Мартенсит первое превращение прн отпуске

Получающийся при таком низком отпуске мартенсит, у которого отношение ja хотя и не равно, но близко к единице, называется отпущенным мартенситом. Следовательно, первое превращение есть превращение тетрагонального мартенсита в отпущенный, почти кубический. [c.272]

Итак, в результате первого превращения при отпуске получается так называемый отпущенный мартенсит, являющийся гетерогенной смесью пересыщенного а-раствора (неоднородной концентрации) и еще не обособившихся частиц карбида. [c.272]

В случае первого превращения, как показали результаты рентгеноструктурного исследования в сочетании с другими физическими методами, при низкотемпературном отпуске в начальный период происходит резкое уменьшение процентного содержания углерода в мартенсите (рисунок 3.33), а затем процесс замедляется и сталь переходит в метастабильное состояние, с очень медленным изменением содержания углерода в мартенсите. [c.205]

При отпуске закаленной стали наблюдаются три превращения 1) превращение при отпуске 200°С, сопровождаемое уменьшением тетрагональности решетки мартенсита, т. е. приближением соотношения осей почти к единице — это вызывается выделением углерода из мартенсита в результате первого превращения мартенсит закалки превращается в мартенсит отпуска [c.97]

В результате протекания первого превращения при отпуске получаем отпущенный мартенсит или мартенсит отпуска, внутри которого распределены мелкодисперсные частицы цементита структура отпущенного мартенсита сохраняет игольчатое строение. [c.157]

В результате первого превращения при отпуске получается так называемый отпущенный или кубический мартенсит. [c.190]

Распад мартенсита (первое превращение при отпуске). Мартенсит распадается в две стадии. [c.196]

Превращения при отпуске. Для изучения превращений, протекающих в стали при отпуске, применяются в основном рентгенографический и дилатометрический методы исследования. Эти методы дали возможность установить, что при отпуске стали происходят четыре превращения. Первое превращение состоит в переходе мартенсита с тетрагональной решеткой, характерной для закаленной стали, в мартенсит с кубической решеткой, называемый отпущенным мар- [c.179]

Лучший режим отпуска для быстрорежущих сталей — трехкратный с выдержкой по 1 ч. Если закалка инструмента проведена при нормальных условиях, превращение остаточного аустенита завершается в течение первых двух отпусков, а в процессе третьего отпуска происходит снятие напряжений во вновь образовавшемся мартенсите. После каждого отпуска охлаждение инструмента до температуры 20 С обязательно. Рекомендуемые режимы отпуска быстрорежущих сталей приведены в табл. 105. [c.192]

В результате первой стадии ТМО в материале создается мелкоблочная структура с высокой плотностью дислокаций, и последующее фазовое превращение происходит уже в пределах созданной субструктуры с сохранением высокой плотности несовершенств и с последующим получением мелкодисперсной конечной структуры материала в новом фазовом состоянии. В частности, стали, закаливающиеся на мартенсит, при ТМО подвергаются деформированию в состоянии равновесного или переохлажденного аустенита, закалке и низкотемпературному отпуску. [c.51]

Отпуск при 560° С приводит к интенсивному распаду остаточного аустенита, превращению его во вторичный мартенсит и значительному повышению твердости первого слоя (с 500—600 кгс/мм перед отпуском до 850—925 кгс/мм после отпуска), в то время как микротвердость исходной структуры сохраняется равной 780 кгс/мм (кривая 2, рис. 5). Таким образом, отпуск быстрорежущей стали, подвергнутой нагреву лучом ОКГ, при температуре 560° С приводит к некоторому упрочнению ее по сравнению с исходным состоянием стали, полученным в результате стандартной термической обработки. Повышение микротвердости составляет 70—100 кгс/мм [c.17]

