Стали образование о фазы

В двухфазных сталях ипа 18-8-3 Сг—N1—Мо, 18-12-2 Сг—N1—Мо и 18-12-3 Сг—N1—Мо возможно образование значительных количеств а-фазы, богатой хромом и молибденом, что служит причиной появления склонности этих сталей к МКК-Поскольку молибден благоприятствует образованию о-фазы, то в этих случаях его влияние отрицательно [81 ]. [c.56]

Охрупчивание ферритных сталей возможно также после выдержки в интервалах температур, способствующих образованию о-фазы (550. .. 850 °С) и 475 °-ной хрупкости (400. .. 550 °С). Ударная вязкость стали после кратковременного нагрева до 475 °С снижается до 0,3 против [c.340]

При исследовании ферритных железохромистых сталей было показано, что процесс образования а фазы протекает очень медленно (десятки и сотни часов), однако в сложно легированных и, в частности, в двухфазных аустенито ферритных сталях скорость образования о фазы и связанного с ним охрупчивания может быть очень большой [c.275]

В интервале 650—950°С существует прямая зависимость между твердостью и количеством а фазы в структуре стали (рис 203) Установлено, что а фаза образуется в основном из б феррита, причем при 800 °С — температуре максимальной скорости образования о фазы—за 150 ч происходит практически полное превращение б->-0+у и в структуре стали может присутствовать свыше 30 % фазы При образовании 0 фазы (которая обогащена хромом, молибденом, кремнием) в б феррите образуются зоны с пониженной концентрацией ферритообразующих элементов, что приводит к б->7 превращению Таким образом, термическая обработка этих сталей состоит из закалки от темпера тур порядка 1100°С и старения при 780 °С в течение 15— [c.349]

Это равенство позволяет для каждого данного напряжения определить эквивалентные температуру и время до разрушения при условии, что протекающие при эквивалентной температуре -структурные изменения не отличаются существенно от тех, кото-рые происходят в течение более продолжительного срока при заданной (меньшей) температуре. Для перлитных сталей эквивалентная температура (превышающая заданную) не должна быть близка к критической точке Ас (во избежание сфероидизации), для аустенитных сталей она может превышать заданную не более чем на 50—70°, особенно в области температур, при которых происходят значительные структурные изменения (дисперсионное твердение, коагуляция избыточной фазы, образование о-фазы и т. п.). [c.266]

В структуре обычно применяемых нержавеющих сталей содержится некоторое количество o-феррита. В особенности это относится к сталям, содержащим титан и молибден, в которых феррит может достигать 30 и даже 40%. Поэтому необходимо знать, как такие стали ведут себя в коррозионном отношении. Если отдельные структурные выделения одной, преимущественно корродирующей фазы не имеют между собой достаточной связи, то невозможно быстрое проникновение коррозии в глубину стали, как при межкристаллитной коррозии, обусловленной выпадением сплошной сетки карбидов. Особенно сильные повреждения нержавеющих сталей селективной коррозией происходят в результате образования о-фазы, главным [c.52]

Двухфазная аустенитно-ферритная структура, обеспечивающая большую скорость диффузионных процессов, приводит к более быстрому образованию 0-фазы в сравнении с чисто аустенитными сталями. При этом, чем больше ферритной составляющей в структуре и чем сильнее участки феррита сливаются друг с другом, тем быстрее идет процесс образования о-фазы при термообработке или температурах эксплуатации, если она выше 550- -600° С. [c.60]

Введение кремния (2%) в хромоникелевые стали типа 25-20 способствует прн, длительных выдержках образованию о-фазы. Иногда в этой стали а-фаза выделяется в виде очень небольших, но равномерно распределенных дисперсных частиц. В этих случаях присутствие таких частиц даже полезно с точки зрения повышения жаропрочности. [c.682]

Присадка титана или ниобия к хромоникельмолибденовой стали устраняет склонность к межкристаллитной коррозии, возникающей в результате нагрева при умеренных температурах. Склонность к образованию о-фазы с повышением содержания титана и ниобия в этой стали увеличивается [72]. [c.688]

