Ферриты влияние температуры на свойства

Влияние температуры на свойства магнитострикционных ферритов. .........................................................123 [c.112]

Влияние температуры на свойства магнитострикционных ферритов [c.123]

Магнитные свойства феррита при увеличении температуры исчезают дважды в точке Кюри и в точке компенсации [Л. 63]. Наличие этой второй точки объясняется особенностями его кристаллической структуры. В подавляющем большинстве ферриты представляют собой твердые растворы окиси железа РегОз и окислов двухвалентных металлов. Феррит имеет две подрешетки с магнитными моментами, направленными антипараллельно. Компенсация происходит тогда, когда эти моменты будут равны. Намагниченность насыщения у ферритов меньше, чем у ферромагнетиков. Влияние температуры на начальную динамическую магнитную проницаемость увеличивается с ростом этой величины. Однако у никель-цинкового феррита (ц= 200) магнитная проницаемость 14 [c.14]

Влияние углерода на свойства сталей в основном определяется свойствами цементита закон аддитивности) и связано с изменением содержания основных структурных составляющих — феррита и цементита. Следовательно, при увеличении содержания углерода до 1,2% (рис. 52) возрастают прочность, твердость, порог хладноломкости (0,1% С повышает температуру порога хладноломкости на 20°С), предел текучести, величина электрического сопротивления и коэрцитивная сила. При этом снижаются плотность, теплопроводность, вязкость, пластичность, величины относительных удлинения и сужения, а также величина остаточной индукции. [c.152]

Исследования влияния старения на свойства ферритов проводили в двух направлениях 1) изучение влияния знакопеременных термоциклов, превышающих рабочий диапазон температур (—60+85°С) 2) изучение влияния температуры, состава газовой среды и продолжительности искусственного старения. [c.195]

Несмотря на незначительную растворимость углерода в феррите при 700° С (—0,02—0,03%), свойства стали заметно изменяются при последующем распаде феррита и выделении избыточного цементита Дщ. Если охлаждение ниже 700° С ускоренное, то процесс распада феррита происходит при низкой температуре (старение), при этом повышаются прочность и твердость, понижаются пластичность и вязкость стали (рис. 21). При последующем нагреве стали до 200° С отмечается явление возврата, т. е. переход всех свойств к исходному состоянию. Если охлаждение стали ниже 700° С было медленное, то старение не наблюдается. Влияние старения на свойства становится особенно заметным в низкоуглеродистых сталях, где твердость может увеличиваться в 2—2,5 раза. Специальные стали, содержащие элементы-стабилизаторы (титан, ниобий), старению не подвержены. [c.57]

Охлаждаемые ВТП имеют обычно герметизированный корпус из немагнитных сплавов с высоким удельным сопротивлением (например, из коррозионно-стойкой стали), внутри которого циркулирует вода (рис, 64). Конструкции, подобные показанной на рис. 64, б, применяют для контроля проката при температуре 900—1200 °С. Контроль при температуре выше точки Кюри позволяет исключить мешающее влияние вариаций магнитных свойств объектов на результаты контроля и может быть реализован в технологическом потоке. В конструкции, приведенной на рис. 64, а, использован сердечник из феррита с медными экранами для локализации магнитного поля. Этот тип ВТП способен работать при температуре до 100 °С. [c.128]

Имеющиеся данные о влиянии титана на склонность стали к хрупкому разрушению весьма противоречивы. Добавки 0,10—0,25% титана [59] снижают величину ударной вязкости материала при понижении температуры. Дальнейшее увеличение титана до 0,4% существенно улучшает свойства стали. В качестве раскислителя титан оказывает положительное действие на свойства стали за счет измельчения зерен, изменения соотношения феррита и перлита и понижения склонности к перегреву. При получении мелкодисперсной структуры (зерна с 5-го до 10-го номера) при добавках титана 0,3—0,4% на каждый номер измельчения зерна критическая температура хрупкости, определенная Цр=2 кгс-м/см , понижается в среднем на 10°С [41]. [c.41]

Нагрев при температурах 550—875° С не оказывает заметного влияния на механические свойства сварных швов стали типа 18-8, обладающих однофазной аустенитной структурой или содержащих до 5% б-феррита. Однако двухфазные швы с более высоким содержанием (феррита очень сильно охрупчиваются, причем снижение ударной вязкости идет тем скорее, чем выше температура нагрева. Ниже показано влияние температуры выдержки на ударную вязкость аустенитно-ферритного шва типа 18-8. [c.254]

