Выделения в мартенситной

Некоторые структурные изменения в металле после ТМО, например высокую дисперсность кристаллов мартенсита, можно наблюдать при обычном микроскопическом изучении шлифов. Однако наиболее существенные данные об изменении строения упрочненных сталей могут быть выявлены пока что лишь с помощью рентгеноструктурного анализа. Именно этот метод применен в большинстве исследований для оценки размера блоков и изменения плотности дислокаций в результате ТМО. К сожалению, до сего времени крайне мало работ посвящено электронномикроскопическому исследованию структуры упрочненных сталей (а именно этим методом можно проследить за изменением строения мартенситных пластин и выделением карбидной фазы) и еще не разработаны надежные методы выявления дислокаций в мартенситной фазе, что, безусловно, сильно осложняет анализ наиболее тонких структурных изменений стали при ТМО и не позволяет до конца вскрыть механизм упрочнения. [c.80]

Здесь будут рассмотрены сплавы с аустенитной матрицей, не являющиеся мартенситными и упрочняемые главным образом выделениями. Обычно выделения в таких сплавах представлены упорядоченной у -фазой, известной также по суперсплавам на основе никеля, имеющей состав И1з(А1, Т1). Например, сплав А-286 представляет собой нержавеющую сталь 15 Сг—25 N1 с добавками 2,25% Т1 и 0,2% А1, необходимыми для образования фазы В промышленных образцах сплава А-286 наблюдались КР [66, 120], водородное охрупчивание [72, 118, 120, 121], а также рост трещин в условиях постоянного нагружения при высоком давлении водорода [122]. [c.79]

Из микрофотографий структуры и данных таблицы следует, что дендритные и круглые выделения в образцах А — это карбиды Т1С, содержащие 1—2% (ат.) N1, концентрация углерода составляет 43—46% (ат.), т.е. состав карбидов является нестехиометрическим. Кроме того, в образцах А возникает рельеф, соответствующий матричной фазе. Однако, учитывая, что для образцов А M = В °С л что рельеф исчезает в результате нагрева, можно считать, что он является поверхностным рельефом мартенситной фазы. В образцах В значительно ниже комнатной температуры, а концентрация никеля в пластинчатых выделениях приблизительно на 5 % (ат.) выше, чем в матричной фазе. Поэтому можно считать, что пластинчатые выделения в образцах В не являются мартенситной фазой. [c.84]

Таким образом, продукты мартенситного превращения имеют весьма развитую тонкую структуру, образованную большим количеством дефектов и зависящую от состава и условий возникновения мартенсита. В случае стали большую роль играют избыток примесей внедрения и возможность взаимодействия их с дефектами структуры или выделения в виде дисперсных частиц. [c.273]

На рис. 292 показан вид коррозионного разрушения 17%-ной хромистой стали в сварном соединении, а на рис. 96—структура металла в переходной зоне, основного металла и металла шва. По границам зерен крупных кристаллов в зоне, смежной со швом, видны выделения структуры мартенситного типа. [c.509]

В точке М н приложенное напряжение должно достичь, значения предела текучести аустенита, чтобы вызвать превращение, и в процесс включается пластическая деформация. При более высоких температурах (в температурном интервале между М° и Мд) напряжение превращения превышает предел текучести аустенита. Напряжение превращения при температуре, близкой к Мц, превышает напряжение, необходимое для осуществления скольжения в матрице. Мартенситное превращение обеспечивается при этой температуре напряжениями, развивающимися в образце за счет пластической деформации. Такая деформация создает необходимую для превращения концентрацию-напряжений, которая и вызывает образование мартенсита деформации. Сдерживающая сила мартенситного превращения определяется упругими характеристиками и пределом текучести собственно твердого раствора, характеризующего силы межатомной связи в кристалле, и структурными параметрами аустенита характером субструктуры, дисперсными выделениями в матрице, плотностью дефектов кристаллического строения, степенью сегрегации примесных атомов на несовершенствах. Выше температуры Мд мартенсит деформации не образуется. [c.95]

