Выделения в мартенситной матрице

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]

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]

Согласно [83], благотворное влияние никеля связано в основном с его растворением в феррите. Присутствие аустенитных и мартенситных областей в ферритной матрице не ухудшает вязкости при —196° С. Только в том случае, когда аустенит присутствует в виде больших поликристаллических областей, ударная вязкость падает. Очень низкая ударная вязкость образцов, отпущенных при 500 С, обусловлена выделением карбида на границах первичных зерен аустенита. [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]

Смешанная микроструктура из мартенситной матрицы и игл бейнита, в которых накладываются выделения карбидов в виде небольших зерен. На границах первичного аустенитного зерна находятся выделения карбидов, которые вызвали образование бейнитных игл параллельно границам зерен. [c.91]

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]

Продукт распада мартенсита при нагреве ниже температуры феррито-аустенитного превращения. На начальной стадии отпуска в оптическом микроскопе наблюдается потемнение мартенситных игл. При дальнейшем отпуске при высоких температурах в матрице феррита образуются карбиды сферической формы. При более высоком разрешении электронного микроскопа на начальной стадии отпуска можно наблюдать содержащиеся в структуре выделения мелкодисперсных карбидов железа. При температуре около 260°С (500°F) в структуре происходит увеличение количества цементита в матрице феррита. При дальнейшем отпуске при еще более высоких температурах цементит становится сфероидальным, количество отдельных частиц уменьшается и увеличивается их размер. [c.1060]

По сравнению с закаливаемыми на мартенсит сталями, содержащими углерод, безуглеродистые мартенситно-стареющие стали при той же прочности отличаются несравненно большим сопротивлением хрупкому разрушению. Это — важнейшее их преимущество. Причины высокого сопротивления хрупкому разрушению в закаленном состоянии рассмотрены в 37. При отпуске на максимальную прочность показатели пластичности и ударная вязкость снижаются, но остаются еще весьма высокими. Вязкость матрицы, не содержащей углерода, и высокая дисперсность однородно распределенных выделений интерметаллидов обусловливают очень большую сопротивляемость распространению трещин, а это — ценнейшая характеристика современного высокопрочного конструкционного материала. [c.355]

Во время отпуска при низких температурах на первой стадии распада, температурный интервал которой простирается до 200° С, из пересыщенного углеродом мартенсита выделяются е-карбид или е-карбонитрид. Содержание углерода в матрице во время этого процесса уменьшается до 0,25% С [22]. Травление вызывает потемнение мартенситных игл, в которых выделился е-карбид (ф. 337/3) и таким образом распад можно обнаружить с помощью оптического микроскопа, однако частицы 8-карбида из-за дисперсности не разрешаются. Эти выделения могут быть обнаружены только в электронном микроскопе в экстракционной реплике и при больших увеличениях (ф. 337/5). Этим методом удалось обнаружить, что распад происходит во всем объеме мартенситных игл. Частицы е-карбида имеют вид коротких стержней и образуют группы, в пределах которых они параллельны друг другу, причем сами группы ориентированы перпендикулярно друг другу. Дифракционная картина от этих частиц позволяет сделать вывод (5 ] о том, что решетка е-карбида когерентна решетке мартенсита. В некоторых местах возникают крупные частицы Б-карбида (ф. 337/5). Различная глу- [c.16]

Светлая матрица, состоящая из аустенита (60%) и светлых мартенситных игл. На границах зерен немного карбидных выделений. Темные линии представляют собой тонкие трещины в мартенсите. Электролитическая полировка. [c.93]

С увеличением содержания углерода в стали, растёт коэффициент упрочнения аустенита нри деформации, что обусловливается, выделением дисперсных карбидов из аустенита, протеканием процессов взаимодействия атомов углерода с дефектами кристаллического строения и изменением плотности и распределения дислокаций. При этом углерод сильно снижает мартенситную точку и нри соответствующем его содержании обуславливает получение матрицы, способной нри комнатной температуре к превращениям в процессе изнашивания, с образованием по плоскостям скольжения мелкодисперсных карбидов, что вызывает диссипацию энергии абразивных тел. Кроме того, эти карбиды увеличивают твёрдость и способствуют более равномерному распределению плотности дислокаций в изнашиваемом слое, что значительно повышает энергоёмкость металла, а, следовательно, и сопротивляемость сплавов изнашиванию абразивами. [c.43]

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]

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]

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]

