Отпускная хрупкость I рода II рода

Из сказанного следует, что во избежание охрупчивания нужно избегать интервала температур отпускной хрупкости первого рода (300—400°С). Для сталей, склонных к отпускной хрупкости второго рода, следует предусматривать быстрое охлаждение после отпуска. Эти стали не должны в работе нагреваться до высоких температур (500—600°С), так как это может также повести к охрупчиванию. В тех случаях, когда после отпуска нельзя создать быстрое охлаждение (например, для очень крупных деталей), следует применять стали, легированные молибденом, замедляющим развитие отпускной хрупкости второго рода. [c.376]

Отпускная хрупкость I рода проявляется при отпуске около 300°С у всех сталей, независимо от их состава и скорости охлаждения после отпуска. [c.374]

Каковы возможные причины отпускной хрупкости I рода [c.374]

Не все стали склонны к отпускной хрупкости II рода. Она не появляется у углеродистых сталей. Склонность к отпускной хрупкости возникает при легировании стали карбидообразующими элементами (марганца, хрома) при наличии в ней более 0,001% Р- Хром делает сталь особо чувствительной к условиям охлаждения при отпуске, особенно если, кроме хрома, сталь содержит еще никель или в повышенном количестве марганец. Если марганец и фосфор усиливают эту чувствительность, то молибден и в меньшей степени вольфрам уменьшают ее. [c.374]

Поэтому отпускную хрупкость II рода называют иногда обратимой отпускной хрупкостью в отличие от отпускной хрупкости I рода, именуемой необратимой. [c.374]

Какова природа отпускной хрупкости П рода [c.375]

Применение чистых сталей по фосфору в первую очередь, а также по примесям внедрения (кислорода, азота, водорода) и цветным металлам (олова и др.) еще более эффективное средство, чем дополнительное легирование молибденом или вольфрамом для устранения склонности к отпускной хрупкости второго рода. [c.376]

Отпускная хрупкость первого рода вызывается неоднородностью превращения мартенсита при его отпуске. Благодаря сосредоточению на границах зерен всевозможных дефектов — дислокаций, вакансий, промежуточных атоМов и пр. — превращение там мартенсита происходит наиболее полно. В результате границы зерен упрочняются сильнее и служат концентраторами напряжений, вызывающими отпускную хрупкость первого рода. [c.318]

При повышении температуры отпуска или его продолжительности превращение мартенсита, начавшееся на границах зерен, распространяется по самим зернам. В результате структура выравнивается, действие концентраторов напряжений и явление отпускной хрупкости первого рода устраняются. Повторный отпуск при 280—350° С уже не вызывает отпускной хрупкости. [c.318]

Ко второй группе относятся стали, легированные хромом ЗОХ, 40Х, 50Х. Для них критический диаметр составляет D p= 15-20 мм. Эти стали характеризуются отпускной хрупкостью второго рода. Поэтому они нуждаются в быстром охлаждении после отпуска. [c.162]

Этот вид хрупкости характерен для легированных сталей, причем чаще наблюдается в сталях с повышенным содержанием хрома и марганца. Введение в сталь даже небольших количеств молибдена (0,2-0,3 % Мо) или вольфрама (0,6-1,0 % W) резко снижает склонность к отпускной хрупкости II рода. [c.450]

Мерами борьбы с отпускной хрупкостью II рода являются охлаждение после отпуска не на воздухе, а в масле, для крупных деталей — даже в воде, а также дополнительное легирование стали молибденом или вольфрамом. [c.450]

Понижение ударной вязкости после отпуска при 250 - 350° С наблюдается у всех конструкционных сталей независимо от степени легирования. Заметное падение ударной вязкости после отпуска при 500 - 600 °С наблюдается только у легированных конструкционных сталей — хромистых, марганцевых, хромоникелевых, хромомарганцевых и т.д. Снижения вязкости почти не происходит в случае быстрого охлаждения от температуры отпуска (в воде или масле). Отпускная хрупкость II рода заметно подавляется даже при медленном охлаждении от температуры отпуска дополнительным легированием сталей молибденом или вольфрамом в количестве 0,3 и 1 % соответственно. [c.192]