Возможно ли упрочнение мартенсита после превращения у- а за счет процессов, происходящих внутри твердого раствора, в частности за счет образования зон, обогащенных примесями внедрения, подобно тому как это происходит при старении (в начальной стадии распада) Отмечалось неравномерное распределение примесей внедрения в мартенсите, но форма сегрегаций не была установлена [267]. Отмечалось также старение мартенсита при низких температурах и после кратковременной выдержки (секунды) при 0° С. Известно повышение твердости на ранних стадиях отпуска высокоуглеродистой стали. Зарегистрировано увеличение на 15% электросопротивления эвтектоид-ной стали ( 1% С) за первые 3 сек отпуска при 200° С. Электронномикроскопические исследования не обнаруживают при этом изменения микроструктуры. Важную роль при старении, как указывалось ранее, могут играть дефекты структуры, являющиеся местами предпочтительной сегрегации атомов углерода, Высказывалась точка зрения о том, что упрочнение мартенсита связано с процессом сегрегации примесей внедрения, возможно на двойниках, даже при 0° С, хотя некоторые [c.334]

Для более полного превращения остаточного аустенита отпуск быстрорежущих сталей необходимо повторять 2—4 раза в зависимости от состава стали. Наибольшее количество остаточного аустенита превращается прн первом отпуске. Положительная роль многократного отпуска, применяемого для быстрорежущих сталей, состоит в том, что ои повышает сопротивление пластической деформации из-за более полного превращения остаточного аустенита. Кроме того, многократный отпуск снимает напряжения, созданные закалкой и превращением остаточного аустенита в мартенсит. [c.384]

Отпуск чугуна — процесс, применяемый после закалки для снятия термических напряжений и повышения предела прочности. Применяют низкий отпуск при 180—250° С и высокий при 300— 500° С. При низком отпуске протекает первое основное превращение, благодаря чему снимаются внутренние напряжения при сохранении высокой твердости и износостойкости чугуна. Структура после низкого отпуска — отпущенный мартенсит. [c.180]

В процессе исследований, уже на первой их стадии, было установлено, что образованию трещин способствуют повышение температуры нагрева и рост зерна, увеличение содержания углерода в мартенсите и общего содержания водорода в стали, снижение температуры начала и особенно конца превращения мартенсита, высокие скорости охлаждения металла в этом интервале температур, увеличение жесткости и толщины свариваемых или закаливаемых изделий и т. д. С повышением температуры отпуска склонность к образованию трещин понижается. При сварке опасность образования трещин выше, чем при закалке, из-за более неблагоприятного сочетания этих факторов и в первую очередь из-за интенсивного роста зерна при нагреве металла до температуры, близкой к солидусу, повышенного содержания водорода и более высоких напряжений первого рода, вызываемых местным неравномерным нагревом. [c.153]

При отпуске легированной стали можно наблюдать явление отпускной хрупкости, т. е. понижение ударной вязкости, происходящее несмотря на уменьшение твердости] Различают две зоны отпускной хрупкости. В первой зоне (фиг. 187), например при 260 — 325°, отпускная хрупкость объясняется превращением остаточного вязкого аустенита в отпущенный мартенсит. Повышение легирован-ности аустенита, особенно за счет высоких температур закалки (до 950—1000°), увеличивает количество остаточного аустенита и 01-пускную хрупкость в первой зоне. [c.292]

При отпуске из остаточного аустенита выделяются карбиды, что уменьшает его легированность. Обедненный углеродом и легирующими элементами остаточный аустенит при охлаждении превращается в мартенсит. После первого отпуска остается в структуре 15—17% остаточного аустенита. Для более полного превращения остаточного аустенита необходим многократный (трехкратный) отпуск при температуре 550—570° С. Длительность каждого отпуска 50—60 мин. Иногда применяют трехкратный отпуск при температуре 600° С с выдержкой 10—15 мин. [c.157]

Вторая стадия отпуска получается при температурах нагрева свыше 200° н характеризуется вторым превращением, когда начинает распадаться остаточный аустенит, переходя в отпущенный мартенсит с увеличением объема. При этом одновременно продолжается процесс первого периода — выделения карбидов и уменьшения концентрации углерода в решетке, которая стремится к минимальному значению, отвечающему нормальному ферриту с неискаженной кубической решеткой. [c.237]

