Феррит упрочнение при закалке

При закалке легированный феррит сильно упрочняется в связи с тем, чго превращение Y- совершается по мартенситному механизму. Поэтому наибольшее упрочнение вызывают легирующие элементы, сильно снижающие мартенситную точку — марганец, хром, никель, каждый в количестве 3— 4%. Особенно сильно после закалки повышается прочность сложнолегированного феррита. При последующем отпуске закаленного феррита его предел текучести, предел прочности и сопротивление отрыву начинают заметно падать после 500°. Устойчивость феррита против разупрочнения при отпуске наиболее заметно увеличивают элементы, повышающие, его температуру [c.563]

Легирующие элементы по-разному влияют на структурные превращения различных зон металла сварного соединения. Растворяясь полностью в феррите, они замедляют скорость превращения аустенита, сдвигая начало и конец превращения вправо (С-образные кривые) и тем самым способствуют получению неравновесных структур при относительно малых скоростях охлаждения. Элементы, повыщающие точку Лз, не упрочняют феррит при закалке, а элементы, понижающие эту точку, при закалке упрочняют его. Упрочнение при быстром охлаждении происходит благодаря образованию игольчатой структуры мартенситного вида. Большинство легирующих элементов понижают скорость распада мартенсита и повышают устойчивость закаленной стали к снижению твердости после отпуска. [c.37]

Исследований показали, что а -у превращение наблюдается только в сплавах, содержащих 2% А1. Критические точки A i и Ас, оказались равными 745—780 С и 845—885 С. Закалка этих сплавов производилась с температуры 900° С. Остальные сплавы после отжига hm jih структуру феррит -f карбиды и интер-металлиды. Упрочнение этих сплавов при термической обработке (закалка, старение) вызывается дисперсионным твердением, а возможно и упорядочением. Были исследованы их структура и механические свойства после закалки с разных температур (820—1100° С) и установлена температура закалки. Поскольку стали предназначены для азотирования, в таблице приведены свойства после закалки и ложного азотирования. [c.185]

Широко применяют аустенитные стали типа 18-9, 18-10, упрочняемые после закалки пластической де4юрма-цией с высоким обжатием, в процессе которой, особенно при низких температурах, может образовываться так называемый мартенсит деформации, что увеличивает степень упрочнения, но в то же время делает сталь феррО магнитной. [c.218]

Углерод, как и азот, являющийся эффективным упрочнителем, образует с железом твердые растворы внедрения. Однако его растворимость в феррите невелика, что приводит к снижению упрочняющего эффекта. Вместе с тем высокая прочность мартенсита закалки сопровождается снижением вязкости и необходимостью проведения отпуска. При отпуске образуются карб1щы, мартенсит обедняется углеродом и снижается действие твердорастворного механизма упрочнения. Образующиеся довольно крупные частицы цементитного типа в ферритной матрице более тверды и хрупки, чем матрица. Поэтому при нагружении на поверхности раздела создается объемно-напряженное состояние, которое может приводить к образованию микротрещин. [c.598]

Так как серый чугун представляет, как мы указали выше, сталь,, пронизанную включениями графита, то из этого можно сделать вывод, что серые чугуны можно подвергать тем же видам термической обработки, которым подвергаются и стали. Действительно, отливки из серого чугуна можно подвергать не только отжигу, но и нормализации, и закалке, а после закалки — отпуску. Но упрочняюшие виды термической обработки чугунных отливок (нормализация, закалка с высоким отпуском) редко применяются на практике. Дело в том, что при любой термической обработке в тpyкtype серого чугуна остается графит. И как бы мы ни упрочнили структуру металлической основы чугуна, пластинки графита будут по-прежнему разобщать упрочненные зерна основы, и поэтому сколько-нибудь существенного увеличения прочности отливок серого чугуна термической обработкой достичь нельзя. В практике машиностроительных заводов закалка чугунных отливок применяется редко, а если и применяется, то не для увеличения прочности, а для увеличения твердости чугун со структурой графит-Ь сорбит обладает большей твердостью, чем тот же чугун со структурой графит-f феррит-Ь 4-перлит. [c.127]

Эффективное упрочнение достигается за счет введения углерода, образующего твердые растворы внедрения. Однако его растворимость в феррите сравнительно невелика, что приводит к снижению упрочняющего эффекта. Высокая прочность мартенсита закалки сопровождается снижением вязкости и необходимостью проведения отпуска. При отпуске образуются карбиды, мартенсит обедняется углеродом и снижается действие твердорастворного механизма упрочнения. При этом, хотя и реализуется третий механизм упрочнения — дисперсными частицами второй фазы, образуются довольно крупные частицы цементитного типа в ферритной матрице. Эти частицы более тверды и хрупки, чем феррит-ная матрица, и при нагружении на поверхности раздела создается объемнонапряженное состояние, приводящее к образованию микротрещин. Принято считать, что увеличение в стали содержания углерода на каждые 0,1 % повышает порог хладноломкости на 20 градусов. [c.262]

Опытами установлено, что легированный феррит сильно упрочняется после термической обработки, т. е. после закалки с температуры выше Аз. Введение элементов, заметно понижающих температуру у а-превращевия (никель, хром, марганец), приводит к образованию в практически без-углеродистом железе структуры мартенситного типа и сильному увеличению твердости. При легировании элементами, повыша-ЮШ1ИМИ температуру превращения (кобальт, кремний) или слабо ее понижающим (молибден, вольфрам), при закалке не происходит заметного упрочнения феррита. При Отсутствии а у-превращения феррит совершенно не упрочняется. [c.711]

Характерные микроструктуры некоторых из исследуемых материалов после закалки приведены на рис. 3.20 (см. вклейку). Из рис. 3.20 следует, что все исследуемые материалы подчиняются общей закономерности выделению в междендритных участках первич-ных карбидных (интерметаллидных) фаз. Изменение температуры закалки в указанных пределах практически не изменяет характер микроструктуры. Кроме отмеченного выше в стали марок ЗХЮМЗВЗКЗФАСГ и 2Х6В8М2К8Ф в междендритных участках присутствует б-феррит. Наличие в междендритных участках первичных карбидных и интерметаллидных фаз будет иметь в дальнейшем негативные последствия, заключающиеся в меньшем эффекте в упрочнении при отпуске и старении, невысокой пластичности и вязкости. [c.57]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...