Процессы старения в ферритах

ПРОЦЕССЫ СТАРЕНИЯ В ФЕРРИТАХ [c.194]

Согласно данным фазового анализа соотношение и количество выделившихся фаз зависит от исходного содержания феррита и режима старения. На первых стадиях старения количество карбидов превосходит количество сг-фазы. В дальнейшем количество карбидов растет сравнительно мало, а на заключительных стадиях процесса и уменьшается вследствие их частичного растворения в аустените. При небольшом исходном содержании феррита (до 4—5%) рост содержания о-фазы также сравнительно невелик, причем общий вес выделившегося осадка (о -ф карбиды) не превосходит содержания феррита. Если же количество феррита превышает 5%, то в процессе старения наблюдается значительный рост 0-фазы и общий вес осадка может превосходить вес исходного феррита. [c.226]

При нагреве холоднодеформированной стали выше 300° С резко снижается ширина линий на рентгенограммах [118, с. 203 248 254—256, 400] (см. также рис 71, 77). Это свидетельствует прежде всего о том, что в результате термически активируемых процессов в значительной степени уменьшается плотность дефектов кристаллической решетки феррита. При этом в интервале 300—400° С не только температура, но и продолжительность вы-J держки оказывают существенное влияние на уменьшение ширины линий на рентгенограммах, в то время как при более высоких температурах основное влияние оказыва-S0 ет температура отпуска. Микроструктурные исследования показывают, что полосы скольжения в избыточном феррите, слабо заметные после деформации и низкотемпературного отпуска при исследовании под световым микроскопом (рис. 78,а, б), становятся более четкими, уширяются, иногда образуют сетки (рис. 79, а—в). Повышение температуры отпуска до 300° С приводит лишь к более четкому выявлению полос скольжения в феррите перлита (рис. 78, в, г). Так как деформационное старение (отпуск до 300° С) сталей со средним и высоким содержанием углерода обусловлено процессами, происходящими в ее перлитной составляющей, то лучшая выявляемость полос скольжения в феррите перлита при деформационном старении свидетельствует об их декорировании атомами примесей. Иногда в [c.190]

Увеличение содержания углерода в стали от 0,1 до 0,8% не оказывает качественного влияния на зависимость механических свойств от температуры деформации и температурную зависимость механических свойств, но оказывает некоторое количественное влияние, выражающееся в повышении температуры максимального развития динамического деформационного старения и снижении абсолютной величины эффекта динамического деформационного старения. Аналогичные результаты получены в работах [466, 473, 507 и др]. Это можно объяснить тем, что в силу кратковременности процесса взаимодействия между дислокациями и примесными атомами основным поставщиком примесных атомов для блокировки дислокаций является твердый раствор, цементит не успевает включиться в реакцию в качестве поставщика атомов углерода. Поскольку при степенях деформации до 25—30% пластическая деформация развивается преимущественно за счет деформации феррита, плотность дислокаций в феррите среднеуглеродистых сталей оказывается, по-видимому, выше, чем в феррите низкоуглеродистой стали. Поэтому концентрация точек закрепления дислокационных линий, а значит, и эффект динамического деформационного старения в среднеуглеродистых сталях оказываются ниже, чем в низкоуглеродистой стали. [c.274]

Чтобы полностью разобраться в действии излучения на процессы фазовых превращений, необходимо проделать еще много работы. Если излучение воздействует на метаста-бильные сплавы, упрочняющиеся при старении, то оно также влияет на упрочнение, вызываемое выпадением новых фаз. Окончательные свойства могут отражать влияние упрочнения матрицы, зависящего от температуры облучения, или влияние условий, не зависящих от старения. Стабильность аустенита нержавеющей стали изучали Рейнольдс и др. [64], которые создавали в образцах деформацию разной степени, с тем чтобы получить различные количества образующегося при деформации феррита. После облучения было замечено небольшое увеличение (0,05%) количества феррита. Возможно, это увеличение явилось результатом роста существовавших зерен фер-ритной фазы. [c.252]

Причиной падения ударной вязкости (повышения хрупкости) при старении является процесс дисперсионного твердения, т. е. выделения в дисперсном виде третичного цементита, нитридов и оксидов из феррита. [c.113]

