Структуры мартенситные

Исследование причин упрочнения при быстром охлаждении легированного феррита в практически безуглеродистых сплавах (С<0,02%) показало, что это связано с образованием структуры мартенситного типа. [c.352]

Быстрое охлаждение приводит к переохлаждению и распаду р-фазы с образованием дисперсных и твердых частиц а+у При охлаждении с критической скоростью р-фаза переходит в игольчатую структуру мартенситного типа. [c.300]

Как ранее уже отмечалось, для повышения износостойкости в абразивной среде рекомендуется структура мартенситно-аусте-нитная или мартенситно-аустенитно-карбидная с обособленными карбидами, причем аустенит должен быть неустойчивым и претерпевать структурные превращения в мартенсит при взаимодействии с абразивом. [c.12]

Рис. 2.1. Модель кристаллической структуры мартенситной фазы в сплавах Т — N1 [ 1 ]

Способность восстанавливать исходное энергетическое состояние, обусловленное дефектами кристаллического строения, характерна для высокотемпературной фазы перед прямым мартенситным превращением. Лихачевым и др. [398] отмечено, что при обратном мартенситном превращении возможно наследование полных дислокаций, если унаследованная дислокация может легко преобразовываться в дислокации новой структуры. Наследование частичных дислокаций, дефектов упаковки и двойников затруднено. Это означает энергетический запрет практически на любые пути обратного мартенситного превращения, кроме "только назад". В этом случае исчезают аккомодационные двойники, так что наличие в структуре мартенситных частичных дислокаций обеспечивает кристаллографическую обратимость мартенситного превращения и полное восстановление формы. [c.250]

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]

Прямая связь между стойкостью против КР и количеством мартенсита не обнаружена. Большое влияние оказывает способ получения мартенсита, т. е. его тонкая структура. Мартенситно-стареющие стали на основе Fe—Сг—Со более устойчивы против КР, чем стали Fe—Сг—Ni, независимо от режима упрочняющей обработки и уровня прочности (табл. 1.11). Стойкость против КР мартенситностареющих сталей повышается при образовании б-феррита в структуре и перестаривании. [c.47]

Изменение структуры мартенситно-аустенитной стали при отпуске [c.186]

Структуры мартенситного типа (а -фаза) сплава ВТ6 получены закалкой в воду с температур, соответствующих -области. Результаты испытания титановых сплавов с различными структурами показывают, что наиболее стойкой является а -фаза мартенситного типа. Эта фаза начинает разрушаться по границам зерен (рис. 141, а), а в крупноигольчатой структуре — по границам мартенситных игл (рис. 141, б). Величина мартенситных игл зависит от степени легированности сплава и природы легирующего элемента. Опыты показали, что эрозионная стойкость мелкоигольчатой а -фазы значительно выше, чем крупноигольчатой. [c.251]

Сплавы со структурой мартенситного типа также нестабильны, и при нагреве в них происходят структурные изменения, существенно влияющие на механические свойства сплавов. В ряде случаев достаточно сложные процессы распада приводят в конечном итоге к струк- [c.408]

У разрушившейся от кратковременного перегрева трубы обычно наблюдается значительное уменьшение толщины стенки в месте разрыва и увеличение периметра сечения в этом месте. Типичный характер повреждения экранной трубы вследствие кратковременного перегрева при нарушении циркуляции показан на рис. 98, а. Причину разрушения трубы можно установить с помощью микро-структурного исследования. В случае перегрева выше Лсд на микрошлифе в месте разрыва наблюдается структура мартенситного типа, а в интервале от Асу до Асз — смесь феррита и 180 [c.180]

Структурные напряжения в зоне термического влияния шва при сварке закаливающихся сталей. Образование закалочной структуры мартенситного типа сопровождается объемным расширением металла, встречающим сопротивление смежных незакаленных участков. Возникающие при этом скалывающие напряжения способствуют образованию мелких трещин. Появление микротрещин объясняют также на- [c.662]

Кристаллическую структуру мартенситных фаз, образующихся в системе Аи — Сё, изучали в работах [6, И, 23, 24, 26—28, 37—41, 54, 55]. Мартенсит-ная а -фаза, образующаяся в закаленных сплавах, содержащих 45 и 46,5 ат.% С(1, имеет неупорядоченную ГЦК структуру [38]. [c.27]

