Сталь Структура после отпуска

Одинаковые свойства (ударная вязкость, вид излома и твердость, а также критическая температура хрупкости) могут быть получены на двух сталях за счет изменения количества мартенсита в структуре. В качестве условных критериев могут быть приняты характеристики стали 40Х. После отпуска на твердость HR = 35 сталь 40Х с 60% мартенсита при температуре +20° С имеет ударную вязкость 3,9 /сг/сж [c.115]

Стали с 0,76, 0,44 и 0,33% С были закалены от температур аустенизации, которые приняты в промышленности. После закалки мартенсит образует мелкоигольчатую структуру. После отпуска в структуре сохраняются мелкие иглы. При низких температурах отпуска происходит интенсивное травление структуры, особенно в высокоуглеродистых сталях, поскольку выделения карбида очень мелки (ф. 342/1,2 343/4—7 344/2 и 3). При более высоких температурах отпуска, когда укрупняются цементитные выделения, микроструктура кажется более светлой (ф. 344/6, 7 345/2, 3), особенно в низкоуглеродистых сталях с 0,33% С (ф. 345/4 и 5) и 0,22% С (ф. 346/1 и 2). [c.17]

Отпуск при 550 и 650° С приводит к образованию различных структур. После отпуска при низких температурах (ф. 473/8) полосчатость не на блюдается, а после отпуска при более высоких температурах в структуре имеются светлые и темные полосы, появление которых связано с ликвацией (ф. 474/4). Это наблюдалось и в других сталях. Полосчатость обусловлена или увеличением количества выделений, или изменением типа карбидов. [c.57]

При закалке доэвтектоидной стали с температуры выше Лсь но ниже Лсз в структуре наряду с мартенситом сохраняется часть феррита (рис. 230,а), который снижает твердость в закаленном состоянии и ухудшает механические свойства после отпуска. Такая закалка называется неполной и, как правило, ее не применяют. [c.286]

Отпуск — нагрев ниже точки Ai и медленное охлаждение его применяют как сопутствующую операцию после закалки для получения более устойчивых структур. Высокий отпуск (нагрев до температуры 700 С) применяют для повышения пластичности и обрабатываемости при небольшом снижении прочности закаленной стали низкий отпуск (нагрев до температуры 250 °С) применяют для повышения вязкости закаленной стали при сохранении прочности. [c.13]

Инструментальными сталями называют углеродистые и легированные стали, обладающие высокой твердостью (HR 60—65), прочностью и износостойкостью и применяемые для изготовления различного инструмента. Обычно это заэвтектоидные или ледебуритные стали, структура которых после закалки и низкого отпуска мартенсит + избыточные карбиды. [c.295]

Для инструмента, требующего повышенной вязкости, например для штампов горячего деформирования, применяют доэвтектоидные стали, которые после закалки на мартенсит подвергают отпуску при более высокой температуре для получения структуры троостита и даже сорбита. Износостойкость и твердость этих сталей ннже, чем заэвтектоидных. Одной из главных характеристик инструментальных сталей является теплостойкость (или красностойкость), т. е. устойчивость против отпуска при нагреве инструмента в процессе работы. [c.295]

На участке неполной перекристаллизации (Гтах в интервале неравновесных температур Лс1 — Лсз) происходит полное или частичное превращение перлитных участков в аустенит и коагуляция цементита и специальных карбидов при сохранении феррита. Конечная структура после охлаждения будет характеризоваться неравномерным размером зерна и неоднородностью структурных составляющих. Если свариваемая сталь находилась в исходном состоянии закалки и отпуска, то в этой зоне происходит разупрочнение, т. е. снижение прочности и твердости. [c.516]

