Структура и свойства легированного аустенита

Структура и свойства легированного аустенита [c.49]

Структура и свойства легированного феррита и аустенита. [c.137]

Важнейшие методы управления процессами формирования структуры и свойств отливок из белого чугуна — легирование и модифицирование. Они способствуют измельчению первичных структурных составляющих, получению однородной микроструктуры продуктов распада переохлажденного аустенита в различных сече- [c.50]

Регулируя схему МКД, можно изменять механические свойства железомарганцевых сплавов в широких пределах. Если требуется получить высокий уровень прочностных свойств, легирование железомарганцевых сплавов следует проводить так, чтобы понизить количество остаточного аустенита и его стабильность и чтобы мартенситные превращения получали основное развитие при охлаждении и на начальном этапе нагружения (тип П). Если необходимо обеспечить высокие значения пластичности, следует увеличить количество и стабильность аустенита и обеспечить его постепенный распад при нагружении (тип. V, VI). Если требуется сочетать прочность и пластичность, следует обеспечить получение в железомарганцевых сплавах двухфазной 8 + у-структуры и постепенный распад аустенита при последующем нагружении (тип IV) [135, 136]. [c.102]

Перитектическое превращение не влияет на структуру и свойства углеродистых сталей, так как при С = 0,1...0,51 % все превращения заканчиваются образованием аустенита. В легированных сталях возможно сохранение метастабильной смеси двух фаз - б-феррита и аустенита. Такие смеси образуются в слитках, прокате, поковках и сварных соединениях аустенитных хромоникелевых сталей. Метастабильность характеризуется тем, что после высокотемпературного нагрева б-феррит или полностью исчезает, или его содержание уменьщается. Цементит является метастабильной фазой. При нагреве, не плавясь, он превращается в двухфазную смесь графита и аустенита или графита и феррита. [c.18]

Монография состоит из семи глав. В гл. I рассмотрены основные положения теории фазовых превращений в металлах и сплавах в твердом состоянии, а также закономерности превращений железа, титана и их сплавов в изотермических условиях. В гл. II показаны условия их протекания в зоне термического влияния при сварке плавлением. В гл. III описаны новые методы и аппаратура для изучения кинетики фазовых превращений и изменений структуры и свойств металлов в неравновесных условиях при сварке и термомеханической обработке, а также для исследования задержанного разрушения и образования холодных трещин. В гл. IV приведены результаты исследования превращений при непрерывном нагреве, кинетики роста зерна и гомогенизации аустенита и Р-фазы сплавов титана при сварке. В гл. V рассмотрены основные закономерности фазовых превращений в условиях непрерывного охлаждения при сварке. В гл. VI изложен механизм задержанного разрушения сталей и сплавов титана, установлены критерии оценки этого явления и показано влияние легирующих элементов, параметров термического цикла и жесткости сварных соединений на" сопротивляемость этих материалов образованию холодных трещин при сварке. В гл. VII приведены характеристики свариваемости сталей и сплавов титана различных структурных классов и систем легирования, сформулированы критерии выбора технологии и режимов их сварки и показаны пути регулирования структуры и свойств сварных соединений как в процессе сварки, так и при последующей термической, термомеханической или механико-термической обработке. [c.10]

Несмотря на высокую температуру нагрева, правильно закаленная быстрорежущая сталь имеет мелкозернистую структуру, состоящую из легированного мартенсита (—50%), высоколегированного аустенита ( - ЗО / ) и сложных карбидов (—20%). Необходимо подчеркнуть, что режущие свойства инструмента зависят не от рода охлаждающей среды, а от температуры закалки. [c.29]

Иногда с целью экономии времени проводят изотермический отжиг. При таком отжиге изделие нагревают выше критических точек, быстро охлаждают до температуры на 50—100° G ниже Ас и выдерживают при этой температуре в течение времени, необходимого для полного превращения аустенита в перлит. Затем изделие охлаждают на спокойном воздухе (см. рис. 118, скорость Uj). При изотермическом отжиге в процессе выдержки, которую выбирают в соответствии с диаграммой изотермического распада аустенита для данной стали, происходит выравнивание температуры по сечению изделия. Это способствует получению более однородной структуры и, следовательно, более однородных свойств. Легированные стали подвергают именно такому отжигу. Следует заметить, что выигрыш во времени при изотермическом отжиге получается только для небольших по размерам изделий, так как для крупногабаритных деталей для выравнивания температуры по объему необходимо продолжительное время. [c.194]

