Отпуск сталей карбидный

При значительном содержании карбидообразующих элементов и образовании специальных карбидов изменяется характер фазовых превращений при отпуске стали. Выделение специальных карбидов происходит при довольно высокой температуре (около 500—600° С) до этой температуры остаточный аустенит и мартенсит сохраняются, хотя мартенсит вследствие выделения метастабильного цементита теряет определенное количество С. После выделения специальных карбидов из мартенсита и аустенита при высоких температурах отпуска аустенит при охлаждении претерпевает карбидное превращение. Это вызывает [c.170]

Анализ отпуска стали [2]. При исследовании отпуска стали изучают механизм процесса распада мартенсита при различных температурах (различные стадии распада), процессы выделения карбидной фазы и ее состояние в зависимости от температуры, влияние легирующих элементов иа процессы отпуска. [c.26]

Интерметаллидные фазы более устойчивы к коагуляции прн отпуске, чем карбидные, что является одной из причин высокой теплостойкости указанных сплавов. Характеристика интерметаллидных фаз мартенситно-стареющих сталей и аустенитных жаропрочных сталей и сплавов приведена в соответствующих разделах. [c.371]

Металлографическое исследование показывает, что при высоких температурах отпуска феррито-карбидные смеси в легированных сталях получаются более дисперсными, чем в углеродистых, причем степень дисперсности феррито-карбидной смеси зависит от количества и природы легирующих элементов. В связи с этим легированные стали после высокого отпуска лучше сопротивляются микроударному разрушению, чем углеродистые стали. Однако это различие в эрозионной стойкости легированных и углеродистых сталей, как показано ранее, зависит и от содержания углерода. [c.141]

ОСОБЕННОСТИ ОТПУСКА ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ КАРБИДНОГО КЛАССА [c.160]

Отпуск инструментов из сталей карбидного класса имеет некоторые особенности по сравнению с отпуском инструментов, изготовленных из сталей перлитного класса. [c.160]

Поэтому отпуск инструментов из высоколегированных сталей карбидного класса, закаленных с высоких температур, производится при температурах [c.161]

То, ЧТО аустенит распадается не при выдержке, а при охлаждении, объясняется, по-видимому, тем, что при охлаждении создаются внутренние напряжения, которые только и в состоянии подавить упорную стойкость аустенита. Поэтому все инструменты из высоколегированных сталей карбидного класса подвергаются непременно многократному отпуску. [c.162]

Те же самые процессы наблюдаются при отпуске и в легированной стали. Однако легирующие элементы задерживают процессы рекристаллизации, сдвигая их течение в сторону более высоких температур. Большинство легирующих элементов (V, Мо, Сг, Мп, 51) замедляют и коагуляцию карбидной фазы при отпуске. Последнее означает, что после высокого отпуска при одинаковой температуре в легированной (указанными элементами) стали карбидная фаза всегда будет мельче, чем у нелегированной стали. Только N1 и Со, а возможно также и Си ускоряют при отпуске процессы коагуляции карбидной фазы. [c.289]

Основным недостатком стали Р18 является большое количество избыточных карбидов, приводящее к значительной карбидной неоднородности. Карбидную неоднородность характеризуют карбидным баллом от 1 до 10 балл 1 соответствует равномерному распределению карбидов, а балл 10 — литой структуре стали. Карбидная неоднородность вызывает неравномерное распределение легирующих элементов после закалки и отпуска и способствует возникновению закалочных трещин. В результате этого инструмент из стали с большой карбидной неоднородностью имеет пониженные стойкость, хрупкую прочность и приобретает склонность к выкрашиванию лезвий. Для уменьшения карбидной неоднородности заготовки инструмента подвергают неоднократной проковке, устраняющей литую структуру стали. [c.17]

При более высоких температурах отпуска исходные карбидные выделения укрупняются или начинают превращаться. Эти изменения хорошо видны после отпуска при 650 и 750° С (ф. 470/4—6 478/6). В результате происходит падение твердости и изменение свойств быстрорежущей стали (см. рис. 90, 95, 96). В быстрорежущих сталях, аналогичных сталям № 210 и 213, после отпуска при 675—750° С наряду с другими карбидами обнаружен УгС [89]. [c.56]

Стали мартенситного класса относятся к группе плохо сваривающихся и при сварке требуют обычно подогрева до 400— 500°, а в некоторых случаях — отжига или отпуска после сварки. Стали аустенитного класса, если содержание углерода в них не превышает 0,2 /о. свариваются хорошо. Плохо свариваются стали карбидного класса, поэтому для них газовую сварку применяют только в исключительных случаях. [c.204]