Рентгенографические исследования [100, 109] подтверждают, что непосредственно в процессе деформирования стали по режиму ВТМО происходит выделение углерода и одновременное дробление блоков аустенитных зерен. Однако у стали, не прошедшей отпуска, последний эффект не проявляется, поскольку он перекрывается более сильным эффектом, связанным с обеднением аустенита углеродом при деформации. При сравнительно небольших степенях обжатия (до 30%), не вызывающих значительного выделения углерода из твердого раствора, но приводящих к его деформационному упрочнению, снижается способность аустенита к образованию полос сдвига. А именно полосы сдвига при их образовании являются потенциальными центрами кристаллизации (для последующего мартенситного превращения). Все это приводит к увеличению остаточного аустенита после таких режимов ТМО, что было отмечено также в ряде других работ [106, 120 и др.]. При больших степенях деформации решающую роль в рассматриваемых процессах приобретает другой фактор — обеднение аустенита углеродом. В результате точка мартенситного превращения повышается, а количество остаточного аустенита в структуре стали уменьшается [100]. Такое изменение соотношения фазовых составляющих приводит к повышению не только прочности, но и пластичности стали при некоторых средних значениях обжатия после ВТМО наблюдается максимум пластичности, что соответствует состоянию, когда после закалки сохраняется наибольшее количество остаточной у- или р-фазы (для сплавов на основе титана) [100, 130, 134]. [c.82]

При глубоком травлении закаленных сталей выявляется особенно плотная и гладкая картина. От нее отличается картина глубокого травления улучшенных сталей. Влияние отпуска становится заметным в интервале температур от 150 до 400° С. Повышение температуры отпуска до 650° С не приводит к дальнейшим изменениям. Выявленная глубоким травлением структура стали после неполного отжига выглядит более грубой. Если глубоким травлением закаленной стали выявлены трещины, то трудно установить, вызвано ли их появление обработкой горячими кислотами или они являются закалочными трещинами. Даже после отпуска при 350—400° С все еще могут появляться трещины. [c.44]

После закалки в масле в обеих сталях образуется структура мартенсита при нормализации формируется структура, состоящая из смеси нижнего и верхнего бейнита. Отпуск наряду с превращением мартенсита и бейнита в сорбит отпуска приводит к развитию процессов возврата, в результате чего игольчатая направленность исходных закалочных структур несколько уменьшается. Вместе с тем в связи с выделением дисперсных карбидных частиц в теле субзерен после отпуска сохраняется высокая плотность хаотически расположенных дислокаций. [c.42]

Минимальные потери массы при изнашивании после отпуска отмечены у образцов стали, содержащей 1,40 /о С, 7,05% Сг и 0,70% Ti (плавка № 311). В литом состоянии сталь имеет структуру мелкозернистого аустенита и включает небольшое количество эвтектики. Карбидная фаза состоит из карбида титана, а также из гексагонального и кубического карбидов, связанных в основном в двойных эвтектиках. С увеличением содержания гексагонального карбида для сталей такого типа во всех случаях отмечено снижение сопротивления изнашиванию. [c.108]

Полученные данные об относительном физическом ушире-нии и размерах блоков когерентного рассеяния позволяют качественно оценить влияние термической обработки на дислокационную структуру стали. Блочный характер структуры сильнее всего выражен у закаленных образцов. После отпуска распределение дислокаций приобретает более равномерный характер, о чем можно судить по увеличению относительного истинного физического уширения. Равномерность рас- [c.180]

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]

Сталь Вид отпуска Темпепа-тура в °С Твердость Структура после отпуска Изделия, подвергаемые отпуску [c.246]

Ферритно-цементитные смеси, получаемые при распаде аустенита (сорбит, троостит), отличаются от ферритно-цементитных смесей, образующихся при распаде мартенсита. В первом случае сорбит и троостит ршеют пластинчатую форму цементита, а во втором — зернистую форму. Разная форма цементита обусловливает различие в уровнях механических свойств. Зернистые структуры после отпуска стали обеспечивают у нее более высокие [c.441]

Состав и структура металла. Оценка чувствительности к трещине в отдельных случаях более резко, чем другие методы испытания, выявляет влияние той или иной легирующей добавки в сплаве. Так, добавление к стали ЗОХГСА 1% никеля, т. е. переход к стали 30ХГСН2А при СТв = 160 180 кгс/мм увеличивает пластичность при растяжении гладкого образца на 5%, ударную вязкость с надрезом Гн = 1 мм на 30%, а ударную вязкость образцов с трещиной на 60% (данные по 20 плавкам каждой стали). Характерно, что сталь ЗОХГСА в высокопрочном состоянии получила малое применение, в то время как сталь 30ХГСН2А успешно используется при Ов = 160 -ь 180 кгс/мм . Существенное влияние на чувствительность к трещине оказывает сопротивление пластической деформации — величина временного сопротивления и особенно предела текучести. Сталь с мар-тенситной структурой после отпуска при 200° С имеет, как правило, значительно большую чувствительность к трещине, чем с сорбитной структурой после отпуска при 510°С (см. рис. 18.18,6). Существенное значение имеет степень однородности структуры, получаемая при закалке. Так, появление участков феррита в мартенсите при закалке с подстуживанием приводит к более резкому падению работы излома, чем ударной вязкости (рис. 18.21, а и б) [3]. [c.138]