При подогреве выше температуры образование мартенсита, т. е. до 500° С, и поддержании этой температуры в течение всего процесса сварки шва охлаждение происходит по кривой 3. При этом в околошовной зоне образуется феррито-перлитная структура с пониженной твердостью и высокой вязкостью. Следовательно, подогрев при сварке перлитных закаливающихся сталей оказывает существенное влияние на свойства сварного соединения. [c.118]

Влияние хрома, марганца и никеля на свойства феррита проявляется более значительно после термической обработки. Это объясняется тем, что они в отличие от других элементов оказывают влияние на скорость полиморфного у —> а-превращения железа, уменьшая ее (понижают температуру точки Лз). Поэтому при медленном охлаждении безуглеродистого легированного железа (С <3 <3 0,02%) образуется обычный феррит, имеющий равноосные зерна. При быстром же охлаждении превращение Ре.у — Ред происходит по мартенситному механизму безуглеродистый аустенит превращается в безуглеродистый мартенсит с типичным игольчатым строением. При этом имеет место фазовый наклеп, увеличивается плотность дислокаций, измельчается блочная структура. В результате твердость увеличивается до 350 НВ. [c.215]

Если в сердцевине в процессе закалки произошло выделение феррита, то это способствует снижению о , а , и НВ. Влияние прокаливаемости на механические свойства можно показать на следующем примере. Заготовки нз сталей, содержащих 0,45% С, диаметром 10 мм, прокаливаются в воде насквозь и в центре. После отпуска при температуре 550° С будет структура — сорбит отпуска [c.222]

Ограниченное число исследований по влиянию старения на изменение механических свойств средне- и высокоуглеродистой сталей привело к неправильному выводу о том, что они не стареют и что основной структурной составляющей, ответственной за старение, может являться только избыточный феррит в низкоуглеродистых сталях [233]. Что касается феррита, входящего в состав перлита, то он, по существовавшему мнению, к старению не склонен, и стали с содержанием углерода выше 0,6% практически не чувствительны к старению [234]. Поэтому долгое время считали, что с увеличением содержания углерода в стали снижается склонность ее к деформационному старению. Однако выдержка, например, среднеуглеродистой стали при комнатной температуре приводит к некоторому упрочнению [235]. Нагрев же деформированных средне- и высокоуглеродистых сталей до 200—300° С вызывает значительное изменение свойств без заметных структурных изменений. [c.121]

Оптимальный режим горячего прессования выбран на основании результатов исследования влияния на свойства феррита температуры и времени выдержки при горячем прессовании. [c.25]

Для полноты оценки влияния легирующих элементов на повы шение свойств феррита необходимо рассмотреть их действие на сопротивления легированного феррита хрупкому разрушению на сопротивление отрыву и критическую температуру хрупкости. На фиг. 21, по данным М. М. Штейнберга [32], приведена зависимость [c.34]

Показано [12], что при высоких температурах на стабильность структуры, механические свойства, ползучесть и длительную прочность большое влияние оказывает наличие структурно-свободного феррита и соотношение между углеродом и карбидообразующими элементами. Швы, содержащие 12,5% хрома, 0,12—0,15% углерода, 0,6—0,8% молибдена, 0,5—1,0% вольфрама, стабилизированные ванадием (0,25— [c.353]

Чтобы полностью разобраться в действии излучения на процессы фазовых превращений, необходимо проделать еще много работы. Если излучение воздействует на метаста-бильные сплавы, упрочняющиеся при старении, то оно также влияет на упрочнение, вызываемое выпадением новых фаз. Окончательные свойства могут отражать влияние упрочнения матрицы, зависящего от температуры облучения, или влияние условий, не зависящих от старения. Стабильность аустенита нержавеющей стали изучали Рейнольдс и др. [64], которые создавали в образцах деформацию разной степени, с тем чтобы получить различные количества образующегося при деформации феррита. После облучения было замечено небольшое увеличение (0,05%) количества феррита. Возможно, это увеличение явилось результатом роста существовавших зерен фер-ритной фазы. [c.252]

