Титан Содержание в стали и влияние

Необходимо отметить, что легирование кремнием, несмотря на увеличение количества е-мартенсита, и титаном при более высоком содержании углерода приводит к понижению ударной вязкости (1,4 против 2,6 МДж/м при комнатной температуре) и понижению порога хладноломкости ( — 170 против — 90°С) по сравнению с бинарным сплавом высокой чистоты на основе е-мартенсита. Снижение порога хладноломкости может быть обусловлено введением в сталь титана. Титан связывает большую часть азота, содержание которого в стали растет с повышением содержания марганца, в прочные нитриды и нейтрализует вредное его влияние. [c.256]

Si) проявляется в большей степени в горячекатаном состоянии по сравнению с нормализованным (табл. 3), что объясняется высокой температурой нагрева под прокатку и, следовательно, повышенной растворимостью второй фазы с последующим протеканием дисперсионного твердения или сохранением элементов в растворе. Общепризнанно, что в горячекатаном состоянии наиболее существенно повышает предел текучести ниобий, который в количестве 0,02% уже замедляет рост зерна и обеспечивает получение мелкозернистой стали (балл 9—11), причем большие количества ниобия не столь эффективны, но усиливают эффект дисперсионного твердения. Для получения такого же эффекта упрочнения содержание ванадия должно быть в 2—3 раза выше количества ниобия. По характеру влияния ванадия на величину зерна имеются противоречивые сведения. В настоящее время этот вопрос можно изложить в следующем виде в кипящих и полуспокойных сталях ванадий способствует получению мелкозернистой структуры, в то время как в хорошо раскисленной алюминием стали эффект ванадия ничтожно мал, о чем свидетельствуют результаты специальных исследований [32]. Титан способствует получению более мелкозернистой структуры (балл 10—11), что следует из рис. 13 и табл. 4 (19]. [c.28]

Элементы второй группы (хром, кремний, молибден, ванадий, вольфрам, титан и алюминий) уменьшают устойчивость аустенита и повышают устойчивость феррита. Они снижают критическую точку Л4 и повышают А3. Тем самым они способствуют сокращению аустенитной области. Влияние этих элементов на полиморфные превращения характеризует диаграмма состояния, представленная на рис. 88, б. По оси абсцисс на диаграмме состояния показано содержание элемента, повышающего устойчивость феррита (возрастает слева направо). Если содержание этих элементов в стали превышает определенный процент, то сталь от комнатных температур до линии солидуса будет иметь структуру феррита. Такая сталь называется ферритной. [c.157]

Количество а-фазы в промышленных сталях указанных марок зависит не только от содержания в них никеля и хрома. Заметное влияние оказывают и другие элементы углерод, марганец, кремний, титан и примеси азота, алюминия, расширяющие или суживающие 7-область. [c.118]

Титан применяют для стабилизации сталей, предназначенных для глубокой вытяжки и последующего эмалирования, когда необходимо связать углерод в стабильные карбиды титана с тем, чтобы при отжиге эмали не образовывался аустенит и не происходило искривления листов [16]. Количество титана определяется прежде всего содержанием углерода, так как для его стабилизации необходимо иметь в 4,5 раза больше титана, чем углерода [2]. Титан связывает не только углерод, но также и азот, серу и кислород, поэтому для стабилизации в сталь вводят до 0,4—0,5% Т1 [1]. Отрицательное влияние титана проявляется в очевидном упрочнении материала [2]. [c.16]

Расчеты по уравнениям (3.7) и (3.8) показывают, что углерод и кремний при концентрациях, встречающихся наиболее часто в сварных швах на низкоуглеродистых и низколегированных сталях, незначительно влияют ва растворимость. Влияние углерода, марганца, кремния и титана проявляется лишь в том случае, если содержание их превышает 0,5 % (рис. 3.5). Следует добавить, что марганец, кремний, алюминий и титан, связывая кислород, растворенный в стали, могут косвенно влиять на содержание в ней водорода. [c.157]