Период решетки феррита после закалки и дополнительного старения при 450° С уменьшается, если продолжительность старения составляет 10 ч (табл. 54). При большей продолжительности старения (100 и тем более 1000 ч) линии феррита на рентгенограммах оказываются размытыми, следовательно, значительно развивается процесс его старения. Период решетки аустенита практически не изменяется. Это указывает на то, что каких-либо существенных структурных изменений -твердого раствора не происходит. В анодных осадках, выделенных методом электролитической изоляции из исследованных сталей, интерметаллидных фаз не обнаружено. Можно предположить, что размытие линий феррита связано с изменением энергии связи между отдельными атомами (Ре и Сг, Ре и Т1), т. е. с проявлением иного характера связи и образованием обогащенных зон, когерентно связанных с матрицей, что наблюдается на ранних стадиях старения, например в жаропрочных сплавах. Несмотря на значительное число работ, проведенных в этом направлении, природа А1Ъ-град хрупкости еще недостаточно выяснена. [c.187]

Для придания сплаву жаропрочности необходимо повысить механические свойства и предел ползучести окалиностойких сплавов Борьба с ползучестью сплавов ведется их легированием элементами, которые, входя в твердый раствор, резко тормозят разупрочнение сплава, задерживая процессы релаксации и рекристаллизации, или элементами, которые вызывают старение при повышенных температурах. К таким элементам относятся молибден, вольфрам, ниобий, титан. Поэтому в качестве сплавов жаропрочных до температур 600—800° применяются хромистые и хромоникелевые окалиностойкие стали, дополнительно легированные молибденом, вольфрамом, титаном. Еще более жаропрочными являются аустенитные хромоникелевые стали вследствие более высокой, чем у феррита, [c.118]

Термическое старение протекает в результате изменения растворимости углерода в a-Fe в зависимости от температуры. Быстрое охлаждение в низкоуглеродистых сталях q 650-i-700 °С приводит к образованию метастабильного пересыщенного феррита. В процессе вылеживания (естественное старение) из него будет выделяться углерод в виде третичного цементита (цементита, выделяющегося из феррита) - так называемое дисперсионное твердение. При этом возрастают твердость (до 50 %) и прочность, а пластичность и ударная вязкость снижаются. Проведение старения при повышенных температурах (искусственное старение) значительно сокращает длительность процесса. [c.445]

При холодной обработке давлением отдельные объемы феррита пересыщаются углеродом или азотом, а в процессе выдержки выделяются карбиды и нитриды - происходит так называемое деформационное старение, что ухудшает штампуемость листовой стали. Оно развивается в течение 15+16 суток при комнатной температуре или в течение нескольких минут при 200+350 °С. Поэтому углеродистые стали, подвергнутые холодной пластической деформации, испытываются на склонность к деформационному старению. [c.445]

Несмотря на незначительную растворимость углерода в феррите при 700° С (—0,02—0,03%), свойства стали заметно изменяются при последующем распаде феррита и выделении избыточного цементита Дщ. Если охлаждение ниже 700° С ускоренное, то процесс распада феррита происходит при низкой температуре (старение), при этом повышаются прочность и твердость, понижаются пластичность и вязкость стали (рис. 21). При последующем нагреве стали до 200° С отмечается явление возврата, т. е. переход всех свойств к исходному состоянию. Если охлаждение стали ниже 700° С было медленное, то старение не наблюдается. Влияние старения на свойства становится особенно заметным в низкоуглеродистых сталях, где твердость может увеличиваться в 2—2,5 раза. Специальные стали, содержащие элементы-стабилизаторы (титан, ниобий), старению не подвержены. [c.57]