Нами излагаются некоторые результаты исследования путей обеспечения хладостойких свойств стали Ст. 3 при ее упрочняющей обработке. Возможности положительного влияния термической обработки этих сталей были показаны в наших ранних работах [67, 68]. В дополнение к данным, полученным в этих работах, были проведены эксперименты на сталях Ст. 3 с различной степенью раскисленности (табл. 1). Образцы на ударную вязкость были вырезаны поперек прокатки из листов толщиной 12 мм. Микроструктура рассмотренных сталей состояла из феррита и перлита. По ГОСТу 5639—65 величина зерна соответствовала 7—8 баллу. Исследуемые стали подвергались термической обработке по одному из следующих режимов нормализация при 920°С термическое улучшение (нагрев до 890° 10°С с охлаждением в воде отпуск при температуре 560°С с выдержкой 2ч, охлаждение на воздухе). После термической обработки заметно улучшились механические свойства сталей (табл, 2). [c.44]

Существенное влияние легирование оказывает на положение критической температуры хрупкости (хладноломкости). Например, кремний и кислород повышают критическую температуру хрупкости, а хром, марганец, алюминий и медь при их содержании в несколько процентов ее понижают. Особенно сильно снижает температуру хладноломкости никель. Склонность феррита к хрупкому разрушению в основном определяет это свойство и у стали. [c.16]

Повышение содержания углерода в сталях типа 25—20 увеличивает их склонность к дисперсионному твердению после закалки с высоких температур и последующего старения при умеренных температурах. Это изменение свойств происходит в аустенитных сталях в результате образования карбидных фаз и а-фазы в сталях с аустенито-ферритной структурой за счет распада аустенита или феррита и выделения а-фазы в б-фазе. Соотношение аустенитной и ферритной фаз оказывает влияние на сопротивление ползучести хромоникелевых сталей типа 25—12 (рис. 202) [325]. Увеличение 36S [c.368]

Обычно изучают изотермическое превращение аусте-нита (нроисходящее при выдержке при постоянной температуре) для эвтектоидной стали. Влияние температуры на скорость и характер превращения представляют в виде диаграммы изотермического превращения аустени-та (рис. 4.2). Диаграмма строится в координатах температура — логарифм времени. Выше температуры 727°С на диаграмме находится область устойчивого аустенита. Ниже этой температуры аустенит является неустойчивым и превращается в другие структуры. Первая С-образ-ная кривая на диаграмме соответствует началу превращения аустенита, а вторая — его завершению. При небольшом переохлаждении — приблизительно до 550°С происходит упомянутое выше диффузионное перлитное превращение. В зависимости от степени переохлаждения образуются структуры, называемые перлит, сорбит и тростит. Это структуры одного типа — механические смеси феррита и цементита, имеющие пластинчатое строение. Отличаются они лишь степенью дисперсности, т.е. толщиной пластинок феррита и цементита. Наиболее крупнодисперсная структура — перлит, наиболее мелкодисперсная — тростит. По мере увеличения степени дисперсности структур изменяются и механические свойства стали—возрастают твердость и прочность и уменьшаются пластичность и вязкость. Твердость перлита составляет 180-250 НВ, сорбита 250-350 НВ и тростита 350-450 НВ. В отличие от перлита, сорбит и тростит могут содержать углерода больше или меньше 0,8 %. [c.115]

Технология изготовления ферритов оказывает весьма существенное влияние на свойства готовых изделий. Технологический процесс производства ферритовых изделий вкратце сводится к тому, что предварительно получают ферритовый порошок, состоящий из тонко измельчен1 .ых, тщательно перемешанных и предварительно обожженных оксидов соответствующих металлов. В него добавляют пластификатор — обычно раствор поливинилового спирта, и из полученной массы прессуют под большим давлением изделия требуемой формы. Изделия подвергают обжигу при температуре 1100— [c.284]

Аналогичные данные получены при кратковременных испытаниях механических свойств при повышенных температурах. Для электрошлакового металла в то ке время характерно небольшое снижение прочностных свойств. На рис. 65 приведены полученные нами данные по влиянию ЭШП на горячую пластичность некоторых нержавеющих сталей, оцененную методом горячего скручивания. Полученные данные, а также производственный опыт показывают, что электрошлаковый металл имеет более высокую горячую пластичность и шире интервал температур удовлетворительной пластичности, что связано с повышением чистоты и гомогенности металла, В частности, в работе [162] было установлено, что иглы феррита в микроструктуре отожженных сталей ЭИ961 [c.221]