Модуль нормальной упругости сплава с 47,5 ат.% Сё со структурой мартенситной Р -фазы изменяется в зависимости от нагрузки и условий испытания от 386 до 1050 кГ/мм [23]. [c.31]

В отожженном состоянии микроструктура сплавов этой группы состоит из а и Р-фаз (рис. 24.5, а), а + р-сплавы упрочняются термической обработкой. Закалка приводит к образованию игольчатой структуры мартенситного типа — а -фазы (рис. 24.5, б). При последующем старении образуется структура, состоящая из смеси а и а-фаз (рис. 24.5, в). [c.181]

Упрочнение при быстром охлаждении легированного феррита в безуглеродистых сплавах (С<С0,02%) связано с образованием структуры мартенситного типа. Так, при медленном охлаждении образуется обычный (полиэдрический) феррит, а при быстром охлаждении — игольчатый феррит, по внешнему виду похожий на мартенсит. Твердость игольчатого феррита НВ на 100—150 Мн1м выше твердости полиэдрического феррита. [c.162]

Как видно из рис. 33, сплавы с игольчатой структурой имеют, как правило, более высокие вязкость разрушения и стойкость к 1<Р, чем сплавы с равноосной структурой. При этом ширина полосы или разность между Кхс и Кхкр в обоих случаях примерно одинакова, но для игольчатой структуры вся полоса сдвинута в область более высоких значений К- Такое поведение очень часто наблюдалось экспериментально [186, 188, 191, 192, 204, 205]. В частности, установлено, что понижение температуры обработки на твердый раствор или образование выделений ог (как в ытлаве Т1—8А1—1 Мо—IV) существенно усиливают КР [189, 181]. Игольчатые структуры мартенситного (а не видманштеттового) типа, образующиеся преимущественно при закалке, также обладают стойкостью к КР. Отпуск мартенсита вызывает частичное выделение мелкодисперсных частиц р-фазы, но сохраняет игольчатую морфологию. Стойкость к КР после такой обработки промежуточная между неотпущенным мартенситом и равноосными структурами [204]. Таким образом, игольчатые микроструктуры (видманштеттовый, пластинчатый или игольчатый мартенсит) в целом более стойки к КР. В качестве примеров можно привести сплавы Т1—6А1—4У [186] и Т1—4 А1—ЗМо—IV [190, 192]. [c.100]

Автор совместно с М.О.Левицким изучал влияние содержания углерода и термической обработки углеродистых сталей на время до зарождения и скорость роста усталостных трещин в различных средах. Показано (рис. 41), что максимальная долговечность до зарождения трещины в воздухе, 3 %-ном растворе Na I и 20 %-ном растворе H2SO4 наблюдается у стали 45 при HR 38, а у стали У8 при HR 45, что соответствует тро-оститной структуре. Мартенситная структура обладает наиболее низким сопротивлением развитию усталостных трещин вследствие затруднения пластической деформации и значительных напряжений И рода. Сорбитная и трооститная структуры благодаря высокой дисперсности карбидной фазы затрудняют движение дислокаций и обладают наибольшей выносливостью. [c.87]

Вилелла) Пикриновая кислота 1 г Применяется в холодном состо Соляная кислота (конц.)5жд янии Этиловый спирт 100 1 Выявление структуры мартенситных и ферритных нержавеющих и жароупорных сталей [c.143]

Нержавеющие хромистые стали с содержанием 10—17% хрома при закаливании имеют структуру мартенситного типа. Сложнолегированные 12%-ные хромистые стали мартенситного класса, легированные молибденом, ванадием, вольфрамом и другими элементами, имеют лучшие длительные и кратковременные прочностные характеристики при температурах до 600° С, чем простые аустенитные стали типа 1Х18Н9Т. Стали с содержанием углерода до 0,09% и хрома более 15% имеют ферритную структуру. [c.8]