Отпуск в интервале температур 350—450° С приводит к выделению карбидов (цементитного типа) d неблагоприятной, пластинчатой форме, что повышает порог хладноломкости и зачастую ведет к снижению ударной вязкости. Это так называемая отпускная хрупкость I рода (или необратимая [c.23]

Отпускная хрупкость I рода (необратимая). Прим. ред.) [c.170]

Высокий отпуск проводят при температуре 500, ,, 680 °С. Продолжительность его составляет от одного до нескольких часов. У легированных конструкционных сталей (хромистых, марганцевых, хромоникелевых и др.) при охлаждении деталей на воздухе наблюдается снижение ударной вязкости отпускная хрупкость второго рода). Для устранения этого явления используют быстрое охлаждение (в воде или масле) деталей от температуры отпуска или применяют стали, дополнительно легированные в малых количествах молибденом либо вольфрамом. [c.629]

Отпускная хрупкость I рода. [c.223]

Отпускная хрупкость II рода. Наблюдается у легированных сталей при медленном охлаждении после отпуска в области 450— 650° С (пунктирная линия на кривой рис. 134). Существует несколько объяснений природы этого дефекта. Рассмотрим наиболее распространенное. При высоком отпуске по границам зерен происходит образование и выделение дисперсных включений карбидов. Приграничная зона зерна обедняется легирующими элементами. При последующем медленном охлаждении происходит восходящая диффузия фосфора из внутренних объемов зерна к границам. Приграничные зоны зерна обогащаются фосфором, прочность границ понижается, ударная вязкость падает. Этому дефекту способствуют хром, марганец и фосфор (>0,001%). Уменьшают склонность к отпускной хрупкости II рода молибден и вольфрам (до 0,5%) и быстрое охлаждение после отпуска (сплошная линия на рис. 134). [c.223]

Отпускная хрупкость II рода обнаруживается после отпуска выше 500°С. Характерная особенность хрупкости этого вида. заключается в том, что она проявляется в результате медленного о.хлаждения после отпуска при быстром охлаждении вязкость не уменьшается, а монотонно возрастает с поиыше-нием температуры отпуска (как показывает верхняя кривая, приведенная на рис. 293). Однако отпускная хрупкость II рода снова может быть вызвана новым высоким отпуском с последующим замедленным охлаждением . [c.374]

Выдвинуто объяснение явления отпускной хрупкости II рода Л. М. Утсв- ским), которое вкратце сводится к следующему. [c.375]

Благоприятное влияние небольших добавок молибдена (до 0,5—0,6%), тормозящих и даже иногда устраняющих отпускную хрупкость II рода, объясняется тем, что молибден слабо участвует в образовании легированною цементита (Fe, Мо)зС и при таких содержаниях не образует специальных карбидов. Поэтому обеднения приграничных участков зерен молибденом не происходит. Присутствие же молибдена в растворе уменьшает разницу в диффузионной подвижности атомов по границам н в об1>еме з(. рна и тем самым ослабляет возникновение неоднородности по другим карбидообразующим элементам. Вместе с тем молибден устрапж т вредное влияние фосфора по границам зерен. [c.376]

Легирование другими элементами хромистой стали также повышает прокаливаемость. Для сечений диаметром 20—40 мм, кроме стали 40ХР, можно применять стали других марок из И1 группы. Стали этой группы дополнительно легированы марганцем, молибденом, кремнием, титаном. Все перечисленные элементы углубляют прокаливаемость и все, кроме молибдена, уменьшают запас вязкости. В этой группе выделяется по вязкости сталь ЗОХМ. Хотя прокаливаемость у нее не на много выше, чем у стали 40Х, но порог хладноломкости ниже кроме того, сталь ЗОХМ нечувствительна (как и другие молибденовые стали) к отпускной хрупкости II рода. [c.386]

Для сечений диаметром >70 мм при необходимости иметь скнозное улучшение следует применять стали с 2—3% Ni. Наиболее распространеЕ1ные марки сталей такого типа приведены в группе V. Применение достаточно распро-страиенных ранее чисто хромоникелевых сталей, например ЗОХНЗ, нецелесообразно. Эти стали характеризуются высокой склонностью к отпускной хрупкости II рода. Поэтому для изделий крупных размеров, подвергающихся динамическим нагрузкам, целесообразно применять Сг—Ni—Мо или Сг—Mi—Мо—V стали. Естественно, что высокое содержание никеля в этих сталях снижает порог хладноломкости до более низких температур, чем у других сталей, [c.388]