Сталь Вил отпуска Темпера- тура в °С Твердост . 1 1 Структура после отпуска 1 Изделия, подвер- аемые отпуску [c.223]

Хромованадиевая сталь 85ХФ, как и предыдущие хромистые стали, в инструментах небольших сечений принимает закалку с охлаждением в масле и в расплавленных солях. Присутствие ванадия способствует образованию мелкого зерна и препятствует перегреву. Вследствие этого сталь 85ХФ превосходит по вязкости заэвтектоидные углеродистые и хромистые стали, особенно после отпуска при 300—400°, создающего трооститную структуру. Сталь 85ХФ применяют для деревообделочных инструментов с тонким полотном (например, пилы). [c.765]

Закалка в масле проводится с 800—830° С [40]. Эти температуры соответствуют двухфазной аустенитно-карбидной области и часть карбидов остается нерастворенной. После закалки в мартенситной матрице встречается остаточный цементит, легированный марганцем, хромом и вольфрамом (ф. 461/2). Если сталь нужно применять для работы при низких температурах, отпуск производится в интервале 100—300° С. Выбор температуры отпуска зависит от требуемых механических свойств. Отпуск выше 300° С обычно вызывает слишком большое падение твердости. Выделение 8-карбида приводит к тому, что структура после отпуска при 200° С в результате травления окрашивается в темный цвет (ф. 461/3) игольчатая структура мартенсита сохраняется. е-карбид выделяется в виде мелких частиц и длинных голстых стержней (ф. 461/4). Шероховатость на поверхности некоторых игл и их темный цвет обусловлены более крупными карбидными выделениями (ф. 461/3). [c.52]

Хромистые стали с 4—6% Сг могут считаться только полужаростой-кими. Они не обладают нержавеющими свойствами и кислотостойкостью более высоколегированных хромистых сталей. Стали этого класса вследствие своей относительной доступности и повышенной, по сравнению с углеродистыми сталями, коррозионной устойчивости, высокой технологичности и повышенной прочности широко применяются в нефтяной промышленности для изготовления крекинг-установок, а также в котлотурбо-строении, для аппаратуры, работающей под давлением при повышенных температурах, для пароперегревателей и других деталей. Содержание углерода в них колеблется от 0,15 до 0,25%, отдельные марки содержат также небольшие присадки Мо, Мп, V, 51, Т1, Ш, А1. Стали, содержащие С,5% молибдена и, кроме того, небольшие присадки ванадия, обладают повышенной устойчивостью против водородной коррозии и поэтому находят применение в азотной промышленности для установок синтеза аммиака. Так как эвтектоидная точка для содержания хрома 4—6% лежит при 0,5—0,6% углерода, то эти стали относятся к доэвтектоидному классу, т. е. обладают ферритно-перлитной структурой после отпуска (860 ). Твердость их в этом состоянии — около 150—170 по Бринеллю. При нагреве выше критических температур и охлаждении на воздухе они частично закаливаются, приобретая твердость порядка 300 единиц по Бринеллю. Типичной маркой подобных сталей является сталь Х5М, содержащая <0,15% С,-<0,5 51, <0,6 Мп, 4—6 Сг, 0,5—0,6 Мо. Стали этого [c.481]

Диаграмма изотермического превращения в стали 18Х2Н4ВА показывает также, что эту сталь нельзя подвергать отжигу, так как аусте-нит в перлитообразные структуры не превращается. Поэтому единственной смягчающей обработкой этой стали является высокий отпуск под критическую точку (660 10°С). Структура стали после такой обработки (в состоянии поставки) представляет собой сорбит с неравномерным распределением углерода (рис. 298,а). [c.382]