Появление хрупкости в деталях в момент охлаждения не снижает качество сборки даже для самых ответственных узлов конструкции. Охлажденная хрупкая деталь свободно соединяется с охватывающей деталью, а натяг и напряжения возникают в материале, когда детали нагреты, а следовательно, их пластические свойства восстановлены. Это относится как к отожженной или закаленной стали, так и к легированным сталям, в структуре которых после окончательной термической обработки нет остаточного аустенита. [c.79]

Для понимания процесса наследования свойств при повторной термической обработке важно отметить роль промежуточных отпусков. Влияние их на устойчивость упрочнения посредством ВТМО сталей, легированных редкоземельными элементами, показано в работе [65]. При первом, стабилизирующем, отпуске при температуре 240°С происходит закрепление дислокационной структуры, наследованной мартенситом от аустенита при закалке, в результате выделения в процессе низкотемпературного отпуска дисперсных карбидов. В работах [56, 57] по исследованию влияния исходной структуры на растворимость карбидов в стали показано, что повышенная плотность дислокаций, полученная в результате холодного деформирования или фазового наклепа при закалке, может быть достаточно устойчивой и сохра- [c.58]

Размер зерен аустенита как в простой углеродистой, так и в легированной сталях влияет на структуру продуктов превращения, и, следовательно, на механические свойства этих сталей. Температура и время выдержки в аустенитной области и вообще все режимы термической обработки сталей (закалка, нормализация, горячая или холодная обработка давлением и др.) влияют на размер аустенитного зерна. [c.75]

На свойства сталей этого класса влияет легирование Т1 и N6, устраняющее появление аустенита при высоких температурах и возникновение крупнозернистой структуры при нагреве, улучшающее коррозионную стойкость. Если содержание Т1 в 6—8 раз, а N6 в 8— 12 раз больше содержания С, легирование этими элементами является эффективным, поскольку С полностью связан в Т1С и ПЬС. [c.267]

Изотермический отжиг. Изотермический отжиг отличается от обычного отжига тем, что процесс распада аустенита происходит не при непрерывном понижении температуры, а при постоянной температуре, близкой к температуре точки Л, (650—680°) (рис. 116). При этом достигается значительное сокращение цикла отжига, т. е. удешевление операции, и гораздо более равномерное распределение твердости по сечению изделий. Увеличивается также однородность свойств и структуры изделий одной садки. Вследствие этих преимуществ перед обычным отжигом изотермический отжиг широко применяют для легированных сталей. [c.153]

Для обеспечения достаточно высокой пластичности двухфазных сталей феррито-аустеиитного класса при горячей прокатке или ковке необходимо, чтобы при температуре нагрева под горячую обработку в их структуре оставалось не больше 8—10% аустенита, а при температуре конца пластической деформации количество этой фазы не превышало 25—30%. Это достигается при определенном содержании хрома, никеля и других элементов в стали, а также выбором соответствующего температурного режима деформации. Установленные в работе [49] некоторые закономерности влияния степени легирования и ферритной фазы на технологические свойства нержавеющих сталей, подтвердили данные, полученные нами для сталей феррито-аустеиитного класса. [c.176]

У деталей из углеродистых сталей, особенно у деталей большого поперечного сечения при закалке охлаждение сердцевины не успевает еще произойти, а превращение аустенита в мартенсит или троостит на поверхности уже совершилось, поэтому закалка у углеродистых сталей проникает только на небольшую глубину, не затрагивая сердцевины. Следовательно, у этих сталей не удается получить высоких и притом однородных механических свойств по всему сечению. У легированных сталей, где аустенитное превращение начинается значительно позже, достигается большая глубина прокаливаемости. Последующий высокий отпуск создает в зоне закалки, распространяющейся на большую глубину, однородную сорбитную структуру с высокими механическими свойствами. [c.277]