Для практики особенно ценно, что частицы промежуточных интерметаллидов в мартенситно-стареющих сталях очень дисперсны. Это в значительной мере обусловлено выделением их на дислокациях. [c.346]

В мартенситно-стареющих сталях дислокационная структура, сформировавшаяся в процессе мартенситного превращения, очень устойчива во время последующего нагревания и практически не меняется при оптимальных температурах отпуска (480— 500°С). Сохранение высокой плотности дислокаций в течение отпуска может быть в значительной мере обусловлено закреплением дислокаций дисперсными выделениями. [c.347]

Наиболее заметное проявление влияния структуры материала на его коррозионную стойкость связано с хромсодержащими карбидами, которые могут образовываться во всех трех типах сталей. В мартенситных сталях с доэвтектическим составом непосредственно после превращения (т. е. в закаленном состоянии) практически весь углерод находится в твердом растворе. Отпуск понижает прочность стали, как показано на )ис. 1.9, и приводит к выделению карбидов. 1рн низких температурах образуются почти исключительно карбиды железа, ио при высоких температурах они обогащаются хромом. Скорость диффузии углерода, который является элементом внедрения, гораздо выше скорости диффузии хрома, и поэтому в окрестностях растущих частиц карбида возникает градиент концентрации хрома. [c.31]

В аустенитных сплавах выделению фазы этого типа благоприятствует наличие титана. Оказывают влияние также добавки кобальта, особенно в мартенситных сплавах при наличии молибдена. [c.88]

Для работы в этих условиях изделия из никелевой стали нормализуют при 900 С (ф. 448/1). В результате получается грубозернистая мартенситная структура, для измельчения которой применяют повторную аустенизацию при 790 С. Сталь охлаждают или в воде (ф. 448/2), или на воздухе. В последнем случае из-за высокой температуры Мн в мартенситных иглах, образующихся в начале превращения, выпадают мелкодисперсные карбиды. После закалки сталь отпускают при 565—580 С в течение нескольких часов. В процессе нагрева до температуры отпуска мартенсит распадается полностью. Выделение происходит как в объеме, так и на границах мартенситных игл и первичных аустенитных зерен (ф. 448/3, 4). Как было отмечено, первые участки аустенита образуются вблизи цементитных частиц в процессе отпуска при температуре около 500 С (ф. 448/4). С повышением температуры аустенитные области растут и коли- [c.48]

Структура после охлаждения из аустенитной области на воздухе и последующего отпуска при 550° С (ф. 452/6, 7) отличается от микроструктуры отпущенного мартенсита (ф. 452/3, 4). Бейнитные иглы полностью пересекают первичное зерно аустенита (ф. 452/6). В этих иглах хорошо видны цементитные выделения (ф. 452/7). Между иглами имеются области (по-видимому, вначале мартенситные), в которых цементитные выделения очень мелки и плохо разрешаются. Эти мелкие выделения хорошо видны при достаточно больших увеличениях па снимках экстракционных реплик вместе с крупными выделениями па границах зерен ферритной матрицы и в первичном бейните (ф. 452/8). После закалки в воде или масле образуется мартенсит (ф. 452/1, 2). В результате нагрева образцов, закаленных при 550° С, получается обычный мартенсит отпуска. Игольчатая структура мартенсита сохраняется и выявляется некоторое количество светлых игл (ф. 452/3). С помощью оптического микроскопа цементитные выделения в этих иглах не разрешаются (ф. 452/4) за исключением более крупных частиц на границах игл. На снимках экстракционных реплик в объеме игл первичного мартенсита видны мелкие дендритные выделения, в то время как па границах игл выделения крупнее (ф, 452/5). [c.49]

