Температура перехода влияние легирующих элементов

Температура перехода влияние легирующих элементов 49 зависимость от размера зерна 48 49 [c.408]

Многочисленные исследования легированного феррита показывают, что собственно упрочнение феррита при легировании отрицательно сказывается на склонности его к хрупким разрушениям Однако влияние легирующих элементов на температуру перехода индивидуально [c.49]

Влияние легирующих элементов на магнитные характеристики у- и 6-фаз исследовано недостаточно. Введение в сплавы системы Fe—Мп с ГПУ-структурой элементов, способствующих увеличению концентрации валентных электронов, сопровождается снижением температуры Нееля с последующим переходом к ферромагнетизму. Кремний и кобальт вызывают снижение температуры Нееля [c.82]

Если исходить из диффузионной модели [16], согласно которой скорость роста видманштеттового феррита, как и а-фазы бейнита, определяется скоростью диффузионного отвода углерода в аустенит, то влияние легирующих элементов должно проявляться в результате изменения коэффициента диффузии углерода и концентрационных параметров. С помощью этой модели трудно объяснить резкое увеличение скорости роста а-фазы при переходе в бейнитную область, так как все переменные, от которых в этом случае должна зависеть скорость роста, с температурой меняются непрерывно. Правда, можно было бы допустить, что значительное увеличение скорости роста в бейнитной области связано с дискретным изменением содержания углерода в а-фазе от равновесного значения, определяемого линией /Р диаграммы [c.73]

Влияние легирующих элементов яа структуры титановых сплавов может быть представлено на следующих трех схемах диаграмм состояний. На рис. 32, а приведена диаграмма сплавов, содержащих элементы, стабилизирующие модификацию а. Как показывает диаграмма, с увеличением количества легирующего элемента в сплаве повышается температура существования модификации а. Такое влияние на структуру оказывают кислород, азот, углерод и алюминий, образующие твердые растворы с титаном. Эти элементы уменьшают устойчивость р-фазы и способствуют переходу ее в а-фазу. Как правило, такие сплавы сохраняют структуру твердого раствора а и изменить ее термической обработкой не удается. [c.92]

Некоторые результаты изучения влияния легирующих элементов на положение порога хрупкости молибдена приведены в табл. 69. Установлено, что введение малых количеств таких элементов, как титан, церий, ванадий и бор, снижает порог хрупкости при повышении их содержания порог хрупкости вновь повышается. Легирование цирконием и алюминием всегда связано с повышением порога хрупкости. Введение тория существенно снижает температуру перехода из вязкого в хрупкое состояние. [c.1319]

Все элементы, растворяющиеся в железе, изменяют устойчивость феррита и аустенита. По характеру влияния на полиморфные превращения все элементы могут быть разделены на две группы. Элементы первой группы никель, марганец, медь, азот — расширяют область устойчивого состояния аустенита. При содержании этих легирующих элементов выше определенного количества сталь в интервале от комнатной температуры до перехода в жидкое состояние имеет структуры легированного аустенита. Такая сталь называется аустенитной. [c.49]

Уменьшение низкотемпературной пластичности носит название отпускной хрупкости. Наиболее часто она наблюдается у Сг, Ni, Мо" сталей, используемых для роторов турбин, и Мп, Мо сталей, используемых для корпуса легководных реакторов. Проявляется она в уменьшении ударной вязкости или увеличении температуры хрупкого перехода. Это связано с миграцией определенных элементов, которые занимают соседствующее положение в периодической системе, к границам зерен и проявляется в виде интер-кристаллитного излома. Миграция наблюдается для большинства легирующих элементов, включая углерод, кремний, никель и марганец, но не отмечена для молибдена. Примесные элементы при температуре отпуска находятся в твердом растворе и выделяются по границам зерен при температуре 500° С. Поэтому хрупкости можно избежать при быстром охлаждении стали с температуры отпуска, но это может привести для массивных изделий к появлению высоких, превышающих предел текучести, внутренних напряжений, действие которых может быть более отрицательным, чем сама отпускная хрупкость. Технология ступенчатого охлаждения от температуры отпуска при удачно выбранной температуре ступенек позволяет избежать отпускной хрупкости и в то же время не привести к появлению больших внутренних напряжений. Отпускная хрупкость может быть сведена к минимуму при снижении содержания примесей от 0,01 до 0,001% за счет тщательного выбора скрапа и шлака, а также при использовании очень чистого, например электролитического, железа. Дальнейшее улучшение может быть достигнуто в результате удаления кремния, т. е. при использовании вакуумного раскисления. Трудно расположить элементы в порядке усиления их влияния на отпускную хрупкость, так как некоторые из них используются редко или в таких малых количествах, что их влияние трудно учесть. Проведенные в последние годы исследования позволили получить стали для больших роторов, температура хрупкого перехода которых снижена со 100° до 0°С. [c.53]

