Сталь дисперсно-твердеющая

Старение при 600—S50 "С предназначено для выделения упрочняющих сталь дисперсных фаз из твердого раствора. Температура старения не должна вызывать заметной коагуляции избыточных фаз, [c.291]

В сталях первой группы увеличение жаропрочности связано с процессами упрочнения у-твердого раствора вследствие образования карбидных фаз высокой степени дисперсности. Эти упрочняющие фазы, выделяясь при старении или во время работы сплава при высоких температурах, блокируют плоскости скольжения, отчего и повышается жаропрочность. [c.210]

В сталях такими дисперсными фазами, выделяющимися при распаде, могут быть карбиды, карбонитриды, нитриды, интерметаллиды, растворимость которых в стали изменяется с температурой. Если в этом случае нагрев перед деформацией осуществляется до температур, при которых происходит растворение этих фаз (хотя бы частичное), а последующая деформация завершается при температуре, при которой твердый раствор оказывается пересыщенным, то распад будет тормозить рекри- [c.370]

Стали второй и третьей группы упрочняются термической обработкой Температура нагрева под закалку 1050...1100 С с охлаждением в воде, масле или на воздухе Затем следует старение при 600. .850 "С, оно предназначено, оля выделения дисперсных фаз из твердого раствора. Применение аустенитных сталей приведено в табл. 15 [c.104]

Было выяснено, что интенсивность абразивного изнашивания хромистой стали определяется главным образом твердостью и износостойкостью ее основы (аустенита и мартенсита). По-видимому, наиболее высоким сопротивлением износу обладают стали, имеющие аустенитную или аустенитно-мартенситную структуру с равномерно распределенными первичными зернистыми карбидами. Износостойкость стали увеличивается, если твердый раствор при отпуске подвергается старению. Выделяющаяся при этом дисперсная карбидная фаза должна быть равномерно распределена во всем объеме твердого раствора, а не только по границам зерен. [c.31]

Основными легирующими элементами стали являются хром, никель, молибден, вольфрам, ванадий, титан, алюминий, марганец, кремний, бор. Неизбежными примесями в сталях являются марганец, кремний, фосфор, сера. Легирующие элементы, вводимые в углеродистую сталь, изменяют состав, строение, дисперсность и количество структурных составляющих и фаз. Фазами легированной стали могут быть твердые растворы — легированный феррит и аустенит, специальные карбиды и нитриды, интерметаллиды, неметаллические включения — окислы, сульфиды, нитриды. Как правило, за счет легирования повышаются прочностные характеристики стали (пределы прочности и текучести). [c.66]

Однако для легированных и особенно жаропрочных сталей влияние углерода более сложно, так как их твердость и тем самым обрабатываемость зависит от содержания легирующих элементов, поскольку последние дают карбиды различной твердости. В зависимости от режима термической обработки, т. е. температуры и времени выдержки, изменяется величина зерна твердого раствора, количество выделений упрочняющих фаз и их дисперсность. В этом случае с увеличением содержания углерода может быть замедлен рост зерна и тем самым улучшена обрабатываемость. [c.328]

Для повыщения прочностных свойств сталей необходимо в больших масштабах использовать известные методы легирование специальными элементами твердого раствора и элементами, образующими дисперсные фазы, термическую обработку на фазовые превращения и на дисперсионное твердение, механическое деформирование и др. Распространение указанных методов на больший объем продукции несомненно будет иметь большое значение для общего повыщения прочности, надежности и долговечности металлических конструкций. [c.40]

Содержание углерода должно быть 0,08—0,2 %. При большом количестве углерода ухудшается свариваемость, ускоряются процессы коагуляции карбидов и твердый раствор обедняется молибденом, что снижает прочностные свойства. Ванадий (ниобий), образуя дисперсные карбиды, упрочняет матрицу. Наиболее высокие значения длительной прочности (см. табл. 12) достигаются после закалки и высокого отпуска. Температура отпуска должна быть выше рабочей, чаще 660—700 °С. В процессе эксплуатации сталей протекают процессы коагуляции карбидов МдС, образование карбидов типа и М С и твердый раствор обедняется [c.305]

Вьщеление из твердого раствора карбидов МС, Mj нередко вызывает повышение твердости — дисперсионное упрочнение. Карбидообразующие элементы (за исключением марганца) препятствуют росту зерна аустенита при нагреве, а также замедляют процесс коагуляции дисперсных частиц, поэтому сталь, легированная этими элементами, при одинаковой температуре сохраняет более высокую дисперсность карбидных частиц и, соответственно, большую прочность. [c.162]