Температура начала мартенситного превращения довольно высокая — она равна 360° С и поэтому в мартенситных иглах, образующихся в начале превращения, происходит самоотпуск. Эти иглы после травления имеют более темный цвет (ф. 473/5). После закалки в масле (ф. 473/6, 7) в структуре имеются полосы, в которых произошло бейнитное превращение. Эти полосы обеднены легирующими элементами. В них присутствуют темные иглы с резкими границами, внутри игл находятся мелкие карбидные выделения. В областях, обогащенных легирующими элементами, образуется только мартенсит. [c.57]

Отпуск между 530 и 550° С. При этом в мартенситных иглах и в остаточном аустените идут процессы вторичного твердения, сопровождающие выделение очень мелких частиц (ф. 477/3, 4). Твердость достигает своего максимального значения. [c.59]

Реплика. В участках остаточного аустенита имеются более крупные выделения, чем в мартенситных иглах. [c.72]

Экстракционная реплика. Выделения имеют вид стержней различного размера, па границах мартенситных игл они крупнее. Выделения в основном состоят из е-карбида. [c.73]

Экстракционная реплика. Наблюдаются мелкодисперсные выделения в объеме и более крупные — на границах мартенситных игл, [c.75]

Экстракционная реплика. Мелкодисперсные выделения находятся в областях с исходной мартенситной структурой, а более крупные выделения — в областях, которые были бейнитными. Карбиды состоят из цементита. [c.98]

Реплика. По границам первичного зерна аустенита видна светлая сетка, которая травится менее глубоко, чем матрица. В некоторых мартенситных иглах имеются выделения в виде стержней. Маленькие светлые частицы являются остаточными карбидами, а крупные светлые частицы — неметаллическими включениями. Образец содержит 5—10% остаточного аустенита. [c.98]

Реплика. Светлая сетка окружает границы первичного зерна аустенита. Светлая кайма видна также вокруг бейнитных игл. В бейните имеются выделения в виде коротких стержней. В областях с исходной мартенситной структурой выделения не выявляются, так как они более дисперсны. Структура содержит 5—10% остаточного аустенита. [c.99]

Прежде чем обсудить свойства аустенитных сплавов, упрочняемых выделениями, следует четко определить отличие этих сплавов от так называемых дисперсионнотвердеющих сталей (см. табл. 1). Эти высоколегированные стали подвергаются термообработке с целью получения микроструктуры с выделениями (например, соединений Ре—N1—А1 или N1—ЫЬ) в мартенситной матрице. В термообработанном состоянии они являются высокопрочными коррозионностойкими сталями. Их прочностные свойства обусловлены как выделениями, так и природой мартенситной матрицы (что не совсем точно отражено в названии). Эти стали весьма чувствительны к водородному охрупчиванию [100, 118, 119]. [c.79]

Имеется сравнительно немного микроструюурных данных в масштабе трансмиссионной электронной микроскопии, касающихся индуцированного внешней средой разрушения этих материалов. Поведение высокопрочных мартенситных сталей определяется процессами, связанными с основами механики разрушения [15, 16, 22, 344] и вполне может контролироваться диффузией водорода впереди трещины [318]. В отличие от всех уже рассмотренных систем сплавов, в сталях, особенно в высокопрочных, могут отсутствовать эффекты, обусловленные дислокационным транспортом водорода и характером скольжения. Однако, как мы уже отмечали, в этих сталях наблюдаются эффекты, связанные с влиянием состава и микроструктуры, для объяснения которых возможно понадобится привлечь представление о дислокационном транспорте. Один из главных вопросов относится к поведению примесей-ингибиторов рекомбинации водорода, поскольку их выделение в [c.142]

