Аустенит Влияние хрома при высоких температура

Все легирующие элементы уменьшают склонность аустенитного зерна к росту. Исключением является марганец и бор, которые способствуют росту зерна. Количественное влияние остальных элементов, измельчающих зерно, сильно разнится друг от друга. Никель, кобальт, кремний, медь (элементы, не образующие карбиды) относительно слабо влияют на рост зерна. Хром, молибден, вольфрам, ванадий, титан сильно измельчают зерно (элементы перечислены в порядке возрастания их действия), что является прямым следствием различной устойчивости карбидов (и нитридов) этих элементов. Избыточные карбиды, не растворенные в аустените, препятствуют росту аустенитного зерна (см. теорию барьеров — гл. X 2). Поэтому сталь, при наличии хотя бы небольшого количества нерастворимых карбидов, сохраняет мелкозернистое строение при весьма высоких температурах нагрева. [c.256]

Итак, стабилизированные стали должны содержать достаточное по отношению к углероду количество карбидобразующего элемента (достаточная стабилизация), который должен связать углерод в специальные карбиды и этим сделать невозможным выпадение карбидов хрома. В этом случае стали ведут себя приблизительно так, как если бы они почти совсем не содержали углерода. Напомним (см. 4.1), что стабилизация стали 1Х18Н9 титаном и ниобием в соответствии с эмпирическими формулами, приведенными выше (табл. 18), в большинстве случаев полностью подавляет склонность к межкристаллитной коррозии того типа, который проявляется у нестабилизированных сталей после сварки (см., например, рис. 31). Изделия, изготовленные с применением сварки из правильно стабилизированных сталей [226, 244], оказываются и без последующего отжига стойкими к межкристаллитной коррозии в зонах, подвергшихся термическому влиянию. Однако, при более длительных выдержках в условиях критических температур и стабилизированные таким образом стали становятся также в различной мере склонными к межкристаллитной коррозии в зависимости от степени стабилизации. Действительно, ранее было установлено, что растворяющий отжиг при температуре 1150° С уже может оказать влияние на стойкость стали с более низким содержанием титана и ниобия. При этой температуре еще не может произойти значительный рост зерна, поэтому увеличение количества карбидов хрома, выделяющихся по границам зерен в зоне термического влияния сварного соединения, нельзя в этом случае объяснить только уменьшением всей поверхности границ за счет роста зерна. Точно так же гипотеза о значительной поверхностной активности углерода по отношению к хромоникелевому аусте-ниту, основанная на современных представлениях о роли поверхностных слоев кристаллов твердого раствора при термообработке поликристаллических веществ и очень хорошо описывающая распределение углерода в аустените, не объясняет процесс освобождения связанного в специальном карбиде углерода во время растворяющего отжига при высоких температурах. Чтобы в поверхностных слоях аустенитных зерен могла повыситься концентрация углерода, прежде всего должна произойти диссоциация присутствующих в структуре карбидов титана, ниобия или тантала, а для этого углерод и карбидобразующий элемент должны перейти в твердый раствор. Реально ли это с термохимической точки зрения, можно вывести [c.128]

Легирующие элементы оказывают большое влияние на точку Л,, соответствующую температуре перехода перлита в аустенит (рис. 93, а). Никель и марганец снижают температуру А , а Т1, Мо, 31, У и другие элементы повышают температуру Л1 (см. рис, 93, а). Легирующие элементы уменьшают эвтектондную концентрацию углерода (рис. 93, б) к предельную растворимость углерода в аустените, сдвигая точки 5 к на диаграмме состояния Ре—С влево. Как видно из рис. 94, где приведены вертикальные разрезы тройной диаграммы состояния Ре—Мп—С и Ре—Сг—С, перитектическое, эвтектическое и эвтектоидное превращения протекают не при постоянной температуре, как в двойных системах, а в некотором интервале температур. В системе р е—Мп.—С у-фаза с увеличением содержания марганца существует и в области более низких температур. В системе Ре—Сг—С с возрастанием концентрации хрома область существования у-ф>ззь( сужается. Состав карбидной фазы (К) в марганцовистых сталях соответствует соединению (РеМп)8С, в котором часть атомов железа. замещена атомами марганца. В хромистых сталях образуются (Ре, Сг)зС и специальные хромистые карбиды, состав и структура которых зависят от содержания углерода и хро.ма. При низком содержании углерода и высоком содержании хрома образуются ферритные стали, не претерпевающие полиморфного превращения (рис. 94, б). [c.137]

Количеств остаточного аустеннта в стали 6ХЗФС 9— 10% после непрерывной закалки и отпуска при 180 С и 22—25% после изотермической закалки. Эгот аустенит из-за совместного влияния хрома и кремния устойчив при низких температурах (-50-4-60 С), что обеспечивает сохранение высокой вязкости. [c.155]

Стали Х12Ф1 и Х12ФН содержат большое количество хрома (И—12%), образуют большое количество карбидов хрома они относятся к карбидному классу сталей и обладают очень высокой износостойкостью. На твердость и количество остаточного аустенита этих сталей большое влияние оказывает температура закалки. С повышением температуры закалки увеличивается растворимость в аустените карбидов хрома, вследствие чего аустенит получается более легированным и более устойчивым, и поэтому, чем выше температура закалки, тем больше сохраняется остаточного аустенита (фиг. 241). Твердость с повышением температуры закалки сначала повышается, достигая максимума (62—64 H ) при температуре закалки 1075°, а затем понижается. Поэтому эти стали закаливают в масле от высоких температур (1050—1150°). В зависимости от тем- [c.300]