Хромоникелевые стали типа 20-25, 25-20, 17-37 и 11-36. Характеристики сопротивления ползучести этих сталей приведены на фиг. 89, длительная прочность стали 23-13 — на фиг. 90. Однако стали с высоким содержанием никеля и особенно хрома склонны к охрупчиванию в результате длительных высокотемпературных нагревов и действия напряжений. По-видимому, главной причиной, вызывающей хрупкость хромоникелевых сталей с высоким содержанием хрома, является процесс образования о-фазы, способной в довольно широких пределах растворять, о, У, А1, N1 и др. [c.717]

При анализе жаропрочности сварных швов необходимо учитывать, что вследствие неоднородности их структуры и более тонкого строения скорость протекания в них различных фазовых превращений при высоких температурах обычно выше, чем в соответствующих сталях. Это относится, например, к скорости процессов образования 475-градусной хрупкости и о-фазы в аустенитных швах. Закономерности протекания структурных превращений в швах детально изложены в гл. VI—VII. [c.56]

Установлено, что ниобий и, особенно, кремний усиливают превращение у о. Повышение содержания углерода в стали типа 25-20 и сварных швах от 0,04 до 0,35% делает их менее склонными к образованию а-фазы. [c.140]

Установлено, что а-фаза в сталях с 18% Сг и 8—16% Ni присутствует при содержании от 0,75 до 3% Nb после длительного нагрева этих сталей при —650° С. Однако в большом количестве а-фаза в этих сталях не образуется вследствие образования других фаз — карбидной и интерметаллидной [192]. Особенно быстро о-фаза образуется в аустенито-ферритных сталях типа 18-10 с 2,5—4% Si. Магнитность, пластические свойства очень сильно изменяются уже при нагреве в течение нескольких часов, ударная вязкость и пластичность резко падают в интервале 550—900° С. Магнитность уменьшается в связи с тем, что немагнитная ст-фаза выделяется в ферритной составляющей. Холодная обработка, предшествующая нагреву сталей при умеренных температурах, способствует образованию ст-фазы, в то время как при высоких температурах ее эффективность меньше. Уменьшение ударной вязкости и охрупчивание стали типа 18-8 нельзя связать с карбид ным упрочнением, так как более стабильные карбиды образуются значительно быстрее, чем выделяется а-фаза. [c.238]

Ферритные стали с большим содержанием марганца обладают большой склонностью к образованию а-фазы и тем большей, чем выше содержание хрома и марганца. Эти стали сильно изменяют твердость после нагрева при 600—800° С и обладают исключительно высокой хрупкостью. Хрупкость у них настолько велика, что при свободном падении и ударе о каменный пол пластинка 2-мм толщины разлетается на мелкие кусочки [193]. [c.424]

Легирующие элементы, способствующие образованию в хромистых сталях о-фазы [c.158]

Хромоникелевые стали, как и хромистые, проявляют склонность к образованию а-фазы. Эта хрупкая составляющая выде-" ляется непосредственно из а- и 7-твердых растворов при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900° С. В сталях типа 18-8, чаще с присадкой Nb или Мо, о-фаза выделяется по границам зерен, придавая сплавам исключительную хрупкость и низкую эрозионную стойкость. [c.162]

Эффективность образования аустенитной или ферритной структуры под действием легирующих элементов сплава определяется следующими положениями. Увеличение содержания хрома, титана, кремния, алюминия и молибдена способствует образованию ферритной фазы, а увеличение содержания никеля, марганца, углерода и азота расширяет область существования аустенита и повышает его устойчивость. Поэтому для получения стали с неустойчивым аустенитом необходимо учитывать влияние каждого элемента, входящего в ее состав. Решение этой задачи требует проведения большой экспериментальной работы, вследствие чего в настоящее время разработано очень мало марок сталей с высокой сопротивляемостью гидроэрозии. В хромоникелевых сталях при длительном нагреве до температур 700—900° С или медленном охлаждении от 900—950° С образуется интерметаллид-ная о-фаза. Эта составляющая выделяется преимущественно по границам зерен, сообщая этим сталям исключительно высокую хрупкость и снижая их эрозионную стойкость. Однако а-фаза может вызвать и повышение сопротивляемости микроударному разрушению, если она имеет высокую степень дисперсности. В последнее время установлено, что а-фаза образуется почти во всех хромоникелевых аустенитных сталях, в том числе с присадкой молибдена и других легирующих элементов. При аусте-низации хромоникелевые стали нагревали до более высоких температур (1000—1050° С), при которых хрупкая а-фаза растворяется. [c.208]

