Аустенит деформации (тр)

Объединяет все варианты ТМО то, что аустенит в результате пластической деформации претерпевает изменения, которые в какой-то степени (может быть даже полностью) передаются мартенситу. [c.282]

Аустенит, обладая высокой вязкостью и повышенной прочностью, хорошо наклепывается при холодной деформации. В высоколегированных сплавах с увеличением содержания С твердость аустенита повышается, вследствие чего аустенитные стали износоустойчивы при ударных нагрузках. [c.272]

Термическая обработка при 1050—1100°С с последующей закалкой. При высокой температуре выделившиеся карбиды растворяются в аустените, а быстрое охлаждение предотвращает их повторное образование. Подобная обработка рекомендуется после проведения сварочных операций. Однако она не всегда осуществима из-за большого размера изделий или склонности их к деформации при высоких температурах. [c.307]

С ростом температуры у ферритных сталей сопротивление деформации снижается сильнее, чем у аустенит-ных. [c.475]

Эти сплавы испытывают при непрерывном нагреве два фазовых перехода. Один соответствует превращению а —а (порядок- беспорядок), а второй — превращению феррита в аустенит (a v)-Первый фазовый переход о —а сопровождается заметным снижением сопротивления деформации и резким подъемом показателей пластичности (рис. 266,6). При температуре несколько выше начала второго фазового превращения пластичность железокобальтовых сплавов рассматриваемых химических составов особенно велика, а некоторые из них проявляют тенденцию к сверхпластичности (см. гл. XVI). Например, сплав с 68,4% Со характеризуется при 800° С следующими показателями деформируемости i =96% 6 = 170% ((Тв = 35 МПа, (Тт = 25 МПа, рис. 266,6, т. с. сопротивление деформации в условиях сверхпластичности заметно уменьшается). [c.496]

С ростом числа проходов при прокатке заметно возрастают прочностные характеристики стали и увеличивается ее пластичность. Такое влияние дробной деформации на эффект упрочнения стали при ВТМО обусловлено, в первую очередь, более равномерным деформированием заготовки в этих условиях это приводит к равномерному образованию тонкой блочной структуры в аустените и к более упорядоченному распределению дислокаций в упрочненной стали [101]. Кроме того, обработка стали с применением дробной деформации технологически более удобна и дает меньший разброс механических свойств, чем обычный режим ВТМО [101]. [c.73]

Во многих случаях в структуре стали, подвергнутой ТЛЮ, можно обнаружить остаточный аустенит. В этом случае прочность стали оказывается ниже, чем при полном мартенситном превращении. Принятие специальных мер к снижению количества остаточного аустенита обеспечивает дополнительный эффект упрочнения при ТЛЮ стали. Известно, что пластическая деформация переохлажденного аустенита, начиная с некоторой степени обжатия (50% и выше), увеличивает полноту мартенситного превращения при закалке [105, 106]. Аналогичный эффект вызывает глубокое охлаждение закаленной стали. [c.77]

Закалка ступенчатая Быстрое охлаждение в зоне температур перлитного и промежуточного превращений в расплавленной соли, кратковременная выдержка при температуре несколько выше (ниже) мартенситной точки А1н в течение времени, не вызывающего распада аустенита Снижение внутренних напряжений и предупреждение закалочных трещин и деформаций изделий Образование аустенита или аустенита и карбидов с последующим превращением аустенита в мартенсит Мартенсит или мартенсит - - карбиды и остаточный аустенит [c.76]

Возможность упрочнения высоколегированных коррозионностойких сталей (переходного класса) за счет процессов, протекающих в твердых растворах в результате дополнительной термической обработки (высокий или низкий отпуск, обработка холодом) имеет важное значение для промышленного использования новых сталей высокой прочности. Степень неустойчивости у-твердого раствора зависит от химического состава хромоникелевых сталей, положения точки мартенситного превращения Мн), которая в системе хромоникелевых и никелевых сталей понижается с повышением содержания Ni, С, N, Мп и Сг. Химический состав стали этой группы подбирают таким образом, чтобы при высоких температурах она была практически полностью аустенитной и при быстром охлаждении сохраняла это состояние, но в виде неустойчивого аустенита. Этот аустенит под действием различных факторов в зависимости от точки Мн превращается в мартенсит, например, при холодной деформации или обработке холодом при —70° С, сообщая этим самым стали более высокие прочностные свойства. [c.42]

