СТРУКТУРА СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ ПОСЛЕ ТЦО

При достижении сплавом точки 3 состав аустенита примет эвтектоидную концентрацию и при постоянной температуре будет происходить превращение аустенита в перлит (горизонтальный участок 3—3 на кривой охлаждения). После окончания превращения структура стали будет состоять из феррита и перлита. Она показана на рис. 143. [c.175]

Рентгенографические исследования [100, 109] подтверждают, что непосредственно в процессе деформирования стали по режиму ВТМО происходит выделение углерода и одновременное дробление блоков аустенитных зерен. Однако у стали, не прошедшей отпуска, последний эффект не проявляется, поскольку он перекрывается более сильным эффектом, связанным с обеднением аустенита углеродом при деформации. При сравнительно небольших степенях обжатия (до 30%), не вызывающих значительного выделения углерода из твердого раствора, но приводящих к его деформационному упрочнению, снижается способность аустенита к образованию полос сдвига. А именно полосы сдвига при их образовании являются потенциальными центрами кристаллизации (для последующего мартенситного превращения). Все это приводит к увеличению остаточного аустенита после таких режимов ТМО, что было отмечено также в ряде других работ [106, 120 и др.]. При больших степенях деформации решающую роль в рассматриваемых процессах приобретает другой фактор — обеднение аустенита углеродом. В результате точка мартенситного превращения повышается, а количество остаточного аустенита в структуре стали уменьшается [100]. Такое изменение соотношения фазовых составляющих приводит к повышению не только прочности, но и пластичности стали при некоторых средних значениях обжатия после ВТМО наблюдается максимум пластичности, что соответствует состоянию, когда после закалки сохраняется наибольшее количество остаточной у- или р-фазы (для сплавов на основе титана) [100, 130, 134]. [c.82]

Большинство конструкционных материалов представляет собой сплавы, из которых возможна избирательная диффузия отдельных компонентов в жидкий металл и обеднение контактной поверхностной зоны твердого металла более легко растворимым элементом. Примеры такой селективной коррозии довольно часто встречаются в инженерной практике, причем не только в результате коррозионного воздействия жидких металлов, но и в водных растворах. Известно, например, когда после промежуточного отжига прокатанных латунных изделий в результате травления в растворе серной кислоты поверхность их обогащается медью из-за избирательного удаления цинка. Действие жидких свинца, висмута и их сплавов на хромоникелевые стали вызывает избирательную диффузию никеля в жидкий металл и это часто приводит к переходу аустенитной структуры стали в ферритную [90, 91]. Как указывалось выше (см. гл. 1), возможна и межкристаллитная коррозия из-за большей поверхностной энергии на границе двух зерен твердого металла [92, 93]. [c.301]

Проведенные электронно-микроскопические исследования показали, что исходная дислокационная структура стали в состоянии отжига (до сварки) характеризуется низкой плотностью дислокаций и наличием типичных двойников отжига больших размеров (рис. 1). После сварки со сплавом АМгЗ при 400° С плотность дислокаций на контактной поверхности стальной детали с углом [c.101]

При содержании хрома более 12 % в процессе нагрева у сплавов невозможно полное превращение а - у. В соответствии с образующейся после охлаждения структурой такие сплавы относят к мартенситно-ферритному или ферритному классу. Принятая градация сталей по структуре сделана в основном с учетом содержания Сг. Марки сталей с содержанием хрома 11. .. 12 % отнесены к мартенситным, с 13. .. 14 % -к мартенситно-ферритным. [c.330]

После нагрева до 1100° С и охлаждения со скоростью 160 град/г (или на воздухе) и старения при 700° С в течение 16 ч структура этого сплава состояла также из у-фазы, но темные частички упрочняющей у -фазы стали гораздо мельче, по границам [c.404]

По структуре сталь X R нельзя отнести к общепринятым типам сталей она скорее может быть отнесена к сплавам, приобретающим высокую твердость в результате старения. Она очень сильно твердеет после 14 -ч отпуска при 788° С. [c.95]

После просмотра шлифа в нетравленом виде для определения распределения, формы и размеров неметаллических включений с использованием наблюдения в темном поле и в поляризованном свете, а также после специального травления этих включений приступают к изучению основной структуры стали или сплавов. [c.42]

Жаропрочность стали (сплава) определяется химическим составом и структурой к числу элементов, повышающим жаропрочность, относятся молибден, вольфрам, ванадий, ниобий, титан, кобальт, алюминий и отчасти хром и никель. После- [c.544]

Многофазная структура с мелкими частицами упрочняющих фаз в сталях получается при помощи закалки и отпуска, а во многих жаропрочных сплавах — после закалки и старения. Для получения оптимальной структуры в жаропрочных сталях и сплавах используют комплексное легирование, и по химическому составу эти материалы сложнее обычных легированных сталей и сплавов. [c.496]

