Аустенит Распределение в стали после

Структура стали 9Х (исходное состояние — зернистый перлит) после термомеханической обработки с деформацией путем винтового протягивания представляет собой мелкокристаллический мартенсит, карбид и остаточный аустенит. Возрастание температуры деформации с 900 до 1000° С увеличивает размер кристаллов мартенсита. С повышением скорости протягивания в диапазоне от 0,25 м/мин до 0,75 м/мин при постоянных температуре деформации 900° С и степени деформации 15% изменяется распределение остаточного аустенита. При малых скоростях деформации остаточный аустенит наблюдается в виде отдельных, неравномерно распределенных областей, а при повышенных его распределение более равномерно по всему объему упрочненного слоя. С увеличением степени деформации от 5 до 15% возрастает количество остаточного аустенита, растет дисперсность мартенсита, более равномерно распределяются карбиды. [c.399]

При нагревании заэвтектоидных сталей, имеющих обычно структуру феррита и перлита, образуется не только аустенит, но и цементит. После охлаждения стали с критической скоростью аустенит превращается в мартенсит, а избыточный цементит остается. Таким образом, структура закаленной заэвтектоидной стали состоит из мартенсита и цементита в виде мелких равномерно распределенных карбидов. [c.29]

Относительно большая плотность распределения карбидов в основном веществе этих сталей не может быть объяснена выделением только на дислокациях, существующих после растворяющего отжига и быстрого охлаждения. Кристаллографическая ориентация карбидов, идентифицированная электронной дифракцией в аустените перед сенсибилизацией, как [110], не соответствует наличию дислокаций вдоль направления [110]. Значит, дислокации образуются во время роста частиц карбидов, а на вновь образовавшихся дислокациях выделяются следующие карбиды. Этим механизмом можно объяснить значительные выделения карбидов в основном твердом растворе при относительно высокой плотности их распределения, если содержание углерода в стали достаточно велико. [c.63]

В интервале 460—500° С между перлитным и бейнитным областями аустенит настолько устойчив, что не распадается даже после очень длительной выдержки (см. рис. 76). Аустенит устойчив также при температурах несколько выше М , однако в меньшей степени, чем при 460—500° С. Так как сталь заэвтектоидная, в процессе аустенизации при 860° С растворяются не все карбиды. В закаленных образцах видны маленькие частички этих карбидов, распределенные в мартенситной матрице неравномерно (ф. 454/7, 8). [c.50]

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]

Для переохлаждения аустенита до температуры мартенситного превращения необходимо быстрое охлаждение в интервале температур, в котором аустенит менее всего устойчив (200-400 °С). Поэтому большое влияние на закаливаемость стали оказывает закалочная среда. После погружения изделия в закалочную среду вокруг него образуется паровая рубашка, которая затрудняет теплоотвод и затрудняет равномерное охлаждение изделий, остаточная пористость снижает теплопроводность спеченной стали. Следствием этого является появление закалочных трещин и неравномерное распределение внутренних напряжений. В качестве закалочных сред для порошковых сталей используют воду и масло. [c.106]

Что такое микроструктура металла Если вырезать образец рельсовой стали, отшлифовать его, протравить раствором азотной кислоты в спирте, а затем рассмотреть этот шлиф через микроскоп, то будет видна его микроструктура. Она может быть различной то равномерное или неравномерное распределение черных и белых пятнышек, то какое-то игольчатое строение и т, д. При этом различают структуры аустенит, мартенсит, сорбит и т, д. Оказывается, что качество рельсов значительно возрастает после их закалки. Лучшими свойствами (износостойкостью и вязкостью) обладают структуры сорбит закалки и троостит закалки. [c.37]

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]

На фиг. 96 дана схема подобного распределения на ней струк турных составляющих. Здесь наглядно видно, что после затвердева ния в сталях получается один аустенит (пунктирная штриховка) а в чугунах — аустенит с ледебуритом. На горизонтали при 723 все, что было аустенитом, переходит в перлит (штриховка под пла стинчатый перлит). Здесь же видно, как структура заэвтектоидной стали при переходе за 1,7% С сменяется структурой чугуна с ледебуритом. [c.122]

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]