Образованию а-фазы способствует повышение содержания хрома, легирование молибденом (Мо = 2...4 % содержится в некоторых сталях), присутствие б-феррита, предварительный наклеп стали. В сварных соединениях сталей типа 12Х18Н10Т а-фаза появляется после 10-50 ч выдержки в благоприятном для ее образования интервале температур, так как наплавленный металл содержит б-феррит, а в нем содержание хрома несколько выше его среднего содержания в стали. Охрупчивание стали под влиянием а-фазы проявляется, начиная с 10 % по объему. Для устранения охрупчивания рекомендуется стабилизирующий отжиг при 850-950 °С. Выдержка при температуре отжига сопровождается растворением а-фазы и одновременно повышает стойкость к МКК, так как устраняются неоднородности содержания хрома на границах зерен аустенита. Кроме того, в стабилизированных сталях вместо карбида хрома образуются карбиды МС, что увеличивает содержание хрома в аустените и в определенной мере повышает его коррозионную стойкость. Образование б-феррита в количестве более 15-20 % снижает технологичность сталей при горячей обработке давлением. Различия механических свойств Y- и б-фаз, температуры и скорости рекристаллизации и коэффициентов линейного расширения являются причиной появления разрьшов и горячих трещин, в особенности при высоких скоростях деформирования и больших деформациях. Количество б-феррита определяется соотношением между аустенитно- и ферритно-образующими элементами в аустените и температурой нагрева стали. Чтобы не допустить образования большого количества б-феррита, при обработке стали ограничивают температуру нагрева с учетом уже имеющегося б-феррита. [c.241]

Существенное влияние на графитизацию могут оказьшать небольшие концентрации примесей в чугуне. Элементы, увеличивающие межатомные связи в цементите и способствующие в связи с этим снижению его термодинамического потенциала (Сг, Мп), тормозят графитизацию. Растворенный в цементите хром может уменьшить химический потенциал углерода до более низкого уровня, чем в графите, что приводит к высокой устойчивости цементита. Это существенно тормозит растворение цементита в аустенит и графитизация практически не происходит при любой температуре - от эвтектоидной до эвтектической. [c.693]

Изменение химического состава гетерофазного сплава в результате сублимации вызывает количественные и качественные изменения в его структурном состоянии. Быстрее всего, конечно, такие изменения наступают в поверхностной зоне материала, но со временем они распространяются на внутренние слои. Исследование влияния вакуумного нагрева [остаточное давление газа изменялось от 67 мкн1м (5-10 ) до 0,133 мкн1м (l 10 мм рт. ст.), а температура от 760° до 980° С] на микроструктуру нержавеющей стали 316 обнаружило значительное изменение фазового состава сплава [398]. Выдержка этой стали при 870° С в течение 3453 ч привела к выделению относительно грубых частиц Х фазы. Первоначально высокая скорость потери марганца — элемента, стабилизирующего аустенит,— явилась причиной появления на ранних стадиях сублимации в припо- верхностной зоне островков феррита, однако дальнейшая выдержка стали 316 в вакууме при 870 и 980° С привела к полному исчезновению феррита. Авторы объясняют повторный переход сплава в у-состояние сочетанием сравнительно низких потерь никеля и больших потерь хрома. Интересно отметить, что при переходе поверхностного слоя образцов в а-состояние скорость сублимации сплава приближалась к скорости сублимации чистого железа. [c.435]

Хром во всех быстрорежущих сталях содержится в ко личестве около 4 % Он является основой карбида МегзСе При нагреве под закалку этот карбид полностью растворя ется в аустените при температурах, значительно более низких, чем температуры растворения карбидов МвдС и МеС Вследствие этого основная роль хрома в быстрорежущих сталях состоит в придании стали высокой прокали-ваемости Он оказывает влияние и на процессы карбидооб разевания при отпуске [c.364]

Характер зависимостей глубина межкристаллитной коррозии — время провоцирующего нагрева, а также соответствующие кривые потенциал—время (рис. 6), построенные для корро-зионно-стойких сталей с различным содержанием углфода и титана, указывают на решающую роль хрома как легирующего элемента в коррозионно-стойких аустенитных сталях, а также на возможность резкой активации коррозионных процессов, вызванной влиянием следующих факторов снижением содержания хрома в тв0 рдом растворе, ростом концентрации углерода, появлением структурной неоднородности при термических воздействиях. При неблагоприятном сочетании этих факторов коррозионные процессы коррозионно-стойких сталей резко ускоряются, а разблагораживание потенциала вследствие этого может достигать больших величин, приближающихся к 1,0 В. Сочетание указанных факторов проявляется и в сварных соединениях стали типа 18 Сг=10 N1, вследствие чего существенно снижается их коррозионная стойкость. Процесс распада твердого раствора (аустени-та), вызванный сенсибилизирующим воздействием на сталь опасных температур приводит к появлению и развитию не только межкристаллитной коррозии, но часто и к более сложным процессам. К ним относится ножевая коррозия — наиболее опасный вид коррозионного разрушения сварных соединений хромоникелевых сталей, легированных стабилизирующими элементами (титаном, ниобием). Ножевая коррозия локализуется в узкой околошовной зоне, непосредственно прилегающей к металлу шва и развивается с высокими скоростями, достигающими в окисли- [c.14]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...