Легирование ковкого чугуна ускоряет диффузионные процессы. В качестве легирующих элементов могут быть использованы элементы, способствующие графитооб-разовадию (51, А1, N1, Си). 51 и А1 не способствуют увеличению скорости диффузии углерода, но увеличивают количество центров, сокращают пути диффузии и тем самым ускоряют графитизацию. Увеличение количества кремния возможно только в тех пределах, которые не способствуют образованию первичного графита в отливке, А1 при увеличении его количества способствует образованию пузырей в отливке и увеличивает хрупкость чугуна, вследствие чего применяется только как модификатор, а не легирующий элемент. N1 и Си ускоряют диффузию углерода и несколько ускоряют процесс отжига. Применение никеля нерентабельно вследствие его дороговизны и дефицитности. Применение меди в пределах 1,5—1,7% приводит к общему ускорению процесса примерно ка 30% и повышает прочностные свойства, ковкого чугуна, если произведен процесс старения медистого феррита. [c.81]

Стареющие нержавеющие стали. В последнее время появилась новая почти безуглеродистая мартенситная стареющая высокопрочная нержавеющая сталь с минимальным содержанием углерода, марганца, кремния, фосфора и серы. Самое низкое содержание углерода необходимо для пластичности в состоянии поставки, хром создает сопротивление коррозии, кобальт устраняет образование 6-феррита, титан и гнолибден способствуют процессу старения. Эта сталь [c.391]

Введение кобальта несколько снижает критическую точку мартенситного превращения. Влияние кобальта на механические свойства мартенситно-стареющих сталей обусловлено участием в процессе старения за счет образования сложных соединений Со—Ni— Мо—Ti, когерентно связанных с металлической матрицей. Кобальт, как и никель, уменьшает растворимость молибдена в а-железе, подавляет образование 6-феррита и способствует Зттрочнению при старении. Он задерживает процесс разупрочнения, уменьшая скорость коагуляции высокодисперсных фаз. [c.617]

Технология и оборудование для безокислительного отжига. В связи со значительным ростом производства мелких деталей методами листовой штамповки и холодного выдавливания особую значимость преобретает технология безокислительного отжига с регламентированной скоростью охлаждения. При изготовлении мелких деталей указанными методами значительно повышаются требования к межоперационному отжигу полуфабрикатов. При этом необходимо обеспечить однородность свойств по всему сечению детали, исключить образование пересыщенного твердого раствора, процесс старения, получить наиболее выгодную ми-ьфоструктуру с определенным баллом зерна феррита (для штамповки полуфабрикатов из холоднокатаной ленты 08кп толщиной 1—2 мм допустимый балл зерна феррита 5—7 с отдельными мелкими участками перлита, расположенными в стыках ферритных зерен соотношение перлита с ферритом в поверхностном слое не должно превышать S0/90 допускается наличие структурно-свободного цементита, соответствующего баллам О—2 рядов А—В шкалы ГОСТ 5640—68). Полуфабрикаты могут дважды (и чаще) подвергаться межоперационному светлому отжигу и после каждой такой обработки должны иметь чистую и светлую поверхность для исключения трудоемкой операции очистки от окалины и обеспечения [c.567]

Так как магнитные свойства ферритов тесно связаны со степенью разупорядочения их структуры, то можно ожидать изменения свойств ферритов во времени. Такие изменения действительно наблюдаются в ферритах. С практической точки зрения представляет интерес рассмотреть процессы дезаккомадации магнитной проницаемости, а также возможные механизмы процессов старения и влияние старения на свойства ферритов. [c.189]

В этой же работе сделана попытка исследовать механизм процессов, происходящих при старении. На основании данных рентгеноспектрального анализа феррита состава Mgo,406Mno,633 Znо,272ре 1,68903,984 Летюк пришвл к выводу, что в ряду закалка — исходное состояние — старение при переходе от одного состояния к другому наблюдается дополнительное окисление Мп2+ в Мп +, сопровождающееся накоплением ионов трехвалентного марганца в октаэдрических узлах решетки. Поэтому процесс старения можно выразить уравнением [c.199]

Очевидно, что процессы старения тесно связаны с нестехио-метрией ферритов по кислороду. Идеальная с точки зрения предотвращения процессов старения — такая термическая обработка, которая обеспечивает получение стехиометрического по кислороду состава при очень медленном охлаждении в условиях, близких к равновесным. Однако такие режимы термической обработки мало приемлемы для получения ферритов с высоким уровнем свойств, обусловленных кислородной нестехиометрией, например ферритов с высокой квадратностью петли гистерезиса. [c.200]