Растворимость фосфора в а и 7 железе значительно выше, чем содержание фосфора в стали, как примеси Поэтому фосфор в стали целиком находится в твердом растворе, и его влияние на свойства сказывается посредством измене НИН свойств феррцта и аустенита Вредное действие фосфора на свойства может усугубляться из за сильной склонно сти его к ликвации (степень ликвации достигает 2—3) Действие фосфора на свойства феррита проявляется в его упрочняющем влиянии и особенно в усилении хладноломкости стали, т е повышении температуры перехода из вязкого в хрупкое состояние (рис И) [c.27]

При дальнейшем повышении температуры (выше 400 С) наступает четвертое превращение при отпуске, которое характеризуется полным снятием внутренних напряжений и коагуляцией карбидных частиц в зернистом цементите. При температуре вьш1е 400° G отпущенная сталь состоит из феррита и зернистого цементита. Различная степень дисперсности цементита предопределяет и структуру отпущенной Стали. Сталь, отпущенная при 350—500° G, имеет структуру троостита, при 500—600° С — сорбита. Причем в первом случае частицы цементита более мелкие, чем во втором. Это оказывает влияние на свойства стали. Так, закаленная эвтектоидная сталь с твердостью НВ 650 после отпуска при 450° G имеет структуру троостита с твердостью НВ4(Ю, а после отпуска при 550° G — структуру сорбита с твердостью ЯВЗОО. [c.158]

Влияние отпуст на физические свойства стали. Отпуск имеет большое влияние на все свойства стали. На рис. 141 показано влияние температуры отпуска на некоторые физические свойства /стали. Как следует из рис. 141, в результате закалки резко возрастаег электросопротивление (электрическое сопротивление отожженной стали принято за единицу), что объясняется образованием твердого раствора мартенсита (ом. стр. 61, закон Курнакова). Отпуск при низких температурах, приводящий к распаду твердого раствора (мартенсита), влечет за собой резкое падение электросопротивления. При температурах отпуска выше 300°, когда образуются феррито-цементитные смеси различной дисперсности (троостит, сорбит, перлит), изменение электросопротивления невелико. Опыты показывают, [c.180]

Большее влияние на способность стали к глубокой вытяжке оказывает старение после холодной деформации, чем старение после отжига. Холодная деформация увеличивает нестабильность феррита, пересыщенного растворенными злемслтамк Бнедрения, уменьшает их растворимость в пересыщенном феррите, что ускоряет процесс старения. Скорость старения, кроме того, зависит также от степени пересыщенного феррита и температуры, при которой протекает процесс старения. При старении, однако, наступают диффузия атомов С и N, свободно растворенных в феррите, к дислокациям и выпадение нитридов и карбидов. Это приводит к повышению прочностных и снижению пластических свойств и способности к глубокой вытяжке материала. Старение увеличивает пределы прочности и текучести и твердость, уменьшает удлинение и глубину выдавливания колпачка (ом. рис. 53). iKpOxMe того, снова появляется. площадка текучести, которая снималась дрессировкой при этом не изменяется нормальная и плоскостная анизотропия механических свойств (рис. 57) [96]. После ста- рения при штамповке на стали опять образуются линии скольжения, что может быть причиной преждевременного появления трещин, повышенного брака, различных поверхностных дефектов и т. п. [20]. [c.152]

Влияние хрома, марганца и никеля на свойства феррита проявляется более значительно после термической обработки. Это объясняется тем, что они в отличие от других элементов оказывают влияние на скорость полиморфного 7- -а-превращения железа, уменьшая ее (понижают температуру точки Лз). Поэтому при медленном охлаждении безуглеродистого легированного железа (С<0,02%) образуется обычный феррит, имеющий равноосные зерна. При быстром же охлаждении превращение Fe.j,->Fe происходит по мартенситному меха низму безуглеродистый аустенит превращается в бе-зуглеродистый мартенсит с типичным игольчатым строе- [c.219]