При быстром охлаждении сплавов Т1—N1, имеющих избыточную концентрацию никеля по сравнению с эквиатомным составом, из высокотемпературной однофазной области.при увеличении концентрации никеля значительно понижается. В сплаве Т1 — 51 % (ат.) N1 >й 90°С, а в сплаве Т1 —52% (ат.) N1 — ниже температуры жидкого азота. Применение этих сплавов в качестве специальных материалов ограничивается возможностью использования их псевдоупругости превращения или областью чрезвычайно низких температур. Однако если эти сплавы подвергнуть старению при Г< 550 °С, то избыточный N1 переходит в чрезвычайно дисперсные выделения, концентрация никеля в матрице уменьшается, повышается M , между исходной фазой, имеющей упорядоченную структуру типа СзС1, и мартенситной фазой, имеющей моноклинную структуру, выделяется промежуточная фаза, имеющая ромбическую гранецентрированную структуру, и наблюдается описанное ранее двух-ступенча ое превращение. Как и в других сплавах, дисперсные частицы в начальный период выделения имеют с матрицей межфазную границу, характеризуемую когерентной деформацией. Это обусловливает поле внутренних напряжений, достаточное для управления мартенситным превращением в исходной фазе. Но и превращение исходной фазы в [c.88]

Одноступенчатые реплики, 1%-ный формвар, усиление 2%-ным коллодием, оттенение Ge, 45°. Бейнитные иглы содержат довольно плотное выделение очень мелких карбидов, выстроенных в ряд в направлении, образующем с направлением роста игл угол 60°. Их легко отличить от мартенситной матрицы. [c.118]

Характеры разрушения железа и малоуглеродистой стали в основном подобны. При —196°С микротрещины скола образуются практически в любом месте структуры. При 0°С зарождение трещин происходит только на наблюдаемых дефектах структуры включениях, границах зерен, двойниках. Развитие разрушения при указанных температурах связано с образованием полостей в зонах интенсивного растрескивания и их слияния в небольшие микротрещины. При температуре 400 °С зарож ение разрушения в железе происходит на выделениях цементита, в стали Ст.З — на сульфидных включениях. Растущие повреждения имеют форму вязких микротрещин. При температуре 800 °С (см. рис. 5.11, а) трещины в железе зарождаются на выделениях и включениях в феррите, в стали Ст.З — в основном на сульфидных включениях. Процесс разрушения становится более вязким, т. е. сопровождается значительными местными пластическими деформациями. В железе начинают образовываться микроразрушения в виде сферических пор. Для стали 12Х18Н10Т при всех температурах испытания повреждения в виде пор концентрируются на карбидных включениях путем отделения матрицы материала от включения. При температуре —196°С наблюдается (см. рис. 5.11,6) образование мартенсита во всем объеме образца. При 0 °С мартенситное превращение происходит лишь [c.154]

Характер мартенситного преврашения в сплавах существенно изменяется после стар ия при 450-550°С. Как видно на рис. 4.9, с увеличением температуры и времени старения переход аустенита в ферромашитное состояние сдвигается в область более низких температур, Наблюдаемое снижение точки Ккч>и аустенита свидетельствует о выделении фазы старения (у -фазы с ГЦК решеткой состава Ы1дТ1 [227]) обедняющей аустенитную матрицу №, что должно повышать и сплава. Однако мартенситная точка также существенно снижается. Причины стабилизации аустенита быди рассмотрены выше. [c.162]

К дисперсионно-твердеющим сплавам относятся сплавы на основе систем Ре-Ы1-Си - кунифе, Ре-Ы1-Си-Со - кунико, Ре-Со-У - вика-лой, Ре-Со-Мо - комоль, Ре-Сг-Со, подвергающиеся холодной и горячей механической обработке давлением. Их оптимальные магнитные свойства возникают в результате создания мелкодисперсной (обычно метастабильной или даже неравновесной) структуры, образующейся при выделении избыточной фазы, которая отличается от матрицы намагниченностью насыщения. Как и у мартенситных сталей, высококоэрцитивное состояние этих спларов обусловлено задержкой смещения доменных границ в результате сочетания магнитокристаллической и магнитострикционной анизотропии. [c.615]

Игольчатая структура ферритной матрицы, которая ( я-зана с мартенситом, сохраняется до высоких температур отпу1 са, так как после выделения карбида в феррите не протекает рекристаллизация (ф. 340/5). Обычно внутри игл цементит бс ее мелкий, чем на границах (ф. 339/4 340/1 и 5). Если предполож гь, что крупные иглы мартенсита образуются первыми, то по мере понижения температуры промежутки между ними должны заполняться большим количеством мелких игл. В этом случае вполне правдоподобно, что в отпущенной структуре на хорошо развитой сетке исходных мартенситных границ выделяется большое количество крупных карбидных частиц, которые разделены крупными ферритными зернами с небольшим количеством мелких выделений. Оба эти эффекта объясняют, почему после закалки и отпуска структура состоит из ферритных зерен неправильной формы и цементитных частиц различных размеров. [c.16]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...