Таким образом, после первичной кристаллизации структура всех сплавов (сталей) с содержанием углерода до 2,0% состоит из аустенита структура сплавов (чугунов) с содержанием углерода до 4,3% состоит из избыточного аустенита и ледебурита (эти чугуны называют доэвтектическими) структура чугуна с содержанием 4,3% С состоит из ледебурита (эвтектический чугун) структура чугуна, содержащего углерода более 4,3%, состоит из первичного цементита и ледебурита (эти чугуны называют заэвтектическими). [c.128]

Выявленная макроструктура позволяет установить первичную структуру стали, получившейся в результате затвердевания, волокнистую структуру после пластической деформации, ликвационную неоднородность, загрязненность сернистыми и другими включениями, пораженность сплава порами, раковинами, пузырями, волосовинами, флокенами, трещинами и т. д. [c.107]

Чем больше в стали углерода, т. е. чем ближе располагается сплав к точке 5, тем необходимо большее время для этого превращения (отрезок 4—4 на кривой охлаждения будет больше) и в структуре сплава будет больше перлита. После охлаждения структура таких сплавов состоит из Ф П (рис. 88, 6, в, г). [c.157]

Сплавы, содержащие до 2,14% С, называют сталью сплавы, содержащие более 2,14"о С,—чугуном. Принятое разграничение между сталью н чугуном совпадает с предельной растворимостью углерода в аустените. Стали после затвердевания не содержат малопластичной структурной составляющей — ледебурита и при высоком нагреве имеют только аустенитную структуру, обладающую высокой пластичностью. Поэтому стали легко деформируются, т. е. являются ковкими сплавами. [c.137]

Изложенное убедительно показывает, как велика роль примесей и химических неоднородностей в развитии рекристаллиза-ционных процессов, а следовательно, и в получении той или иной кристаллической структуры при деформации высоколегированных сталей и сплавов. Для получения мелкозернистой и равномерной структуры в катаных, кованых и штампованных полуфабрикатах из металлических материалов такого типа они должны по возможности содержать минимальное количество примесей для их изготовления должны применяться шихтовые материалы повышенной чистоты, содержащие наименьшее количество примесей и неметаллических включений. Кинетику рекристаллизации жаропрочных сплавов после холодной деформации можно наблюдать на фиг. 68 и 69. [c.121]

Выбор температуры нагрева при отжиге зависит от марки стали, формы и размеров изделия и от цели отжига. Изделие нагревают с такой скоростью, чтобы оно равномерно прогревалось по всей толщине, так как при неравномерном или очень быстром нагреве в металле возникают напряжения, которые приводят к образованию трещин. Выдержка при температуре отжига дается для полного завершения всех изменений в структуре стали. Выдержка зависит от состава сплава и равна примерно 20—40% времени нагрева. Изделие после выдержки охлаждается медленно, вместе с печью. Чем больше углерода в стали, тем медленнее ее следует охлаждать. Благодаря отжигу снижается твердость прокатных стальных листов и прутков и улучшается их способность обрабатываться. Листы кровельной стали после прокатки подвергают отжигу для повышения пластичности. [c.71]

На рис. 19.4 дана микроструктура силумина с 12% 51 после его модифицирования натрием. Структура этого сплава до модифицирования бы 1а заэвтектической, а после модифицирования стала доэвтектической. [c.127]

В предыдущем разделе мы выяснили механизм образования поликри-сталлических сплавов путем кристаллизации из расплавов. На стадии завершения фазового перехода первого рода с образованием зеренной структуры сплавов достигается лишь формирование уплотненной конденсированной фазы, структурированной по иерархическому принципу и имеющей набор масштабных уровней структурных элементов. При этом структурные элементы твердого сплава после завершения кристаллизации на всех масштабных уровнях характеризуются фрактачънъш расположением составляющих элементов. Кристаллическая упорядоченность внутренних областей структуры на данном этапе формирования сталей и сплавов отсутствует. [c.94]

Сплав I содержит 0,8% С и является эвтектоидным. Кристаллизация аустенита начинается в точке 1 и заканчиваегся в точке 2 До точки S в сплаве не происходит никаких фазовых превращений сплав просто охлаждается. При температуре 727 (точка S) весь аустенит превращается в перлит. После эвтектоидного превращения феррит содержит 0,02% С. По мере охлаждения содержание в нем углерода снижается до 0,006%. Избыток углерода идет на образование цементита третичного (Цш) Структура стали при комнатной температуре-перлит. Из-за небольшого количества в сплаве цементит третичный на диаграмме не указывается [c.45]

В качестве деформируемого магнитожесткого материала можно применить аустенитную сталь 18/8 (18% Сг 8% Ni). При холодной деформации происходит v —> а-превраще-ние. При последующем отпуске сх-фаза стабилизируется и получается структура с равномерными включениями а-фазы в парамагнитной основе. Этот сплав после оптимальной обработки имеет следующие свойства Не — = 23 880 а/м (300 э) и В, = 0,35 тл (3500 гс). [c.228]