Механизм межкристаллитной коррозии и в первой и во второй зоне в основном одинаков, как сказано выше. Причины, вызывающие коррозию в третьей зоне, связаны с несколькими структурными превращениями. По обеим сторонам шва находятся области, нагревающиеся до критических температур. Здесь по границам зерен пересыщенного аустенита происходит выделение карбидов, богатых хромом. Благодаря этому снижается стойкость стали по границам зерен и в агрессивных средах возникает межкристаллитная коррозия. У Выше уже говорилось, что выпадение карбидов и их- характер определяются не только температурой, но и продолжительностью ее воздействия. Влияние зтих факторов зависит от химического состава основного материала и его структурного состояния. Нельзя считать пригодными для сварки стали, у которых при нагреве в области критических температур по границам зерен происходит выделение связанных между собой карбидов хрома. Поэтому в сварных конструкциях нашли широкое применение стали, стабилизированные титаном, ниобием или танталом, и стали с очень малым содержанием угле-Л,/рода, у которых при сварке не наблюдается выделения карбидов. В подавляющем большинстве случаев у них не возникает [c.106]

Нагревы при критических температурах играют значительную роль в появлении ножевой коррозии. Однослойные швы подвергаются ножевой коррозии после сварки только в отдельных случаях. Однако длительная их выдержка при 350—550° С вызывает снижение стойкости на границе с наплавленным металлом. И хотя для ножевой коррозии важнее состав основного металла, нельзя пренебрегать и влиянием состава наплавленного металла. Небольшое повышение содержания феррита на самой границе сплавления ведет к ограничению возможности появления ножевой коррозии [115]. Этого можно достигнуть не только более высоким содержанием феррита в основном металле, но прежде всего, легированием металла шва ниобием при отношении Nb С = 16 1. Титан, кремний и ванадий, которые ухудшают коррозионную стойкость в азотной кислоте, для этого, по-видимому, непригодны. Эта рекомендация, впрочем, не согласуется со сведениями о влиянии а-фазы, образующейся при распаде феррита, на стойкость стали в азотной кислоте. [c.146]

Легирование материалов алюминиевой заготовки кремнием, марганцем и другими элементами, а стали - ванадием, титаном, кремнием и никелем повышает энергию активации реакционной диффузии. Их влияние связано с затруднением образования зародышей в промежуточной фазе. Противоположное влияние оказывают углерод и марганец в стали. Повышенное содержание в определенных пределах в стали свободного кислорода и азота ведет к росту температуры начала образования интерметаллидов. Возникновение интерметаллидного слоя для каждой температуры начинается после некоторого критического времени, т.е. имеет место латентный период То, по прошествии которого интенсивно образуются интерметаллиды. Его зависимость от температуры можно записать так [c.187]

Когда содержание титана или ниобия находится на нижнем пределе по отношению к углероду, сталь не всегда стойка против межкристаллитной коррозии, особенно в условиях длительной службы деталей при умеренных температурах (500—800°). Это связано с влиянием азота, всегда присутствующего в стали, который связывает часть титана в нитриды, а такн<е с влиянием высокотемпературного нагрева, приводящего к растворению части карбидов хрома при последующем охлаждении карбиды выделяются по границам зерен, сообщая стали склонность к межкристаллитной коррозии. Поэтому перегрев стали при термической обработке (выше 1100°) или сварке считается вредным, особенно в тех случаях, когда соотношение между титаном и углеродом находится на нижнем пределе. [c.1368]

Любой способ обеспечивает стойкость сталей по отношению к МКК в большинстве коррозионных сред за исключением высокоагрессивных. Стабилизированные титаном или ниобием аустенитные стали получили наиболее широкое применение, упрощена технология изготовления сварных изделий из этих сталей, так как сварные соединения не нуждаются в термической обработке для восстановления стойкости по отношению к МКК. Участки зон термического влияния, нагревавшиеся в наиболее опасном дпя развития МКК интервале температур 500-750 °С, в стабилизированных сталях не теряют стойкости к МКК. Однако при проверках стойкости сварных соединений по методу ДУ установлено, что коррозионное разрушение сварных соединений происходит по основному металлу вблизи поверхности его сплавления с металлом шва. Разрушению подвергались зоны шириной не более 0,1 мм, расположенные по обе стороны от металла шва. Эту разновидность МКК называют ножевой коррозией. Причиной ножевой коррозии является растворение карбидов титана или ниобия в узкой зоне аустенита при сварке и вьщеление дисперсных частиц этих карбидов и карбидов хрома по границам зерен аустенита во время охлаждения сварного соединения. В концентрированных растворах азотной кислоты карбиды (типа МС) растворяются и коррозия развивается вдоль границ зерен. Для повышения стойкости сварных соединений к ножевой коррозии используют стали с пониженным (не более 0,08 %) содержанием углерода. Стали, стабилизированные ниобием, предпочтительнее, их стойкость к ножевой коррозии выше, чем сталей, стабилизированных титаном. [c.236]

