Рекристаллизация фазового наклепа

В литом состоянии структура титана представлена крупными зернами, возникшими при первичной кристаллизации. В пределах таких зерен, как правило, имеется несколько более мелких зерен, отличающихся друг от друга по кристаллографической ориентации и образующихся при охлаждении металла из р-обла сти. Последующий нагрев такого металла в р-область практически не изменяет его структуру, так как рост зародышей р-фазы происходит по исходным кристаллографическим направлениям и плоскостям, а малый фазовый наклеп не препятствует их росту до размеров исходного зерна и не вызывает рекристаллизации при дальнейшем повышении температуры. Размельчение структуры литого титана за счет фазовой перекристаллизации при нагреве, таким образом, практически невозможно. В этом состоит одно из существенных отличий титана от сталей, в которых перекристаллизация при а -превращении может с успехом использоваться для улучшения структуры. [c.11]

Выше 500 °С начинается заметная само-диффузия атомов Fe и благодаря этому уменьшается число дислокаций и образуются новые зерна феррита (рекристаллизация от фазового наклепа). При этих температурах начинается формирование специальных карбидов легирующих элементов (до 700°С). [c.83]

Другим перспективным направлением в развитии сплавов на основе Fe- o—Сг-Мо является получение кристаллической текстуры путем вторичной рекристаллизации в условиях фазового наклепа. Для достижения этой цели необходимо решение ряда задач установить термокинетические условия вьщеления высокотемпературных фаз а и у, изучить влияние морфологических особенностей высокотемпературного распада на величину фазового наклепа твердого раствора, выяснить влияние [c.517]

Как уже отмечалось, при медленном нагреве аустенит образуется равномерно по всему образцу (см. рис. 1, а), что должно приводить к примерно одинаковому фазовому наклепу всей ферритной матрицы. При ускоренном же нагреве аустенитное превращение локализуется в отдельных участках (см. рис. 2, а, б), поэтому зоны матрицы, примыкающие к образовавшимся областям 7-фазы, должны испытывать больший наклеп, чем удаленные участки. В то же время известно, что обязательным условием возникновения центров рекристаллизации является неравномерность [c.111]

Процесс рекристаллизации у-фазы от внутреннего (фазового) наклепа, возникающего вследствие у- а- у преврашений, рассматривался в работах [8, 9, 118, 156]. Однако эти работы относятся только к рекристаллизации восстановленных после цикла у а у аустенитных зерен, имеющих те же размеры, форму и ориентацию, что и исходные у-кристаллы. [c.147]

Накопление дислокаций и образование полигональной субструктуры после термоциклирования чистого железа [85] и низкоуглеродистой стали [56] дают основание полагать, что ответственными зй формирование дислокационной структуры при ТЦО сталей являются полиморфные превращения, приводящие к фазовому наклепу в основном за счет разницы удельных объемов и модулей упругости образующихся фаз. Фазовый наклеп иногда сопровождается процессами рекристаллизации, которые по мере накопления деформации монотонно повторяются от цикла к циклу [127]. [c.14]

При перлито-аустенитном превращении удельный объем уменьшается при.мерно на 1%, что вызывает небольшую равномерную пластическую деформацию — фазовый наклеп аустенита. А. А. Бочвар предположил, что первичная рекристаллизация аустенита наступает в результате фазового наклепа. В. Д. Садовский показал, что температурный интервал первичной рекристаллизации аустенита, происходящей под действием фазового наклепа, может накладываться на температурный интервал аустенизации, а мо- [c.156]

Термическая обработка этих <я-алей применительно к упругим элементам отличается рядом оеобённостей. После закалки сталь должна -иметь мелкозернистое строение при минимальном коли честве остаточного аустенита. Первое условие ревизуется путем регулирования температуры нагрева при закалке или применением 2—3-кратной закалки, позволяющей повысить величину фазового наклепа и тем самым увеличит , число центров рекристаллизации, или двухкратной закалкой с промежуточным нагревом при 650° С. [c.36]

МПа, Оо,2 > 470 МПа и КСП при —60 °С — 0,65 МДж/м Высокие механические свойства после контролируе.мой прокатки объясняются дисперсным упрочнением, получением мелкого зерна за счет торможения карбонитридами процессов возврата и рекристаллизации и получения развитой субзеренной структуры. В бей-нитных сталях (08Г2МФБ), кроме того, имеет место деформационное упрочнение (фазовый наклеп). [c.264]