Термическое старение происходит в результате изменения растворимости углерода и азота в а-железе при повышении температуры. Если в сталях при предшествующей термической обработке был зафиксирован пересыщенный а-твердый раствор (как, например, при сварке, охлаждении тонкого листа после прокатки и др.), то в процессе последующей вьщержки при нормальной естественное старение) или повышенной (50...100°С) искусственное старение) температуре происходит распад твердого раствора с вьщелением третичного цементита в виде дисперсных частиц. Старение технического железа может быть связано также и с вьщелением из твердого раствора частичек нитридов или Fe N. [c.185]

Жаропрочные стали. Жаропрочные стали используются при работе под нагрузкой (в течение заданного промежутка времени) и обладают достаточной жаростойкостью при температурах выше 500 °С. Легирование вносит существенный вклад в повышение жаропрочности сталей во-первых, возрастает энергия межатомной связи в твердых растворах (а следовательно, затормаживаются диффузионные процессы) во-вторых, за счет легирования и термической обработки (закалка с последующим старением) формируется специальная гетерогенная структура, состоящая из твердого раствора и вкрапленных в него дисперсных карбидных или интерметаллидных фаз, когерентных с основой. [c.173]

Характер влияния умеренного легирования конструкционных сталей на Ki остается в значительной мере подобным влиянию на порог хладноломкости. Присутствие в малых количествах в сталях хрома, ванадия, ниобия, титана и тантала обеспечивает измельчение зерна вследствие карбидо(нитридо)образующей способности названных элементов, что в свою очередь способствует увеличению /С/с- Никель и марганец в количествах до 1% также измельчают зерно. Раскисление сталей алюминием сказывается благоприятно на К/с также вследствие измельчения зерна. Оказалось, что легирующие элементы, упрочняющие твердые растворы, снижают вязкость разрушения сталей. Легирование, ведущее к образованию в сталях дисперсных фаз, затрудняя пластическое течение, ведет к уменьшению Ki - Это нашло подтвер- [c.336]

Легирование стали приводит во многих случаях (в зависимости от природы легирующего элемента) к повышению температуры распада а-твердого раствора. Для стали ШХ15, легированной 1,5% Сг, начиная от температуры 350—400°, первыми двумя факторами можно пренебречь. В связи с этим выше температуры окончательного распада тг-трагоиальности на размытие линий влияют напряжения второго рода и дисперсность твердого раствора. Влияние других факторов, не связанных с физическим состоянием твердого раствора таких, как неоднородность рентгеновского излучения, геометрические условия съемки, учитывалось путем обработки материала по методике, изложенной в работе [7]. [c.129]

При наличии в стали снльных карбидообразующих элементов (Сг, V, диффузия углерода из чугуна облегчается. При наличии карбидообразующих элементов в чугуне может наблюдаться даже обратная диффузия углерода. При изучении контактных процессов, протекающих при контакте жидкой углеродистой стали с твердой хромистой сталью 1x3, установлено, что процессы происходят в такой последовательности оксид хрома на поверхности твердой хромистой стали восстанавливается углеродом жидкой углеродистой стали, затем происходят диссоциации карбидов железа и диф-фулия углерода в сторону хромистой стали. При этом образуются прослойки ферритная в углеродистой стали и более стабильные дисперсные карбиды хрома в хромистой стали. [c.678]

Чтобы оценить возможности десульфурации металла в ковше во время вьшуска и последующей обработки с использованием печного шлака, провели термодинамический анализ процессов, протекаюших меаду металлом и шлаком. Для анализа использовали данные об изменении температуры ванны, состава металла и шлака по ходу плавок низколегированной конструкционной стали одношлаковым процессом с доводкой под окисленным шлаком в 100-т дуговых печах обычной мощности (ЧМК) [9]. Составы шлаков и некоторые характеристики металла по ходу опытных плавок приведены в табл. 4.4. Как отмечалось вьпце, учитывая известные данные о повьциении коэффициента распределения серы между шлаком и металлом I при увеличении основности шлака (СаО)/(8Ю2), обычно пытаются улучшить десульфурацию металла за счет повьииения количества оксида кальция в шлаке. Такой прием может привести к нарушению гомогенности шлакового расплава, появлению дисперсной твердой фазы в шлаке и снижению рафинирующих свойств шлака, поэтому оценка пределов возможной гомогенности шлаков при увеличении в них количества оксида кальция имеет важное практическое значение. [c.116]

