Перераспределение легирующих элементов

Бейнитное превращение не сопровождается перераспределением легирующих элементов, происходит перераспределение только углерода, поэтому влияние легирующих элементов на скорость бейнитного превращения невелико (а если и проявляется, то н сторону ускорения превращения, хотя и не всегда). [c.356]

Промежуточное превращение не связано с перераспределением легирующих элементов, поскольку отсутствуют диффузионные перемещения. [c.105]

Перераспределение легирующих элементов и примесей в сталях при высокотемпературном сварочном нагреве — сложный диффузионный процесс, который может приводить как к снижению, так и повышению МХН. После завершения аустенитизации внутри зерен аустенита существует неравномерное распределение легирующих элементов и примесей, особенно углерода и карбидообразующих. Углерод концентрируется в местах, где ранее располагались частицы цементита, а также на участках зерна, где находятся еще не полностью растворившиеся специальные карбиды. Для сталей обыкновенного качества и качественных после горячей обработки давлением (прокатки, ковки) характерна начальная химическая неоднородность, связанная с волокнистой макроструктурой и полосчатой микроструктурой. Волокнистая макроструктура образована строчками раздробленных и вытянутых вдоль направления деформации неметаллических включений (сульфидов, оксидов, фосфидов). В зоне строчек имеет место повышенное содержание S, Мп, О2, Si, Р, А1. Полосчатая микроструктура вызвана более высокой концентрацией углерода в осях [c.514]

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]

ПО режиму П1, микротвердость поверхностных слоев значительно повышалась. Наряду с этим общая глубина диффузионного слоя уменьшалась. Изменение диффузионного слоя и величины микротвердости связаны с химическими процессами на границе контакта покрытия и сплава и перераспределением легирующих элементов сплава в поверхностных слоях при температуре испытаний образцов [2, 3]. Этим, очевидно, можно объяснить уменьшение скорости ползучести на установившемся участке при испытаниях [c.210]

В процессе борирования происходит перераспределение легирующих элементов между слоем и основным металлом. Углерод, хром, вольфрам и молибден диффундируют из слоя в основной металл, а никель, марганец и кремний обогащают борированный слой, мигрируя из основного металла к слою. Встречный поток атомов кремния и углерода приводит к обогащению ими переходной зоны от боридов к металлу. [c.43]

Состав и свойства формирующегося при трении поверхностного слоя медных сплавов определяются в основном количеством легирующего элемента и его распределением в сплаве. Движущими силами направленного к поверхности диффузионного потока атомов металла в рабочих микрообъемах являются характер распределения температуры и давления по глубине активного слоя и процесс селективного растворения, который имеет место при трении в условиях ИП. Фактор перераспределения легирующих элементов в процессе трения можно . -. - -оценить по изменению параметра кристаллической решетки. [c.23]

При трении медных сплавов в первую очередь происходит процесс перераспределения легирующих элементов, который в значительной мере определяет механизм поведения металла в зоне контакта. Эффект избирательного растворения легирующих элементов играет важную роль в период формирования пленки меди в зоне контакта. В процессе длительных испытаний, когда пленка меди на поверхности сформирована, в механизме трения определяющая роль принадлежит процессу диффузионного перераспределения основных легирующих элементов в поверхностных слоях контактирующих металлов. При этом на примере оловянистой бронзы замечено, что перераспределение легирующих элементов может привести к образованию новых фаз, которые вызовут изменение в механизме трения и разрушение поверхности вплоть до катастрофического износа. [c.26]

Существенную роль в формировании механических свойств Сг—Мо—V сталей играет перераспределение легирующих элементов [c.105]

Особенности формирования структуры титана при р а-пре-вращении в основном присущи а- и а + р-сплавам. Однако присутствие легирующих элементов привносит и определенные изменения в характер микроструктуры сплавов как при медленном, так и быстром охлаждении из Р-области. При медленном охлаждении рост пластинчатых кристаллов а-фазы в р-матрице сопровождается (в известной мере и контролируется) диффузионным перераспределением легирующих элементов р-стабилизаторы из растущих а-кристаллов диффундируют в р-матрицу. В итоге медленного охлаждения в пределах исходного р-зерна возникают [c.12]

Изменения размера карбидных частиц связаны главным образом с диффузией углерода в феррите. Диффузионное перераспределение легирующих элементов между фазами является вторичным процессом, следующим за перемещением атомов углерода. Введение легирующих элементов изменяет главным образом величину диффузионных констант углерода в феррите. [c.246]