Таким образом, влияние титана на прокаливаемость стали зависит от его содержания, от присутствия других элементов в стали и температуры закалки. Этим, по-видимому, и объясняется противоречивость данных о влиянии титана на прокаливаемость стали 1в литературе имеются данные и о том, что титан снижает (Крамер, Хафнер и Толеман) прокаливаемость, и о том, что он повышает ее (Крафте, Ламонт)]. [c.52]

Характер влияния азотной кислоты на нержавеющую сталь типа 18-8 с титаном в условиях, существующих на одном из химических заводов, описали Хилей и Литтл. Коррозионная стойкость основной части поверхности достаточно хорошая, но вблизи сварных швов может наблюдаться неглубокая бороздка вдоль зоны, находившейся в области температур 600— 750° по зоне же, достигавшей температуры 1300°, может проходить более заостренная расщелина. Стабилизирующий отжиг в течение 2 час. при 880° обычно предотвращает склонность к межкристаллитной коррозии, вызываемую нагревом в интервале температур 600—750°, но такая обработка может увеличить склонность к межкристаллитной коррозии, обусловленную нагревом при 1300°, если только соотношение между содержаниями титана и углерода не повысить до 7 1 более высокое соотношение дает лишь незначительное дальнейшее улучшение стойкости. Даже в случае склонности к межкристаллитной коррозии, причиной которой является нагрев при температуре 600—750°, это отношение должно превышать 4 1, что соответствует теоретической величине, вычисленной на основании предположения, что весь титан, содержащийся в стали, может быть использован на соединение с углеродом и выделение последнего из раствора в виде карбида Ti . фактически же необходимо учитывать те количества титана, которые расходуются на соединение с азотом [13]. [c.609]

Влияние титана неоднозначно и зависит, по-видимому, от конкретной микроструктуры сплава. В мартенситно-стареющих сталях титан входит в состав интерметаллида N13X1. В этих сталях, поведение которых при закалке отличается от поведения большинства других сталей, рассматриваемых в данном разделе, титан усиливает водородное охрупчивание [27, 28], даже если принять во внимание вероятное изменение предела текучести с повышением его содержания. В то же время в прочих ферритных и мартенситных сталях при широких изменениях концентрации титана, уровня прочности и микроструктуры наблюдалось, как правило, существенное повышение стойкости в средах, содержащих как Нг, так и НаВ [10, 19, 20, 28, 29]. Положительное влияние титана при этом объясняли его способностью ограничивать количество остаточного аустенита, что снижает и опасность последующего образования мартенсита [28, 30]. Однако, как показывают недавние результаты, главная роль титана, если он присутствует в виде примеси замещения или в форме мелкодисперсного равномерно распределенного карбида, заключается в том, что он действует как преимуществен- [c.55]

Автор кратко рассмотрел влияние на свойства жаропрочных сталей и сплавов осгшвных легирующих элементов — никеля и хрома, а также наиболее энергичных аустенитизаторов — азота, бора, углерода. Марганец, как уже отмечалось, в качестве аусте-нитизатора действует примерно вдвое слабее никеля. Поэтому при введении больших количеств марганца в состав жаропрочных сталей рекомендуется одновременно повышать содержание в них углерода или азота. По нашим данным весьма полезен в данном случае и бор. Сам по себе марганец, естественно, не повышает жаропрочности аустенитных сталей. Для максимального упрочнения твердого раствора Fe—Сг—Мп его легируют молибденом, вольфрамом, ниобием, ванадием, титаном [371 в присутствии углерода с азотом. В высокожаропрочных сплавах на никелевой основе содержание марганца обычно сильно ограничивают, например до 0,3—0,5%. Возможно, это связано с относительной легкоплавкостью (см. рис. 78, в) и малой жаропрочностью сплавов системы Ni—Мп. Правда, в последнее время в состав никелевых сплавов типа инконель вводят до 10% Мп [42]. [c.45]