Очень существенным является различная зависимость скорости процессов полигониэации и рекристаллизации от степени деформации. При медленном нагреве после слабой деформации полигониза1у1я успевает завершиться до рекристаллизации, тогда как после сильной деформации рекристаллизация всегда начинается раньше, и полигонизация практически вообще не реализуется. Несмотря на то, что все описанные положения выведены на основании изучения поведения при нагреве пластически деформированного металла, по-видимому, их можно полностью применить и к материалам, испытавшим фазовый наклеп в процессе полиморфного превращения, хотя, конечно, характер распределения дислокаций при фазовом наклепе может существенно отличаться от их распределения при пластической деформации. [c.96]

Итак, изменение характера структурной перекристаллизации при варьировании скорости нагрева связано с формированием в результате а 7-превращения неодинаковой дислокационной структуры и развитием разных вторичных процессов. При ускоренном нагреве большая степень фазового наклепа, Неравномерное распределение дислокаций и малое время пребывания объекта в области высоких температур способствуют развитию рекристаллизации, в результате которой зерно измельчается. При медленном же нагреве развиваются полигонизационные процессы, задерживающие рекристаллизацию, и зерно по окончании а - 7-превращения восстанавливается. [c.98]

Рассмотрим теперь перекристаллизацию в отожженных сплавах, имеющих полиэдрическую структуру. Как было показано, и в этом случае а -> 7-превращение осуществляется путем ориентированного образования и роста зародьшлей (см. рис. 44). Однако в сталях с феррито-пер-литной структурой даже при скорости нагрева 1°С/мин фазовый наклеп, возникающий при а 7-превращении, вызывает рекристаллизацию в межкритическом интервале температур, что иллюстрируется рис. 51. Как видно, сначала формируется монолитный участок аустенита. После [c.110]

Кристаллическую текстуру в сплавах Fe- r- o можно получить не-жолькими способами выращиванием монокристаллов или поликристал-тических магнитов со столбчатой структурой, получением многослойных магнитов из быстрозакаленных лент и вторичной рекристаллизацией по-никристаллических сплавов в условиях фазового наклепа. Первые два пособа хорошо известны и широко применяются для сплавов на основе Fe—Ni—AI—Со. Третий и четвертый способы были опробованы только для сплавов Fe—Сг—Со. Постоянные магниты со слоистой структурой из сплавов Fe—Со—Сг—Мо после быстрой закалки из жвдкого состояния, последующего компактирования тонкой ленты и создания кристаллической и магнитной текстуры могут обладать очень высокими магнитными свойствами В = 1,65...1,78 Тл, jH .= 160...176 кА/м и = 114...119 кДж/м ). Однако причины столь сильного увеличения магнитных свойств пока не установлены. [c.517]

Диффузионные процессы в микрообъемах металла, примыкающих непосредственно к поверхности трения или к пленкам вторичных структур, могут приводить к значительным структурным изменениям в этих микрообъемах. Фрикционный нагрев способствует протеканию в поверхностном слое процессов отпуска, возврата и рекристаллизации, что приводит к разупрочнению поверхности, снижению ее несущей способности, усилению схватывания. В тяжелых условиях трения (высокие скорости и давления, отсутствие смазки), когда имеет место интенсивный фрикционный нагрев, в поверхностном слое стали может происходить а -> Y превращение. Возникает так называемый аустенит трения. И. М. Любарский с сотр. обнаружил на поверхности трения стали 20Х2Н4А аустенитный слой толщиной в несколько микрометров. После прекращения трения в процессе охлаждения этот аустенит полностью или частично распадался [20.40]. Аустенит трения в ряде случаев обладает повышенной устойчивостью и может сохраняться в структуре после охлаждения до комнатной и более низких температур. Это объясняется высоким уровнем его легированности, а также стабилизирующим влиянием деформационного и фазового наклепа. Поверхностный слой обогащается легирующими элементами в результате их диффузии из глубинных слоев металла (термодиффузия, восходящая диффузия), а также из окружающей среды. Так, при термическом разложении смазки в зоне контакта поверхность металла может насыщаться углеродом и другими элементами, содержащимися в смазке. Аустенит трения, обладая повышенной прочностью, теплостойкостью, может, увеличивать сопротивление стали изнашиванию. Образование аустенита при трении и его ускоренное охлаждение (вторичная закалка) приводят к формированию нетравящихся ( белых ) слоев на поверхности стальных деталей. Белые слои обладают высокой микротвердостью Я = 9 — 15 ГПа и значительной хрупкостью. Структура белых слоев и условия их возникновения при трении были рассмотрены в работах Б. Д. Грозина, К- В. Савицкого, И. М. Любарского и др. Установлено, что белые слои характеризуются высокой дисперсностью структуры, химической неоднородностью и сложным фазовым составом. В них присутствуют аустенит (20—80%), так называемый скрытноигольчатый (или мелкокристаллический) мартенсит и карбиды. В условиях динамического нагружения белые слои из-за высокой хрупкости интенсивно выкрашиваются, что и ведет к ускоренному повреждению поверхности. [c.396]