Сталь 5ХВ2С, легированная W, сохраняет при нагреве для закалки мелкое зерно, имеет большую вязкость и ыенее чувствительна к отпускной хрупкости 1 рода. Сталь применяют Для инструментов, особенно длинных, работающих при повышенных нагрузках. Механические свойства показаны на фиг. 12. [c.90]

Отпускная хрупкость II рода проявляется лишь в результате медленного охлаждения после отпуска при температурах выше 500 °С. При быстром охлаждении вязкость не уменьшается, а, наоборот, возрастает с повышением температуры отпуска. Поэтому отпускную хрупкость II рода иногда называют обратимой в отличие от отпускной хрупкости I рода, именуемой необратимой. Отпускная хрупкость II рода вызвана активным карбидообразова-нием по границам зерен, обеднением в связи с этим приграничных районов легирующими элементами (хромом, марганцем) и диффузией сюда фосфора. В результате происходит охрупчивание стали из-за ослабления прочности межзеренных сцеплений. При быстром охлаждения фосфор не успевает диффундировать из объема зерен к границам. [c.162]

Отпускная хрупкость второго рода вызывается не превращением мартенсита и аустени-та, а диффузионными процессами перемещениями атомов легирующих элементов, углерода и азота в кристаллической решетке твердого раствора к дислокациям и другим дефектам решетки, большая часть которых сосредоточена по границам зерна и блоков. Это понижает свободную энергию решетки, так как, занимая места в растянутых или сжатых участках решетки в зависимости от своего диаметра, атомы примесей занимают термодинамически более выгодное положение. Такое расположение атомов примесей тормозит перемещение дислокаций, препятствует пластической деформации на границах зерен и блоков и создает отпускную хрупкость второго рода при разрушении по границам зерен. Обратимость этой хрупкости объясняется тем, что при повторных нагревах примеси благодаря диффузии могут снова пepepa пpeдeJ ять я в кристаллической решетке. При [c.318]

Четвертая группа представлена хромоникелевыми сталями, содержаш ими около 1 % никеля 40ХН, 45ХН и др. Их критический диаметр =30-40 мм. Благодаря присутствию никеля эти стали обладают большей вязкостью и меньшей склонностью к хрупкому разрушению. Для снижения отпускной хрупкости второго рода дополнительно легируются молибденом (40ХНМ). [c.162]

Необратимая отпускная хрупкость (I рода) присуш,а практически всем сталям, углеродистым и легированным, после отпуска в области температур 250—400 °С Повтор ный отпуск при более высокой температуре (400—500°С) [c.117]

Обратимая отпускная хрупкость (II рода) в наибольшей степени присуща легированным сталям после высоко го отпуска при 500—650 °С и медленного охлаждения от температур отпуска При быстром охлаждении после отпуска (в воде) вязкость не уменьшается, а монотонно возрастает с повышением температуры отпуска Отпускная хрупкость усиливается, если сталь длительное время (8— 10 ч) выдерживается в опасном интервале температур Отпускная хрупкость II рода может быть устранена по вторным высоким отпуском с быстрым охлаждением и вы звана вновь высоким отпуском с последующим медленным охлаждением Поэтому такую отпускную хрупкость называют обратимой Развитие обратимой отпускной хруп кости не сопровождается какими либо изменениями других механических свойств, а также видимыми при световой и электронной микроскопии структурными изменениями Лишь при травлении шлифов поверхностно активными ре активами наблюдается повышенная травимость по границам аустенистных зерен По этим границам происходит и межзеренное хрупкое разрушение [c.118]

Отпускная хрупкость I рода (необратимая) наблюдается при отпуске как легированных, так и углеродистых сталей при температуре ойоло 300 °С (в диапазоне 250-400 °С). [c.450]

Причина отпускной хрупкости I рода — неравномерность распада мартенсита по границам и внутри зерна при отпуске. Вблизи границ карбиды вьвделяются интенсивнее, там создается концентрация напряжений, что делает границы зерен более хрупкими. При повышении температуры отпуска или увеличении продолжительности нагрева структура по сечению зерна выравнивается, и отпускная хрупкость I рода устраняется. Повторный отпуск при температуре 250- 400 °С не приводит к отпускной хрупкости. [c.450]