Структура стали 18Х2Н4ВА после обычной для этой стали термической обработки, т. е. после закалки и отпуска при низкой температуре (малоуглеродистый мартенсит), приведена на рис. 298,6. [c.383]

Смесь мартенситных, бейнитных и перлитных структур, которая реально получается в сталях ввиду их разной прокалнваемости по сечению, может дать довольно пеструю актину свойств. Но все же для каждой точки сечения механические свойства (после отпуска) не могут быть существенно выше или ниже указанных в табл. 29. [c.388]

Высокий отпуск ( низкий отжиг- ). После горячей механической обработки сталь чаще имеет мелкое зерно и удовлетворительную микроструктуру, поэтому не требуется фазовой перекристаллизации (отжига). Но вследствие ускоренного охлаждения после прокатки или другой горячей обработки легированные стали имеют неравновесную структуру сорбит, троостит, бейпит или мартенсит и, как следствие этого, высокую твердость. Для снижения твердости на металлургических заводах сортовой прокат нодвергакгг высокому отпуску при 650—680°С (несколько ниже точки Л,). При нагреве до указанных температур происходят процессы распада маргеисита и (или) бейнита, коагуляция карбидов в троостите и в итоге снижается твердость. Углеродистые стали подвергают высокому отпуску в тех случаях, когда они предназначаются для обработки ре , апием, холодной высадки или волочения. После высокотемпературного отпуска доэвтектоидная сталь лучше обрабатывается резанием, чем после полного отжига, когда структура — обособленные участки феррита и перлита. Структурно свободный феррит налипает на кромку инструмента, ухудшает качество поверхности изделия, снижает теплоотдачу, и поэтому снижает скорость резания и стойкость п г-струмента. Для высоколегированных сталей, у которых практически не отмечается перлитного превращения (см. рис. 118, в), высокий отпуск является единственной термической обработкой, позволяющей понизить их твердость. [c.198]

В результате распада е-фазы образуется некоторое количество тонкодисперсного цементита Feg . При двухчасовой термообработке стали, содержащей 0,95 % С, оно достигает максимума примерно при 400 °С (для стали с 0,07 % С при 300 °С). После отпуска при этих температурах катодные включения цементита составляют большую часть окружающей феррит поверхности, при этом гальваническое действие максимально. При других температурах цементит объединяется в частицы большего размера, и скорость коррозии снижается. Теперь частицы цементита настолько велики, что не могут полностью раствориться в кислоте и обнаруживаются среди продуктов коррозии. В то же время уменьшается образование газообразных углеводородов. При медленном охлаждении углеродистой стали от аустенитной области — выше 723 °С (гранецентрированная кубическая решетка) — цементит частично принимает форму пластинок, образуется структура, называемая перлитом. Перлит корродирует с относительно низкой скоростью, так как при распаде аустенита образуются [c.129]

С и 13 % Сг, обладает минимальной устойчивостью к ит-тингу и общей коррозии в 3 % растворе Na l при комнатной температуре после отпуска при 500 °С. Для аналогичной стали, содержащей 0,06 % С, тот же эффект наблюдается в результате отпуска при 650 °С [10]. В общем случае, если возможно, следует избегать отпуска сталей при температурах 450—650 С. Понижение коррозионной стойкости при отпуске, по-видимому, отчасти обусловлено превращением мартенсита, содержащего углерод внедрения. В результате образуется сетчатая структура включений карбида хрома, и обедняется хромом прилегающая металлическая фаза. [c.302]

Стали мартенситного и мартенситно-ферритного классов содержат 8 13% Сг и легируются вольфрамом, молибденом, ванадием, ниобием, бором. Эти стали, помимо более высокого значения длительной прочности, обладают высокой жаропрочностью Структура этих сталей состоит из мартенсита, феррита и карбидов типа МгзСб, М С, МгС, МС и фазы Лавеса - Рв2 У, Ре Мо. Высокая жаропрочность достигается за счет упрочнения твердого раствора, образования карбидов и интерметаллидных фаз Предельная рабочая температура 580...600 С. Стали применяют после закалки на воздуосе или в масле от 1050. 1100 С и отпуска при 650. 750 С. Высокие температуры [c.102]

Углеродистая сталь 45 после закалки и отпуска имеет твердость 50 НКС. Назначьте и обоснуйте режим термической обработки, опишите превращения, ко гарые происходят при выбранных режимах термической обработки,и окончательную структуру. [c.149]