Опыты показали, что все ферритообразующие элементы способствуют усилению превращения б ст. По степени влияния на интенсивность сигматизации двухфазных швов стали типа 18-8 ферритизаторы можно расположить в следующий убывающий ряд хром, титан, алюминий, ниобий, ванадий, молибден и кремний. Г. Г. Мухин и Н. Ю. Пальчук, исследовавшие влияние Сг, Si, Nb и Si -j- V на превращение б -> ст в ручных швах стали типа 18-8, пришли к выводу, что эти элементы вызывают превращение б -> сг. В исследованных ими швах нагрев при 850 " С не вызывает сигматизации. Они же впервые нашли, что при содержании в шве на стали типа 18-8 более 2% Nb длительный нагрев вызывает появление хрупкой Я-фазы, изоморфной (-фазы в швах с молибденом. Сигма-фаза в швах, содержащих более 2% Nb, не образуется. [c.150]

При сварке аустенитных сталей действие углерода проявляется по-разному, в зависимости от изменения его концентрации, а также композиции шва и содержания в нем легирующих примесей. При повышении содержания углерода в швах типа 18-8 от 0,06—0,08% до 0,12—0,14%, наблюдаемом, например, при сварке в Og, склонность к трещинообразованию может возрасти, причем склонность к трещинам заметно усиливается, если в шве содержится титан, ниобий и другие энергичные карбидообразователи. В этом случае вредное действие углерода связано с появлением по границам кристаллов аустенита легкоплавких карбидных звтектик ледебурит-ного типа. Иными словами, углерод в данных условиях действует так же, как при сварке углеродистых и низколегированных сталей. В связи с этим необходимо указать на недопустимость использования электродной проволоки со следами графитовой смазки на поверхности. Дальнейшее повышение содержания углерода, например до 0,18—0,20%. приводит к резкому усилению трещино-образования. В этом случае вредное влияние углерода усиливается вследствие аустенитизации структуры шва. В известном диапазоне концентраций углерод по своему действию уподобляется никелю — он способствует утолщению межкристаллитных прослоек (аустени-тизация) и снижению температуры их затвердевания. По мере дальнейшего увеличения содержания углерода в шве, по достижении определенной критической концентрации, влияние этого элемента на трещинообразова ние внезапно изменяется. Углерод из возбудителя горячих трещин превращается в средство их устранения [15, 25]. Изменение поведения углерода связано с измельчением структуры и увеличением количества эвтектической жидкости, которая, заполняя промежутки между кристаллами, залечивает горячие трещины. [c.198]

Отрицательное влияние ниобия на горячеломкость аустенитных швов тесно связано с характером его растворимости в никеле и железе. Ниобий, как и титан, способен давать легкоплавкую эвтектику с каждым из указанных элементов [22, 33]. В табл. 34 приведены данные о предельной растворимости и температуре эвтектики для бинарных сплавов никеля и железа с ниобием и титаном. Согласно нашим представлениям о природе кристаллизационных трещин, можно ожидать, что в тех случаях, когда шов содержит относительно мало никеля, т. е. представляет собой аустенитную сталь, наибольшую опасность должен представлять ниобий, а не титан. В пользу такого утверждения говорит относительно более низкая растворимость ниобия в л<елезе по сравнению с никелем и более низкая температура эвтектики в системе Fe—Ni по сравнению с эвтектикой Fe—Ti. Наоборот, при сварке высоконикелевых аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе следует ожидать отрицательного действия скорее титана, а не ниобия. В пользу этого утверждения говорит относительно более низкая температура эвтектики в системе N1—Ti по сравнению с эвтектикой Ni—Nb. Практика сварки аустенитных сталей, в общем, подтверждает эти предположения. При сварке сталей типа 18-8 ниобий опаснее титана. При сварке сталей с соотношением содержаний хрома и никеля, равным или меньшим единицы, например при сварке стали ЭИ696 (Х10Н20Т2), большую опасность представляет титан, а не ниобий. [c.209]

При дальнейшем нагреве выше критических точек и происходит рост аустенитных зерен. Рост зерна аус-тенита при нагреве стали оказывает большое влияние на результаты термообработки, главным образом закалки. Размер зерна при комнатной температуре, который получен в стали в результате того или иного вида термической обработки, называют действительным зерном. Размер действительного зерна зависит от размера зерна аустенита. Обычно чем крупнее зерно аустенита, тем крупнее действительное зерно. Сталь с крупным действительным зерном имеет пониженный предел прочности, пониженную ударную вязкость и склонность к образованию трещин, поэтому при термообработке всегда стремятся к получению мелкого зерна. По склонности к росту аустенитного зерца при нагреве все стали делят на наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые. В наследственно крупнозернистых сталях размер зерна быстро увеличивается даже при небольшом нагреве выше критических точек. В наследственно мелкозернистых сталях при значительном нагреве сохраняется мелкое зерно. На процесс роста зерен в углеродистой стали оказывают влияние температура и продолжительность нагрева, содержание углерода в стали, способы раскисления, применяемые при выплавке стали. Кипящие стали являются, как правило, наследственно крупнозернистыми, а спокойные — наследственно мелкозернистыми. Введение легирующих элементов, за исключением марганца, тормозит рост зерен аустенита при нагревании. Наиболее энергично тормозят рост зерна карбидообразующие элементы титан, ванадий, вольфрам, молибден и хром. Наследственно мелкозернистые стали позволяют использовать расширенный интервал закалочных температур и облегченные условия нагрева стали. [c.113]