В результате этих исследований было установлено, что не только в высоколегированных сплавах, но и в обычных конструкционных сталях, в случае их гфедварительной эакалки на мартенсит, возможен кристаллографически упорядоченный механизм обратного а у превращения, следствием чего является фазовый наклеп и рекристаллизация аустенита. Вытекающая отсюда двухстадийная схема перекристаллизации стали при нагреве (а у превращение + рекристаллизация аустенита) явилась новьпу и важным этапом развития теории и практики термической обработки. Одновременно с этим исследования, проведенные под руководством КА. Мальш1вва, были направлены на изучение фазового наклепа с далью его использования для повышения прочности аустенитных сплавов на Fe-Ni основе. [c.4]

Основные закономерности упрочнения фазовым наклепом при мартенситных у- а - у Превращениях были изучены на Fe-Ni аустенит -ных сплавах, легированных С г, Мп, Si, W, С (табл. 1.1). Опытные сплавы изготавливали в высокочастотной электропечи и разливали в слитки 30 кг, гомогенизировали при 1150° и ковали на прутки. Для получения примерно одинаковой величины зерна аустенита во всех сплавах путем рекристаллизации заготовки дважды нагревали на 1100° с промежуточным охлаждением в жидком азоте. С помощью магнитометрических и дилатометрических измерений определяли 0 H0BHj.ie характеристики аустенитных сплавов мартенситные точки Мд и количество мартенсита (ai %) при охлаждении до температуры жидкого азота ( "охл " Ю град/мин), температуры начала (А ) и конца (Ак) обратного мартенситного а у превращения. [c.11]

Рис. 4.1. Развитие рекристаллизации (от фазового наклепа) преимущественно восстановленного аустенита стали Н26ХТ1 при нагреве со скоростью 150 град/мин до 850°С, ув. 400

Фазовый наклеп аустенита получается наибольшим, если нагрев при обратном а у превращении соответствует температуре или несколько превышает ее [ 18]. С повышением температуры и увеличением продолжительности нагрева прочность фазонаклепанного аустенита падает из-за развития процессов возврата и рекристаллизации. Известно [216, 217], что дополнительное легирова- [c.153]

Увеличение температуры и времени нагрева способствует рас-творению 7-фаэы, присутствующей на границах зерен, и устранению химической неоднородности аустенита. Такое изменение структуры сопровождается повышением пластичности и при известных условиях приводит к получению механических свойств, не отличающихся от свойств после фазового наклепа с применением обработки холодом (табл. 5.3). Само собой разумеется, что нельзя допускать повышение температуры нагрева при обратном а у превращении до температуры рекристаллизации фазонаклепанного аустенита и его полного разупрочнения. Заключительное низкотемпературное старение эффективно упрочняет фазонаклепанный аустенит и при оптимальных условиях обеспечивает высокий комплекс прочностных и пластических свойств. Вместе с тем, когда упрочнение фазовым наклепом осуществляется на базе мартенсита старения, следует остерегаться перестаривания и снижения пластичности не только в процессе предварительного старения, но и при заключительном низкотемпературном старении фазонаклепанного аустенита (см. рис. 5.24). [c.197]

В метастабильных аустенитных нержавеющих сплавах на Fe- r-Ni основе интервал обратного а - у превращения находится при достаточно высоких температурах (550-7Б0°С), при которых возможно развитие диффузионных процессов разупрочнения. Как было показано в главах 3 и 4, дополнительное легирование хромоникелевых нержавеющих сталей Мо или W способствует сдвиговой перестройке решеток а у и задерживает развитие процессов рекристаллизации фазонаклепанного аустенита. Прежде чем перейти к определению составов нержавеющих аустенитных сталей, упрочняемых фазовым наклепом, проанализируем влияние каждого из легирующих элементов (Мо, W, Nb, Ti, V, u, Mn, Со) ва эффективность фазового наклепа Fe- r-Ni аустенита. [c.213]