Поскольку скорость нагрева при ЭМО очень высокая, то, очевидно, полная рекристаллизация при повторных рабочих ходах не успевает произойти. Существует наследственность упрочнения конструкционных сталей при повторной закалке, проводимой в сочетании с ВТМО и НТМО. Эффект наследственности обычно объясняется передачей дефектов кристаллической решетки, образовавшихся в результате предварительного упрочнения. Исследованиями показано, что наследственность наблюдается только в тех случаях, когда при вторичной закалке аустенит образуется по бездиффузионному механизму [11, 52]. Последнее наблюдается при быстром нагреве и наличии тонких исходных структур мартенситного и бейнитного типов. Если учесть, что скорость нагрева при ЭМС очень высока, а повторная закалка сопровождается дополнительным деформированием поверхностного слоя, то можно предположить, что за счет повторных рабочих ходов ЭМО можно достичь существенного повышения механических свойств обрабатываемого металла. Это подтверждается сравнительными испытаниями на износ образцов из стали 32ХНМ, подвергнутых ЭМО с различным числом рабочих ходов. В этой связи необходимо установить предельное число рабочих ходов, которое дает повышение механических свойств поверхностного слоя. Практически число рабочих ходов не должно превышать трех. [c.21]

Ниже рассматриваются особенности кристаллической структуры исходной и мартенситной фаз в сплавах с 3-фазой. Независимо от типа сплава /3-фазу в случае упорядочения по типу СзС1 при соотношении компонентов 50 50 обозначают [5] /Зз, а в случае упорядочения по типу РезА1 при соотношении компонентов 75 25-/31. Мартенситные фазы, образующиеся из /3 - или /31-фаз, обозначают соответственно /Зз и /3 . Кроме того, в некоторых случаях в зависимости от особенностей кристаллической структуры мартенситные фазы обозначают 7з или з, или 0 1, хотя такое обозначение и не является общепринятым. [c.20]

Кристаллическая структура мартенситной фезы. Общие закономерности кристаллографических превращений в связи с эффектом памяти формы в сплавах рассмотрены в первой главе. В этой главе описываются характерные особенности сплавов Т1—N1 с памятью формы. [c.58]

Результаты большого числа исследований согласуются в том, что исходная фаза в сплавах Т1—N1 имеет о.ц.к. структуру В2 типа СзС1 (эо = = 0,301—0,302 нм). Для кристаллической структуры мартенситной фазы исследователи предложили разные модели. По результатам рентгеновского дифракционного анализа и анализа методом электронной микродифракции абсолютные величины периодов решетки заметно различаются. Однако в результате исследований получено совпадение в том, что [c.58]

Модель этой структуры показана на рис. 2.1. Она показывает, каким образом орторомбическая слоистая структура типа N24 становится искаженной моноклинной структурой. Моноклинные искажения решетки в этом случае отличаются от искажений кристаллической структуры мартенситной фазы в сплавах Си—Еп. Направление однородного сдвига, в результате которого орторомбическая решетка деформируется в моноклинную, не является параллельным направлению перетасовки базисных плоскостей, а ортогонально ему. С помощью этой модели можно достаточно хорошо объяснить результаты исследований методом электронной микродифракции. Недостаток модели состоит в том, что с ее помощью невозможно объяснить существование отражения 001, четко обнаруживаемого на рентгенограммах. Ооцука [1] принял, что период решетки 0,4622 нм соответствует оси с мартенситной фазы. Основанием для этого явилось обнаружение интенсивного рефлекса в направлении оси с на картине микродифракции электронов. Кроме того, и на изображении, полученном с помощью ПЭМ, наблюдается большое число тяжей в направлении, перпендикулярном оси с, что подтверждает сделанный вывод. В этом случае наблюдаемая картина объясняется существованием дефектов упаковки в базисной плоскости. [c.59]

При разрушении трубы от кратковременного перегрева обычно наблюдается значительное уменьшение толш,ины кромок в месте разрыва и увеличение периметра трубы в этом месте. Типичный характер повреждения экранной трубы вследствие кратковремнного перегрева при нарушении циркуляции показан на рис. 92, а. Причину разрушения трубы можно установить после микроструктурного исследования. В случае перегрева выше Лсз на микрошлифе, изготовленном из тонкой кромки металла в месте разрыва, получается структура мартенситного типа. При перегреве в интервале температур от A i до Ас получается смесь [c.187]