Приведенные результаты показывают, что при выборе углеродистой стали в качестве конструкционного материала для деталей, подвергающихся гидроэрозии, следует отдавать преимуш,ество качественным доэвтоидным сталям с повышенным содержанием углерода (например, стали 35, 40 и 45). Эти стали после соответствующей термической обработки обладают высоким сопротивлением струеударному воздействию. Однако их низкая коррозионная стойкость не позволяет рекомендовать их для изготовления деталей, работающих в условиях постоянно действующей агрессивной среды. В этих условиях влияние электрохимической коррозии настолько велико, что применение таких сталей становится невыгодным. Хорошие результаты получают в случае, если поверхность деталей, изготовленных из углеродистых сталей, можно защитить от электрохимической коррозии нанесением диффузионных покрытий (например, хромом или титаном). [c.130]

Титан (несмотря на свое сильное влияние на увеличение твердости), количество которого в стали обычно составляет не более 0,8%, образует с имеющимися в стали углеродом и азотом Ti и TiN, которые значительно снижают пластичность и способствуют усилению свойств анизотропии. Дальнейшее увеличение количества титана в стали целесообразно только при минимальном содержании углерода, азота, кислорода, серы и фосфора. В противном случае резко уменьшается вязкость. Для этих сталей уже не эффективен ни вакуумный, ни электрошлаковый переплав. Влияние молибдена и кобальта с точки зрения вязкости наиболее йредпочтительно уменьшается скорость диффузии некоторых легирующих компонентов по [c.258]

После закалки и отпуска при 240 и 450 С все исследуемые стали приобретают структуру отпущенного мартенсита и троостита соответственно. В сталях, содержащих 0,2% С, структура после закалки образована в основном реечным (пакетным) мартенситом. Повышение в стали содержания углерода до 0,4% сопровождается увеличением в структуре доли пластинчатого (двойникованного) мартенсита. Влияние титана и бора на структуру сталей, выявляемую с помощью светового микроскопа, практически не заметно. Исключение составляют лишь возникп1ие в результате легирования титаном крупные (размером 0,09-0,21 мкм) нитриды титана TiN (рис. 5.75). Такие частицы весьма редко встречаются в сталях без титана. Введение титана и бора в сталь незначительно влияет на прочность стали при растяжении (см. табл. 5.12). [c.306]

К а-тптановым относят сплавы, структура которых представлена в основном а-фазой. Основным легирующим элементом этих сплавов является алюминий. Оказывая весьма благоприятное влияние на свойства титана, алюминий обладает следующими преимуществами перед остальными легирующими компонентами. Он широко распространен в природе, доступен и сравнительно дешев. Удельный вес алюминия значительно меньше удельного веса титана, поэтому при введении алюминия уменьшается удельный вес сплавов и повышается их удельная прочность по удельной прочности а-титановые сплавы превосходят большинство нержавеющих и теплостойких сталей при температурах до 400—500° С. Жаропрочность и сопротивление ползучести сплавов титана с алюминием выше, чем у остальных сплавов с такой же степенью легирования титан с а-структурой является лучшей основой для сплавов, работающих при повышенных температурах, чем титан с Р-структурой. Алюминий повышает модуль нормальной упругости, способствуя повышению устойчивости изделий из титана. Двойные сплавы титана с алюминием, содержащие до 6% А1, термически стабильны и не охрупчиваются при нагреве до температур 400—500° С. Сплавы титан — алюминий коррозионноустойчивы при довольно высоких температурах и слабо окисляются это позволяет проводить горячую обработку титана с алюминием при более высоких температурах, чем нелегированного титана. Весьма ценным свойством сплавов титана с алюминием является их хорошая свариваемость эти сплавы даже при значительном содержании алюминия однофазны и поэтому не возникает охрупчивания в материале шва и в околошовяой зоне. [c.412]