При изучении структуры и свойств сталей типа Fe25 r, легированных никелем (3 и 5 %), молибденом (3 и 5 %) и азотом (0,35—0,91 %) [173] было показано следующее. При введении азота в стали с 25 % Сг образуются феррито-аусте-нитная (>0,3 % N) или аустенитная ( 0,8 % N) структуры после закалки с 1100—1300 °С. Но при охлаждении на воздухе высокоазотистых сталей наблюдается выделение нитридов обычной формы и перлитоподобного нитрида — ложного перлита , представляющего собой чередующиеся участки тонких лепестков нитрида хрома СггЫ и аустенита. В высокохромистой стали с молибденом при легировании азотом аустенитная структура не образуется. [c.195]

Мир кин И. Л. и Лейтес А. В., Превращение остаточного аустенита в цементированной легированной стали, сб. Московского механического института, Структура и свойства термически обработанной гтали , Машгиз, 1951. [c.274]

Структура стареющих сталей (марок 4Х12Н8Г8МФБ, Х12Н20ТЗР и др.) состоит из легированного аустенита и выделений упрочняющих фаз (специальных карбидов, карбонитридов и интерметаллических соединений). Необходимые структуру и свойства хромоникелевые стали этого типа приобретают после термической обработки—закалки и высокотемпературного искусственного старения. Так, закалкой с 1100° С стали марки Х12Н20ТЗР в воде получают пересыщенный твердый раствор. Последующее старение при 700° С в течение 16 ч (или ступенчатое старение при разных температурах для других марок сталей) приводит к распаду пересыщенного твердого раствора и выделению из него высокодисперсных частиц упрочняющих избыточных фаз. Структура этих сплавов менее стабильна из-за коагуляции выделившихся фаз и поэтому их применяют для деталей с ограниченным сроком службы. [c.187]

Ф. Л. Локшин с сотрудниками [10] изучал влияние электрического поля на структуру и свойства углеродистых и легированных инструментальных сталей (марок У8, У12, ШХ15 и др.), закаленных в воде или масле. Использованная ими специальная установка позволила получать мощные ударные волны и ультразвуковые колебания частотой 100—600 кгц. Механические параметры ударных волн (давление, удельный импульс, удельная энергия), возникающих при электрических разрядах в закалочной жидкости, определяются величиной разрядного напряжения и емкостью конденсатора. В исследованиях Ф. Л. Локшина напряжение изменялось от 30 до 80 кв, а емкость конденсатора составляла 0,24 мкф. Исследования показали, что при охлаждении стали с наложением электрического поля мартенситное превращение облегчается, а степень распада аустенита увеличивается. Мартенсит получает более тонкое строение. [c.218]

Переохлаждение поковок из углеродистых и легированных сталей вводится для того, чтобы обеспечить превращение аустенита в перлит или бейнит. Температура переохлаждения и длительность должны быть такими, чтобы превращение совершилось полностью. Производственные данные и результаты исследования структуры и свойств поковок показывают, что переохлаждение до 280—320° и выдержка при этих температурах порядка 1 часа на 100 мм достаточны для превращения аустенита поковок из таких сталей, как З ХНЗМ, 38ХН2НЗМ. Практика других заводов показывает, что возможно переохлаждение до 200—250° и выдержка по 2 часа на 100 мм. [c.172]

Как отмечалось ранее, легирующие элементы определя ют размер зерна аустенита, его устойчивость при переохлаждении, структуру мартенсита, свойства феррита и кар бидной фазы и другие факторы Поэтому легирование ста [c.163]

Использование математико-статистических методов главных компонент для обработки большого числа плавок позволило разработать новую высокопрочную мартенситностареющую коррозионно-стойкую экономнолегированную кобальтом сталь 03Х12Н7К6М4Б. Высокие прочностные и пластические свойства стали при температуре 20 К достигаются при содержании в структуре, наряду с легированным мартенситом и интерметаллидами, около 30 % остаточного аустенита. Оптимальный режим термической обработки стали закалка от 1000 °С обработка холодом -70 С, старение при температуре 520 °С, 5 ч. Средний химический состав стали С = 0,03 %, Сг = 11 %, Со 5,5 %, Ni = 7 %, Мо = 4 %, Nb = 0,15 %. [c.617]