С целью определения оптимального режима дополнительной термообработки изучалось влияние на свойства горячепрессованного феррита марки 30СЧ2 температуры и времени выдержки. Исследования проводились на образцах, изготовленных из шихты, полученной методом совместного осаждения гидроокисей. Изучалось влияние температуры и длительности выдержки на составляющие диэлектрической постоянной. Среда дополнительной обработки — воздух. Полученные результаты приведены в табл. 2. [c.28]

Большинство легирующих элементов, растворяющихся в феррите, гювышает его прочность, особенно после закалки и высокого отпуска. Последние опубликованные данные [24, 25] по влиянию легирующих элементов на твердость феррита после медленного охлаждения приведены на фиг. 16. Сравнение свойств феррита, как показано М. М. Штейнбергом, должно производиться при одной и той же ее личине зерна, так как уменьшение зерна феррита повышает его механические свойства. Особенно резко измельчение зерна феррита действует на сопротивление отрыву 5 и критическую температуру хрупкости Т . На твердость и предел прочности влияние величины зерна феррита сказывается меньше. Однако изменение зерна нелегированного феррита с № 1 до № 8 повышает твердость на 30% (до 100 Нд). Предел прочности легирующие элементы повышают примерно на столько же, на сколько они повышают и твердость. Особенно сильно легирующие элементы увеличивают сопротивление малым пластическим деформациям (предел текучести). [c.30]

Выделения феррита в аустенитном шве не должны образовывать сплошной сетки, ибо с рритный каркас может оказать вредное влияние на требуемые свойства металла. Феррит, как более хрупкая фаза, находясь в виде каркаса, может повлиять на хладостойкость стали. Он может снизить и пластичность при длительной работе в условиях высоких температур. Феррит в большей мере, чем аустенит, склонен к выделению о-фазы, снижающей пластичность и ударную вязкость. Поэтому присутствие более 8 % феррита в аустенитных швах нежелательно. В то же время разорванные ферритные выделения в аустенитном металле (обычно до 5 % феррита) могут даже оказать положительное влияние на свойства, разрывая непрерывность границ аустенитных зерен. [c.274]

Ряд высокохромисилх сталей в зависимости от рея има термообработки и температуры эксплуатации изделия могут изменять свои структуру и свойства, в основном приобретая хрупкость. В зависимости от химического состава стали и влияния термического воздействия в хромистых сталях наблюдаются 475°-ная хрупкость хрупкость, связанная с образованием сг-фазы охрупчивание феррита, вызываемое нагревом до высоких температур. 475°-ная хрупкость появляется в хромистых сплавах и сталях при содержании 15—70% Сг после длительного воздействия температур 400—540° С (особенно 175 С). Добавки титана и ниобия ускоряют процесс охрупчивания при 475°. [c.260]

Одним из этапов процесса обезуглероживания является диффузия углерода в феррите. Известно, что легирование феррита хромом резко замедляет процессы диффузии в нем элементов внедрения, в частности, углерода. Поэтому можно предположить, что повышение водородостойкости хромистых сталей происходит не только за счет наличия в них стабильных карбидов, но и вследствие влияния хрома, растворенного в феррите, на скорость диффузии углерода. Для проверки этого предооложения были поставлены специальные исследования и определено влияние отдельных легирующих элементов (вольфрама, ванадия, ниобия и титана) на длительную водородную стойкость стали с 0,16 -0,18% С и связь между фазовым составом, механическими свойствами и водородостойкостью сталей под давлением водорода 800 атм при температуре 600. [c.157]

Для поршневых колец, работающих при повышенных температурах (примерно до 250°), в условиях полусухого трения, наиболее пригодной является перлитная или сорбитная (после термообработки) структура с минимальным количеством феррита. Эта структура сообщает кольцу необходимую прочность, вязкость и хорошие антифрикционные свойства. Составы колец зависят от способа изготовления, определяющего скорость остывания отливок. При отливке индивидуальных колец в сырые формы обычный перлитный состав (№ 31) имеет повышенное содержание и до 3,0% 51 (для колец толщиной в 3—4 мм). Это обеспечивает перлитную структуру в тонких отливках и отсутствие как местных отбе-лов, так и феррито-графитной псевдоэвтектики, снижающих упругие и антифрикционные свойства. Повышенное количество фосфора, помимо необходимой жидкотекучести, способствует распределению фосфидов в виде разорванной сетки. Сера назначается до 0,07% для обеспечения хорошей заполняемости формы, хотя содержание до 0,1% 5 не оказывает вредного влияния на работу колец. Плавка чугуна для колец обычно производится дуплекс-процессом (вагранкагэлектропечь), что обеспечивает однородность состава и высокий перегрев. Оптимальная твёрдость колец, обладающих нормальной упругостью и прочностью, лежит в пределах 97 — 103. [c.50]