Чем ближе по составу сплав к области Fe r, чем выше температура в области образования о-фазы, чем сильнее наклеп и ниже температура конца прокатки, тем больше скорость образования ст-фазы и сильнее ее влияние на механические и физические свойства стали. [c.20]

В работах [108, 109] изучалось влияние различных условий термической обработки клапанных сталей типа X R ( N, NO, NM, NMnS) на образование о-фазы при температурах старения 650—920° С. [c.97]

По вопросу о механизме образования о фазы в литературе нет единого мнения Предполагается, что б феррит может распадаться при изотермической выдержке с образованием вторичного аустенита и о фазы (К Куо) По экспериментальным данным, при распаде феррита ведущей фазой является о фаза, рост частиц которой приводит к обеднению феррита хромом и б—"у-превращению (О А Банных) Образование о фазы в чисто аустенитных сталях объясняют выделением из аустенита карбидных фаз типа МегзСб, которые могут превращаться в а фазу, или возможностью непосредственного образования этой фазы из аустенита (Л Сингхал, Дж Мартин) [c.275]

При проведении термической обработки изделий из хромоникельмолибдено-вых аустенитных сталей, в особенности сварных, следует учитывать возможность образования о-фазы при медленном охлаждении, которая вызывает охрупчивание Стали. [c.671]

Из-за склонности к образованию о-фазы сталь не может подвергаться отжигу для снятия напряжений при 900° С. В связи с этим при необходимости сии-тия остаточных напряжений поковки или сварные изделия, сваренные низкоугле-родистымн чисто аустенитными электродами, подвергают нагреву при 1020— 1060° С с выдержкой 2 ч, охлаждению в печи до 300° С, далее на воздухе. [c.672]

При термической обработке стали 04Х25НБМ2 следует иметь в виду, что эта сталь склонна к образованию а-фазы. Уже при охлаждении на воздухе в структуре поковок появляется а-фаза, которая даже при содержании 3—5% резко снижает ударную вязкость стали. Восстановление ударной вязкости может быть достигнуто повторной закалкой от 1020° С, однако такая операция не всегда может быть проведена, а часто и нежелательна, так как в детали сложной конфигурации возникают значительные остаточные напряжения и возможны коробления. Поэтому при термической обработке изделий из стали 04Х25Н5М2 приходится прибегать к прерывистой закалке, т. е. начальную стадию охлаждения от 1000 до 650°С (интервал температур образования о-фазы) проводить в воде, чтобы предотвратить образование о-фазы, а дальнейшее охлаждение — на воздухе, чтобы уменьшить остаточные напряжения. Время переноса детали из воды на воздух устанавливается, как правило, опытным путем. [c.676]

Жаростойкие стали применяются в оборудовании по переработке нефти (печи для нагрева сырой нефти, промежуточных продуктов каталитического дегидрирования или установки изомеризации, обессеривания и получения водорода, в нефтехимии) и для высокотемпературных химических производств. Получение этилена из насыщенных низших углеводородов требует температур от 650° до 800° С, а для производства его из тяжелых углеводородов путем разложения их перегретым паром (930° С) необходима температура 670° С. Получение водорода из насыщенных углеводородов или из природного газа путем каталитического разложения водяным паром протекает при температуре между 750° и 980° С. Для этих температур применяются хромоникелевые стали 25-12, а для еще более высоких (до 1000° С)—стали 25-20. Иногда наблюдаются повреждения от выделений о-фазы, происходящих в пределах 600°—780° С. Так как образование этой фазы устраняется благодаря добавкам никеля, марганца, азота и углерода, то литейные сплавы (например 25—20) с повышенным содержанием углерода менее подвержены коррозии. Прокатные стали с содержанием никеля 25% нечувствительны также и в области температуры обра зования о-фазы. Присутствие кремния (2,5%) в хромоникелевой стали 25-20 (AISI 314) благоприятствует образованию о-фазы (по сравнению со сталью AISI310, не содержащей кремния), и в области ускоренного ее образования (700—780° С) ведет к повреждениям, которые не наблюдаются при высоких рабочих температурах [470]. [c.172]