Из-за ограниченности сырьевых ресурсов возникает необходимость частичной или полной замены дорогостоящих легирующих элементов и совершенствования технологических процессов. Одним из универсальных методов воздействия на структуру и субструктуру металла с целью повышения уровня свойств без применения дополнительного легирования является деформация. В этом отношении стали и сплавы на железомарганцевой основе с нестабильным аустенитом очень перспективны и могут служить основой для получения нового класса материалов, обладающих комплексом таких свойств, как сверхпластичность, способность к упрочнению, немагнит-ность, инварный эффект, эффект памяти формы. Использование железомарганцевых сплавов и экономически целесообразно, так как марганец дешевле никеля, а необходимый уровень свойств достигается за счет особого состояния аустенит-ной матрицы, что впервые было использовано> Гадфильдом. [c.5]

Высокохромистые стали Х12Ф1 и Х12М относятся к ледебуритному классу и содержат 16—17% карбидов (Сг, Fe), 2 (см. рис. 167). Стали предназначаются для массивных штампов сложной формы, накатных роликов, валков, глазков для калибрования и т. д. Стали обладают высокой износостойкостью и при закалке в масле мало деформируются, что важно для штампов сложной формы. Стали закаливаются на первичную и вторичную твердость. Закалка на вторичную твердость производится с высоких температур (1110— 1170° С), что приводит к сильному легированию аустенита хромом вследствие растворения карбида (Ре,Сг)7Сз и резкому снижению мартенситной точки. После закалки в структуре стали содержится до 60—80% остаточного аустенита и твердость составляет HR 42—54. После. многократного отпуска при температуре 500—580° С (см. табл. 12) аустенит превращается в мартенсит и твердость возрастает до HR 60—62. Такая обработка повышает теплостойкость, но снижает механические свойства и применяется только для не- [c.314]

Чисто мартенситная прокаливаемость в конструкционных сталях невелика и с повышением размеров детали становится равной нулю, а потому не имеет практического смысла. Прокаливаемость при дан ном размере детали и при данной скорости охлаждения зависит от природы стали и наиболее полно определяется кинетикой распада переохлажденного аустенита. В сталях с малоустойчивым аустенитом (углеродистые, низколегированные) с повышением размеров детали 1лубина закалки уменьшается, и при достижении некоторых определенных размеров сечения детали вообще не могут быть закалены на мартенсит. Легированные конструкционные стали в большинстве случаев имеют аустенит, малоустойчивый во второй ступени распада, и поэтому после закалки в их структуре находится, кроме мартенсита, игольчатый троостит. Однако для наибольшего числа деталей из конструкционных сталей термическая обработка производится с отпуском на сорбит. Поэтому конструкционная сталь, закаленная на игольчатый троостит, при дальнейшем отпуске получает сорбит-ную структуру со свойствами, не отличающимися от свойств отпу-1ценного мартенсита. Присутствие в структуре перлита или даже продуктов распада верхней зоны игольчатого троостита уже вызывает заметное снижение механических свойств закаленной стали при высоком отпуске. Резко действует на снижение механических свойств закаленной стали выделение избыточного феррита, что объясняют [72] локализацией пластической деформации в этой мягкой структурной составляющей стали. [c.66]

Ранее было указано, что при отпуске на сорбит продукты рас пада второй ступени (особенно в нижней ее части) мало отличаются по свойствам от чистого мартенсита. Поэтому в конструкционных легированных сталях допускают присутствие в структуре продуктоь распада второй ступени, а главная роль легирующих элементов заключается в возможности получения после закалки и отпуска сорбитной структуры в больших сечениях. При низком отпуске (180—200°) легированных сталей присутствие в структуре продуктов частичного распада аустенита в верхней зоне второй ступени сии жает механические свойства закаленной стали. Несмотря на это при обработке на твердость 45—55 Яс часто преимущество полу тения более высоких механических свойств находится на стороне изотермической закалки. Однако при изотермической зака. 1ке леги рованных сталей часто распад аустенита не доходит до конца и при охлаждении может образоваться некоторая часть мартенсита, поэтому после изотермической закалки легированных сталей необ ходим дополнительный низкий отпуск. [c.93]