Присутствие в ферритой матрице сталей высокоподвижных атомов углерода и азота приводит к их взаимодействию с дислокациями. В результате вокруг последних возникает повышенная плотность распределения внедренных атомов, а также формирование на дислокациях предвыделений карбидов и карбонитридов. Эти процессы протекают даже при комнатной температуре, приводя к ограничению подвижности дислокаций и закреплению их на местах. Такой вид охрупчивания стали получил название естественного деформационного старения. [c.145]

Металл, подвергнутый холодной обработке давлением, обладает повышенным запасом свободной энергии и поэтому находится в неустойчивом состоянии. В соответствии со вторым законом термодинамики такая система стремится к состоянию с наименьшим запасом свободной энергии. Пластическая деформация уменьшает растворимость элементов (углерода, азота) в фзррите и последний становится перенасыщенным. В деформированных участках будет иметь место процесс выпадения из феррита избыточных фаз, сопровождаемый повышением твердости и прочности при одновременном резком снижении вязкости и пластичности. Этот процесс называют деформационным старением. Оно протекает уже при комнатной температуре, однако для этого необходимо длительное время [c.164]

Большее влияние на способность стали к глубокой вытяжке оказывает старение после холодной деформации, чем старение после отжига. Холодная деформация увеличивает нестабильность феррита, пересыщенного растворенными злемслтамк Бнедрения, уменьшает их растворимость в пересыщенном феррите, что ускоряет процесс старения. Скорость старения, кроме того, зависит также от степени пересыщенного феррита и температуры, при которой протекает процесс старения. При старении, однако, наступают диффузия атомов С и N, свободно растворенных в феррите, к дислокациям и выпадение нитридов и карбидов. Это приводит к повышению прочностных и снижению пластических свойств и способности к глубокой вытяжке материала. Старение увеличивает пределы прочности и текучести и твердость, уменьшает удлинение и глубину выдавливания колпачка (ом. рис. 53). iKpOxMe того, снова появляется. площадка текучести, которая снималась дрессировкой при этом не изменяется нормальная и плоскостная анизотропия механических свойств (рис. 57) [96]. После ста- рения при штамповке на стали опять образуются линии скольжения, что может быть причиной преждевременного появления трещин, повышенного брака, различных поверхностных дефектов и т. п. [20]. [c.152]

Деформационное старение. Кипящие стали при содержании в них азота и отчасти углерода в твердом растворе в феррите после рекристаллизацпонного отжига и дрессировки подвержены деформационному старению. При этом действие азота примерно в 20 раз эффективнее действия углерода. Причиной старения является выделение из твердого раствора — феррита атомов азота и углерода, группировка их и образование частиц нитридов и карбидов. Старение низкоуглеродистой листовой стали может быть естественным и искусственным при нагреве, т. е. при повышенной температуре. Процесс старения стимулируется внутренними ультрамикросконическими напряжениями, которые образуются или после пластической деформации, или после закалки. Поэтому различают деформационное старение и старение после закалки. [c.166]

Карбидная фаза представляет собой химическое соединение углерода с одним или несколькими металлами. Карбиды могут иметь твердость до НВ 3000, а иногда и несколько выше. Наиболее мягким является карбид железа, имеющий твердость НВ 1050. Карбиды являются хрупкой фазой. Для процессов, происходящих при термической обработке, наличие карбидов в стали имеет большое значение, так как одним из условий нагрева при упрочняющей (см. рис. 8.1, 2) илн разупрочняюшей (ем. рис. 8.1, 1) обработке является растворение карбидов при нагреве с переходом в Y-твердый раствор углерода и легирующих элементов. Карбиды могут упрочнять сталь и при их выделении в дисперсной форме из феррита или аустенита в процессе старения (с. , рис. 8.1, 4). [c.152]