Очевидно, в интервале температур до 300° С в сплаве ВТЗ-1 не происходит диффузионных процессов, которые, как известно, способствуют разупрочнению сплавов. Начиная с 400° С и выше при длительном воздействии те.ч-ператур и напряжений в сплаве протекают диффузионные процессы, связанные с перераспределением легирующих элементов между а- и р-фазами, что в свою очередь снижает сопротивление ползучести и длительную жаропрочность. [c.79]

Таким образом, изменение фазового состава и структуры сплава ВТЗ-1 в процессе длительного нагрева при 400 и 450° С связано с перераспределением легирующих элементов между а- и р-фазами, уменьшением количества р-фазы и обогащением р-стабилизирующими элементами. [c.237]

На основании анализа химического состава р-фазы, а также положения и интенсивности рентгеновских линий (012), (010), (002) и (001) а-фазы и (011), (002) р-фазы установлено, что после длительных испытаний при повышенных температурах образцов, имеющих различную исходную термообработку, происходит перераспределение легирующих элементов между а- и р-фаза-ми. При этом наблюдается распад р-фазы и увеличение концентрации р-стабилизирующих элементов в остаточной р-фазе. Распавшаяся часть р-фазы переходит в а-фазу, отдавая избыточные атомы р-стабилизирующих элементов остаточной р-фазе. [c.241]

В работе [744] показано, что в поверхностных слоях хромоникелевой стали типа 18-8 и некоторых жаропрочных никелевых сплавов (нимоник 80, нимоник 75, нихром D) при нагреве их до высоких температур в атмосфере воздуха происходит перераспределение концентрации легирующих элементов (рис. 363). Это перераспределение легирующих элементов в поверхностных слоях может привести к изменению различных свойств сталей (потере коррозионной стойкости, жаропрочности и др.) и должно учитываться при эксплуатации [13]. [c.663]

Нагрев до умеренных температур (отвечающих промежуточной области). Явления такие же, как и в случае нагрева в перлитной области, но вся структура гораздо тоньше прн нагреве 400 °С. В легированных сталях — некоторое перераспределение легирующих элементов. [c.83]

Присутствие б феррита понижает мартенситную точку так как при его образовании происходит перераспределение легирующих элементо и у фаза обогащается аустенитообразующими элементами [c.282]

Изменение параметра решетки в первую очередь свидетельствует о перераспределении легирующих элементов в поверхностных слоях сплава при трении, диффузионные процессы при трении способствуют глубоким структурным превращениям в поверхностных слоях твердых тел и являются одним из ведущих звеньев в механизме контактного взаимодействия [37]. Закономерности кинетики [c.280]

Следовательно, в одних сталях перлитному превращению предшествует перераспределение легирующих элементов, в других нет. [c.10]

Исследование кинетики упрочнения стали показало, что после старения при температуре 390 °С твердость падает, а при более высокой температуре, наоборот, увеличивается (рис. 5.21). Уже на начальных этапах старения наблюдается интенсивное упрочнение. Это связано с процессами перераспределения легирующих элементов и природой стареющего мартенсита, имеющего высокую плотность дефектов упаковки. Повышение температуры старения увеличивает диффузионную подвижность атомов и количество дисперсных частиц новой фазы. Старение при 520 °С в течение 6 ч приводит к наиболее эффективному упрочнению. При этом ударная вязкость сохраняет высокие значения при температуре 77 К. [c.369]

При frnsKOT MnepaTypno.M отпуске легированных сталей диффузионного перераспределения легирующих элементов не происходит, поэгому выделяю1циеся частиц карбидов имеют такое же среднее содержание, 1сгирующ,их элементов, как и в мартенсите. [c.185]

Влияние легирующих элементов на параметры кристаллизации при перлитном превращении объясняется изменением межпластиночного расстояния в перлите и, следовательно, диффузией при росте перлита изменением скорости диффузии С в аустените и необходимостью диффузионного перераспределения легирующих элементов. [c.101]