Отпускная хрупкость II рода (обратимая) наблюдается при медленном охлаждении после отпуска при температурах 450-550 °С. Этот вид отпускной хрупкости обратим, так как при повторном нагреве, но быстром охлаждении при этой же температуре он исчезает. При медленном охлаждении по границам зерен успевают вьщелиться мелкие карбиды, фосфиды и нитриды, которые приводят к их охрупчиванию. При быстром охлаждении эти частицы не выделяются. [c.450]

Temper embrittlement — Отпускная хрупкость I рода. Охрупчивание высокопрочных сталей при отпуске в температурном интервале от 205 [c.1060]

Tempered martensite embrittlement — Отпускная хрупкость П рода. Охрупчивание низколегированных сталей при выдержке или медленном охлаждении в температурном интервале (обычно 300-600 °С или 570-1110 °F) чуть ниже температурного интервала превращений. [c.1060]

Молибден и вольфрам — дорогие и остродефицитные карбидообразующие элементы, которые большей частью находятся в карбидах. Основная цель введения 0,2 - 0,4 % Мо и 0,8 - 1,2 % W — уменьшение склонности к отпускной хрупкости второго рода, улучшение свойств комплекснолегированных сталей в результате измельчения зерна, повышения стойкости к отпуску, увеличения прокаливаемости. [c.260]

Хромокремнистые стали 4ХС, 6ХС и дополнительно легированные вольфрамом (2,0 - 2,7 %) 4ХВ2С, 5ХВ2С, 6ХВ2С образуют группу сталей повышенной вязкости, используемых для изготовления инструментов, подвергающихся ударам (зубила, гибочные штампы, обжимные матрицы и др.). Повышение вязкости сталей достигается снижением содержания углерода (до 0,4 - 0,6 %) и увеличением температуры отпуска. Стали 4ХС и 6ХС отпускают на твердость 52 - 55 ПКС при температуре 240 —270 °С, которая несколько ниже температуры проявления отпускной хрупкости первого рода. Стали с вольфрамом, нечувствительные к отпускной хрупкости второго рода, подвергают отпуску в более широком интервале температур при 200 - 250 °С (53 - 58 HR ) или при 430 - 470 °С (45 - 50 HR ). Эти стали благодаря сохранению более мелкого зерна имеют несколько большую вязкость и предназначены для инструментов, работающих с повышенными ударными нагрузками. [c.626]

Молотовые штампы имеют большие размеры, работают с ударными нагрузками при относительно невысоком нагреве поверхности (400 — 500 °С). Для изготовления этих штампов используют низколегированные стали высокой прокаливаемости с повышенной ударной вязкостью и раз-гаростойкостью (см. табл. 19.1). Среди легирующих элементов они содержат молибден или вольфрам, необходимые для предупреждения отпускной хрупкости второго рода, которую в больших сечениях нельзя устранить быстрым охлаждением. [c.627]

Таблица 7. влияние никеля, молибдена и чистоты металла на чувствительность (ДГво) к отпускной хрупкости II рода (сталь 40X2 с Ni и Мо) [c.23]

Опыты показали, что при ТЦО легированных сталей перлитного класса охрупчивание не развивается (как при всех известных способах ТО) и сталь становится малочувствительной к тепловой хрупкости и нечувствительной к скорости охлаждения (нет отпускной хрупкости второго рода). Следовательно, ТЦО дает возможность новыщаТь работоспособность легированных сталей в условиях динамических нагрузок и повыщенных температур. [c.103]

Наблюдается при отпуске в области 300° С у легированных, а также углеродистых сталей. Не зависит от скорости охлаждения. Это явление связывается с неравномерностью превращений отпущенного мартенсита. Процесс протекает быстрее вбдизи границ зерен по сравнению с объемами внутри зерна. Благодаря этому вблизи границ создаются концентрации напряжений, границы становятся хрупкими. Отпускная хрупкость I рода необратима , т. е. при повторных нагревах тех же деталей она в них не наблюдается. [c.223]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...