Твердение вторичное

Повышение устойчивости мартенсита высоконикелевых сталей может быть достигнуто легированием элементами, замедляющими распад мартенсита при отпуске или вызывающими вторичное твердение (Si, Со, Мо, V, Ti). [c.106]

Существуют два основных пути получения композиционной структуры покрытий кристаллизация из легированного многокомпонентного расплава и спекание компонентов без их полного расплавления и гомогенизации расплава (рис. 3.2). При кристаллизации из расплава формируется близкая к равновесной гетерогенная структура. Наибольшее распространение получили гетерогенные эвтектические наплавленные слои, содержащие эвтектику и избыточные фазы (рис. 3.3). Эффективным приемом получения гетерогенной структуры является термическая обработка наплавки. Происходящее при этом дисперсионное твердение (выделение вторичных высокотвердых фаз) дополнительно упрочняет наплавленный слой. [c.146]

Структура после закалки — мартенсит + карбиды + остаточный аусте-нит. Отпуск вызывает превращение остаточного аустенита в мартенсит и дисперсионное твердение. Это сопровождается увеличением твердости до HR 64 (вторичная твердость) за счет вьщеления частиц цементита. Для улучшения режущих свойств и повышения износостойкости некоторые виды инструментов подвергают низкотемпературному (540...570°С) цианированию, в результате которого на поверхности стали образуется тонкий слой высокой твердости (1000... 1100 HV). [c.181]

Помимо теплостойкости другим важнейшим свойством быстрорежущей стали является вторичная твердость, получаемая при отпуске. Отпуск на вторичную твердость сопровождается эффектом дисперсионного твердения, т. е. выделением при отпуске мелкодисперсных фаз-упрочнителей с карбидной природой. В результате твердость стали после отпуска возрастает. Для получения при закалке высоколегированного твердого раствора за счет более полного растворения тугоплавких карбидов быстрорежущей стали температура аустенизации должна быть высокой — до 1300 °С для сталей с высоким содержанием вольфрама. После закалки сталь сразу же подвергают многократному (обычно трехкратному) отпуску при 560 °С по 1 ч. Многократным отпуск делают для более полного и эффективного превращения остаточного аустенита в мартенсит. [c.95]

Для изготовления высокопрочных изделий с высокой ус тойчивостью к повышенным температурам эксплуатации используют стали со вторичным твердением Эффект вторичного твердения при отпуске закаленных на мартенсит сталей основан на выделении специальных карбидов в интервале температур 550—650 °С (см гл IX, п 5) При [c.225]

Развитие вторичного твердения высокопрочных сталей наблюдается при разных содержаниях легирующих эле ментов На рис 131 показано влияние хрома, молибдена и ванадия на изменение твердости закаленной стали при отпуске в интервале развития вторичного твердения При [c.226]

Полезным является легирование высокопрочной стали со вторичным твердением кремнием Кремний повышает интенсивность вторичного твердения, однако он одновременно ускоряет перестаривание и поэтому содержание кремния ограничивается 0,7—1,0 % Небольшие добавки ниобия (0.1—0,2 %) способствуют получению мелкозернистой стали [c.227]

Для изготовления высокопрочных изделий с высокой устойчивостью к повышенным температурам эксплуатации используют стали с вторичным твердением. Эффект вторичного твердения при отпуске закаленных на мартенсит сталей основан на выделении специальных карбидов в интервале температур 550-650 °С. При этом повышаются прочностные характеристики стали и падает пластичность и вязкость. Возрастание прочности и твердости сталей при вторичном твердении происходит при определенной объемной доле выделяюш ихся карбидов. [c.365]

Развитие вторичного твердения высокопрочных сталей наблюдается при разных содержаниях легирующих элементов. [c.365]

Вторичное твердение наиболее сильно проявляется при содержании Сг > 6 %, Мо > 1 %, V > [c.365]

Стали, упрочняемые путем мартенситного превращения и дисперсионного твердения (закалка на вторичную твердость). [c.728]

ИоС или /ИС), который образуется в тех самых местах, где ранее были частицы цементита (превращение на месте ). Однако возможно и прямое (или непосредственное) выделение частиц специальных карбидов, вызывающих эффект дисиерсионного (или вторичного) твердения. [c.188]

Изучены также механические свойства и структура стали после ВТМО (8 — 35%, у р = 1м/с при 900° С). Физические причины, определяющие увеличение прочности при ВТМО, заключаются в повышении плотности дислокаций в мартенсите й дроблении его кристаллов йа отдельные фрагменты величиной в доли микрона с взаимной разорнентировкой до 10—15°. В стали формируется определенная субструктура полигонизации (рис. 8, г). Дислокационные границы такого типа отчетливо видны на электронных микрофотографиях. Фрагментация кристаллов мартенсита обнаруживается при сопоставлении электронограмм. У сталей, легированных элементами, вызывающими эффект вторичного твердения (ванадием, молибденом, вольфрамом), упрочнение может быть [c.20]

