повышения сопротивляемости сварных соединений этих сталей образованию трещин эффективны повышение q/v и применение предварительного по-. догрева до температуры Т =- 370...570 К. Оптимальные g/v и Тп после теплового расчета СТЦ и определения Ше/з (<8/5) могут быть выбраны по диаграммам АРА. [c.528]

Для сталей II группы (низкоуглеродистые среднелегированные, никелесодержащие) при сварке в широком диапазоне характерно превращение в области нижнего бейнита, а затем мартенсита. По влиянию параметров СТЦ они занимают промежуточное положение. При их сварке рекомендуется умеренный подогрев (до 350...400 К), не вызывающий существенного возрастания >10, но обусловливающей хи(,/ь< Wh% и обеспечивающий бейнитное превращение при возможно более высоких температурах. Весьма эффективны сопутствующий и последующий подогрев (при 400...480 К), приводящий к самоотпуску мартенсита. [c.529]

Установлено, что воздействие на термические цикль сварки малоуглеродистых хромомолибденовых сталей мар-тенситного класса позволяет регулировать перераспределение углерода и основных карбидообразующих компонентов между твердым раствором и фазами выделения, чем достигается формирование мелкозернистой более равновесной с грукг>рь бейнитного характера с минимальной чувствительностью ъ образованию трещин. [c.100]

С) с различным размером зерна — железо, упрочненное холодным наклепом 5 — эвгектондные перлитные стали 6 — эвтектоидные бейнитные стали 7 — низколегированные мартенситные стали 5 — низколегированные мартенситные стали, подвергнутые ТМО 9 — холоднотянутая стальная проволока (патентированная) 10 — нитевидные кристаллы железа [c.9]

Однако метод НТМО пригоден лишь для сталей с широкой зоной устойчивости аустенита. Распад аустенита во время деформирования стали при 500—350° в ряде случаев приводит к резкому снижению предела прочности. Поэтому, чтобы сохранить сталь в аустенитном состоянии, необходимо во время теплой деформации ((прокатка при температуре выше мартенситной точки Мн) производить промежуточные подогревы деформируемого металла. Если во время пластической деформации температура металла опустится ниже мартенситной точки, то в результате такой обработки образуются продукты отпуска повышенной хрупкости и при последующем испытании обработанной таким образом стали наблюдается преждевременный разрыв. При еще более низких температурах деформации аустенит будет распадаться с образованием смещанной бейнитно-мартенситной структуры, в результате чего уровень прочности должен сохраняться высоким но эта температурная область обработки относится уже к способу термомеханического упрочнения стали методом аусформинг , который будет рассмотрен ниже. [c.60]

В случае изотермического распада переохлажденного аустенита в области температур перлитного превращения эффект РТПУ проявляется слабее, чем при бейнитном превращении. Однако при реализации непрерывного охлаждения стали У8 с получением структур перлитного типа было показано, что получение структуры аустенита с мелким зерном и субзеренными построениями приводит к заметному росту показателей конструктивной прочности по сравнению с недеформированными образцами. [c.151]

На фото 20 представлена структура нижнего бейнита стали У8, выявленная методом высокотемпературного скоростного цветного окисления по режиму температура аустенитизации 850°С, ее продолжительность 10 мищ напуск воздуха для выявления границ аустенитных зерен быстрое охлаждение до 300°С с последующим бейнитным распадом при этой температуре в течение 30 мин. На фотографии отчетливо просматриваются границы бывшего аустенитного зерна (1) и образовавшиеся сдвиговым путем бейнитцые кристаллы (2). [c.182]

Максимальную жаропрочность имеют отливки из стали 15Х1М1ФЛ, в структуре которых отсутствуют зерна феррита. Это происходит при больщих скоростях охлаждения из аустенитного состояния, при этЬм формируется бейнитная структура. После высокого отпуска частично теряется игольчатая направленность бейнита, уменьщается протяженность субграниц, выявляемых. металлографически, и отдельные объемы бейнита становятся бесструктурными. Чем больще объемов бесструктурного отпущенного бейнита, тем выще длительная пластичность стали без значительного снижения длительной прочности. [c.37]

Литые корпусные детали из стали 15Х1М1ФЛ имеют бейнит-ную или феррито-бейнитную структуру с различным объемным содержанием зерен отпущенного бейнита. [c.66]

В случае содержания в структуре стали перлита или бейнита происходит дополнительное упрочнение металла и увеличение прочности. Минимальная прочность металла с бейнитной структурой составляет 600 МПа. Зависимость предела прочности стали 12Х1МФ от структуры и фазового состава МПа, имеет вид [c.212]

Выдержка при температуре 450° С (рис. 4) горячедеформиро-ванного аустенита приводит к частичному снятию эффекта упрочнения с 15% при нулевой выдержке до 9% при выдержке в течение 180 с. Особенно интенсивное разупрочнение начинается после выдержки 80 с. Из графика видно, что эффект деформации аустенита будет сохраняться в большей степени у тех сталей, которые имеют малый интервал устойчивости переохлажденного аустенита в области бейнитного превращения. Полученные экспериментальные данные позволяют прогнозировать рациональность проведения ВТМИЗО для различных марок стали. [c.53]

Основная трудность при сравнительном анализе поведения различных микроструктур связана с тем, что большинство исследователей не контролирует условия отпуска и не изучает влияние микроструктуры на характер растрескивания. Важность учета этих вопросов с очевидностью подтверждается наличием связи между охрупчиванием различных микроструктур в результате воздействия среды и отпуска. Такая связь была продемонстрирована для стали 4340 с микроструктурой, соответствующей состоянию закалки и отпуска [52], для французской бейнитной стали 20СПО10 [53], для мартенситных нержавеющих сталей [54], для ннкелъхромовых сталей [11, 41] и для стали Н -130 [12]. Показано, что такие объединенные эффекты могут иметь место при охрупчивании сталей в результате отпуска при 535 или 810 К. Объединенная восприим- [c.62]

Рассматриваемые низко- и среднелегированные жаропрочные стали по структуре (после охлаждения на воздухе) могут быть классифицированы как перлитные феррито-бейнитные бейнитные мартенситиые ферритные, упрочненные термически устойчннымп интерметаллидными фазами. Ниже для ряда сталей приведены термокинетические диаграммы превращения аустенита при непрерывном охлаждении, позволяющие правильно решать вопрос о выборе режима термической обработки для детали любого размера, поковки, трубы и т. д. [c.91]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...