Структура образца в исходном состоянии (ф. 461/5) позволяет выяснить причину такого вырождения перлита. В исходном состоянии структура состояла из крупнопластинчатого и грубозернистого перлита. После травления в пикрате натрия зернистый перлит образует сетку вокруг участков пластинчатого перлита (ф. 461/6). Как указывалось, в исходном состоянии сталь отожжена на зернистый перлит, но так как ее структура отличается от обычного зернистого перлита (см. ф. 461/1), то можно предположить, что отжиг проводился гораздо выше Af. и произошло частичное превращение в аустенит. Из свободных от остаточных карбидов аустенитных областей при охлаждении появился пластинчатый перлит. Эти области были окружены сеткой аустенита с остаточными карбидами. При распаде аустенитной сетки в процессе охлаждения эвтектоидный карбид выделился на частицах остаточного карбида и образовалась аномальная структура. В результате нагрева при 815° С в течение 15 мин растворяется лишь часть цементитных пластин (ф. 462/1). Вместе с большими карбидными частицами можно видеть и более мелкие выделения, распределение которых соответствует исходному расположению цементитных пластин. В процессе превращения при 505° С часть перлитных карбидов выделилась на остаточных карбидах в соответствии с расположением исходных перлитных пластин (ф. 461/7). Совершенно другая структура возникает, если образец, который был отожжен неправильно (ф. 461/5), снова аустенизируется при 815° С в течение 16 ч для полного растворения перлитного карбида. В результате полной гомогенизации превращение при 505° С начинается позднее. При этом образуется только небольшое количество бейнита и перлита при полном отсутствии исходного пластинчатого перлита. Остаточный аустенит превращается в мартенсит (ф. 462/3). [c.52]

Оптимальное сочетание прочности и износостойкости упрочненных слоев, а также прочности и вязкости сердцевины имеют цементуемые стали с С = 0,10 н- 0,25 % (табл. 7.1). После насыщения поверхности углеродом или одновременно углеродом и азотом детали подвергают закалке и низкому отпуску. Упрочненный слой должен иметь толщину не менее 0,5-0,6 мм. Толщиной слоя принято считать сумму толщин заэвтектоидной, эвтектоид-ной и переходной зон. Несущая способность детали определяется эффективной толщиной слоя, в которой С > 0,4 %. На внутренней границе этой зоны твердость равна 50 HR g, а на поверхности детали твердость должна быть равна 56-63 HR g. Для того чтобы в упрочненном слое распределение углерода по толщине было равномерным, используют диффузионное выравнивание. Оптимальная структура упрочненного слоя представляет собой мар-тенситную матрицу с содержащимися в ней карбидами и остаточным аустенитом. Карбиды располагаются в виде мелких округлых частиц в заэвтектоидной зоне слоя на глубине 0,1-0,25 мм от поверхности. Эти карбиды увеличивают сопротивление деталей изнашиванию. Остаточный аустенит ускоряет приработку зубчатых пар, а в деталях под нагрузкой способствует релаксации напряжений, снижая их максимум. В этом отношении особенно эффективен азотистый аустенит, получаемый при нитроцементации. Допустимое количество остаточного аустенита определяется условиями эксплуатации деталей при 10-15 % он не сказывается существенно на долговечности зубчатых колес, при количестве около 40 % — снижает контактную выносливость тя-желонагруженных зубчатых колес. [c.100]

После закалки на аустенит с 1100 С в воде все три стали имеют типично аустенитную структуру, а стали с титаном имеют еще небольшое количество равномерно распределенных карбони-тридов. [c.605]

Высокие жаропрочные свойства аустенитных сталей достигаются специальной термообработкой. Для сталей первого типа — это закалка на аустенит, для сталей второго и третьего типов — закалка и старение (отпуск). Закалка должна обеспечить однородность распределения углерода и легирующих элементов в матрице, а старение — выделенле в матрице дисперсных карбидов или интерметаллидов. Сохранение этого состояния упрочняющей фазы при последующих (после старения) технологических операциях изготовления изделия, в том числе и при сварке, является условием сохранения жаропрочности. Разумеется, и эксплуатационный нагрев не должен привести к изменению состояния упрочняющей фазы. Поэтому старение после закалки обычно осуществляют при температуре, близкой к температуре эксплуатации изделия. [c.262]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...