ТЕМПЕРАТУРНЫЙ УРОВЕНЬ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ ГЕТЕРОФАЗНЫХ СПЛАВОВ. Большинство промышленных сплавов является сплавами гетерофазными. Чаще всего они представляют пластичную поликристал-лическую матрицу, содержащую вкрапления твердых дисперсных частиц. Такими сплавами являются все углеродистые и легированные стали, алюминиевые сплавы, жаропрочные никелевые и железные сплавы, композитные сплавы металл — тугоплавная дисперсная фаза. [c.349]

Упрочняющими фазами в сталях могут быть карбиды разного состава нитриды, карбонитриды, интерметаллиды, чистые металлы, малорастворимые в железе (например, чистая медь). Наиболее эффективное упрочнение достигается такими фазами, которые способны растворяться в твердом растворе (например, в аусгенпге при нагреве), а затем В1,1дсляться из него в мелкодисперсном состоянии и сохранят ься при температурах технологической обрабо кп и использования изделия. К эффективным упрочнителям относятся V , VN, Nb , NbN, МоС и комплексные фазы на их основе. Оптимальное упрочнение от твердых дисперсных частиц достигается при условии, когда эти частицы достаточно малы и когда расстояние между ними в твердом растворе мало. Обеспечивается это соответствую[цим подбором легирующих элементов и режимов термической обработки (закалка и высокий отпуск, закалка и низкий отпуск), позволяющих получить структуру с высокими механическими и триботехническими характеристиками. [c.16]

Процесс выделения дисперсных частиц в состаренной стали сопровождается значительными изменениями в решетке твердого раствора, обусловленными как диффузией примесных атомов, так и самим механизмом выделения новой фазы. Исследование изменения ширины интерференционных линий в зависимости от времени старения стали 0Х18Н10Ш при 500 и 650° С показывает, что наибольшие изменения в структуре твердого раствора наблюдаются на первых стадиях изотермической выдержки, достигая максимального значения в пределах 4—5 ч (см. рис. 139). Этот факт можно, по-видимому. [c.221]

Жаропрочные свойства у сталей этого типа повышаются благодаря комплексному легированию, при котором в железохромоникелевый и хромоникельмарганцо-вистый 7-твердые растворы вводят углерод в количествах 0,3—0,6% и карбидообразующие элементы — Сг, W, V, Nb. Эти элементы при высоких температурах образуют однородный твердый раствор, который с понижением температуры распадается с образованием и выделением карбидных фаз различной степени дисперсности (табл. 23, 25 и рис. 33—35). [c.162]

Характерной особенностью жаропрочных сталей и сплавов с ннтерметаллидным упрочнением является способность у -фазы типа Ni j (TiAl) с повышением температуры старения переходить в твердый раствор и обратно с понижением температуры выделяться в высокодисперсном состоянии. Переход v -фазы в твердый раствор со-провохадается расширением кристаллической решетки, т. е. объемными изменениями, а ее выделение в дисперсной форме — сокращением объема. Поэтому для деталей, работающих при пониженных температурах (550—650° С), с целью стабилизации размеров применяют одинарное или двойное ступенчатое старение. [c.170]

Прочность металлов увеличивают, во-первых, путем легирования сталей элементами, образующими твердые растворы внедрения или замещения и вызывающими искажение решетки растворителя. При некоторых соотношениях легирующих элементов и углерода в сталях и сплавах образуются твердые карбиды и интерметаллидные включения, значительно усложняющие обрабатываемость резанием. Во-вторых, термической и термомеханической обработкой, в результате которой повышается плотность дислокаций, уменьшается величина зерна, создается вторая интерметал-лидная дисперсная фаза в матрице. Термомеханическая обработка некоторых сплавов (например, Ni—Сг—Мо) вызывает появление концентрационных неоднородностей, повышающих сопротивление деформации, нарушающих стабильность физико-механических свойств и тем затрудняющих обрабатываемость резанием. [c.326]

В отлнчие от сталей, содержащих углерод, в твердом растворе и в составе карбвдной фазы, стали со стареющим мартенситом упрочняются вследствие образования при распаде а-фазы дисперсных интерметаллидных выделений. Стали со стареющим мартенситом содержат 8-i-20% Ni. Их упрочнение достигается в два этапа получение мартенситной структуры в результате реализации сдвигового механизма 7 а-превращения и последующего старения мартенсита. Для старения, мартенсита необходимо легирование Fe—Ni сплава Ti, Be, Al, Mo, Mn, V, Nb, u и другими элементами. [c.97]