Большинство источников указывает на то, что полуферритные и ферритные хромистые стали практически не подвержены коррозионному растрескиванию в растворах хлоридов. Хромистые же стали, имеющие мартенситную структуру, подвержены коррозии под напряжением. Между коррозионным растрескиванием аустенитных и мартенситных сталей имеется определенное различие. В аустенитных сталях растрескивание интенсифицируется при анодной поляризации, а в мартенситных — катодной. Последнее обстоятельство позво-ляетпредположить, что растрескивание мартенситных сталей связано а водородной хрупкостью. При наличии катодной поляризации увеличивается скорость выделения водорода и интенсифицируется коррозионное растрескивание мартенситных сталей. Контакт с более электроотрицательным металлом, например алюминием, также ускоряет процесс растрескивания мартенситных сталей. При растрескивании стали 410 (12—13% хрома) разрушение распространяется вдоль неотпущенного мартенсита по граням прежних аустенитных зерен. Отпуск при температуре 635° С снижает склонность стали к коррозионному растрескиванию [111,156]. Д. С. Поль [111,36] считает, что ферритные и мартенситные стали с низкой твердостью не склонны к коррозионному растрескиванию под напряжением в воде высокой частоты при температуре до 300° С. Мартенситные же нержавеющие стали, закаленные до твердости Ядс= 30, коррозионному растрескиванию в этих условиях подвержены. Хромистые стали, так же как и малолегированные и аустенитные нержавеющие стали. [c.177]

В образцах с низким содержанием N1 температура начала повышения твердости и температура начала понижения почти совпадают. Можно считать, что изменение обусловлено выделением 72-фазы. Изменение можно рассматривать [42, 82] в связи с описанным ниже механизмом, предложенным Хорнбогеном. На поверхности раздела сохраняется когерентность 72-фазы и исходной фазы, однако если плотность дисперсных когерентных выделений высока, то при превращении исходной фазы выделения окружены мартенситной фазой, сохраняющей когерентность, поэтому необходима большая энергия деформации или энергия [c.141]

Диффузия легирующих компонентов в этой области температур уже достаточна, благодаря чему их атомы покидают занятые ранее неравномерно расположенные места в решетке, переупорядочиваются и образуются специальные карбиды легирующих, а в мартенситно-стареющей стали — интерметаллические соединения NisTi, NisMo, РегМо и т. д. Это переупорядочение (перестройка) протекает не скачкообразно, а через образование промежуточных фаз. Вначале оно идет в той плоскости решетки, в которой преимущественно концентрируются атомы легирующих компонентов, причем их скапливается столько, сколько требуется для образования зародыша выделения, зоны. Решетка этой области, обогащенной атомами легирующих компонентов, когерентно связана с решеткой мартенсита (твердого раствора) и является ее продолжением (рис. 109). [c.109]

Теплостойкость стали марки W3, которая в результате термической обработки обладает высоким временным сопротивлением на разрыв, в определенном интервале температур существенно больше, чем у сталей с меньшим значением временного сопротивления. На рис. 214, кроме предела текучести при растяжении стали марки W3, изображены еще пределы текучести при нагреве в зависимости от температуры испытания двух марок обработанных термическим путем на различные пределы прочности при растяжении вольфрамовых штамповых сталей для горячего деформирования, а также стали К12 и мартенситно-стареющей стали. Однако относительное сужение площади поперечного сечения образца в случае инструментальных сталей с 5— 10% W и стали W3, имеющей предел прочности при растяжении более 1200 Н/мм в интервале температур, превышающих 500° С, резко уменьшается, возникает охрупчивание при нагреве. Довольно часто можно наблюдать межкристаллитное разрушение вследствие образования вдоль границ зерен интерметаллидов, нитридов и других выделений. В сталях, полученных переплавом, этот вид охрупчивания встречается реже. Величина охрупчивания при нагреве тем больше, чем выше прочность стали и чем большей температурой закалки эта прочность была достигнута (рис. 215). Вязкость при нагреве вольфрамовых сталей в большей степени зависит от скорости охлаждения. Чем меньше скорость охлаждения или чем больше можно обнаружить в структуре стали бейнита, возникающего при температуре выше 400—420° С, тем меньше вязкость стали при нагреве. Если переохлажденный аустенит превращается при температуре ниже 360—380° С, то опасность возникновения охрупчивания при нагреве также меньше. Повышение температуры испытания (а следовательно, и инструмента) до 500° С значительно увеличивает сопротивление хрупкому разрушению и энергию распространения трещин в сталях (рис. 216), закаленных в основгюм при пониженных температурах, а также полученных электрошлако -вым переплавом. Однако при температуре нагрева, превышающей [c.270]