На рис 23 приведены данные по влиянию марганца, кремния, хрома, ванадия и никеля на порог хладноломкости железа Г50 В области малых концентраций легирующих элементов замещения температура перехода несколь- [c.49]

Влияние температуры закалки. Хорошо известно, что фактический состав аустенита в момент закалки определяется не только средним химическим составом стали, но и температурой нагрева, которая оказывает непосредственное влияние на степень растворения карбидной фазы и полноту перехода легирующих элементов и углерода в твердый раствор. Точно так же и величина зерна, и однородность аустенита определяются не только составом стали, но и температурой закалки. [c.98]

При одинаковом размере зерна легирующие элементы оказывают индивидуальное влияние на температуру перехода в хрупкое состояние и работу развития трещины. Наиболее сильно понижает порог хладноломкости и увеличивает сопротивление распространению трещины никель. Введение 1 % Ni снижает порог хладноломкости после термического улучшения стали на 60-80°С и увеличивает критерий К с на 10—13 MПa м / . Такое благоприятное влияние обусловлено тем, что никель, снижая энергию взаимодействия дислокаций с атомами внедрения, облегчает их подвижность. Остальные элементы, за исключением небольших добавок хрома, марганца и молибдена, повышают порог хладноломкости. [c.260]

Растворимость легирующих элементов в железе зависит в основном от атомного объема и атомного строения элемента, а также от типа и параметра атомно-кристаллической решетки. Лучшей растворимостью в железе обладают те элементы, которые имеют атомный объем, близкий к атомному объему железа. Такие элементы образуют однородные твердые растворы. Чем ближе тип и параметры кристаллической решетки растворимого элемента подходят к типу и размерам решетки Fe-растворителя, тем лучше такой элемент растворяется в ot-Fe или 1>-Ге. Образуя твердые растворы, легирующие элементы в той или иной степени искажают кристаллическую решетку железа, упрочняя таким образом феррит или аустенит. Основные легирующие элементы по убывающей способности упрочнять феррит можно расположить в следующий ряд Si, Mn, Ni, Mg, V, W, r. Введение легирующих элементов чрезвычайно сильно изменяет также температуру перехода железа из одной модификации в другую под влиянием одних элементов критические точки железа А3 и А4 сближаются, под влиянием других - расходятся, т.е. происходит сужение или расширение области температур устойчивого состояния твердого раствора l>-Fe. Поэтому все элементы, применяемые для легирования стали, по влиянию на критические точки железа делят на две группы в зависимости от того, расширяют или сужают они область твердого раствора y-Fe на диаграмме состояний системы Fe - элемент. Ni, u, Mn, Со, С, N расширяют область твердого раствора y-Fe. r, Al, Si, W, Mo и другие элементы относят к группе элементов, замыкающих область твердого T-Fe. [c.77]

Образование трещин на горячей стороне поршней, изготавливаемых из серого чугуна, может быть предотвращено снижением рабочих температур до величин, при которых отсутствует переход чугуна из упругой области в упруго пластическую. Температура такого перехода определяется содержанием в чугуне углерода, кремния и легирующих элементов. Нижним пределом этой температуры для чугуна марки СЧ-10-32 считается 300° С, чугунов СЧ-21 и СЧ- -44 — 350 и чугунов СЧ-28-48, СЧ-32-52, СЧ-35-56 — 400° С. В табл. 32 по данным работы [87] показано влияние температуры нагрева и продолжительности работы на релаксацию напряжений (участок 2—3 на рис. 90) в сером чугуне, легированном хромом. [c.173]

Вредное влияние кислорода и азота [содержание которых в пластичном молибдене не должно превышать соответственно (1—2) 10— % и (10—20) 10 %] можно предотвратить путем введения в молибден определенных легирующих элементов способных образовать на поверхности апла ва стойкие окислы или нитриды. На рис. 111 показано влияние различных элементов на температуру перехода из хрупкого состояния в пластичное при испытания литого молибдена -на изгиб. Из исследованных элементов наиболее эффективно снижает точку перехода (из хрупкого состояния в пластичное) титан в количестве 0,5—1%. Из других элементов полезными оказались торий (10%), алюминий (0,026%), церий (0,1%) и ванадий (0,5%). При добавлении больших количеств тория пластичность молибдена улучшается при температурах, близких к комнатной, но ухудшается при температурах выше 815°, затрудняя при этом горячую обработку металла. [c.160]