Структура закаленной стали состоит ие только из мартенсита, но и остаточного аустенита. Заметное количество остаточного аустенита послЬ закалки получается не только в легированной, но и в простой углеродистой стали, содержащей всего 0,2% углерода, Остаточный аустенит оказывает в основном отрицательное влияние на свойства стали [c.13]

Приводимые в некоторых литературных источниках методы расчетно-экспериментального определения режимов сварки основаны на изучении уже готовых сварных соединений (определение F и F , уо и у ). Для определения химического состава шва нужно также учесть металлургические процессы (легирование или угар тех или иных элементов). В литературе они приводятся в общем виде, на практике же могут значительно различаться. Таким образом, имея экспериментальный шов, проще и точнее можно провести химический анализ металла. При этом, зная химический состав металла шва и термический цикл сварки, можно судить о его механических и других свойствах, а с учетом теплового цикла в ЗТВ и о свойствах сварного соединения в целом. Структура металла и его свойства определяются с помощью термокинетических и изотермических диаграмм распада аустенита. Для высоколегированных, хромоникелевых и аустенитных сталей фазовый состав металла можно приблизительно определить по диаграмме Шеффлера. Более подробные сведения приво- [c.241]

Изменение свойств аустенитных сплавов при легировании может быть обусловлено как влиянием легирующих элементов на свойства собственно твердого раствора — аус тенита, так и их влиянием на стабилизацию аустенита к фа зовым переходам, т е легирование может вызывать пре вращение аустенита с образованием других фаз (например, а и е фаз в сплавах железо—марганец и а фазы в сплавах железо—никель) Легированный аустенит под разделяют на стабильный и нестабильный При температуре выше начала мартенситного превраще ния Мн нестабильный аустенит способен к фазовому прев ращению— образованию мартенсита в результате прило жения внешней нагрузки (деформации), т е деформация нестабильного аустенита вызывает мартенситное превраще ние, так же как и охлаждение его ниже Мн Стабильный аустенит не претерпевает фазового превращения под влия нием деформации, при этом изменяется лишь его структура В зависимости от того, какие легирующие элементы входят в состав аустенита и каково их количество, изменяется ус тойчивость аустенита к распаду при деформации, т е сте пень его нестабильности [c.50]

Упрочнение легированием с последуюш ей термообработкой - наибо-lee эффективный метод улучшения свойств. Однако при этом возникает сложность выбора режима термической обработки из-за быстрого жисления и ускоренного распада пористого концентрационно-неодно-эодного аустенита. Применяемые в настояш ее время высоколегирован- ыe порошковые стали, хотя и обеспечивают заданную структуру, ши-эокого распространения не получили из-за высокой стоимости. [c.285]

Таким образом, после закалки такие стали имеют аустенитную структуру. Аустенитная структура обладает высокой вязкостью, но низким пределом текучести. Для получения повышенных прочностных свойств стали подвергают пластической деформации в интервале температур 250-550 °С (ниже температуры рекристаллизации) с большими степенями обжатия (до 80 %). При этом мартенситные точки М и Мд повышаются, и точка Мд становится выше комнатной температуры (точка М остается ниже комнатной температуры). Дополнительное повышение мартенситной точки Мд может быть усилено посредством легирования стали мартенситообразующими элементами, выделения карбидов при пластической деформации, изменения состава мартенсита. После охлаждения от температуры теплого деформирования сталь сохраняет структуру деформированного аустени-та, но этот аустенит уже становится метастабиль-ным по отношению к пластической деформации при комнатной температуре. Деформация такого аустенита (например, при механических испытаниях) приводит к образованию мартенсита деформации (у— а-превращение) во время испытания, что сопровождается увеличением прочностных свойств и значительным ростом относительного удлинения. В этом случае образующийся мартенсит затрудняет образование шейки при растяжении благодаря упрочнению в месте ее образования, и деформация образца долгое время носит равномерный характер. Наблюдается так называемый эффект бегущей шейки . [c.370]