На участке полной перекристаллизации (рис. 13.17,/б) в металле проходят процессы аустенитизации, роста зерна и перераспределения легирующих элементов и примесей. Аустенитиза-ция — переход Fe,. Fe . Этот переход для доэвтектоидных сталей происходит в интервале температур, причем в условиях неравновесного сварочного нагрева с большими скоростями он начинается и заканчивается при температурах более высоких, чем равновесные Ad и При нагреве до температур начала аустенитизации сталь получает структуру феррито-перлито-карбидной смеси. Переход в аустенитное состояние представляет собой фазовое превращение диффузионного типа. Превращение начинается на участках перлита. Зародыши аустенита образуются на межфазных поверхностях феррит—цементит. Поскольку на каждом участке перлита возникает несколько зародышей аустенита, превращение Fea-> Fe приводит к измельчению зерна. При росте зародышей зерен аустенита вместе с перестройкой ОЦК решетки в ГЦК решетку возникает новая кристаллографическая ориентация последней. В результате исчезают границы бывших аусте-нитных зерен и образуются новые границы при стыковке растущих зерен. После завершения этого процесса образуются так называемые начальные зерна аустенита. Чем дисперснее исходная структура стали, т. е. чем больше межфазная поверхность, на которой образуются зародыши зерен аустенита, тем меньше размер начального аустенитного зерна. [c.512]

В сплавах системы А1—Mg (например, АЛ8, АЛ23, АЛ27-1) при давлении измельчается структура как твердого раствора, так и р-фазы. Наряду с этим происходит перераспределение легирующих элементов в сплаве, что приводит к изменению субмикроструктуры, постоянной кристаллической решетки твердого раствора и т. п. [c.123]

На рис. 5, а и б представлена типичная кривая изменения концентрации алюминия, а также никеля, хрома и железа (качественная картина) по глубине алитированного слоя для двух режимов алитирования (температура 960 и 1150° С, время 10 час.). Одновременно приводится микротвердость исследуемой зоны. При уменьшении нродолнштельности алитирования распределение алюминия, никеля, хрома и железа аналогично приведенному на рис. 5, а и б. Ход концентрационной кривой позволяет выделить несколько зон, которые по своим линейным размерам совпадают с размерами зон, определенными с помощью мета.л-лографического анализа. Таким образом, по роду кривых можно определить концентрацию компонентов алитированной стали в любом участке исследуемого слоя. Так, концентрация А1, составляя на внешней поверхности 45—50%, резко падает с глубиной до 5—6%. Из графиков видно, что в процессе алитирования происходит перераспределение легирующих элементов. Концентрация никеля по мере приближения к поверхности возрастает, тогда как хрома и железа — падает. Такое пере-, распределение элементов можно, по-видимому, объяснить тем, что термодинамически более выгодно образование алюминидов никеля, а не алюминидов хрома и железа. При этом никель как бы вытягивается на поверхность алюминием. [c.191]

Пароперегревательные трубы из стали 12Х18Н12Т, имеющие величину зерна аустенита 3—7 балл, надежны в эксплуатации до 50—70 тыс. ч. Дальнейшая работоспособность труб зависит от интенсивности процессов, которые протекают в аустените при эксплуатации. При длительном воздействии высоких температур, стационарных и циклически изменяющихся нагрузок, а также рабочей среды в структуре стали происходят существенные изменения, идет процесс перераспределения легирующих элементов между телом зерна и границами зерен. [c.61]

Междендритные объемы, как правило, обогащены примесями легкоплавких элементов, окислов, сульфидов, некоторых фаз и легирующих элементов (Мо, Сг, Ti, А1, В, S, Р, Si, С), которые при застывании понижают температуру плавления никеля или основного твердого раствора сплава. Ввиду меньшей прочности и пластичности междендритных объемов разрушение при высоких температурах происходит в большинстве случаев именно в этих местах. По осям дендритов наблюдается обогащение более тугоплавкими элементами и фазами, образующимися в процессе застывания. Поэтому применение высокотемпературной закалки способствует частичному более равномерному перераспределению легирующих элементов, но мало влияет на величину зерна. Высокотемпературный нагрев с последующим старением благоприятствует равномерному выделению упрочняющих фаз, повышая механические свойства сплава (сочетание прочности и пластичности) и эксплуатационную надежность детали. Выделение фаз может иметь место не только при длительном старении, но для сложнолегированных сплавов с Ti, А1, W, Мо и в процессе охлаждения (на воздухе). Поэтому количество и ([юрма распределения фаз, а следовательно, п [c.215]

Изотермическое старение стали в широком температурном интервале существенно изменяет ее сопротивление коррозионно-усталостному разрушению. Старение при 600—700°С обеспечивает повышение условного предела коррозионной выносливости стали с 150 до 230 МПа, Сравнительно низкое значение условного предела коррозионной выносливости можно объяснить пересыщением -твердого раствора и возникнобением вследствие этого напряжений II рода. Повышение температуры нагрева до 600°С интенсифицирует диффузионные процессы, приводящие к некоторому перераспределению легирующих элементов без образования вторичных фаз, что снижает уровень напряжений при сохранении высокой химической однородности стали и тем самым повышает ее сопротивление коррозионно-усталостному разрушению. Проведенные нами металлографические исследования показали, что повышение температуры старения до 800°С приводит к выделению и коагуляции вторичных фаз, увеличивает электрохимическую гетерогенность стали и снижает ее коррозионную выносливость. [c.64]