После закалки следует отпуск при 550—570 °С, вызывающий превращение остаточного аустенита в мартенсит и дисперсионное твердение в результате частичного распада мартенсита и выделения дисперсных карбидов. Это сопровождается увеличением твердости (вторичная твердость). В процессе выдержки при отпуске из остаточного аустенита выделяются карбиды, что уменьшает его легированность, и поэтому при последующем охлаждении он претерпевает мартенситное превращение Мц л 150 °С). В процессе однократного отпуска только часть остаточного аустенита превращается в мартенсит. Чтобы весь остаточный аустенит перешел в мартенсит и произошел отпуск вновь образовавшегося мартенсита, применяют многократный (чаще трехкратный) отпуск при 550—570 °С. Продолжительность каждого отпуска 45— 60 мин. Для стали Р6М5 оптимальный режим отпуска, обеспечивающий наибольшую твердость и высокие механические свойства 350 °С 1 ч (первый отпуск) и 560—570 °С по 1 ч (последующие два отпуска). Получение более высокой твердости объясняется тем, что при температуре 350 °С выделяются частицы цементита, равномерно распределенные в стали. Это способствует более однородному выделению и распределению специальных карбидов Mg при температуре 560—570 °С. [c.355]

Согласно [263], в стали с высоким содержанием углерода (1,5—1,75% С) при низкотемпературном отпуске 60—120° С образуются последовательно два твердых раствора. Количество первого (ai) в процессе отпуска вначале увеличивается, проходит через максимум, затем уменьшается. Количество второго (аг) вначале медленно, а затем быстро возрастает. По содержанию углерода ai ближе к исходному мартенситу (- 1,2% С) аг более обеднен углеродом ( 0,35% С). Для первого превращения On x- ai энергия активации Q = 96,4 кдж1г-атом (23 ккал1г-атом) для второго ai аг) она составляет 160 кдж г-атом (38 ккал г-атом). Возникновению двух обедненных твердых растворов соответствует, по-видимому, образование двух карбидных фаз с низким и высоким содержанием углерода. Мартенсит вокруг карбидных частиц, естественно, обеднен [c.277]

При отпуске в стали происходят определенные структурные превращения. Первое превращение совершается при температурах 80-200 °С. Из раствора выделяется углерод, при этом исчезает искажение кристаллической решетки. Образующийся в процессе отпуска мартенсит, имеющий кубическую решетку, называют отпущенным. Второе превращение происходит при температурах 200-300 °С. Остаточный аустенит переходит в отпущенный мартенсит, который является менее напряженной структурой, чем мартенсит закалки. И, наконец, третье превращение происходит при температурах 300-400 °С. В этот период завершается процесс выделения углерода из раствора, образуется цементит Feg , одновременно уменьшаются внутренние напряжения в стали. При 400 °С сталь состоит из ферритно-цементитной смеси (троостит отпуска). При дальнейшем повышении температуры начинается коагуляция — частицы феррита и цементита разрастаются и приобретают округлую форму. Отпущенная при 350-500 °С сталь имеет структуру троо-стита, при 500-600 °С — структуру сорбита и при 600-700 °С — структуру перлита. [c.200]

При отпуске в быстрорежущей стали протекают два процесса. Первый происходит при ее нагреве и выдержке при температуре отпуска и заключается в выделении из остаточного аустенита карбидов в измельченном состоянии. Вследствие этого аустенит становится менее легированным,что облегчает его превращение в мартенсит. При втором процессе, протекающем при 200-100 °С (т. е. при охлаждении стали), аустенит превращается в мартенсит. В процессе отпуска снимаются внутренние напряжения, полученные сталью при закалке. После отпуска структура стали состоит из мелкоигольчатого мартенсита и карбидов. Твердость составляет 62-65 HR g. [c.208]