Существенное влияние на соотношение фаз и п у п на склонность к образованию о-фазы оказывают молибден и кремний (рис. 61). Из приведенных разрезов диаграммы Ре—Сг—N1 для 650° С видно, как по мере повышения в сплавах типа 18-8 количества кремния (до 3%) или молибдена (до 2%) область, в которой присутствует о-фаза, расширяется в сторону меньшего содержания хрома. Как следует из рис. 60 и 61, а-фаза может возникать как из а-, так и из -твердого раствора (из последнего только в случае сплавов с высоким содержанием хрома). В двухфазных сталях фер-рито-аустенитного класса а-фаза обнаруживается в ферритной составляющей, при этом твердый раствор а обедняется хромом настолько, что претерпевает а у -превращение с образованием аустенитной, немагнитной структуры, и структура сплава оказывается состоящей соответственно из у-, у - и а-фазы. [c.112]

Рис. 74. Межкристаллитная коррозия жаропрочной стали 08Х16Н13МФБ по результатам испытаний в стандартном растворе I и II — сплошная линия III — точки) и области начала выпадения карбидов Mejg j и образования о-фазы после различных обработок и сенсибилизации

Причинами снижения ударной вязкости ферритных сталей являются образование а-фазы и появление 475 °С-хрупкости при температуре соответственно 550-800 °С и 450-540 С. Скорости развития этих процессов максимальны при определенных температурах, зависящих от химического состава сталей (рис. 1.3.22). Чем больше хрома содержит сталь, тем быстрее и в большем количестве образуется о-фаза. В сталях с Сг = 17 % для начала ее образования при 660 °С необходима вьщержка около 150 ч, а в сталях с Сг = 25 % - 15 ч при 650 °С. Дополнительное легирование ферритных сгалей молибденом (2-4 %) для повышения стойкости по отношению к точечной коррозии ускоряет образование о-фазы и других хрупких фаз. [c.247]

П]1и небольших концентрациях хрома в сталях тепловая вы-дсрж15а при температурах 600—880° С не вызывает появления хрупкой при более низких температурах о-фазы. Содержание более 20—25% Сг вызывает довольно интенсивное выпадение а-фазы. Марганец, молибден и некоторые другие легируюш,ие элементы способны расширять область существования сг-фазы и интенсивность ее образования. [c.260]

При последовательной обработке стали в парах хрома и никеля образуется хромоникелевый диффузионный слой (рис. 2, а). Насыщение поверхности нике.лем приводит к образованию аустенитной фазы на поверхности и вдоль старых границ зерен феррита (рис. 2, б). Последнее свидетельствует о повышенной подвия ности атомов никеля вдоль границ столбчатых кристаллитов. При малом времени обработки в парах никеля зона диффузионного проникновения рас- [c.202]

Значительное содержание молибдена в стали при определенных условиях термической обработки способствует образованию, помимо феррита и о-фазы, ряда интерметаллидов, снижающих коррозионную стойкость материала. Легирование хромоникель-молибденовых коррозионно-стойких сталей титаном или ниобием несколько повышает их стойкость против МКК в неокислительных средах, но малоэффективно в сильноокислительных. Следовательно, можно считать, что в большинстве случаев присутствие молибдена отрицательно влияет на стойкость основных типов хромоникелевых коррозионно-стойких сталей и сплавов в сильно-окислительных средах. Исключением являются медьсодержащие стали и сплавы с высоким содержанием никеля. [c.56]