Микротвердость твердого раствора с введением циркония повышается, особенно в стали М6В6, в которой не обнаружено карбида ванадия (плавка За). Возможно, цирконий вызывает перераспределение легирующих элементов в стали в сторону обогащения ими твердого раствора. [c.7]

При низкотемпературном отпуске лет нрованных сталей не происхо2шт диффузноршого перераспределения легирующих элементов и поэтому выделяющиеся частицы карбидов имеют такое же среднее содержание легирующих элементов, как н в мартенсите. [c.185]

Теоретическое обобщение влияния легирования на процесс аустени-зации бьшо сделано М. Хиллертом с соавторами [ 23]. Как известно, при фазовых превращениях можно рассмотреть два крайних случая 1) превращение реализуется только в результате перераспределения легирующих элементов 2) легирующие элементы в процессе фазового превращения не перераспределяются, т.е. растущая фаза наследует содержание элементов в матрице. [c.20]

На начальной стадии процесса вследствие пересыщенности феррита углеродом при нагреве наплавленного металла выше 550° С происходит выделение дисперсных карбидов типа Me2.3Q преимущественно на границе раздела фаз. Одновременно участки феррита вблизи мест выделения карбидов обедняются углеродом и карбидообразующими элементами, что делает такой феррит а неустойчивым и приводит к его распаду с образованием аустенита. При этом происходят перераспределение легирующих элементов и диффузия ферритизирующих элементов из вновь образующегося [c.225]

Как показали исследования, проведенные в работе 1501, эффект, достигаемый многоступенчатой термической обработкой для деформированных сплавов на никелевой основе, объясняется регулированием выделения упрочняющей фазы 511з (Т1А1), ее дисперсности и характера распределения. Неравновесность кристаллизации металла шва и многокомпонентность системы легирования способствует образованию химической неоднородности за счет ликвации и появлению участков, обогащенных легирующими элементами. Это приводит к неравномерному распределению фаз, выпадающих в процессе термической обработки или эксплуатации при высоких температурах. В исходном состоянии после сварки сложнолегированного шва на никелевой основе, легированного молибденом, вольфрамом, титаном и алюминием, интер металл идные и карбидные фазы выделяются крупными фракциями по границам зерен. В поле зерна распределение фаз крайне неравномерно. Обогащенные фазами и примесями границы в этом состоянии обладают при высоких температурах пониженной деформационной способностью, и трещина, зародившаяся под нагрузкой по границе зерна, интенсивно далее по ней развивается. Эгому способствует также кристаллизационная ориентированность кристаллитов сварного шва и значительная протяженность прямых участков границы зерна. Аустенитизирующая термическая обработка ликвидирует ориентационную направленность структуры, зерна в результате ее проведения становятся равноосными. При этом проходит также перераспределение легирующих элементов и диффузионное рассасывание ликвационных участков. Последующее ступенчатое старение способствует более равномерному распределению фаз в матрице. Границы зерен становятся более тонкими (чистыми), чем у металла шва в исходном после сварки состоянии. Это приводит и к изменению характера деформации при длительном разрыве за счет включения в нее не только границ, но и тела зерна. Зародившиеся трещины при этом локализуются и имеют округлую форму, что обеспечивает высокую пластичность при длительном нагружении. [c.246]

Несмотря на наличие ряда общих закономерностей, все же не следует полностью отождествлять процессы, обусловливающие появление склонности к ножевой коррозии или локальному разрушению. Довольно четкая картина сохраняется, на наш взгляд, только до тех пор, пока мы говорим об аустенитных сталях со сравнительно низким содержанием никеля и карбидным упрочнением, используемых в качестве коррозионно-стойких сталей. Вряд ли можно перенести все сказанное выше о перераспределении легирующих элементов между карбидной фазой и аустенитом на жаропрочные сложнолегированные стали, упрочняемые интер-188 [c.188]

Как показали наблюдения [69, 102—104], структурные изменения стали Х18Н10Т при высокотемпературнол нагружениш сопровождаются выделением карбидов и перераспределением легирующих элементов, количество и характер распределения которых зависят от вида и времени нагружения, поскольку последние влияют на развитие диффузионных процессов. Пластическая деформация, в особенности с изменением уровня и знака нагрузки, интенсифицирует диффузионные процессы и тем самым ускоряет выпадение хрупкой фазы, которая влияет на пластические свойства материала и определяет характер его разрушения. Особенность развития структурных изменений определяет характер изменения циклических деформационных характеристик с числом циклов (времени) нагружения. [c.179]