Так, например, в работе [7] изучали влияние малых добавок титана (0,016—0,29%) на прочностные и коррозионные свойства металла швов ПС из стали 08Х18Н10 после старения в гелии и азоте. Для этой цели были выполнены два шва ПС с градиентом легирования титаном соответственно 0,04 и 0,05%/см. Допустимые погрешности определения содержания титана химическим методом в интервалах его концентрации 0,05—0,10 % 0,10—0,20 % и 0,20— 0,50 % составляют по ГОСТ 12356—81 соответственно 0,015 0,025 и 0,04%. Для механических испытаний по ГОСТ 1497—73 поперек металла швов вырезали образцы на растяжение типа III с диаметром рабочей части 3 мм. Изменение содержания титана по диаметру таких образцов, изготовленных из металла ПС, было меньше допуска на точность определения содержания этого элемента. [c.36]

В дальнейшем с применением экспериментально-расчетного метода определения содержания МЛЭ в металле и ускоренного безобразцового метода определения его механических свойств по показателям твердости [24] в НПО ЦНИИТмаш была выполнена большая работа по исследованию влияния микролегирования ванадием, титаном, цирконием, церием и бором на структуру и механические свойства стали типа 10ГН2М после двух видов ее термической обработки. Установлено, что наиболее благоприятное влияние на эту сталь оказывает церий. Определен диапазон его оптимального содержания в металле. В последнее время церий используют при изготовлении стали. Некоторые результаты этого исследования приведены на рис. 68 и 69. Без применения металла ПС такая работа была бы невыполнима по точности и объему. [c.65]

На рис. 116 показано влияние титана и температуры отпуска на склонность к охрупчиванию стали 0Х22Н5 в зависимости от содержания в ней хрома и никеля и продолжительности отпуска. В наибольшей степени охрупчивание наблюдается у стали, содержащей никель на нижнем пределе, а хром и титан — на верхнем, при отпуске в течение 100 ч. После отпуска продолжительностью 100 ч у ряда плавок отчетливо выявились два интервала хрупкости — при 450—500° С и 650—700° С после короткого отпуска — в течение 1 ч — более резкое снижение ударной вяз- [c.180]

В новой диаграмме структурного состояния по оси абсцисс отложены эквиваленты ферритообразования всех легирующих элементов по отношению к хрому, а по оси ординат — всех легирующих элементов по их влиянию на температуру мартенситного превращения. Эквиваленты приняты на основании анализа многочисленных литературных источников, которые, к сожалению, дают неодинаковые значения. Поэтому некоторые из приведенных в диаграмме эквивалентов будут в дальнейшем уточняться. Сочли целесообразным (что подтвердилось экспериментально) ввести переменные эквиваленты фер-рито- и мартенситообразования для углерода и азота и для ферритообразования никеля в зависимости от содержания этих элементов в стали. Титан следует учитывать только тот, который находится в твердом растворе, а уг- [c.143]

Высококоэрцитивное состояние сплавов этой системы возникает в результате распада твердого раствора а и является промежуточным при переходе от гомогенного Твердого раствора к метастабильному состоянию. Поэтому фазовая и химическая неоднородность твердого раствора а оказывает влияние на кинетику распада и возникновение про.межу гичных фаз. В этой связи следует отметить выпадение по границам зерен в сплавах ЮНДКТ при содержании титана более 5% высокотемпературной метастабильной х-фазы [3-7] при нагреве в интервале 1240—1280°. Морфология этой фазы отличается от V (а.у)-фазы, образующейся в сплавах этого типа при 1200—850° ГЦК решетка этой фазы сохраняется при комнатной температуре. Появление в структуре сплава у -фазы приводит к необратимому снижению магнитных и механических свойств аналогично явлению пережога в сталях. Температурный интервал однофазности а-твердого раствора расположен между областями а+х и а+у- У.-фаза обогащена титаном за счет соседних участков а-раствора, ее выпадению способствует медь и препятствует алюминий. Предполагается, что стабилизация ГЦК структуры /-фазы связана с микросегрегацией углерода по границам зерен. [c.117]