Другими словами, в третьем превращении при отпуске происходит ряд изменений, приводящих к снятию внутренних напряжений и карбидным превращениям. При 400°С третье превращение заканчивается, и сталь состоит из феррита и цементита. Дальнейшее повыщение температуры приводит, к коагуляции частиц феррита и цементита, что легко наблюдать по микроструктуре при больших увеличениях. [c.274]

Изменение твердости при отпуске является следствием изменений в строении, происходящих при отпуске. Нагрев до 100°С сопровождается слабым повышением твердости (на 1—2). вследствие превращения тетрагонального мартенсита в отпущенный (это слабое повышение твердости наблюдается лишь в высокоуглеродистых сталях). С дальнейшим повышением температуры отпуска твердость падает, вследствие укрупнения карбидных частиц и обеднения углеродом -твердого раствора. Прямолинейная зависимость падения твердости от температуры нарушается в районе 200—250°С, т. е. при превращении остаточного аустенита. При этих температурах падение твердости замедляется, а в высокоуглеродистых сталях наблюдается даже некоторое повышение вследствие превращения остаточного аустенита в более твердый отпущенный мартенсит. Общая тенденция состоит все же в том, что твердость с [c.279]

При низком отпуске прочность будет повышенной (ав= = 160- 170 кгс/мм ), а пластичность и вязкость — низкими. Поэтому для этих сталей необходим более высокий отпуск, который обычно проводят при 550—600°С. При этой температуре происходит полный распад мартенсита с образованием зе])нистой высокодисперсной феррито-карбидной смеси — сорбита. Механические свойства при этом будут примерно такими же, как и при низкотемпературном отпуске малоуглеродистых сталей, т. е. OB=120-f-130 кгс/мм , il3 = 50- 60% н II =124-14 кгс-м/см2. [c.372]

При высоком отпуске по границам зерна происходит более ускоренное (в сравнении с объемом зерна) карбидообразование и насыщение карбидной фазы марганцем, хромом, а также образование специальных карбидов (при соответствующей легированности). Этот процесс приводит к обеднению карбидообразующими элементами приграничных слоев зерна. При последующем медленном охлаждении (или во время выдержки при 500—520°С) происходит обогащение этих приграничных слоев фосфором, так как при температурах ниже 600°С фосфор приобретает стремление к диффузионному перераспределению в направлении участков, обедненных карбидообразующими элементами (явление восходящей диффузии), а диффузионная подвижность атомов фосфора при этих температурах достаточно велика. В итоге сталь охрупчивается из-за ослабления прочности межзеренных сцеплений. [c.375]

При определенных температурах отпуска (выше 400 С) может происходить процесс коагуляции (сфероидизации) карбидных выделений. В легированных сталях, кроме коагуляции, происходит перераспределение легирующих элементов между ферритом и карбидом. [c.207]

Отпуск до температур порядка 600—650°С, обычно применяемый для стали с низким содержанием углерода (типа 1.Х13), вызывает распад твердого раствора, что часто сопровождается образованием тонкой карбидной структуры. Отпуск стали следует производить ислшдлеиио после закалки, чтобы устранить внутренние напряжения в металле раньше, чем они. могут вызвать образование трещин. [c.216]

Установлено, что область 1 отвечает зарождению карбидов, а 2 - росту карбидов. В обоих случаях сохраняется когерентность связи между карбидной фазой и матрицей. С позиции макротермодинамики структурообразование на стадии зарождения карбидной фазы и ее рост связаны с термодинамической самоорганизацией. Однако, переход от одной стадии к другой возможен только путем динамической самоорганизации структур. Это обусловлено тем, что возникшая при отпуске стали новая фаза (карбид) является подсистемой по отно- [c.205]

Указанные стадии превращения при отпуске обычно не происходят строго в пределах указанных выше температурных интервалов. Отдельные стадии превращений накладываются друг на друга. Отпуск до 250° С называется низким отпуском. Структурой низкого отпуска является отпущенный мартенсит, состоящий из смеси пересыщенного твердого раствора и сопряженных с ним карбидных частиц. Отпуск стали при 350—500° С называется средним, а при 500—600° С — высоким отпуском. Структурой стали после среднего отпуска является тростит отпуска, тогда как структура стали после высокого отпуска состоит из сорбита отпуст. Тростит и сорбит [c.123]