Способ Шютца [16]. Чугун с повышенным содержанием углерода (3,2—3,6% С) и кремния (3,0—3,5 Si) заливается в металлическую форму. Части отливки, которые получаются при этом отбелёнными, дают после отжига при температуре 800—850° С структуру, состоящую из феррита и микроскопических узелков углерода отжига. Отжиг не только не оказывает вредного влияния на механические свойства чугуна, но и приносит пользу, снимая внутренние напряжения. На фиг. 341 дана сравнительная характеристика обыкновенного, цилиндрового и перлитового чугуна Ланца. [c.205]

При растопке одного из котлов ПК-41, проработавшего около 12 тыс. ч, на линии БРОУ (быстродействующей редукционно-охладительной установки) были обнаружены две сквозные трещины (рис. 6-22,а), проходящие по зоне термического влияния в месте приварки гильзы для термопары одна продольная длиной около 700 мм, другая, отходящая от нее, кольцевая. Они были расположены на вертикальном участке, изготовленном из труб диаметром 377x10 мм из стали 20. Трубопровод спроектирован на давление среды 6,5 ат и температуру 170° С. Механические свойства и химический состав металла труб соответствовали требованиям ЧМТУ 670-65, по которым были поставлены трубы. Микроструктура состоит из феррита и плотного пластинчатого перлита без следов сфероидизации. Деформации зерен феррита около трещины не отмечается, величина зерна соответствует 5—6 баллам. Трещина развивалась по зернам от внутренней поверхности трубы. Металлургических дефектов вблизи трещины не обнаружено. [c.295]

Свойства аустенито-ферритных сталей зависят от соотношения ферритной и аустенитной фаз и процессов, протекающих в них. Количество аустенитной и ферритной фаз изменяется с температурами термической обработки, что определяется диаграммами состояния. Например, сталь с 22—25% Сг и 8% Ni имеет наибольшее количество аустенита при 900—1000° С. При температурах выше 1100° С количество аустенита будет уменьшаться, а феррита—увеличиваться. При 1300°С сталь становится полностью ферритной. На рис. 154 показано влияние легирования и температуры нагрева под закалку на содержание феррита в хромоникелевой стали типа 18-8 [49 ]. При медленном охлаждении или при повторных нагревах стали, предварительно нагретой до высоких температур, происходит обратный процесс и в б-феррите выделяется снова аустенит в виде видманштеттовых фигур (пластинок). Этот аустенит отличается от первоначального аустенита по составу и окраске и поэтому иногда обозначается в виде -аусте-нита Ч [c.273]

В работе [834] установлено, что хромомарганцевоникелевая сталь типа 19-5-6 с азотом после закалки на аустенит обладает высокой прочностью и пластичностью при 20 и —196° С. Наличие в структуре до 30% б-феррита не оказывает заметного влияния на механические свойства стали при—196° С. Однако эта сталь склонна к охрупчиванию после нагрева при температурах 500— 800° С, что зависит от содержания углерода и связано с образованием карбидов МегзСб- Сталь с 0,01% С не охрупчивается при отпуске. [c.479]

В табл 14 приведены данные о влиянии исходной структуры (после закалки) на механические свойства высоко-отпущенной стали 18Х2Н4МФА Регулируя скорость непрерывного охлаждения стали из аустенитного состояния в соответствии с термокинетической диаграммой распада аус тенита, удалось получить смеси различных структур мартенсита М, мартенсита и нижнего бейнита М- -Бп в разных соотношениях, верхнего и нижнего бейнита (5в+н), верхнего и нижнего бейнита с ферритом и перлитом в+н+ФЯ Естественно, что после закалки на указанные структуры сталь имела разную твердость, но подбором температуры отпуска была получена одинаковая твердость HV 3000 МПа, что позволило сравнить свойства при разной исходной структуре [c.167]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...