При быстром охлаждении после цементации в аустените не происходит заметного дробления блоков мозаики и имеет место однородная микродеформация. Дробление блоков мозаики и неоднородная деформация имеют место после длительного испытания на износ. [c.14]

Заэвтектоидные стали нагревают выше Лс. на 50- 70° С. При таком нагреве образуется аустенит, но сохраняется некоторое количество нера-створенных карбидов. Поэтому после закалки в основной мартенситной структуре присутствуют частицы не растворившегося при нагреве цементита. Эта структура обеспечивает более высокую твердость н износостойкость по сравнению с получаемой при закалке с нагревом выше А ,, т. е. из области однородного аустенита. В результате такого более высокого нагрева сталь получает структуру крупноигольчатого мартенсита, но с повышенным количеством остаточного аустенита. Цементит имеет более высокую твердость, чем мартенсит, присутствие аустенита так снижает твердость. Нагрев выше А т, кро.ме того, ухудшает прочность из-за укрупнения зерна и увеличивает деформацию изделия при закалке. [c.118]

В отличие от рассмотренного варианта композитного диска с аустенит-ным ободом и перлитной центральной частью, условия работы аустенитного диска с приварными перлитными полувалами облегчены. Температура сварного соединения в данном случае относительно невелика и возможность возникновения дополнительных знакопеременных напряжений и пластических деформаций при циклических изменениях температуры практически исключены. Расчет сварного соединения производится обычными методами в соответствии с расчетами валов на передачу крутяш,его момента. Термические напряжения, вызванные разностью коэффициентов линейного расширения свариваемых материалов, при этом расчете обычно не учитываются. [c.131]

При обработке стали в области температур деформация увеличивает диффузионную подвижность атомов и способствует перестройке структуры. Многократная деформация вызывает скольжение при каж-ком проходе преимущественно по новым плоскостям сдвига. В аустените пачки скольжения получаются более тонкими и благодаря множественности скольжения малой протяженности, вследствие чего субструктура и блоки измельчаются. В процессе деформации дефекты кристаллической решетки (дислокации) образуются в основном по границам пачек скольжения, а так как при увеличении числа проходов общая протяженность границ пачек скольжения увеличивается и они распределяются равномерно по всему объему деформированного металла, то и дефекты решетки (дислокации) распределяются более равномерно. Все это приводит к образованию тонкой блочной структуры и более равномерному распределению дефектов решетки (дислокаций) в аустените, подвергнутом высокой степени деформации. На базе тонкой структуры аустенита после закалки также получается более дисперсная структура с высокой плотностью дислокаций и их равномерным распределением. Этими изменениями тонкой структуры объясняется благоприятное влияние дробной деформации при больших степенях обжатия. [c.45]

Прокатка полос и прутков заканчивается в области температур порядка 900° С следовательно, при последних пропусках через валки они проходят в условиях малой скорости развития процессов рекристаллизации стали. Это способствует образованию устойчивой дислокационной структуры в аустените, равномерно распределенной в металле, благодаря осуществлению дробной деформации за несколько проходов через валки. [c.49]

При пластической деформации структуры высокого потенциала (аустенит, мартенсит) меняют свою кристаллическую решетку. Непосредственно исследовать наклепанные слои металла на поверхности трения чрезвычайно трудно, так как эти слои имеют толщину порядка десятков микрон. [c.240]

Если аустенит нестабильный и способен при пластических деформациях распадаться с образованием мартенсита, такая сталь будет обладать высокой эрозионной стойкостью, причем износостойкость будет тем выше, чем полнее происходит это превращение при одинаковой степени деформации. Нержавеющие стали со стабильным аустенитом по этой причине по эрозионной стойкости мало отличаются от ферритных. [c.79]

В случае необходимости входящее в уравнение (51) разрушающее число циклов (49) может быть выражено в параметрах амплитуд фактических термических напряжений. Для перехода от деформации к напряжениям рекомендуется использовать уравнение (37) обобщенной кривой термоциклического деформирования экспериментально подтвержденное испытаниями аустенит-ной и перлитной сталей на термическую усталость при сложнонапряженном состоянии. [c.174]