Отжиг (в том числе и гомогенизирующий) стали ШХ15СГ не предотвращает химическую микронеоднородность, связанную с образованием карбидной фазы. Для исключения химической микро-неоднородности (снижения интенсивности ее проявления) целесообразно введение в сталь ЩХ15СГ более сильного карбидооб-.разующего элемента, чем хром и марганец, обладающего способностью раствориться в цементите, о исключит или затруднит переход атомов хрома и марганца из твердого раствора в цементит и, связывая часть углерода, будет способствовать уменьшению общего количества легированного цементита и концентрации хрома и марганца в карбидной фазе, [c.23]

В ряде работ [4 — 6, 12, 23 и др.] отмечалось, что в легированных сталях образование аустенита происходит медленнее, чем в углеродистых. В большинстве исследований для изучения этого вопроса использовались высокоуглеродистые стали, близкие по составу к эвтектоидным, или заэв-тектоидные со сфероидизированными карбидными частицами. При этом авторы исходили из модели зарождения аустенита на карбидных частицах в виде равномерной оболочки и сопоставляли экспериментальные данные о растворении цементита и росте центра 7-фазы с расчетными, выполненными в предположении, что скорость роста аустенитной оболочки вокруг карбидной частицы контролируется скоростью диффузии углерода в аустените. [c.18]

Дефекты, созданные пластической деформацией, весьма устойчивы и сохраняются в течение длительного времени при нагреве в области суб-критических температур. Так, при 600°С полное снятие наклепа достигается лишь после 3,5 ч, а при 700°С - после 1,5-ч вьщержки [ 74]. Обращает на себя внимание то обстоятельство, что повышенная твердость сохраняется и при протекании начальных стадий рекристаллизации. Так, в деформированной стали 20 после вьщержки при 700°С в течение 30 мин рекристаллизация проявляется как рентгенографически (на линиях появляются точечные рефлексы), так и металлографически, а твердость сохраняется на уровне НВ 240 при НВ 137 в отожженном состоянии. При этом, кяк видно из рис. 25, а -> -превращение заметно ускоряется по сравнению с неотпушенной сталью (ср. кривые 1 я 3). По-видимому, это связано с появлением большого количества субграниц вследствие рекристаллизации ферритной матрицы и сфероидизации карбидов, тго, как известно, облегчает зарождение новой фазы, поскольку гетерогенное образование зародыша на границах требует меньшей энергии. Получение же при этом того же предельного количества аустенита, что и для неотпущенной стали, свидетельствует о сохранении при указанном отпуске значительной части искажений решетки. Удлинение выдержки, естественно, снижает избыточную энергию системы и приводит к уменьшению предельного количества аустенита (см. рис. 25, кривые 4-6). [c.56]

При скорости нагрева 60 - 100°С/мин для всех вариантов исходной структуры образование 7-фазы начинается в низкокремнистых участках матрицы, причем преимущественными местами зарождения аустенитных кристаллов являются стыки и границы зерен феррита, а не межфазные поверхности раздела феррит - графит, несмотря ка наличие в образцах серий Б и В мелких графитных включений, расположенных в обедненных кремнием областях (рис. 36). Поскольку эти включения обладают повышенной растворимостью и обеспечивают пересыщение углеродом прилегающих областей ферритной матрицы в соответствии с флуктуацион-ной теорией, следовало ожидать образования зародышей 7-фазы именно здесь. Тем не менее аустенит в первую очередь появляется в менее обогащенных углеродом областях ферритной матрицы, на границах зерен и субзерен. Эти данные свидетельствуют о том, что в чугуне, так же как и в стали, образование аустенита по границам зерен связано прежде всего с их неустойчивостью с термодинамической точки зрения. Концентрационные же изменения играют вторичную роль, хотя, несомненно, оказывают влияение на а - 7-пре-вращение. [c.77]