С другой стороны, структуру мартенситной фазы в сверхупругих материалах уподобляют структуре ферромагнетика [399]. Подобно пере-магничиванию доменов во внешнем магнитном поле, в таком двойнике происходит ориентационная перестройка выгодно расположенные двойники увеличивают свой размер за счет уменьшения сопряженных двойниковых прослоек. Таким образом, значительная деформация сверхуп- [c.251]

У технически чистого титана в отличие от некоторых сплавов Р-фаза не сохраняет устойчивости при охлаждении до комнатной температуры. При быстром охлаждении она превращается в значительной степени в структуру мартенситного типа —а -фазу или титановый мартенсит5>. Этот мартенсит имеет мало общего по своим свойствам с соответствующей структурой стали, Он лишь несколько прочнее и тверже а-титана. [c.101]

Высоколегированную сталь, имеющую после горячей деформации закаленную структуру (мартенситную), перед травлением необходимо подвергать отжигу или высокому отпуску, чтобы избежать травильных трещин. Особенно чувствительны к образованию таких трещин быстрорежущие стали, а также стали 40X13 и 40X10С2М. - [c.323]

Quen h hardening — Упрочнение при закалке. (1) Упрочнение некоторых альфа-бета-сплавов (наиболее часто некоторых медных и титановых сплавов) термообработкой на твердый раствор или закалкой для получения структуры мартенситного типа. (2) В железных сплавах, упрочнение аусте-нитизацией, с последующим охлаждением с такой скоростью, что некоторое количество аустенита превращается в мартенсит. [c.1025]

Для сравнительной оценки эрозионной стойкости мартенситных сталей испытаниям подвергали различные по составу и свойствам стали. В некоторых исследуемых сталях, имеющих низкое содержание углерода (12X13, 1Х14НД, 14Х17Н2), при металлографическом исследовании был обнаружен структурно-свободный феррит в количестве примерно 10%. Участки хромистого феррита располагались равномерно по всему полю шлифа. По границам этих участков наблюдались скопления карбидов хрома. Наличие в структуре мартенситных сталей хромистого феррита отрицательно сказывается на их механических свойствах и эрозионной стойкости. Поэтому для получения при испытаниях сравнимых результатов обращали внимание на содержание в сталях углерода и хрома, а также других легирующих элементов, чтобы не было недопустимых отклонений по химическому составу. [c.191]

Японские исследователи, обнаружившие е-фазу в железомарганцевом сплаве позже Шмидта, рассматривали ее как переходную структуру мартенситного типа и полагали, что 8-фаза — химическое соединение РезМп, которое образуется в результате перитектоидного превращения твердого раствора (а-Ре+7-твердый раствор->е-фаза). Некоторые исследователи полагали, что е-фаза — это карбид в системе Fe—Мп—С. Биндер наблюдал е-мартенсит в высоколегированных хромоникелевых сталях. Марганцевые стали, легированные хромом, молибденом, вольфрамом, кобальтом и никелем, также могут содержать е-мартенсит [27, 28]. [c.27]

Система Fe+7% М.п+А1- -Си [145]. Содержание алюминия и меди изменялось от О до 2%. Окончательная термическая обработка заключалась в нормализации при -800 °С и отпуске до 630 °С с выдержкой от 0,5 до 10 ч, охлаждение на воздухе. Все исследованные сплавы после нормализации имели структуру мартенситного типа. Показано, что наиболее высоким уровнем механических свойств исследуемые сплавы обладают после отпуска при 630 °С в течение 2—4 ч. Во время выдержки при 630 °С происходит перераспределение марганца между а- и -фазами. Этот процесс ускоряется в присутствии алюминия, и в структуре этих (аЧ-у) Сплавов в результате отпуска наблюдается повышенное количество остаточного аустенита, который обусловливает их высокую пластичность и ударную вязкость. С увеличением времени выдержки при отпуске количество остаточного аустенита уменьшается, что незначительно снижает прочность, но существенно охрупчивает исследованные сплавы. [c.114]