Двухфазная структура "аустенит - феррит" во многом определяет технологические свойства сталей этого класса. Так, например, удается проводить их горячую пластическую деформацию без образования трещин в ходе прошивки трубных заготовок, если содержание ферритной фазы не более 25 %. В то же время в про.мышленных плавках аустенитных хромоникелевых сталей количество феррита может достигать 30 % и более в [c.28]

Ускоренное охлаждение стали в некоторых композициях аусте-нитных стале11 может привести к фиксации в их структуре первичного б-феррита, в некоторых случаях необходимого с точки зрения предупреждеиия горячих трещин. Холодная деформация, в том числе и наклеп закаленной стали, в которой аустенит зафиксирован в неустойчивом состоянии, способствует превращению Y а. Феррит, располагаясь тонкими прослойками по границам аустенитпых зереп, блокирует плоскости скольжения и упрочняет сталь (рис. 140). Упрочнение стали тем выше, чем ниже температура деформации. Обычно тонколистовые хромоникелевые стали в состоянии поставки имеют повышенные прочностные и пониженные пластические свойства. Это объясняется их повышенной деформацией при прокатке и пониженной температурой окончания прокатки. [c.283]

В аустените, переохлажденном до соответствующих температур (ниже точки е), происходит диффузионное перераспределение углерода, в результате которого образуются участки аустенита, богатые и бедные углеродом. Образование концентрационной неоднородности приводит к возникновению напряжений, а так как для бедных по углероду участков мартенситная точка лежит выше температуры изотермической выдержки, то пластическая деформация приведет к - а-превращенпю ио мар-тенситной реакции. Превращение 7 0 при бейнитном превращении по мартенситному типу является его характерной особенностью и подтверждается тем, что образование бейнита сопровождается появлением рельефа на полированном шлифе. [c.270]

Практически аустенит с 18% Сг и 8—10% Ni неустойчив, охлаждение его в области отрицательных температур или пластическая деформация при комнатной температуре вызовут образоьание мартенсита. В сплаве с 18% Сг и 10—12% N4 [c.485]

Рнс, 371. Микроструктура стчли Г13 (аустенит) после закалки с 1100 С. Х250. Следы пластиче-ской деформации [c.506]

На рис. 5.5 представлены схемы выполнения сварки по суперпроходам, принятые при расчете ОСН. Последовательность наложения суперпроходов соответствовала последовательности выполнения проходов в реальном процессе сварки. Основной металл (перлитная сталь 12НЗМД) и аустенитный сварочный материал принимались для всех анализируемых соединений одинаковыми. Теплофизические свойства — теплопроводность X и объемная теплоемкость су — принимались независимыми от температуры, равными Я = 32,3 Вт/(м-град), су = 3,8-10 Дж/(м -град) для основного металла и i = 14,7 Вт/(м-град), су = 4,6- 10 Дж/(м -град) для аустенитного металла шва. Используемые при решении термодеформационной задачи зависимости температурной деформации е , модуля упругости Е (одинаковая зависимость для основного металла и металла шва) и предела текучести ат приведены соответственно на рис. 5.6. и 5.7. Так как аустенит не претерпевает структурных превращений, для него зависимости От и е от температуры на стадии нагрева и охлаждения одинаковые. Основной металл претерпевает структурные превращения, и, так как сварочный термический цикл далек от равновесного (большие скорости нагрева и охлаждения), температурный интервал Fe — Fev-превращения от T l до Ти (см. рис. 5.6) при нагреве не совпадает с интервалом [c.282]

Высоколегированный аустенит, получетплй при нагреве под закалку, обладает большой устойчивостью, поэтому охлаждающей средой при закалке является масло. Для уменьтения деформации инструмента применяют ступенчатую закалку в расплавленных солях (чаще при 500—630 С). [c.301]

Протекание пластической деформации в микрообъемах двухфазного металла шва (сталь 12Х18Н10Т — аустенит и 8 феррит, сплав АМгб — твердый раствор на основе алюминия и интермсталлидные фалы) носит неоднородный характер, а морфология второй фазы оказывает на нее существенное влияние вне зависимости от материала. [c.147]