Если по каким-либо условиям в наплавленном металле не допустимо содержание первичного феррита, то прибегают к целому ряду других средств снижают в металле шва содержание фосфора, кремния и серы, повышают содержание углерода, титана и ниобия применяют различные технологические меры, обеспечивающие уменьшение доли участия основного металла в шве и уменьшение коэффициента формы проплавления применяют фторидные флюсы и др. Основной особенностью требований, предъявляемых к сварным соединениям из стали Х18Н9Т, является высокая стойкость против межкристаллитной коррозии. При воздействии на сталь критических температур (650—850° С) на границах зерен выпадают комплексные карбиды хрома и железа. Вследствие этого пограничные слои зерен обедняются хромом (ниже 10—12%), что приводит к снижению коррозионной стойкости металла. Такое явление наблюдается в зоне тер.мического влияния сварного соединения. Для борьбы с межкристаллитной коррозией в околошовной зоне применяют снижение содержания углерода в основном металле до 0,02—0,03% легирование стали титаном или ниобием, которые имеют большее сродство к углероду, чем хром некоторые виды термообработки (закалка,. стабилизирующий отжиг) и др. [c.176]

В приведенных выше формулах для упрош ения пренебрегается влиянием азота [200]. Его содержание в хромоникелевых сталях редко превышает 0,05% и колеблется в пределах 0,02—0,03%. Но даже повышенное содержание азота (около 0,2%) не влияет на сйлонность к межкристаллитной коррозии [97, 104]. Это нельзя распространить на стабилизированные стали. Неблагоприятное действие азота в сварных швах сталей, стабилизированных титаном, объясняется его отрицательным влиянием на способность титана или других карбидобразующих элементов образовывать карбиды, оказывающие стабилизирующее действие. Но при малых количествах азота наблюдалось положительное влияние, вызванное измельчением и соответствующей дезориентацией микроструктуры наплавленного металла при одновременном уменьшении содержания феррита [240]. [c.85]

Если принять во внимание, что молибден в твердом растворе по сравнению с хромом более существенно способствует пассивации, то величина коэффициента Ъ должна быть выше единицы. Об этом свидетельствует и тот факт, что для стабилизации стали 1Х18Н10М2Т достаточна присадка титана из расчета % Ti = 4 (%С) [244] Таким образом, молибден также способствует стабилизации, хотя и менее эффективно, чем титан, так как комплексные карбиды с молибденом растворяются в аустените уже при 1100° С. Однако в сталях типа 1Х18Н9Б, модифицированных молибденом, обнаружена большая растворимость карбидов ниобия. Коэффициент Ъ можно принять равным 1,7, исходя из того, что границы зерен обеднены хромом ниже границы пассивации. Эта величина получена путем сравнения влияний хрома и молибдена на критическую плотность тока пассивации для стали типа Х18Н12М2, с учетом эффективности молибдена, снижающейся при падении содержания хрома [155]. [c.86]

Итак, стабилизированные стали должны содержать достаточное по отношению к углероду количество карбидобразующего элемента (достаточная стабилизация), который должен связать углерод в специальные карбиды и этим сделать невозможным выпадение карбидов хрома. В этом случае стали ведут себя приблизительно так, как если бы они почти совсем не содержали углерода. Напомним (см. 4.1), что стабилизация стали 1Х18Н9 титаном и ниобием в соответствии с эмпирическими формулами, приведенными выше (табл. 18), в большинстве случаев полностью подавляет склонность к межкристаллитной коррозии того типа, который проявляется у нестабилизированных сталей после сварки (см., например, рис. 31). Изделия, изготовленные с применением сварки из правильно стабилизированных сталей [226, 244], оказываются и без последующего отжига стойкими к межкристаллитной коррозии в зонах, подвергшихся термическому влиянию. Однако, при более длительных выдержках в условиях критических температур и стабилизированные таким образом стали становятся также в различной мере склонными к межкристаллитной коррозии в зависимости от степени стабилизации. Действительно, ранее было установлено, что растворяющий отжиг при температуре 1150° С уже может оказать влияние на стойкость стали с более низким содержанием титана и ниобия. При этой температуре еще не может произойти значительный рост зерна, поэтому увеличение количества карбидов хрома, выделяющихся по границам зерен в зоне термического влияния сварного соединения, нельзя в этом случае объяснить только уменьшением всей поверхности границ за счет роста зерна. Точно так же гипотеза о значительной поверхностной активности углерода по отношению к хромоникелевому аусте-ниту, основанная на современных представлениях о роли поверхностных слоев кристаллов твердого раствора при термообработке поликристаллических веществ и очень хорошо описывающая распределение углерода в аустените, не объясняет процесс освобождения связанного в специальном карбиде углерода во время растворяющего отжига при высоких температурах. Чтобы в поверхностных слоях аустенитных зерен могла повыситься концентрация углерода, прежде всего должна произойти диссоциация присутствующих в структуре карбидов титана, ниобия или тантала, а для этого углерод и карбидобразующий элемент должны перейти в твердый раствор. Реально ли это с термохимической точки зрения, можно вывести [c.128]