Чтобы задержать развитие диффузионных процессов в интервале обратного апревращения, избежать рекристаллизации аустенита и получить эффективный фазовый наклеп, хромоникелевые нержавеющие стали должны быть легированы одним из элементов , W, Мо (2-3%) Nb, Ti, V (1,5-2%). Для исследования были выплавлены аустенитные нержавеющие стали, содержащие 2-3% Мо или, W, а также r-Ni и r-Ni-Mn стали (табл. 7.2). Состав основных нержавеющих сталей был ограничен по углероду 0,03-0,06% (для исключения карбидного старения), а также сбалансирован по содержанию легирующих элементов таким образом, чтобы находилась [c.216]

Проведение второго этапа фазового наклепа (обратного мартен-ситнохч) превращения ау) необходимо совместить с полным или частичным растворением ранее выделившейся у -фазы, не допуская развития рекристаллизации фазонаклепанного аустенита. Такой пре-222 [c.222]

Возникающая при у-т- у превращении субмикроструктура с границами, закрепленными дисперсными легированными карбидами, стабильна при нагреве. Рекристаллизация сплава 50Н21МЗ от фазового наклепа при нагреве со скоростью 2 град/мин начинается около 800°С, а при скорости нагрева 0,2 град/мин - при 700 С, в то время как в сплаве 40Н26 рекристаллизация от фазового наклепа (нагрев в соли) начинается при 650 0 через 10-15 мин. Структурные механизмы упрочнения фазонаклепанного аустенита сплавов Fe—Ni и Fe-Ni- отличаются от рассмотренного выше структурного механизма упрочнения аустенита сплавов Fe-Ni-Mo- . [c.239]

При ТЦО не все процессы, свойственные нагреву слабо деформированных м еталлов, протекают одновременно, а именно в силу непрерывности изменения температуры могут идти одни, тормозиться другие и развиваться третьи. Если структурные составляющие материала деформированы не сильно, как это имеет место при ТЦО, то в полуцикле нагрева возможно протекание первичной рекристаллизации, а при меньших температурах — и полигонизации. Центры рекристаллизации образуются в первую очередь в тех участках решетки, которые наиболее искажены, в том числе у границ зерен и их стыков. Это ведет к формированию мелкозернистой структуры. Процесс рекристаллизации при ТЦО можно представить как многократные чередования малых деформаций и рекристал-лизационных отжигов. Однако механизм термонаклепа выражен не у всех полиморфных материалов одинаково. Так, фазовый наклеп при а р-превращениях в титановых сплавах настолько слаб ввиду малой разницы удельных объемов а- и р-фаз, что невозможно ожидать сколько-нибудь значительного искажения кристаллической решетки при многократных перекристаллизациях. [c.8]

При исследовании влияния большого числа циклов (до 75) на механические свойства стали О8Х18Н10Т было выявлено, что прочностные свойства с увеличением числа циклов изменяются немонотонно. Наибольшее повышение НВ, Ов и <7т наблюдали после первых восьми циклов, а затем — снижение. На 25-м цикле, например, Твердость вновь была экстремально большой, а после 32-го — снизилась на 200 МПа. Отмеченная периодичность была обнаружена и на других сплавах [127]. Такое изменение свойств объясняется в основном регулярно сменой в преобладании процесса упрочнения фазовым наклепом над разупрочнением от диффузионных процессов перестройки кристаллической решетки при рекристаллизации. Однако возрастание немонотонной зависимости механических свойств от числа циклов может быть обусловлено действием дисперсионного упрочнения. Так как в аустенитных сталях наряду с основным ау-превращением идет и ае-превращение, то имеется возможность повлиять на структуру и свойства этих сталей, используя главным образом а е-превращение. В этом случае температурный интервал термоциклирования резко сужается. Так как у стали 0Х18Н10Т а е-превращение идет при температуре ниже комнатной, то был опробован режим ТЦО с охлаждениями до —196 °С (в жидком азоте) с отогревами на воздухе до комнатных температур [218]. Установлено, что эффект упрочнения в этом случае обусловлен измельчением исходного размера зерна вследствие появления большого числа пластин е-фазы. Это улучшает основные механические свойства стали XI8Н1 ОТ [139]. [c.108]