Исследованиями наводороживания и коррозии титана применительно к работе титановых катодов для электролиза морской воды занимались Томашов Н. Д. с сотр. [488 489]. Установлено, что при катодной поляризации титана в морской воде (или в 0,5 н. Na l) происходит электрохимическое образование гидрида, состав которого близок к TiH2. Этот гидридный слой механически непрочен и подвергается хрупкому разрушению под действием высоких внутренних напряжений, возникающих вследствие большой разницы в удельных объемах гидрида и титана. Устойчивость титана к коррозии при катодной поляризации в 0,5 н. Na l возрастает по мере уменьшения размера зерен и повышения совершенства структуры металла, устранения структуры мартенситного типа, уменьшения разнозернисто-сти и числа двойников, следов текстуры. [c.190]

От верхней критической точкп Ае 11 выше до температуры плавления металла. В зависимости от марки сталп п способа сварки в этой зоне металл воспринимает закалку на различный предел прочности, вследствие быстрого отвода тепла основ-ны.м металлом ir окружающей средой. Сталь ЗОХГСА и этой зоне воспринимает закалку как нри дуговой, так и при газовой сварке. Прп дуговой сварке — структура мартенситно-сорбнтная, прп газовой — сорбитная. [c.52]

Предварительная оценка структуры возможных переходных составов шва в завпсимостп от степешг перемешивания, сочетания свариваемых сталей и легирования наплавленного металла может быть выполнена с помощью структурной диаграммы для наплавленного металла [6]. Пример ее пс-пользования для определения возможных структур металла первого слоя наплавки и однослойного шва показан на рпс. 2. Прп наплавке аустенитно-ферритными злектродалп состава В на перлитную сталь А структурный состав первого слоя будет определяться отрезком аб, а прп наплавке электродами со стержнем состава А — на аустенитную сталь состава Б — отрезком а б. В последнем случае наплавка будет по своей структуре мартенситной и склонной к холодным трещинам. Структурный состав металла однослойного шва при сварке перлитной стали А с аустенитной В аустенитными электродами состава Г будет определяться отрезком вг. [c.196]

Опасным видом коррозионного ра.зрушенпя сварпых конструкций из титановых сплавов является разрушение вследствие наподоражпвання прн коррозии в растворах неорганических кислот. Сварные соединения подвержены более интенсивному наводораживанию ио сравнению с основным металлом вследствие наличия крупноиюльчатой структуры мартенситного типа. Наводораживание приводит к резкому падению прочности и пластичности и к коррозионному растрескиванию. Для работы в таких средах целесообразнее использовать технический титан. [c.369]

Мартенсит имеет совершенно отличную от других структур природу и образуется не так, как ферритно-цементитные структуры. Мартенситное превращение —бездиффузионное. При резком переохлаждении углерод не успевает выделиться из аустенита и происходит только перестройка решетки 7-железа в решетку а-железа. Атомы углерода, оставаясь в решетке а-железа (мартенсите), сильно ее нска- [c.69]

Просвечивающая электронная микроскопия выявила во многих сплавах весьма сложную тонкую структуру мартенситных кристаллов с большим количеством дислокаций и двойников. Такая субструктура может возникнуть двумя принципиально разными путями во-первых, при дополнительной пластической деформации (скольжением или двойникованнем), которая, как показано в 34, является неотъемлемой составной частью механизма мартенситной перестройки решетки, и, во-вторых, при пластической деформации после образования мартенсита из-за воздействия на мартенситный кристалл окружающей упругой среды. В первом случае можно го -ворить о первичной субструктуре превращения, а во втором — о вторичной субструктуре деформации. Соответственно различают понятия о двойниках превращения и деформационных (механических) двойниках. Различить же происхождение субструктуры экспериментально не всегда удается. Обсуждаемые ниже факты рассматриваются в предположении, что мы имеем дело с субструктурой превращения. [c.232]

Структура мартенситно-стареющих сталей характеризуется высокой плотностью дислокаций, появляющихся при мартенситной перестройке решетки. В реечном (недвойникованном) мартенсите плотность дислокаций измеряется величиной порядка 10 — [c.346]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...