Отпуск сталей 4Х4МВФ и 4Х4М1ВЗФ при 650—700° С приводит к заметной коагуляцйи фазы МевС и к возникновению вблизи карбидных частиц Me С, располо сенных вдоль границ зерен, дисперсных карбидных частиц. Ме Св, которые затем довольно быстро коагулируют. [c.74]

Концентрация углерода в феррите на гр анице с частицами двух различных размеров изображена на рис. НО. В соответствии с уравнением концентрация i у поверхности частицы с меньшим радиусом Г[ больше, чем концентрация Сг у поверхности частицы с большим радиусом / 2. Создается перепад концентраций, пропорциональный разности С — С2. Причиной коагуляции является наличие этого перепада, благодаря которому происходят растворение мелких и рост крупных частиц карбидной фазы. Действительно, энергия активации процесса коагуляции карбидов при отпуске стали практически равна энергии активации диффузии углерода в феррите около 83,7 кдж1г-атом (20 ккал1г-атом) в обоих случаях. [c.247]

Электронографическое исследование [247 ] карбидных осадков в стали 18-8, склонной к межкристаллипюй коррозии, показало присутствие только одного хромистого карбида типа rgg g. После отпуска стали при 700° С он выделяется в различных формах, зависящих от кристаллической структуры металла по местам их выделений. По границам зерен карбиды хрома после отпуска выделяются в виде листовидных пластинок, а по границам двой-никования — в виде треугольников или шестиугольных пластинок (рис. 164). [c.302]

После высокого отпуска сталь будет характеризоваться преимущественно феррито-сорбитной структурой с содержанием сорбита отпуска в количестве 5. .. 10 % или чисто феррито-карбидной структурой. Такие недопускаемые структуры нередко получаются, например, на трубах после повторного отпуска при температуре 730. .. 750 °С. [c.19]

Исследование процессов, происходящих при закалке и отпуске сталей. В результате закалки в структуре стали появляются две метастабильные фазы — мартенсит и остаточный аустенит. Мартенсит из-за большего содержания углерода и высокой плотности дислокаций вследствие фазового наклепа, имеет значительно большее сопротивление, чем феррит. Сопротивление остаточного аустенита выше, чем мартенсита. На рис. 9.40 представлены зависимости р от содержания углерода в стали. В процессе отпуска происходит распад мартенсита с образованием с мелкодисперсной карбидной фазы, что ведет к падению р. Другой причиной такого падения электросопротивления являеггся и превращение остаточного аустенита (9.32]. [c.90]

Упрочнение при отпуске стали, легированной только ванадием, сопровождается практически полным выделением ванадия из аустенита в составе карбида V . Эффективность влияния карбидов ванадия выше, чем интер-металлидов типа NiAl или Н1з(А1 Ti)2, а-фазы типа Fe— Сг и карбида СггзСе [9]. Легирование стали несколькими элементами, обеспечивающими получение в структуре нескольких карбидных фаз, открывает новые возможности повышения прочности. При одновременном легировании ванадием и вольфрамом наблюдается более интенсивное упрочнение не только после отпуска, но уже и в закаленном состоянии. Механизм влияния вольфрама может быть различным. Так как атомные радиусы ванадия и вольфрама близки, то монокарбид вольфрама (W ) может растворяться в карбиде ванадия (V ), но при дисперсионном твердении, если этот процесс и происходит, то количественно он незначителен [2]. При дисперсионном твердении одновременно протекают два процесса образование участков карбидной фазы, когерентно связанной с аусте-нитом, и обособление карбидов, их коагуляция. При содержании вольфрама до 4% коагулированных карбидов почти нет,— вольфрам, не уменьшая общего количества карбидов V , задерживает их обособление и повышает прочность. При содержании вольфрама 6—8% количество образующихся при отпуске карбидов V уменьшается и прочность падает. При этом увеличивается количество карбидов FesWs , которые не растворяясь в аустените, связывают углерод и уменьшают количество вольфрама, участвующего в дисперсионном твердении. Обеднение аустенита углеродом при отпуске приводит к образованию е-фазы, что в свою очередь вызывает дополнительное упрочнение [2]. [c.296]

Большое влияние оказывают легирующие элементы и на процесс отпуска стали. При высоком и среднем отпуске стали происходит распад аустенита и образование феррпто-карбидной смеси, сорбита или троостита. Твердость такой смеси зависит от размера карбидов и тем больше, чем меньше их размер. Поскольку карбиды, содержащие легирующие элементы, всегда дисперснее, чем простой цементит, твердость отпущенной стали, содержащей легирующие элементы, всегда будет выше, чем углеродистой при одинаковой температуре отпуска. Замедляя рост карбидных частиц, карбидообразующие элементы одновременно сохраняют пересыщенность а-твердого раствора углеродом до температур 450— 500° С, т. е. способствуют сохранению структуры отпущенного мартенсита. Прочностные свойства после отпуска у легированной стали будут выше, чем у углеродистой. [c.126]