После закалки следует отпуск при 550—570 °С, вызывающий превращение остаточного аустенита в мартенсит и дисперсионное твердение в результате частичного распада мартенсита и выделения дисперсных карбидов. Это сопровождается увеличением твердости (вторичная твердость). В процессе выдержки при отпуске из остаточного аустенита выделяются карбиды, что уменьшает его легированность, и поэтому при последующем охлаждении он претерпевает мартенситное превращение Мц л 150 °С). В процессе однократного отпуска только часть остаточного аустенита превращается в мартенсит. Чтобы весь остаточный аустенит перешел в мартенсит и произошел отпуск вновь образовавшегося мартенсита, применяют многократный (чаще трехкратный) отпуск при 550—570 °С. Продолжительность каждого отпуска 45— 60 мин. Для стали Р6М5 оптимальный режим отпуска, обеспечивающий наибольшую твердость и высокие механические свойства 350 °С 1 ч (первый отпуск) и 560—570 °С по 1 ч (последующие два отпуска). Получение более высокой твердости объясняется тем, что при температуре 350 °С выделяются частицы цементита, равномерно распределенные в стали. Это способствует более однородному выделению и распределению специальных карбидов Mg при температуре 560—570 °С. [c.355]

Велик потенциал повышения эксплуатационных свойств марганцовистых наплавок за счет термической обработки. Обнаружен значительный эффект дисперсионного твердения - сфероидизация первичных и выпадение вторичных карбидов. Эффективно легирование марганцем бористых наплавочных сплавов. В этом случае уменьшается количество хрупкого цементита за счет образования карбида Рео,4Мпз,йС на фоне бо-ридов FejB. Однако для аустенизации сплава и повышения его ударостойкости необходимо дополнительное легирование никелем. Увеличение количества аустенита при легировании марганцем неравноценно по эффекту, достигаемому путем легирования никелем. [c.160]

Было установлено [321], что после НТМО стали конструкционного типа (0,45—0,6% С 1,8% Сг 2,3% Ni 1% W 1% Si), карбиды более дисперсны и число их меньше по сравнению с обычной термической обработкой. Карбидообразование при высоком отпуске идет интенсивнее после НТМО, карбиды получаются крупнее. Эти данные указывают на взаимодействие дефектов структуры после ТМО с дисперсными карбидами. После НТМО нержавеющей хромистой стали и других со вторичным твердением (1X12, Н2ВМФ и ВНС6) отмечена высокая устойчивость структурных изменений решетки мартенсита при отпуске вплоть до температуры обратного перехода а- у сохраняется меньшая величина областей когерентного рассеивания по сравнению с обычной закалкой и анизотропия тонкой структуры, что определяет высокую прочность стали такого типа после НТМО до высоких температур [291, 323]. [c.330]

В малоуглеродистых сталях с содержанием 0,15 % С для достижения явления вторичного твердения в результате выделения карбида МогС необходимо, чтобы сталь содержала 0,5 % Мо [53]. При содержании в стали > 1 % Мо стабильным является карбид образующийся в результате превращения карбида МогС через переходные фазы /1 23 6 и MgMi,. [c.23]

Х11Н10М2Т после старения [28], может быть использована для низкоуглеродистых МСС, не склонных к образованию тепловой хрупкости [29]. В [36] показано, что в процессе старения сталей с добавками хрома после низкотемпературной закалки, проводимой для повышения сопротивляемости растрескиванию, снижаются пластичность и вязкость разрушения, возрастает склонность к тепловому охрупчиванию. Исследованиями [37] показано, что стали 08Х15Н4АМЗ и их сварные соединения после отпуска при 425...475 °С, имеющие максимальную прочность, наиболее чувствительны к появлению склонности к коррозии. Согласно данным [38], причиной низкой коррозионной стойкости стали 08Х15Н5Д2ТУ при сварочном нагреве является совмещение двух процессов — вторичного твердения и начальной стадии образования карбидной сетки. Отмечается общая закономерность увеличения склонности к коррозионному разрушению при повышении прочности стали, и она не имеет исключений при рассмотрении близких по составу сталей одного класса. [c.163]