Появление 475-градусной хрупкости металла сопровождается увеличением твердости хромистого б-феррита. Так, после выдержки при температуре 500° С в течение 1500 ч микротвердость б-феррита металла швов типа Х17Н2 увеличилась на 70—75 кГ/мм , вследствие чего общая твердость металла возросла на 58—62 НУ [25]. Вместе с тем металлографическим и электронно-микроскопическим анализами не удается обнаружить какие-либо изменения в микроструктуре остаренного металла, в том числе в строении легированного б-феррита. Следовательно, увеличение твердости и хрупкости высокохромистого металла при термическом старении в данном случае может быть обусловлено только изменениями в кристаллической решетке твердого раствора. Появление хрупкости высокохромистых швов в процессе длительного нагрева в области критических температур (450—530 С) связано с образованием в твердом растворе богатых хромом комплексов, когерентно связанных с кристаллической решеткой феррита [18]. Комплексы имеют кубическую объемноцентрированную решетку с параметром 2,878 А и по составу отвечают сплаву, содержащему 70% Сг и 30% Ре. Вследствие того, что параметр решетки комплекса отличается от параметра решетки твердого раствора, в металле возникают местные искажения, что и приводит к повышению его твердости и хрупкости. Последующий отпуск швов [c.86]

В ферритной матрице во всех изученных состояниях плотность дислокаций составляет примерно 5 10 мм , она несколько уменьшается после старения без напряжения, однако точные выводы делать трудно из-за сильной разориентированности дислокационной структуры. Встречаются дислокации, декорированные мелкодисперсными выделениями сферической формы (рис. 3, б). Такой вид обычно имеют карбиды ванадия, которые способствуют формированию стабильной дислокационной сетки, в матрице феррита, чем препятствуют образованию высокоразориентированной ячеистой структуры в процессе ползучести. Действительно, после старения под напряжением в стали 12ХГНМФ не наблюдалось образования деформационных ячеек. [c.105]

В данном разделе уместно рассмотреть и некоторые другие клапанные стали В первую очередь это относится к сталям типа 40Х23Н4МЗС Стали этого типа содержат не большие количества кремния ( 1 %), но имеют высокое содержание хрома (22—24 % Сг), повышенное содержание молибдена (2,5—3,3 %) и никеля (4—6 %) После закалки от температур 1050—1150°С в структуре сталей обнаружи вается примерно равное количество б феррита и аустенита и некоторое (3—5 %) количество карбидной фазы в основ ном типа (Fe, Сг)2зСе Затем стали подвергают старению при температуре 780—800 °С, в процессе которого выделя ется значительное количество а фазы и резко повышается твердость сталей [c.348]

В работе [25] подчеркивается, что дезаккомодация в марганец-цинковых ферритах обусловлена действием нескольких механизмов, приводящих к появлению ряда максимумов на кривой температурного спектра дезаккомодации проницаемости. Практически важным является вывод о том, что оценку изменения величины начальной магнитной проницаемости ферритов за тот или иной промежуток времени при естественном старении следует производить не по величине дезаккомодации, определяемой быстро протекающими диффузионными процессами, а по наличию и величине максимумов их температурных спектров. [c.194]

Дезаккомодациоиная компонента старения характеризуется тем, что исчезает после аккомодации, например после воздействия на феррит переменного магнитного поля. После такого воздействия проницаемо-сть феррита не возвращается к исходной величине. Это обусловлено существованием структурной составляющей старения, не связанной с дез аккомодационным процессом. На рис. 68 представлена заимствовалиая в работе [31] схема изменения дезаккомодациоиной и структурной составляющих проницаемости во времени. [c.195]

Некоторые стали аустенито-мартенситного класса могут иметь в структуре определенное количество б-феррита. При легировании таких сталей титаном или алюминием в б-феррите могут также протекать в иитервале 400—600° С процессы, приводящие к повышению ирочиости. Считают, что причиной изменения свойств б-фазы при старении является образование фазы с кубической структурой типа [c.157]

Природа этого явления пока еще не вполне выяснена.В.И. Дятлов и И. И. Коперсак предложили рассматривать 475-градусную хрупкость как своеобразный инкубационный период перед образованием а-фазы, в течение которого происходит вн трнфазное перераспределение хрома в феррите без выделения избыточных фаз. Этот процесс приводит к искажению кристаллической решетки и внутрифаз-ному наклепу феррита, внешне проявляющемуся в резком падении ударной вязкости и увеличении микротвердости феррита. Поэтому 475-градусная хрупкость названа о-старением. [c.357]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...