Никелевые стали 0Н6 и 0Н9 содержат < 0,1 % С и по хладостойкости приближаются к аустенитным. Оптимальные свойства никелевых сталей обеспечивают термообработкой двойной нормализацией при 930 °С, а затем при 800 °С с последующим отпуском при 570 - 590 °С или закалкой от 830 °С и отпуском при 580 °С. Первал нормализация необходима для гомогенизации твердого раствора, вторая с последующим отпуском — для получения структуры мелкозернистого феррита. По сравнению с нормализацией закалка и отпуск увеличивают вязкость стали. Сталь 0Н6 используют до -150°С, а 0Н9 — до -196 °С. В структуре термически обработанной стали 0Н9 помимо феррита сохраняется 10 - 15 % остаточного аустенита в виде тонких прослоек. Задачей термической обработки, а также дополнительного легирования марганцем (1 - 2%), молибденом ( 0,4%), ниобием, хромом, медью в разных сочетаниях является обеспечение устойчивости остаточного аустенита он не должен превращаться в мартенсит ни при охлаждении, ни при деформировании сталей. Механические свойства термически обработанных листов толщиной 10 - 13 мм из низкоуглеродистых никелевых сталей при 25 °С (числитель) и -196°С (знаменатель) приведены ниже [c.513]

Способ упрочнения, сочетающий гидроэкструзию и фазовый наклеп, имеет ряд положительных сторон. Во-первых, не требуется больших деформаций - достаточна степень деформации 30-40%. Во-вторых, мелкозернистая структура фазонаклепанного аустенита с границами, упрочненными выделениями дисперсных легированных карбидов, обладает повышенным запасом пластичности по сравнению, например, со структурой с поЕышенной плотностью равномерно распределенных дислокаций или со структурой дисперсионного упрочнения с высокой плотностью выделений. Кроме того, в этом методе упрочнения повышение пластичности высокопрочного состояния обусловлено появлением мартенсита деформации (трип-эффект). Метод фазового наклепа, который в сочетании со старением и гидроэкструзией позволяет улучшать механические свойства немагнитных материалов, интересен также проявлением сложных физических процессов, сопровождающих прямое и обратное фазовое превращения и определяющих в конечном итоге структурные механизмы высокого упрочнения. [c.244]

Большое влияние оказывают легирующие элементы и на процесс отпуска стали. При высоком и среднем отпуске стали происходит распад аустенита и образование феррпто-карбидной смеси, сорбита или троостита. Твердость такой смеси зависит от размера карбидов и тем больше, чем меньше их размер. Поскольку карбиды, содержащие легирующие элементы, всегда дисперснее, чем простой цементит, твердость отпущенной стали, содержащей легирующие элементы, всегда будет выше, чем углеродистой при одинаковой температуре отпуска. Замедляя рост карбидных частиц, карбидообразующие элементы одновременно сохраняют пересыщенность а-твердого раствора углеродом до температур 450— 500° С, т. е. способствуют сохранению структуры отпущенного мартенсита. Прочностные свойства после отпуска у легированной стали будут выше, чем у углеродистой. [c.126]

Как было показано в 15, пластическая деформация обусловливает рост зерна в твердом металле. По склонности к росту аустенитного зерна различают наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые стали. Главная причина различия в скорости роста ау-стенитных зерен состоит в загрязненности стали мельчайшими частицами нерастворимых окислов, которые вытесняются на границы растущих зерен и образуют труднопроницаемые для диффундирующих атомов оболочки. Обычно стали, раскисленные алюминием или легированные ванадие.м, титаном, молибденом, вольфрамом, являются наследственно мелкозернистыми. Поскольку от размера зерна аустенита зависят многие технологические и эксплуатационные свойства, особенно ударная вязкость, определение величины зерна стали является важной технологической пробой. Величину зерна определяют по специальной шкале, состоящей из 10 эталонов структуры, выявленной при увеличении 100. Число зерен на 1 мм п связано с номером эталона N зависимостью /2=2 + . Таким образом, когда обсуждают величину зерна в стали, то имеют в виду зерна аустенита. Для выявления зерен аустенита пользуются специальными приемами изучают поверхность излома, исследуют шлифы после вакуумного травления, намеренно [c.162]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...