В результате изучения влияния ЦЭТО на стали, легированные никелем и молибденом (0,25 % С, 24 % № и 4 % Мо), рекомендовано применять ТЦО вместо низкотемпературной деформационной обработки [97]. После первой электрозакалки в такой стали содержатся аустенит и мартенсит. При повторном нагреве происходит обратное М А-превраш,ение, но новый аустенит оказывается упрочненным, менее устойчивым от напряжений, а температура начала его мартенситного превращения—более высокой. Так как на этой стали от цикла к циклу упрочняется аустенит (действует фазовый наклеп), а рекристаллизация его не успевает произойти, то температура Мн постепенно увеличивается. Поэтому после пяти циклов сталь имеет в структуре больше мартенсита и упрочненный фазовым наклепом остаточный аустенит с твердостью ННСэ> 42. Сталь в таком состоянии обладает высоким сопротивлением разрушению. [c.113]

Термоциклическая обработка палладия и его сплавов, прородимая В атмосфере водорода [48], вызывает фазовое превращение а-твердогО раствора в гидридную -фазу, которое сопровождается сильно выраженным фазовым наклепом с последующей рекристаллизацией. 11рисутст вие водорода делает сплав менее водонепроницаемым в диайазоне температур вплоть до 550 "С. В табл. 4.5 даны свойства палладия и его сплавов, термообработанных по различным режимам. [c.148]

При наличии в исходной крупнозернистой структуре текстуры, т. е когда она кристаллографически упорядочена (мартенсит, видманштеттова структура, бейнит), образующиеся при нагреве несколько выше Лсз, мелкие зерна аустенита оказываются кристаллографически упорядоченными в пределах исходного (до нагрева) крупного зерна, т. е. возникает вторичная внутризерен-ная текстура аустенита. Это ведет к сохранению в изломе крупнозернистости. Из.мельчение зерна в изломе осо-бенно в легированной стали, может быть достигнуто нагревом на 100—1 50°С выше Лсз, вследствие рекристаллизации аустенита, получившего наклеп в процессе фазового а-> -превращения. В некоторых случаях требуется выполнение двух- и даже трехкратного нагрева для накопления этого фазового наклепа в такой степени, чтобы прошла рекристаллизация. [c.222]

Первичная рекристаллизация аустенита представляет большой практический интерес, если исходная структура стали кристаллографически упорядочена, как в случае видманштеттовой структуры (см. 24) и особенно мартенсита или бейнита (см. гл. IX). Из-за подкалки на воздухе при литье, сварке и горячей обработке давлением в легированных сталях образуется мартенсит или бейнит. При отжиге в таких случаях можно встретиться со структурной наследственностью аустенит получается ориентаци-онно связанным с исходной структурой и если исходное зерно было крупным, то и вновь образующееся аустенитное зерно также получается крупным. Но из-за фазового наклепа аустенит имеет повышенную плотность дефектов решетки и обладает термодинамическим стимулом к первичной рекристаллизации, которая идет из многих центров, измельчает зерна аустенита и нарушает его ориентационные связи с исходной структурой. [c.157]

В. Д. Садовский [18, с. 31] предложил для измельчения структуры перегретых сталей применять нагрев их до температуры значительно выше Лсз, при которой проис.ходнт рекристаллизация аустенита, определяемая фазовым наклепом, возникающим при превращении о. — у. Он указывает, что возниковение в аустените дефектов, определяющих возможность его рекристаллизации, зависит от исходной структуры и условий нагрева. Этот метод применяют в основном для высоколегированных сталей. Оптимальные режимы высокотемпературного предварительного нагрева (одного или нескольких) приходится подбирать для каждой стали отдельно. При этом следует иметь в виду, что чем больше легирована сталь, тем выше температура рекристаллизации не только а, но и 7-фазы, следовательно, тем трудее измельчить зерно. С этой точ ки зрения преимущества ссавнительно малолегированных сталей неоспоримы. [c.21]

Смотреть страницы где упоминается термин Рекристаллизация фазового наклепа : [c.240] [c.194] [c.349] [c.419] [c.14] [c.81] [c.113] [c.19] [c.518] [c.281] [c.4] [c.86] [c.147] [c.169] [c.189] [c.216] [c.219] [c.225] [c.247] [c.95]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...