Изменение свойств аустенитных сплавов при легировании может быть обусловлено как влиянием легирующих элементов на свойства собственно твердого раствора — аус тенита, так и их влиянием на стабилизацию аустенита к фа зовым переходам, т е легирование может вызывать пре вращение аустенита с образованием других фаз (например, а и е фаз в сплавах железо—марганец и а фазы в сплавах железо—никель) Легированный аустенит под разделяют на стабильный и нестабильный При температуре выше начала мартенситного превраще ния Мн нестабильный аустенит способен к фазовому прев ращению— образованию мартенсита в результате прило жения внешней нагрузки (деформации), т е деформация нестабильного аустенита вызывает мартенситное превраще ние, так же как и охлаждение его ниже Мн Стабильный аустенит не претерпевает фазового превращения под влия нием деформации, при этом изменяется лишь его структура В зависимости от того, какие легирующие элементы входят в состав аустенита и каково их количество, изменяется ус тойчивость аустенита к распаду при деформации, т е сте пень его нестабильности [c.50]

Рис. 10. Влияние легирующих элементов на температуру перехода в хрупкое состояние (по Е. М. Шевандину) в равновесном состоянии

Приповышении температуры отпуска легированной стали марганец и никель почти не сказывают влияния на изменение твердости, среднее влияние оказывает кремний, элементы-карбидообразователи — хром, вольфрам, ванадий и молибден—сильно задерживают падение твердости.. Легирующие элементы незначительно влияют на первое превращение при отпуске, но весьма значительно повышают температуру второго превращения—распада остаточного аустенита. Легирующие элементы, по данным Г. В. Курдюмова, тормозят выделение углерода из твердого раствора, сохраняют тетрагональность а-железа и способствуют образованию измельченных частичек сначала цементита, а по мере повышения температуры — устойчивых карбидов легирующих элементов. Температура, при которой начинается заметный переход легирующего элемента из а-твердого раствора в карбиды, по данным А. С. Завьялова, примерно следующая для марганца 325—375°, для хрома 400—450", для вольфрама 550— 600° и для молибдена 600—650°. [c.292]

Влиянию легирующих элементов на хладноломкость и критическую температуру перехода в хрупкое состояние феррита и низкоуглеродистых сталей посвящен ряд работ [21, 33, 34 . В качестве примера на фиг. 22 приведено влияние легируюнгих элементов на 1 ритическую температуру хладноломкости низкоуглеродистон стали [35]. [c.34]

Таким образом, чем мельче зерно, тем вьшхе прочность феррита. Эффективность зернограничного упрочнения определяется степенью измельчения зерна. Изменением размера зерна можно изменять прочность конструкционной стали. Размер зерна оказывает существенное влияние и на температуру перехода в хрупкое состояние Т . С уменьшением размера зерна Г50 уменьшается. Для сталей универсального применения, производимых в больших количествах, действенной мерой измельчения зерна и снижения Г50 является контролируемая прокатка (см. подразд. 1.3.1). Упрочнение феррита при легировании увеличивает склонность к хрупкому разрушению. Однако влияние легирующих элементов на температуру перехода в хрупкое состояние проявляется по-разному. [c.54]

Легирующие элементы оказывают большое влияние на точку Л,, соответствующую температуре перехода перлита в аустенит (рис. 93, а). Никель и марганец снижают температуру А , а Т1, Мо, 31, У и другие элементы повышают температуру Л1 (см. рис, 93, а). Легирующие элементы уменьшают эвтектондную концентрацию углерода (рис. 93, б) к предельную растворимость углерода в аустените, сдвигая точки 5 к на диаграмме состояния Ре—С влево. Как видно из рис. 94, где приведены вертикальные разрезы тройной диаграммы состояния Ре—Мп—С и Ре—Сг—С, перитектическое, эвтектическое и эвтектоидное превращения протекают не при постоянной температуре, как в двойных системах, а в некотором интервале температур. В системе р е—Мп.—С у-фаза с увеличением содержания марганца существует и в области более низких температур. В системе Ре—Сг—С с возрастанием концентрации хрома область существования у-ф>ззь( сужается. Состав карбидной фазы (К) в марганцовистых сталях соответствует соединению (РеМп)8С, в котором часть атомов железа. замещена атомами марганца. В хромистых сталях образуются (Ре, Сг)зС и специальные хромистые карбиды, состав и структура которых зависят от содержания углерода и хро.ма. При низком содержании углерода и высоком содержании хрома образуются ферритные стали, не претерпевающие полиморфного превращения (рис. 94, б). [c.137]