При ВТМО стали деформацию осуществляют в аус-тенитной области выше температуры перлитного превращения Лс]. При этом возможны два варианта в зависимости от температуры, до которой охлаждают сталь. Если охлаждение проводят (рис. 282, а) до температуры ниже мартенситной точки (Мв), то в деформированном аустените протекает мартенситное превращение. Если [c.534]

При ТМО сталей наблюдается весьма сложное взаимодействие процессов пластической деформации и фазового превращения. Известно, что при пластической деформации в области стабильного аустенита (выше точки Асз) зерна аустенита дробятся на более мелкие и процесс блокообразования протекает более интенсивно. Последующая закалка, при которой температура стали быстро снижается ниже температуры рекристаллизации (чем предотвращается развитие собирательной рекристаллизации), позволяет сохранить блочную структуру деформированного аустенита до начала мартенситного превращения, которое протекает в пределах блочной структуры аустенита. Чем мельче будут получаемые при высокотемпературной деформации блоки в аустените, тем более дисперсной окажется структура мартенсита. Это и понятно, так как в тонкой структуре аустенита с нарушенным строением кристаллической решетки в областях границ блоков имеется большое число центров, энергетически выгодных для образования зародышей кристаллов мартенсита, а это предопределяет развитие тонких мартенситных пластинок. Превращение аустенита в мартенсит сопровождается дальнейшим измельчением областей когерентного рассеивания внутри кристаллов мартенсита до 10 — 10- см [19]. [c.15]

Обработка стали методом ВТМО имеет перед другими способами ТМО то преимущество, что пластическая деформация здесь протекает при высоких температурах, когда аустенит может подвергаться сильной деформации ff, нГ/мм при меньших удельных давле- [c.58]

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]

И, М. Любарский и Л. С. Палатник определили, что в процессе трения возможны не только микропроцессы закалки, но и процессы растворения и выделения карбидов, весьма дисперсных (размером менее 100 нм) [43]. При благоприятных условиях в микроскопических областях может образоваться оптимальная структура (мар-тенсит г аустенит карбид), в которой импульсные процессы нагрева и охлаждения при трении и фазовые превращения обратимы. Повышенная износостойкость при обратимых структурных превращениях, вероятно, связана со сверхпластичностью — явлением, при котором материал способен длительное время сопротивляться разрушению за счет развития пластической деформации. [c.24]

Л. С. Лившиц, Н. А. Гринберг и Э. Г. Куркумелли считают, что поскольку в сталях и сплавах аустенит может сохраняться только при высокой степени легирования материала, то следует рассматривать износостойкость высоколегированного аустенита [40]. Такой аустенит имеет более высокие твердость (прочность), вязкость и износостойкость по сравнению с ферритом. Аустенит больше, чем феррит, упрочняется при деформации и способен к превращению [c.29]

Исследование деформации сварных швов стали Х18Н10Т выявило ту же зависимость более неоднородное протекание деформации при зернограничном расположении второй фазы и разрушение металла в этом случае при меньших напряжениях (табл. 2). Возникновение трещин до момента разрушения наблюдалось в сварных швах, выполненных электрошлаковой сваркой. Микрорентгеноспектральный анализ показал, что при этом способе сварки б-феррит более обогащен хромом, чем аустенит (22% Сг в б-феррите и 17,2 Сг в аустените). Микротвердость феррита также выше, чем аустенита 260 кге/мм и 210 кге/мм со- [c.149]

Применение установки ИМАШ-10-68 и методов высокотемпературной металлографии при изучении процессов, которые протекают в материалах, подвергаемых нагреву при циклическом знакопеременном нагружении, весьма перспективно для получения детальных сведений о деформации и разрушении от усталости. Использование описанной выше аппаратуры позволило, в частности, изучить механизм деформации никеля при малоцикловом нагружении в области повышенных температур [48, с. 120—126 61 ], процессы высокотемпературного деформационного старения при циклическом нагружении малоуглеродистой стали 22К [50, с. 58—61 ] и аустенит-ной стали X18HI0T, а также провести микроструктурное исследование особенностей деформации и разрушения некоторых биметаллических материалов при высокочастотном нагружении в условиях повышенных температур [49, с. 85—92 50, с. 87—94]. [c.155]