С увеличением площади карбидной фазы сила коррозионного тока увеличивается. Количество же выделившихся карбидов и их площадь зависят от термической обработки. С повышением температуры отпуска площадь карбидной фазы сначала увеличивается, а затем уменьшается. В соответстии с этим скорость коррозии стали в неокисляющих кислотах с повышением температуры отпуска сначала повышается, а затем понижается (рис. 52). Повышение содержания углерода увеличивает скорость коррозии стали в кислотах. [c.130]

Вторая особенность отпуска высоколегированных сталей карбидного класса состоит в том, что превращение аустенита в мартенсит происходит не во время выдержки при температуре отпуска, а п р и охлаждении после выдержки. Вот интересные данные Я- Р. Раузина после однократного отпуска в течение 2 час. при температуре 520°в стали марки Х12М [c.161]

Отпуск стали при 400—450° приводит к выделению карбидных частиц и увеличению твердости (рис. 10). Твердость холодноде- [c.1240]

Ной тали до 450—500°С количество выделившихся карбидов уве-личиваепся [17], Размер карбидных частиц зависит от температуры отпуска. При отлуоке выше 350°С наблюдается рост карбидных частиц. Поэтому с повышением температуры отпуска стали площадь карбидной фазы сначала увеличивается, а затем уменьшается. В соответствии с этим скорость коррозии стали в кислоте с повышением температуры отпуска сначала увеличивается, а затем уменьшается [13]. С повышением содержания углерода, серы и фосфора увеличивается скорость коррозии стали в кислоте. [c.15]

Сталь ШХ15 (1,0% С, 1,5% Сг) применяется для изготовления шариков, роликов и колец подшипников качения Перед изготовлением этих деталей сталь проковывают, чтобы разрушить карбидную сетку, затем подвергают предварительной термической обработке на сфероидизацию прн температуре 680—690° С. В результате карбиды приобретают зернистую форму, что повышает твердость и сопротивляемость истиранию. После закалки и низкого отпуска сталь приобретает структуру мартенсита с карбидами. [c.9]

Легирование вольфрамом значительно измельчает избыточную карбидную фазу и, следовательно, повышает твердость этих сталей. Стали этой группы можно закаливать и в воде, и в масле (в последнем случае — до определенного сечения). Закалка вводе дает более высокую твердость. Так, у стали В1 твердость после закалки в воде (н отпуска при 100—120°С) может достигать значений порядка HR 67—68, а у стали ХВ5 — до HR 69—70. При закалке же в масле (и таком же отпуске) получается твердость не выше HR 64—65. Такое различие объясняется те.м, что в первом случае получается меньше остаточного аустенита, а образовавшийся в самом начале мартенсит не успевает отпуститься при ускоренном охлаждении в интервале мартгн-ситно го П ревращения . [c.416]

Все расчетные данные сведены в таблицу 3.16. При расчете в качестве исходных экспериментальных данных были приняты параметры, характеризующие цикл III. Проведенный расчет пороговых значений содержания хрома в карбиде позволил определить время жизни карбидной фазы в изученной стали различной формы при температуре отггуска 550 С (длительность цикла перестройки структуры), а экспериментальные данные по изменению формы карбидной фазы с ростом длительности отпуска - тип диссипативных структур, самоорганизующихся при неравновесных фазовых переходах ТС—>ДС- ТС. [c.210]

Изучение изменений в дислокационной структуре металла отливок из стали 15Х1М1ФЛ показывает, что в эксплуатации протекают разупрочняющие процессы, влияющие на жаропрочные свойства стали. После длительной (более 10 ч) эксплуатации при температуре 540—550 °С в структуре стали наблюдают- ся как зародыщи рекристаллизации, так и свободные от дислокаций рекристаллизованные объемы. Идет процесс роста карбидных астиц с одновременным уменьщением плотности дисперсных карбидов. За счет этих процессов в структуре стали происходят заметные изменения. Рекристаллизация приводит к обособлению феррита в зернах игольчатого сорбита отпуска. Происходит также преобразование фрагментированного сорбита отпуска в бесструктурный. Обособление феррита приводит к возрастанию неоднородности структуры и как следствие — к [c.38]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...