Существуют разные способы получения высокопрочных сталей закалка на мартенсит с низким отпуском (300— 350°С) и вторичное твердение в интервале температур 500—650 °С, а также ряд специальных технологических процессов, к которым можно отнести термомеханическую обработку, волочение сталей со структурой тонкопластин чатой феррито карбидной смеси, получение сталей со струк турой сверхмелкого зерна и некоторые другие К высокопрочным сталям относятся пружинные, а также большинство мартенситно стареющих сталей (см главы XVH и XVni) Важное значение имеет группа высокопрочных сталей со структурой метастабильного аустенита (см гл XX) [c.220]

Рис. 15,17. Влияние вторичного твердения на вязкость разрушения стали типа 4БХМВ

Существуют разные способы получения высокопрочных сталей закалка на мартенсит с низким отпуском (300-350 °С) и вторичное твердение в интервале температур 500-650 °С, а также ряд специальных технологических процессов, к которым можно отнести термомеханическую обработку, получение сталей со структ)фой сверхмелкого зерна и некоторые другие. К высокопрочным сталям относятся большинство мартенситно-старе-ющих сталей и ПНП-сталей. [c.363]

Во втором случае (стали 6Х6ВЗМФС, 6Х4М2ФС) требуемый комплекс механических свойств обеспечивается рациональным легированием (см. табл. 6.18), что определяет их склонность ко вторичному твердению. После закалки с повышенных температур (1060-1075 °С) и вторичного твердения при отпуске (520-540 °С) указанные стали приобретают более высокое сопротивление смятию (о = 1800-2000 МПа), прочность при изгибе [c.401]

Рассматриваемые стали по составу и видам превращений при термообработке сходны с быстрорежущими сталями. В отличие от последних они содержат меньше избыточных карбидов типа МгзСй и МбС. Для повышения теплостойкости их закаливают с высоких температур (1000-1100 °С). Отпуск в интервале температур 540-600 °С вызывает дисперсионное твердение мартенсита и явление вторичной твердости вследствие выделения специальных карбидов типа МгС и МС. Для повышения вязкости отпуск проводят при более высоких температурах (580-650 °С) на структуру троостита и твердость НКСэ 44—Ф6. Рекомендуемые режимы термообработки приведены в табл. 6.23. [c.404]

Наиболее опасным следствием облу 1ения является радиационное расп)тсание. На рис. 26.10 представлены характеристики радиационного распухания ряда марок сталей и сплавов. Подавление распухания можно осуществить путем структурнопринудительной рекомбинации металлов за счет непрерывного распада твердого раствора с определенной дилатацией на границе матрицы с образующейся вторичной фазой. Возникаюпще при распаде сильные поля структурных напряжений способствуют рекомбинации радиационных дефектов и существенно снижают распухание. Развитое дисперсионное твердение является способом подавления радиационного распухания. [c.857]

Вольфрам и молибден в присутствии хрома связывают углерод в специальный труднокоагулируемый при отпуске карбид типа Meg С и задерживают распад мартенсита. Выделение дисперсных карбидов, которое происходит при повышенных температурах отпуска (500 — 600 °С), вызывает дисперсионное твердение мартенсита — явление вторичной твердости. Особенно эффективно вторичная твердость и теплостойкость повышаются при введении нескольких сильных карбидообразователей, например вольфрама (одного или совместно с молибденом) и ванадия. При отпуске ванадий, выделяясь в виде карбидов, усиливает дисперсионное твердение, а вольфрам (молибден), сохраняясь в мартенсите, задерживает его распад. [c.614]

Классификация инструментальных сталей. Инструментальные стали как по своему составу, так и по структуре существенно отличаются от конструкционных, даже если в некоторых случаях встречаются определенные. совпадения свойств. Большинство инструментальных сталей имеет заэвтектоидную или ледебуритную, а иногда доэвтектоидную структуру некоторые имеют даже мартенситную основу с очень незначительным содержанием углерода (С<0,03%) (например, мартенситно-стареющие стали). Структура ледебуритных и заэвтектоидных инструментальных сталей после закалки и отпуска состоит из карбидов эвтектики и (или) распределенных в мартенсите вторичных карбидов. В структуре доэвтектоидных инструментальных сталей нет вторичных карбидов, а присутствуют только карбиды, получающиеся при эвтектоидных превращениях или при распаде мартенсита (при отпуске). В последние годы все щире применяют стали, закаленные на мартенсит, с очень незначительным содержанием углерода твердость этих сталей значительно увеличивают дисперсионным твердением (мартенситно-стареющие стали). [c.115]

Смотреть страницы где упоминается термин Твердение вторичное : [c.399] [c.394] [c.301] [c.60] [c.74] [c.642] [c.661] [c.97] [c.189] [c.226] [c.226] [c.227] [c.229] [c.388] [c.242] [c.348] [c.400] [c.403] [c.890] [c.628] [c.214] [c.337] [c.459]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...