Скорость роста трещины усталости в сварных соединениях при низких температурах такая же или меньше, чем при комнатной температуре и очень близка к значениям этой характеристики у основного металла при соответствующих температурах (рис. 3 и 4). Исключением являются сварные образцы стали Pyromet 538, выполненные дуговой сваркой вольфрамовым электродом, у которых скорость роста трещины усталости при низкой температуре оказалась выше, чем при комнатной. Поскольку значения ао,2 и Ов возрастают при снижении температуры, более низкие значения скорости роста трещины усталости при низкой температуре рассматриваются как нормальное явление. Повышение скорости роста трещины в сварных соединениях стали Pyromet 538, однако, происходит в материале, в структуре которого имеются б-феррит и аустенит последний неустойчив при низких температурах. Таким образом, очевидно, что наличие б-феррита и (или) локальное превращение аустенита в мартенсит под влиянием деформации приводит к увеличению скорости роста трещины усталости в этой стали. [c.249]

Закалка изотермическая Быстрое охлаждение через зону перлитного превращения в расплавленной соли, выдержка в этой среде в зоне температур промежуточного превращения для возможно полного распада аустенита и охлаждение на воздухе. Температура изотермической выдержки зависит от требуемых свойств деталей и лежит выше точки Мн. но ниже зоны перлитного превращения Уменьшение термических и структурных напряжений, предупреждение образования трещин. деформации Образование аустенита или аустенита и карбидов и превращение аустенита в бейнпт Бейнит или бейнит и карбиды, иногда также мартенсит и остаточный аустенит [c.77]

Принципиально новое направление в области обработки пружинных сталей — использование обратного мартенситного превращения с последующим старением аустенита Таким образом можно получить немагнитные пружинные стали с повышенным комплексом прочностных свойств (см, стр. 49). Стали этого типа с П—14% Ni и 10% Сг дополнительно легированы для создания вторичных упрочняющих фаз титаном (1—1,5%) и алюминием ( 0,5—1%), а в некоторых случаях также и вольфрамом для стабилизации субструктуры. После нагрева при 1000° С и охлаждения сталь приобретает аустенитную структуру, которая в результате сильной холодной пластической деформации превращается в мартенсит, имеющий высокую плотность -дефектов строения в результате фазового и деформационного наклепа. Мартенсит при нагреве превращается В аустенит (обратное мар-тенситное превращение), который сохраняется после охлаждения до нормальной температуры. Этот аустенит обладает повышенной плотностью дефектов строения, наследуемых от прямого мартенситного превращения, деформации и обратного мартенситного превращения и создающих измельченную рубструктуру. При последующем старении (520° С) аустенит упрочняется вследствие выделения избыточных фаз, причем характер изменения предела упругости при изотермическом старении аналогичен н людае-мому при старении мартенситностареющих сталей. Это означает, что решающее влияние на закономерности упрочнения оказывает не тип кристалической решетки, а субструктура матричной фазы. [c.37]

Таким образом разработаны режимы упрочняющей термической обработки новой группы немагнитных пружинных сталей типа 03Х10Н14Т2Ю. Оптимальный режим, обработки аустени-тизация при 1000° С, деформация 80%, аустенитизация при 720° С, старение "При 500—520° С. [c.45]

Деформация переохлажденного аустенита вызывает наклеп его, дробление микро-и субструктуры, измельчение блоков, образование дефектов кристаллической рещетки (дислокаций) таким образом, в аустените создается новая структурная основа для образования мартенсита при последующем охлаждении. В результате такой обработки достигается значительное повышение прочностных и пластических свойств стали, на- Рис. Щ. Схема низкотемпера-много превосходящих свойства, получаемые турной термомеханической об-путем обычной закалки без деформации ау- работки стали [c.56]

Установлена зависимость остаточных сжимающих напряжений стали 40Х от сил деформирования при ВТМПО. Максимальные напряжения 500 МПа соответствуют оптимальной силе 550 Н, этим же условиям обработки соответствует максимальная контактная прочность. Следовательно, сжимающие остаточные напряжения в поверхностном слое оказывают благоприятное влияние на различные виды разрушающих нагрузок. Увеличивается остаточный аустенит при обработке стали У12 с деформацией 25. ..30%, что объясняется торможением роста мартенситных игл. Однако фрагментированный остаточный аустенит после ВТМПО существенно отличается по своим свойствам от аустенита, образованного обычной закалкой [11]. [c.46]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...