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]

Отпуск стали - необходимая и заключительная операция термической обработки, в результате которой формируются окончательная структура и свойства стали. При отпуске снижаются и устраняются внутренние закалочные напряжения, повышаются вязкость и пластичность, несколько понижается твердость. В зависимости от температуры наг рева различают отпуск низкотемпературный, среднетемпературный и высокотемпературный. Для деталей узлов трения применяют низкотемпературный отпуск с нагревом до 150-200°С. При этом нескол1>ко снижаются нну1ренние напряжения, но твердость остается высокой (58-62 HR ). Структура стали после отпуска состоит из мартенсита отпуска. Этот вид отпуска применяется также для режущих и измерительных инструментов и для изделий, подвергающихся цементации и нитроцементации. [c.237]

Указанные стадии превращения при отпуске обычно не происходят строго в пределах указанных выше температурных интервалов. Отдельные стадии превращений накладываются друг на друга. Отпуск до 250° С называется низким отпуском. Структурой низкого отпуска является отпущенный мартенсит, состоящий из смеси пересыщенного твердого раствора и сопряженных с ним карбидных частиц. Отпуск стали при 350—500° С называется средним, а при 500—600° С — высоким отпуском. Структурой стали после среднего отпуска является тростит отпуска, тогда как структура стали после высокого отпуска состоит из сорбита отпуст. Тростит и сорбит [c.123]

Стали для режущего инструмента должны быть твердыми и износостойкими. Поэтому они должны содержать достаточное количество углерода (0,8—1,0 %) и карбидобразующих элементов, главным образом хрома. Получающаяся у них после закалки и низкого отпуска структура (мартенсит отпуска с равномерно распределенными карбидами) обеспечивает высокие режущие свойства инструмента. Наиболее часто используются следующие марки легированных инструментальных сталей X, 9ХС, ХГСВФ (стали I группы). [c.41]

Теплопроводность легированных конструкционных сталей зависит от химического состава, структурного состояния и температуры. В умягченном состоянии (после высокого отпуска) при повышенпи температуры теплопроводность сталей уменьшается. В случае закаленной структуры (после закалки и низкого отпуска или воздушной закалки сталей, практически не имеющих области перлитного превращения, — стали типа 18Х2Н4МА и др.) при повышении температуры, в результате отпуска теплопроводность стали увеличивается. [c.7]

Максимальную жаропрочность имеют отливки из стали 15Х1М1ФЛ, в структуре которых отсутствуют зерна феррита. Это происходит при больщих скоростях охлаждения из аустенитного состояния, при этЬм формируется бейнитная структура. После высокого отпуска частично теряется игольчатая направленность бейнита, уменьщается протяженность субграниц, выявляемых. металлографически, и отдельные объемы бейнита становятся бесструктурными. Чем больще объемов бесструктурного отпущенного бейнита, тем выще длительная пластичность стали без значительного снижения длительной прочности. [c.37]

Исследования стали 20Х после цементации и закалки в процессе износа пластин пресс-форм для изготовления огнеупоров позволили сделать вывод, что увеличение количества остаточного аусте-нита в структуре стали на 1 % приводит к снижению износостойкости деталей при работе в абразивной среде приблизительно на 1,2%. Для низколегированной хромистой стали 40Х после закалки с высокихм отпуском износ увеличивается с повышением температуры закалки, что объясняется ростом аустенитного зерна. [c.32]

Сопротивление абразивному изнашиванию сталей с б—8% С весьма чувствительно к изменению структуры и снижается npi увеличении содержания аустенита. Наиболее высокий коэффициен относительной износостойкости стали как в литом, так и в термо обработанном состоянии отмечен у плавки № 311 (см. табл. 8) причем после отпуска при температуре 225—250° С он дo тигaJ 7,59—7,84. [c.106]

Склонность к МКК у коррозионно-стойких хромоникелевых сталей появляется в случаях, когда материалы с аустенитной структурой после закалок с высоких те.мператур подвергаются отпуску плп медленному охлаждению в температурном интервале 450—850 С. Подобную термическую обработку называют прово-цирующи.м, или сенсибилизирующим отпуском, а материалы сенсибилизированными. [c.46]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...