Таким образом, деформационное старение аустенитной стали Х18Н10Т при повышенной температуре сопровождается выделением и перераспределением легирующих элементов в теле и по границам зерен с образованием карбидов МеС и Ме2зС . С увеличением длительности нагружения превалирующим является первый тип карбидов. Кроме того, в процессе длительного нагружения происходит выпадение из раствора и коагуляция других легирующих элементов, в особенности титана, который под действием нагрузки и повышенной температуры перераспределяется в виде отдельных полос с повышенной концентрацией титана. [c.185]

Приведенные результаты свидетельствуют о том, что в интервале температур от 20 до 350°С в сплаве ВТ9, очевидно, не происходит диффузионных процессов, которые, как известно, способствуют разупрочнению материала. Однако, начиная с 450° С и выше, под действием температуры, напряжения п времени протекают диффузионные процессы, связанные с перераспределением легирующих элементов между а- и (3- фазами, вследствие чего сопротивление ползучести и длительная жаропрочность снижаются. Об этом свидетельствуют также более низкие значения предела ползучести при 450° С термически упрочненного материала по сравпеиию с отожженным, особенно при повышении ресурса. [c.107]

В работе [105] отмечается, что в стали X R наблюдается перераспределение легирующих элементов между различными фазами, а-фаза обогащена ф рритообразу-ющими элементами,, у-фаза — ау-стенитообразующими. Этим может быть объяснено преимущественное выделение сг-фазы в б-фазе, хотя последнее может быть связано с тем, что решетки а- и б-фаз являются более близкими между собой, чем с решеткой 7-фазы. Нераство-ренные карбиды находятся преимущественно в нолях Y-фазы, что также является признаком указанного перераспределения. При выделении а-фазы в б-феррите образуются зоны с пониженной концентрацией хрома, что приводит к усилению реакции б у и замедлению реакции б -> а. [c.97]

Радиоизотопный анализ и метод оже-спектроскопии подтверждают полученные данные о перераспределении легирующих элементов сплава при трении. Они указывают на резкое различие содержания легирующих элементов в поверхностных слоях (вплоть до полного их растворения при формировании сервовитной медной пленки) при разных условиях трения, в частности при использовании смазочных сред разной природы. Установлено [37 ] наличие на рентгенограммах двух систем дифракционных линий, соответствующих материалам с резко различающимися периодами кристаллических решеток, что свидетельствовало о существовании межфаз-ной границы, разделяющей основной материал образца и прилегающий к нему сервовитный слой. Послойный эмиссионный микро-спектральный анализ (с использованием лазерного луча) показал, что под сервовитной пленкой на границе со сталью имеется слой окислов меди, легирующих элементов или примесей толщиной около 0,1 мкм. [c.281]

Отмечено, что шри борировавил имеет место перераспределение легирующих элементов в стали между слоем и основным металлом. [c.347]

При образовании в слое интерметаллндных фаз возможна аксиальная текстура. Увеличение содерлсания в стали углерода и легирующих элементов тормозит диффузию алюминия и уменьшает толщину алитированного слоя (рис. 66) сталей. В процессе алитирования легированных сталей происходит диффузионное перераспределение легирующих элементов. В зависимости от природы легирующих элементов наблюдается их диффузия в сердцевину изделия или к поверхности. Твердость алитированного слоя не превышает HV 500. Износостойкость низкая. При высоком содержании алюминия (более 30%) диффузионный слой хрупок. [c.353]

Различие в характере структурных изменений при длительном вылеживании. сплава после СПД и термической обработки —это, вероятнее всего, результат химической неоднородности в р-твердом растворе. Действительно, СПД за счет резкой активизации диффузионных процессов и ЗГП способствует существенному выравниванию химического состава фазовых составляющих сплава (см. ниже), в то время как нагрев под закалку при упрочняющей термической обработке из-за низких скоростей диффузии в магниевых сплавах не приводит к замет-,ному перераспределению легирующих элементов в материале [И], Таким образом, наблюдения за состоянием структуры сплава в процессе длительного вылеживания показали, что процесс разупрочнения магниеволитиевых сплавов пос-.ле упрочняющей термической обработки обусловлен перестариванием 0-фазы и е трансформацией в равновесное состояние. [c.148]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...