Весьма существенное влияние на склонность легированного фер рита или низкоуглеродистой стали к хладноломкости оказывает величина действительного зерна, количество и характер распределения неметаллических включений и металлургическая природа стали. На фиг. 24 представлено влияние концентрации растворенно го в феррите легирующего элемента на критическую температуру хрупкости при двух размерах зерна феррита № 1—0 (фиг. 24, а) и № 6—5 (фиг. 24, б). Переход из вязкого состояния в хрупкое (температура Т ) в основном зависит от величины зерна феррита [c.36]

Роль карбидообразующих элементов сводится к повышению устойчивости стали при отпуске и к получению в ряде сталей вторичной твердости. В низколегированных сталях основную роль должны играть такие карбидообразующие элементы, которые могут входить в раствор цементита, а в выфколегированных сталях такие, которые вызывают процесс дисперсионного твердения и обусловлен ное им получение вторичной твердости. К числу таких карбидообразующих элементов относятся хром и вольфрам, которые, обогащая цементит, затрудняют диссоциацию карбидов, а следовательно, замедляют процессы диффузии и коагуляции, способствуя сохранению твердости до более высоких температур нагрева. При больших содержаниях хром и вольфрам образуют специальные дисперсные карбиды, вызывая при повышенных температурах отпуска даже возрастание твердости (явление вторичной твердости) В качестве примера на фиг. 118 приведены кривые изменения твер дости при отпуске хромистых сталей с различным содержанием хрома. Наиболее достоверное объяснение вторичной твердости за ключается в образовании специальными карбидами частиц критической степени дисперсности, после того как железные карбиды под влиянием температуры отпуска значительно укрупнились. Максимальный эффект вторичной твердости в вольфрамовых сталях достигается при более высокой температуре, нежели в хромистых сталях, что находится в прямой связи с переходом значительного количества легирующего элемента в карбиды (хром при температуре 400—450°, вольфрам при температуре 550°). Преимущество ле [c.230]

Недостаточная изученность условий фазовых переходов для многих тройнькч слсгем и огсутствие данных об изменениях активности ряда элементов, в особенности в твердом растворе, затрудняют теоретическое определение направления ликвации в легированном аустените. Задача может решаться экспериментально путем анализа химической микронеоднородности структурных составляющих. Такая попытка для серого чугуна сделана в работе [1]. Методом локального рентгеноспектрального анализа исследовали следы микроликвации в пробах, содержащих 3,29% С, 1,41% 81, 0,94% Мп, 0,12% 8, 0,11% Р, 0,13% N1, 0,32% Сг, 0,14% Си. Для кремния, никеля и меди обнаружены признаки обратной ликвации, для марганца, хрома и фосфора — прямой. Для сплавов с различным содержанием углерода и кремния исследована качественная закономерность ликвации кремния. Установлено, что с увеличением содержания углерода возможен переход от прямой ликвации в первичном аустените к обратной и описано возникновение обратной ликвации в эвтектическом аустените в связи с повышением эвтектической температуры под влиянием кремния [2, 3]. Сходный характер внутрикристаллической ликвации возможен, по-видимому, помимо кремнистых сплавов, и в других легированных чугунах, содержащих элементы, которые увеличивают активность углерода и повышают температуру стабильной эвтектики. Прямая ликвация должна сопутствовать легирующим, уменьшающим активность углерода и понижающим температуру эвтектического равновесия. [c.51]

Легирование, оказывается, влияет на температуру перехода в хрупкое состояние. В этом отношении особенно показательно влияние никеля. Никель в отличие от других элементов снижает температуру перехода стали в хрупкое состояние, тогда как хром — элемент, которым часто легируют конструкционные стали, повышает порог хладноломкости (фиг. 256). Подобное влияние никеля уникально. Так как другие элементы повышают порог хладноломкости, никельсодержаш,ие стали особенно ценны как конструкционный материал. Однако никель дефицитный элемент кроме того, легированием одним никелем не удается в необходимой степени увеличить прокаливаемость. Поэтому в конструкционных сталях никель присутствует наряду с другими элементами, однако и в сложнолегированных сталях проявляется положительная роль никеля (фиг. 257) [c.264]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...