Таким образом, в том случае, когда наблюдается значительное изменение формы, поверхность раздела, вероятно, является мартен-ситной границей одного из рассмотренных видов. Изменение формы было обнаружено во многих превращениях, которые обычно не классифицируются как мартенситные, например при образовании бейнита в сталях, на ранних стадиях выделения в медно-бериллиевых сплавах и при некоторых процессах упорядочения. При бейнитном превращении должна иметь место диффузия атомов углерода на далекие расстояния, тем не менее сопровождающая это превращение перестройка решетки аустенита в решетку феррита, вероятно, носит мартенситный характер. Изменение формы наблюдается вследствие того, что скорость миграции атомов железа слишком мала, чтобы их перемещения оказались существенными, скорость же превращения определяется скоростью диффузии углерода. Обобщая, можно сказать, что, хотя мартенситное превращение является бездиффузионным, превращения, при которых происходит изменение состава, могут быть мартенситными по своему характеру, если подвижность атомов одного из т омпонентов значительно выше, чем другого. Такого рода представление о бейнитном превращении принадлежит Ко и Коттреллу [46], которые первыми показали, что превращение в этом случае сопровождается изменением формы. Аналогичные соображения могут быть высказаны и относительно образования избыточного феррита, при выделении которого в определенных условиях также наблюдается изменение формы. [c.340]

В настоящее время получила распространение теория, которая связывает межкристаллитную коррозию дуралюмина с коррозионным разрушением интерметаллидов СиАЬ при их выделении в виде непрерывной цепочки по границам зерен. Причиной межкристаллитной коррозии нержавеющих сталей в сильноокислительных средах также может быть не коррозия обедненной хромом зоны, а коррозия фаз, выделяющихся в виде непрерывной цепочки по границам зерен. К таким фазам относятся интерметаллическое соединение РеСг(ст-фаза), б-феррит, фазы с мартенситной структурой. Так, например, ст-фаза растворяется в кипящем 65%-ном растворе НЫОз. Поэтому при выделении ст-фазы в виде непрерывной цепочки по [c.103]

Диффузионное перераспределение углерода в период закалочного охлаждения или после закалки может дойти до стадии выделения из мартенсита дисперсных частиц карбида, вносящих свой вклад в упрочнение стали. В сталях с высокой точкой Мв, например в углеродистых, содержащих менее 0,5% С (Мн>300°С, см. рис. 118К в период закалочного охлаждения в мартенситном интервале создаются наиболее благоприятные условия для частичного распада мартенсита с выделением дисперсных частиц карбидов, т. е. самоотпуска (см. 48). Кроме того, в любых сталях углерод при обычных скоростях закалки успевает образовывать сегрегации на дефектах решетки аустенита в период охлаждения стали выше точки Мн. Сегрегации углерода в аустените наследуются мартенситом, а поскольку он и так пересыщен углеродом, то эти сегрегации становятся местами зарождения частиц карбида. Как отмечалось в 33, повышение точки Мн при ускорении закалочного охлаждения (см. рис. 122) вызвано тем, что атомы углерода не успевают обра-зовывать сегрегации на дефектах решетки аустенита. С этим согласуется то, что при очень больших скоростях охлаждения твердость кристаллов мартенсита оказывается почти в полтора раза ниже, чем после обычной закалки. [c.248]

В структуре промышленных мартенситно-стареющих сталей на стадии максимального упрочнения находятся частично когерентные выделения промежуточных метастабильных фаз Ы1зМо и Ы1зТ1 или Чз (Мо, Т1). Фаза М зТ1 с г. п. решеткой подобна гексагональному е-карбиду в углеродистых сталях. Как и частицы е-карбида, выделения К1зТ1 в мартенситно-стареющих сталях ориентированы по отношению к мартенситу так, что (0001)№,Т1 1 [c.346]