Жаропрочные характеристики могут увеличиваться или уменьшаться в зависимости от условий образования 0-фазы и температуры испытания. При небольшом сроке службы присутствие а-фазы в хромоникелевых сталях типа 18-8 с присадками может быть полезным, так как несколько повышает жаропрочность при невысоких температурах испытания. При длительных испытаниях, особенно при повышенных температурах вследствие коагуляции а-фазы, присутствие ее нежелательно, так как сопротивление ползучести и длительная прочность уменьшаются. Ударная вязкость при высоких температурах в присутствии а-фазы не так сильно изменяется. Присутствие о-фазы уменьшает коррозионную стойкость хромоникелевых сталей типа 18-8 с титаном в кипящей 65%-ной HNO3. [c.239]

При длительном нагреве в интервале температур 550—750° С стали типа Х23Н13 склонны к охрупчиванию вследствие образования феррита и превращения его в о-фазу. В результате 2000-Ч нагрева при 600° С ударная вязкость этой стали падает с 21 до 0,8—1,6 кГ-м/см (см. рис. 157). [c.369]

Карбид железа РезС (цементит, или б-фа-за) имеет ромбическую кристаллическую решетку (см. табл. 5.5). Координация атомов железа в структуре цементита близка к гексагональной. этим, в частности, были связаны трудности выявления карбида низкоотпущен-ной стали (е-карбида), который действительно имеет гексагональную компактную упаковку атомов железа с неупорядоченным расположением атомов углерода (тип е-РезК ). До сих пор дискуссионными являются вопросы о содержании углерода в е-карбиде и об образовании при распаде мартенсита углеродистой стали других карбидных фаз. е-карбид образуется при низкотемпературном распаде мартенсита не только в углеродистых (при содержании углерода более 0,3—0,4 %), но и в легированных сталях, в которых стабильными могут быть специальные карбиды (хро.ма, молибдена и др.). [c.135]

Легирующие элементы, как правило, уменьшают растворимость углерода в аустените (рис. 23) [26]. В связи с этим стимулируется образование новой фазы— легированного цементита или карбидов легирующих элементов при этом карбидообразующие элементы (преимущественно хром, марганец, титан) кониентрируются в карбидной фазе, а содержание их в аустените резко снижается (рис. 24). Поэтому в периферийной зоне слоя, на глубине до 0,2 мм от поверхности, значительно уменьшается прокаливаемость и при закалке изделий в масле на поверхности образуются немартенситные структуры, о чем свидетельствует уменьшение концентрации углерода в твердом растворе после закалки до 0,3%. В результате этого, показатели прочности понижаются и особенно сопротивление усталости при изгибе (с 80 до 60 кгс/см ). Для наиболее распространенных цементуемых сталей, легированных хромом, марганцем, титаном, обеднение аусте-нита карбидообразующими элементами и соответственно снижение прокаливае-мости слоя наблюдается уже при концентрации углерода в слое выше 0,80%. [c.310]

При металлографическом исследовании образцов из стали 12Х18Н9Т в зоне микроударного воздействия обнаружено много трещин. Их происхождение, возможно, связано с образованием с-фазы. Разрушение этих сталей начинается преимущественно с границ зерен. Однако в ряде случаев наблюдается развитие разрушения на участках внутри зерна (см. рис. 121, г). Разрушение развивается быстро и неравномерно, локализуясь на отдельных участках, где скапливаются коагулированные выделения о-фазы. [c.212]

По изменению магнитных свойств аустенитных сталей в зависимости от времени микроударного воздействия (рис. 123) можно судить о количестве образующейся а-фазы. Указанная зависимость показывает, что в результате микроударного воздействия магнитная восприимчивость аустенитных сталей значительно изменяется. Изменение магнитных свойств связано с образованием в структуре этих сталей ферромагнитных фаз. При этом установлено, что наиболее стабильную аустенитную структуру имеют стали никелевая 40Н25 и хромоникелевая 12Х18Н9Т. Хромомарганцевая сталь 25Х14Г8Т имеет менее устойчивый аустенит, который в процессе пластической деформации частично распадается с образованием а-фазы. Стабильность аустенита понижается при уменьшении содержания в стали углерода и азота. В то же время присутствие азота вызывает повышение сопротивляемости стали пластической деформации при деформировании микрообъемов, а уменьшение содержания углерода приводит к снижению способности аустенитных сталей к наклепу. [c.215]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...