Влияние химического состава весьма значительно. Фосфор, марганец, кремний, хром, алюминий, ванадий (а также никель и медь в присутствии хрома и марганца) увеличивают склонность стали к обратимой хрупкости. Титан, цирконий, азот (а также никель и медь — в отсутствие других легирующих элементов) не влияют на нее. Молибден и вольфрам уменьшают склонность к обратимой хрупкости. Наиболее сильно влияет на развитие обратимой хрупкости фосфор, даже при небольшом содержании его в стали [116, 120, 109, 117, ПО]. При 1ВЫС01КОМ содержании фосфора (0,1—0,2 /о) сталь, вязкая после закалки и высокого отпуска, становится хрупкой после вылеживания в течение нескольких часов на воздухе. Описанное явление обратимо [118, 119, 109]. Сталь с предельно низким содержанием фосфора и марганца практически нечувствительна к хрупкости [109]. Марганец в количестве выше 0,5% придает углеродистой стали чувствительность к обратимой хрупкости [109], однако содержание этого элемента, вызывающее хрупкость, зависит от содержания фосфора [120, ПО]. [c.704]

Поверхность реза хромоникелевой стали, выполненного струей аргоновой пл азмы, имеет литой слой глубиной 0,2—0,5 мм. Протяженность зоны влияния с измененным зерном составляет 0,9 мм. На поверхности реза наблюдается изменение химического состава металла. Особенно заметно выгорает титан, содержание которого в поверхностных участках сокращается в 2—3 раза. Однако механические свойства и склонность к межкристаллитной коррозии сварных швов, выполненных по кромкам, подготовленным плазменной резкой без последующей обработки, практически равноценны соответствующим характеристикам соединений, сваренных по кромкам, подготовленным фрезерованием. Аналогичные результаты получают при резке аргоно-азотной плазмой и при резке аустенит-ных сталей проникающей дугой. Резке проникающей дугой в аргоне и аргоно-азотных смесях соответствует зона термического влияния глубиной 0,3—0,75 мм. В поверхностной пленке толщиной 0,005—0,35 мм наблюдается дендритная структура литого металла. Литой поверхностный слой после резки в азоте л азотно-аргоновых смесях приобретает повышенную твердость. Здесь обнаруживаются тугоплавкие соединения, содержащие окислы и нитриды, которые могут затруднять процесс последующей сварки. В то же время швы, сваренные под флюсом АН-26 по необработанным кромкам, разрезанным проникающей дугой, по коррозионной стойкости равноценны швам, сваренным после механической подготовки кромок. 140 [c.140]

На коррозионную стойкость сталей типа Х18Н10 положительное влияние оказывают добавки молибдена—обычно 2—4% (стали Х17Н13М2Т и Х17Н13МЗТ). Поскольку молибден способствует росту количества ферритной фазы, для получения аустенитной структуры необходимо повышение содержания никеля в стали. Добавление молибдена не только увеличивает общую коррозионную стойкость стали, но также снижает склонность к межкристаллитной коррозии. Для устранения склонности к межкристаллитной коррозии хромоникельмолибденовая сталь легируется либо титаном, либо ниобием. В табл. 8 приведен химический состав [c.44]

Влияние карбидов на свойства легированных сталей. Карбиды являются наиболее важной второй фазой большинства сталей. Содержание углерода в большинстве конструкционных сталей в 10 - 100 раз превышает содержание азота. При N s 0,008 % азот либо связьшается алюминием, образуя нитрид A1N, либо вместе с углеродом образует карбонитри-ды. Карбидообразующими элементами в сталях являются железо, марганец, хром, молибден, вольфрам, ванадий, ниобий, титан, цирконий. Они приведены в порядке возрастания их активности при образовании карбидов. Они являются переходными металлами с незаполненной полностью -электронной оболочкой атомов и поэтому активно взаимо- [c.27]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...