Аустенитные стали типа 302525 для ликвидации последствий горячей или холодной обработки обычно подвергают термообработке при 1050° С, а затем очень быстро охлаждают. После этого большое количество углерода находится в стали в виде пересыщенного твердого раствора. Повторный нагрев до температур ниже температуры обработки на твердый раствор приводит к образованию богатых хромом выделений МбгзСб, появляющихся преимущественно на границах зерен. Как и в мартенситных сталях при этом возникают градиенты концентрации хрома и понижается коррозионная стойкость. Коррозия в этом случае всегда межкристаллитная. На рис. 1.14 показано как от температуры и времени отпуска зависит, будет ли сталь склонной или стойкой к этому виду коррозии. Использовалась коррозионная среда, определенная в стандарте В5 970, и необходимо заметить, что [c.32]

Как правило, в мартенситно-стареющих сталях наблюдалось межкристаллитное растрескивание [6, 33—35], а транскристаллитное растрескивание отмечалось лишь в единичных случаях [29]. Было высказано предположение, что повышение чувствительности к коррозионному растрескиванию под напряжением связано с образованием T12S [29] и Ti( ,N) [29, 35] на границах исходных аустенитных зерен. Так как продолжительная выдержка при температурах 760— 1100° С благоприятствует выделению Ti2S Ti( , N) на границах первичных зерен аустенита, то длительного воздействия таких температур следует избегать как при обработке, так и при отжиге. Отжиг рекомендуется производить прн наименьших температурах, обеспечивающих достижение требуемых свойств материала. [c.47]

Для предотвращения холодных трещин следует ограничивать содержание Н в соединении менее 0,5—0,8 см /ЮО г. Это достигают как проведением-обезводороживающего отжига основного металла и сварочной проволоки, так и отпуска или старения после сварки в интервале 300—540 °С. Следует тщательно контролировать проведение многопроходной сварки, добиваясь отсутствия мартенситного превращения в нижележащих слоях перед выполнением последующих слоев (сварка с предварительным и сопутствующим подогревом, регулирование термического цикла сварки и др.). Это уменьшает уровень максимальных напряжений I и II рода и предотвращает карбидные выделения в корне шва, являющиеся местами аккумуляции водорода и зарождения холодных трещин. [c.303]

Тонкая фольга. Выделение карбидов типа МвззСв черные) в мартенситных иглах. [c.122]

Одноступенчатая реплика, 1%-ный формвар, оттенение Се, 45°. Несколько бейнитных игл (содержащих выделения карбидов под углом 60° к оси игл) в мартенситной матрице. [c.127]

После закалки образуется мартенсит, который состоит из больших темных и мелких светлых игл (ф. 361/1 и 2). Такая же структура мартенсита встречается в нелегированных сталях с тем же содержанием углерода. Игольчатость сохраняется и после отпуска вплоть до 530° С (ф. 361/3). Выделения в иглах невозможно обнаружить оптически (ф. 361/4) и только в электронном микроскопе становятся видимыми эти очень мелкие частицы (ф. 361/5). На границах мартенситных игл они крупнее (темные частицы на микрофотографии 361/4). С повышением температуры [c.22]

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]

Реплика. Форма и размеры выделения изменяются в широких пределах. На границах мартенситных игл имеются более крупные выделения, чем в объеме. Отдельные темные частицы цементита перешли в реплику. Границы первичного зерна аустанита имеют вид светлых линий благодаря скоплениям выделений. Большинство мартенситных игл окружено белой каймой. [c.72]

При значительных степенях переохлаждения ниже (но не ниже продолжения линии НЭ на рис. 1, II) избыточная фаза может вслед за выделением в виде сетки или отдельных участков по границам зерен расти в глубь зерен в форме видманштеттовой структуры, имеющей вид пластинок и реек, определенным образом ориентированных по отношению к исходной фазе. Благодаря кристаллографическим особенностям и кинетике образования эти ориентированные структуры относят к мартенситным [1 . [c.28]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...