Увеличение остаточного аустенита при увеличении массовой доли углерода согласуется с выводами А. П. Гуляева [16]. Однако при обычной закалке в сталях с массовой долей углерода меньше 0,6% количество остаточного аустенита 2... 3%, а в сталях с массовой долей углерода 1% — 7... 17%. Такое различие следует объяснять особенностями термомеханических процессов при ЭМО, обусловленных скоростным нагревом и охлаждением в сочетании с высоким контактным давлением. По всей видимости эти условия не только способствуют измельчению структуры и замедляют рост аустенитного зерна, но сдерживают превращение. Надо полагать, что по мере углубления от поверхности количество остаточного аустенита в светлом слое будет уменьшаться. Это подтверждается исследованиями упрочненной ЭМО стали 40Х, где остаточный аустенит на глубине 0,1 мм не обнаружен. Последнее можно объяснить уменьшением давления в лежащих ниже слоях поверхностного слоя. Невольно возникает вопрос, почему светлый слой, включающий больщое количество остаточного аустенита (до 35% в стали У10), имеет твердость значительно выше, чем при обычной закалке. Это, по-видимому, можно объяснить более высокой дисперсностью структуры, выделе-ш/,мпа нием твердых карбидов, а также высокой наклепанностью самого аустенита. [c.32]

Стали этого типа отличаются содержанием глерода, который может находиться в твердом растворе компонентов сплава в виде фаз внедрения, в составе карбонидов и карбонитридов различной степени дисперсности. [c.82]

Легирующие элементы Мо, У, V, Сг замедляют процесс коагуляции, поэтому после отпуска при одинаковой температуре сталь, легированная этими элементами, сохраняет более высокую дисперсность карбидных частиц, соответственно большую прочность. При указанных высоких температурах становится возможной диффузия и легирующих элементов, которая приводит к их перераспределению между ферритом и цементитом. Карбидообразующие элементы (Мо, Сг) диффундируют из феррита в цементит, некарбидообразующие (N1, Со, 81) — из цементита в феррит. Обогащение цементита легирующими элементами до предела насыщения приводит к его превращению в специальный карбид (М зСе, М7С3), который образуется в тех самых местах, где ранее были частицы цементита (превращение на месте ). Карбиды типа МС и М3С образуются путем зарождения карбида в твердом растворе с последующим выделением. Это требует перераспределения углерода между твердым раствором и карбидной фазой. Выделение из твердого раствора карбидов МС, М С нередко вызывает повышение твердости — дисперсное упрочнение. [c.187]

Стали аустенитно-мартенситного кло.сса. Особую группу представляют аустенитно-мартенситные коррозионно-стойкие стали, например сталь 09Х15Н8Ю. Эти стали наряду с хорошей устойчивостью против атмосферной коррозии обладают высокими механическими свойствами и хорошо свариваются. Сталь 09X15Н8Ю для повышения механических свойств подвергают закалке от 975°С, после которой структура стали—-неустойчивый аустенит и небольшое количество мартенсита. В этом состоянии сталь обладает достаточно высокой пластичностью и может быть подвергнута пластической деформации и обработке резанием. После закалки сталь обрабатывают холодом в интервале температур от —50 до —75 °С для перевода большей части аустенита ( 80 % ) в мартенсит и подвергают отпуску (старению) при 450—500 °С. При старении из а-твердого раствора (мартенсита) выделяются дисперсные частицы интерметаллидов типа П1дА1. Механические свойства стали после такой обработки приведены в табл. 10. [c.297]

Достижение высоких физико-механических и эксплуатационных свойств твердых сплавов возможно лишь при использовании методов порошковой металлургии. При этом из дисперсных смесей порошков ту10плавкой фазы и связки прессованием н последующим спеканием прессовок прн температурах, существенно более низких, чем температура плавления тугоплавкой фазы, пол гчают изделия необходимой формы и размеров. При спекании связующая фаза плавится, растворяя некоторую долю тугоплавкой фазы либо изменяя состав поверхностных слоев зерен последней. Твердые, сплавн имеют высокую твердость в зависимости от состава (HR А 80—92) и теплостойкость (до 900—1000°С), что обеспечивает им существенно лее высокие режущие свойства по сравнению с быстрорежущими сталями (табл. 20). [c.617]

Углерод в аустенитных хромоникелевых сталях находится в твердом растворе в виде фаз внедреЕ1ия или в составе карбидов и карбонитридов различной степени дисперсности. Большинство исследователей считают, что при температурах до 500—600°С в стали растворяется не более 0,020% С однако точно определить растворимость затруднительно вследствие низких значений скорости диффузии углерода и хрома. [c.24]

При размоле необходимо получить гомогенное распределение частиц карбида титана и стали заданной дисперсности, а загрязнение смеси материалом размольных тел и кислородом воздуха должно бьга минимальное. В качестве размольной жидкости можно использовать бензин, ацетон, этиловый спирт, циклогексан. Последний представляется наиболее предпочтительны , так как он не содержит воды и менее взрывоопасен по сравнению с остальными. Обычно размол и приготовление смесей Ti - сталь проводят в традиционных для твердосплавной промышленности шаровых мельницах, а размольными телами служат шары из твердых сплавов на основе карбида вольфрама. [c.99]