Структура закаленных сталей в зависимости от состава и условий аустенитизации состоит из тетрагонального мартенсита, непреобра-зовавшегося (остаточного) аустенита и нерастворенных карбидов. В таком состоянии инструментальная сталь весьма хрупка, подвержена большим внутренним напряжениям, вследствие чего непосредственно после закалки не используется. Мартенсит — метастабильная фаза, склонная к превращению в другие, более стабильные фазы. Превращение мартенсита в течение длительного времени (месяц, год) наблюдается и при комнатной температуре однако за практически приемлемое время происходит только при нагреве (отпуске). Поэтому инструменты поле закалки отпускают, нагревают до какой-то невысокой или более высокой температуры и выдерживают. Под действием тепла в структуре закаленных инструментальных сталей Происходят превращения. Для определенной стали характер и величина изменений зависят от температуры отпуска. У нелегированных сталей наблюдаются четыре хорошо различимые стали. В нелегированных и низколегированных инструментальных сталях с 60°С наблюдается первая стадия отпуска (60—150—170° С). Де- [c.104]

Низкий отпуск — нагрев закаленной стали до 180—250°С и последующее охлаждение. Его применяют с целью снижения остаточных внутренних напряжений и повышения вязкости без заметного снижения твердости (закаленная сталь после отпуска сохраняет твердость в пределах HR 58- ). При отпуске происходит распад мартенсита (первое превращение при отпуске) и начинается распад остаточного аустенита (начало второго превращения при отпуске). Структура низкого отпуска — отпущенный мартенсит. [c.175]

С обработкой деталей холодом мы познакомились в параграфе 51. Остается добавить немногое. В структуре закаленной быстрорежущей стали сохраняется больщое количество остаточного аустенита. Часть его при отпусках претерпевает мартенситное превращение. Твердость стали при этом несколько повышается. Но даже многократными отпусками не удается добиться полного превращения остаточного аустенита в мартенсит. Вот для этого-то инструменты из быстрорежущей стали и подвергаются глубокому охлаждению. Обработка холодом осуществляется обычно сразу после закалки перед первым нормальным отпуском. [c.288]

При нагреве (отпуске) закаленной стали наблюдаются четыре превращения первое превращение — при нагреве до 200° С, второе — в интервале 200—300° С, третье — при 300—400° С, четвертое — при температуре выше 400° С. При первом превращении из пересыщенного а-твердого раствора (мартенсита) выделяется углерод, в связи с чем тетрагональность решетки уменьшается и соотношение осей da приближается к единице. В результате нагрева до 200° С содержание углерода в мартенсите снижается и особенно значительно в высокоуглеродистой стали (рис. 36). Углерод выделяется в виде мельчайших пластинок карбида железа, называемого е (эпсилон)-карбидом (Fe ) и имеющего гексагональную решетку и формулу, близкую к Pej . [c.31]

Углеродистые стали 35 и У8 после закалки и отпуска и.меют структуру мартенсит отпуска и твердость первая-45 НКС, вторая- 60 НКС, Используя диаграмму Ре-С и учитывая преврашення, происходящие при отпуске, укажите температуру закалки и те.мпературу отпуска для каж.той стали. Опишите превращения, происходящие в этих стапях в процессе закалки и отпуска, и объястште, почему сталь имеет большую твердость, чем сталь 35. [c.157]

Термическая обработка для получения ковкого чугуна типа 4 заключается в полном проведении первой стадии графитизации, последующей закалке и отпуске при температуре 650—700° С (фиг. 103, е). После проведения первой стадии графитизации устанавливается равновесие аустенит — углерод отжига. При последующем быстром охлаждении в основной металлической массе происходят превращения, анало--гичные превращениям в стали при её закалке. В зависимости от условий охлаждения (температура закалки, охлаждающая среда) могут быть получены следующие структуры основной металлической массы мартенсит с остаточным аустенитом, мартгнсит, мар- [c.551]