Упрочнение, связанное с выделением карбидов, зависит от степени дисперсности - оно увеличивается с уменьшением размеров карбидов. Это свойство карбидов используют для дисперсионного упрочнения жаропрочных сталей, проводимого обычно в комплексе с интерметаллид-ным упрочнением [упрочняющие частицы-интерметаллиды Ni3Ti, №з(А1, Ti), F 2W и др.]. К интерметаллидным соединениям относят и а-фазу, которая образуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900. .. 950 °С. Она обладает ограниченной растворимостью в а- и у-твердых растворах [c.352]

Закалкой называется операция термической обработки, при которой путем нагрева металлического сплава выше критических температур (температуры фазового превращения, напримф для стали выше линии GSK на фиг. 106, а или вблизи линии D E на фиг. 106, б для других сплавов), выдержки и последующего быстрого охлаждения образуется при нагреве и сохраняется после охлаждения неустойчивая структура пересыщенного Твердого раствора или структура, состоящая из продуктов превращения твердого раствора различной степени дисперсности (измельчения). [c.176]

Сталь для азотирования. Простая углеродистая сталь малопригодна для азотирования ее поверхность получается недостаточно твердой и вместе с тем хрупкой В настоящее время для азотирования. чаще применяют легированную сталь марки 38ХМЮА, содержащую 0,35—0,42% С 1,35—1,65% Сг 0,15—0,25% Мо .0,7— 1,10% AI. Легирующие элементы — алюминий, хром и молибден — необходимы для получения устойчивых дисперсных нитридов, создающих высокую твердость на поверхности после азотирования. Молибден, кроме того, устраняет хрупкость отпуска, которая может возникнуть в стали вследствие длительного нагрева ее при 500° С во время азотирования (явление отпускной хрупкости рассматривается в главе Легированная сталь , раздел Особенности термической обработки ). Ввиду высокой стоимости молибдена в качестве заменителя стали 38ХМЮА применяется сталь марки 38ХЮ. Для азотирования можно применять и сталь без алюминия, содержащую 1,5—2,5% Сг 0,2—0,6% V 0,3—1,0% Мо 0,5—1,0% Ti и т. д., у которой азотирование при 480—520° С может создать на поверхности твердость до HV 900—950. [c.285]

Твердость и износостойкость стали Х12Ф1 объясняется наличием в ее структуре большого количества карбидов (фиг. 221, а), которые сохраняются после закалки (фиг. 221, 6). Эти карбиды являются карбидами хрома Сг,Сз и содержат в твердом растворе железо н ванадий (Сг, Fe, У),Сз. Эти сложные карбиды с трудом выделяются из твердого раствора при отпуске и сохраняют дисперсность лучше, чем легированный цементит. Мартенситная точка Мн указанных сталей лежит около 220° С, а точка находится ниже 0° (при закалке от 1000° С). Применяя обработку холодом, можно добиться в сталях Х12 и Х12Ф1 превращения значительного количества остаточного аустенита и, следовательно, облегчить их отпуск, который, между прочим, сопровождается явлением вторичной твердости, подобной вторичной твердости быстрорежущей стали. Диаграммы изотермического превращения аустенита высокохромистых сталей (фиг. 222, а) указывают на его очень большую устойчивость. [c.372]

Жаропрочность зависит от температуры рекристаллизации, которая также определяется температурой плавления Максимальное значение а=0,7-0,8 достигается у концентрированных твердых растворов. Поэтому в качестве жаропрочных применяются стали, имеющие структуру твердых растворов, легированные тугоплавкими элементами, повышающими температуру рекристаллизации ( хром, молибден, вольфрам, ниобий). При этом аустенитная сталь с гранеЦентрированной решеткой имеет более высокую жаропрочность, чем ферритная с объем-ноцентрированной. Дополнительное повышение жаропрочности достигается при выделении из твердого раствора различных дисперсных частиц (дисперсионном твердении). [c.179]

В тот же период, когда проводились первые экспериментальные исследования течений в пористых средах, ученые стали уделять внимание и теоретическим аспектам динамики дисперсных систем. Первое решение задачи о сопротивлении движению твердого тела в вязкой жидкости опубликовал сэр Джордж Стокс(1819—190о гг.). Он родился в Скрине (Ирландия) и получил образование в 1 емб-риджском университете. Впоследствии он стал там профессором [c.25]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...