Целью легирования инструментальных сталей, принадлежащих к этой группе, в первую очередь является увеличение толщины прокаливаемого слоя, так как твердость обеспечивается большим содержанием углерода в мартенсите. Чем разнообразнее добавки содержит сталь, тем больше диаметр прокаливаемости или расстояние, измеренное от охлаждаемого торца на образце Джомини (рис. 161). Наиболее значительно увеличивает прокаливаемость легирование марганцем, молибденом, хромом и кремнием. С помощью легирования кремнием можно увеличить пределы упругости и текучести. Однако под влиянием добавок кремния растет твердость стали в отожженном состоянии и значительно увеличивается ее склонность к обезуглероживанию. У сталей, легированных, кремнием, температура эвтектоидных превращений выше, чем у нелегированных. Таким образом, для растворения карбидов требуется также большая температура. Сильные карбидообразующие элементы (ванадий, вольфрам, молибден, хром) в небольших количествах растворяются в цементите, уменьшая при этом его растворимость и склонность к коагуляции. Благодаря этому увеличивается устойчивость стали против отпуска и уменьшается чувствительность к образованию крупнозернистой структуры. Однако при наличии легирующих компонентов в количестве более 1—1,5% образуются карбиды уже больших размеров и возникает неоднородность в распределений карбидной фазы главным образом в продольном сечении. Влияние [c.173]

При обработке холодом до температуры —70° С довольно интенсивно продолжается мартенситное превращение, повышается твердость стали, но не изменяется состав твердого раствора и таким образом не изменяется теплостойкость. При этом образуется более равномерная структура стали, что в отдельных случаях оказывает благоприятное влияние на прочностную стойкость инструментов. Однако не следует забывать об отпуске после обработки холодом. Во Время отпуска закаленной быстрорежущей стали при низких температурах (150—350° С), таких же, как у эвтектоидных и доэвтекто-идных инструментальных сталей, начинается распад мартенсита, уменьшается содержание растворенного углерода (см. табл. 84), выделяются карбиды МвзС, уменьшаются искаженность кристаллической решетки мартенсита, внутренние напряжения и удельный объем, происходит снижение твердости на HR 3—6. Изменение твердости быстрорежущей стали R6, закаленной от различных температурах нагрева, в зависимости от температуры отпуска представлено на рис. 191. Для сравнения на рисунке показаны кривые отпуска ледебуритной инструментальной стали с 12% Сг (сталь марки К1) и эвтектоидной инструментальной стали S81. На первом и втором участках характер кривой быстрорежущей стали подобен характеру кривых нелегированной инструментальной стали, При дальнейшем увеличении температуры отпуска в быстрорежущих сталях в интервале температур 450—600° С при дальнейшем распаде твердого раствора уменьшение твердости сменяет значительное ее увеличение (рис. 192). Увеличение твердости данных быстрорежущих сталей тем больше, чем выше была температура нагрева при закалке или же чем больше легирующих компонентов растворилось в аустените. Этот процесс можно ясно наблюдать на кривых отпуска быстрорежущих сталей R6 (см. рис. 191) и RIO (рис. 193). Сначала вместо цементита появляются со все более увеличивающимся Содержанием легирующих компонентов карбиды Ме С (содержание углерода в мартенсите при 400°С не снижается), затем появляются собственные карбиды легирующих компонентов и сложные карбиды. [c.215]

Прерывистый отпуск. Первый отпуск уменьшает возникающие при закалке напряжения, но дисперсные карбиды вызывают новые еще более значительные напряжения, возникающие вследствие их выделения, которые в свою очередь увеличивают объемные деформации, возникающие из-за превращения части остаточного аустёни"та в мартенсит. [c.217]

В инструментальной стали марки Н23, содержащей 12% Сг, 12% W и 0,3%) С, во время закалки только частично происходит а->у-превращение и образуется немного аустенита. Это так называемые полуферритные стали (см. рис. 9,1). Для растворения карбидов требуется высокая температура 1200—1270° С. Непревращен-ный феррит также остается неизменным и в процессе охлаждения, и только небольшая часть аустенита переходит в мартенсит. Поэтому твердость, получаемая при закалке, невысока (приблизительно HR 40), но в процессе отпуска при 600—700° С вследствие выделения карбидов и интерметаллических соединений она значительно возрастает (см. рис. 218) и при высоких температурах отпуска превышает твердость стали марки W2. Эту сталь используют в первую очередь для форм литья под давлением медных сплавов. [c.279]

Различают два вида отпускной хрупкости хрупкость, получающуюся при низком отпуске (260—325°С), и хрупкость, получающуюся при высоком отпуске (450—550° С). Причина хрупкости первого вида объясняется превращением остаточного аустенита в мартенсит, а причиной хрупкости второго вида следует считать выделение из а-раствора мельчайших частичек карбидов, нитридов, оксидов, располагающихся по границам зерен. Отпускная хрупкость второго вида характерна для сталей, легированных N1, Сг, Мп такие металлы, как Мо, V, Ш, Ti, препятствуют ее появлению. Чтобы предупредить появление отпускной хрупкости второго вида, изделия следует охлаждать после высокого отпуска бь1Стро. [c.114]

Отпуск в интеррале температур 250—350° С является запретным, так как он приводит к охрупчиванию стали, т. е. к резкому падению ударной вязкости. При температуре 250—350°С происходит превращение остаточного аустенита в мартенсит отпуска. Этот процесс сопровождается увеличением объема, так как объем аустенита меньше, чем объем мартенсита. Кроме того, при этом происходит также неравномерный распад старого мартенсита. По границам зерен диффузия протекает быстрее, чем по телу зерна, а следовательно, по границам зерен интенсивнее выделяется цементит. Все это вместе способствует охрупчиванию стали. Это явление называется отпускной хрупкостью I рода. Отпускная хрупкость первого рода наблюдается как в углеродистых, так и в легированных сталях. [c.89]

На карбидные превращения при отпуске легирующие элементы сильно вляют при температурах выше 450°С, когда становится возможным их диффузионное перераспределение. В результате этого влияния образуются специальные карбиды. Возможны два механизма их появления. Во-первых, концентрация карбидообразующего легирующего элемента в результате его диффузионного перераспределения между а-раствором и цементитом возрастает до такой величины в цементите, что он превращается в специальный карбид. Например, легированный цементит (Ре, Сг)зС так превращается в карбид хрома (Сг, Ре)7Сз. Во-вторых, специальный карбид может зародиться прямо в пересыщенном легирующим элементом а-растворе. Первоначально могут образовываться частично когерентные выделения промежуточного специального карбида. Его выделение сопровождается растворением цементита, который в легированной стали является менее стабильной фазой. Частицы специальных карбидов обычно предпочтительно зарождаются на дислокациях в мартенсите. При более высоких температурах отпуска промежуточный специальный карбид заменяется стабильным специальным карбидом. [c.345]

Легирование вольфрамом значительно измельчает избыточную карбидную фазу и, следовательно, повышает твердость этих сталей. Стали этой группы можно закаливать и в воде и в масле (в последнем случае — до определенного сечения). Закалка в воде дает более высокую твердость. Так у стали В1 твердость после закалки в воде (и отпуска 100—120°) может достигнуть значений порядка HR 67—68, а у стали ХВ5 — до HR 69—70. При закалке же в масле (и таком же отпуске) получается твердость не выше HR 64—65. Такое различие объясняется тем, что в первом случае получается меньше остаточного аустенита, а образовавшийся в самом начале мартенсит не успевает отпуститься при ускоренном охлаждении в интервале мартенситного превращения (точка у этих сталей лежит около 250 , поэтому при замедленном охлаждении, какое дает масло, первые порции мартенсита, образовавшиеся в начале мартенситного интервала, успевают распасться). [c.296]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...