В результате МТО, как уже отмечалось, в металлах и сплавах образуется полигональная структура, возникающая в результате выстраивания дислокаций одного знака в стенки. Высокая устойчивость дислокационных стенок к действию термических флуктуаций обеопечивает высокую сопротивляемость ползучести металлов и сплавов с полигональной структурой. Химическим путем полигональная структура наиболее эффективно выявляется теми реактивами, которые вытравливают места выхода дислокаций. Ниже приводятся результаты микроскопического исследования [68] с помощью светового и электронного микроскопов структуры аустенитной стали 1Х18Н9 после МТО. Поверхность образцов предварительно электропо-лировали в растворе 35 а хромового ангидрида и 250 г орто-фосфорной кислоты. До и после МТО для выявления структуры поверхность травили в водном растворе щавелевой кислоты (10 г щавелевой кислоты на 100 г воды) при малых плотностях тока продолжительность травления не превышала 30 сек. Электролитическим травлением выявляются пятна травления, соответствующие местам выхода дислокаций на поверхность металла, а также границы зерен. [c.35]

Во зремя опыта отполированные образцы стали вводились в фарфоровую трубку и помещались вместе с ней в электрическую печь сопротивления. Струей чистого сухого водорода из аппарата вытеснялся воздух. Затем температуру печи поднимали до нужной величины и в фарфоровую трубку на несколько секунд вводили хлористый водород, который протравливал полированную поверхность образцов, фиксируя структуру сталей при заданной температуре. После этого аппарат охлаждался. Однако изображение, вытравленное на поверхности шлифа, при высокой температуре сохранялось без изменения и могло быть рассмотрено в микроскоп. Указанный метод получения чисто аустенитпой структуры,—писал А. А. Байков в той же статье,— представляет более широкий интерес, так как этот метод позволяет изучать структуру металлов при различных тегипературах Следует сказать, что и сейчас ои широко используется в металлографических лабораториях при изучении структуры сплавов. При этом отполированные образцы нагреваются в герлхетичоски [c.172]

Исследований показали, что а -у превращение наблюдается только в сплавах, содержащих 2% А1. Критические точки A i и Ас, оказались равными 745—780 С и 845—885 С. Закалка этих сплавов производилась с температуры 900° С. Остальные сплавы после отжига hm jih структуру феррит -f карбиды и интер-металлиды. Упрочнение этих сплавов при термической обработке (закалка, старение) вызывается дисперсионным твердением, а возможно и упорядочением. Были исследованы их структура и механические свойства после закалки с разных температур (820—1100° С) и установлена температура закалки. Поскольку стали предназначены для азотирования, в таблице приведены свойства после закалки и ложного азотирования. [c.185]

К сплавам первой группы относятся аустенитные стали. Типичным представителем такого снлава является сталь ЗОХЮГЮ [7] (табл. 33). В структуре литой стали карбиды расположены по границам зерен и двойников. После закалки от 1100°С и ковки структура стали полностью аустенитная. Распад аустенита проходит очень интенсивно при пластической деформации при этом достигается высокая степень упрочнения. Стойкость этой Стали к кавитационным разрушениям, по сравнению с другими сталями, применяемыми а гидротурбостроении, существенно выше. [c.168]

Легко понять, что главной причиной упрочнения рассматриваемых сплавов после закалки и старения является формирование зон ГП и высокодисперсных необособившихся частиц метастабильного химического соединения, которые представляют собой эффективные стопоры в дислокационной структуре этих сплавов. Старению подвергаются некоторые марки жаропрочных сталей и сплавов, включая никелевые. [c.120]

После ЭШП структура сплава заметно улучшилась стала равнозернистой, исчезла строчечность. Резко повысилась пластичность стали и, особенно, длительная пластичность. Сплав после ЭШП сваривается без околошовных трещин (рис. 180, г) [6]. Из электрошлакового металла ЭИ725 был изготовлен не только горячекатаный лист толщиной до 30 мм, но и фланцы корпуса турбины сечением 150 X 150 мм. Корпус турбины находится в эксплуатации. [c.424]

На выбор материалов могут оказать влияние физико-химические явления иа поверхностях трения, зависящие от условий работы. Например, высокомарганцовистая - сталь Гатфильда аустенитного класса, из которой изготовляют крестовины рельсов, щеки камнедробилок, зубья ковшей экскаваторов, броневые плиты шаровых мельниц, рудные течки и желоба агломерата, воронки для приемки и распределителей шихты, дозировочные столы и другие детали,, в исходном литом состоянии имеет аустенитную структуру с некоторым количеством мартенсита и включения карбидов. После закалки,, фиксирующей аустенитную структуру, сталь приобретает высокую прочность при значительной вязкости вс, = 800. .. 1000 МПа, ударная вязкость = 200. .. 300 H м/ м , НВ 200. .. 220) и высокую-износостойкость. Ее используют для деталей, подвергающихся изнашиванию при больших давлениях и ударных нагрузках. Большая износостойкость стали обусловлена ее способностью к наклепу, которая тем больше, чем выше удельная нагрузка. Пластическая деформация повышает твердость стали до NB 500. Наклеп вызывается в меньшей степени превращением аустенита в мартенсит и в большей степени выделением карбидов, за которым следует измельчение кристаллитов, что повышает сопротивление сплава пластической деформации. Удары при трении приходятся, таким образом, по твердой корке на вязком основании при износе корка возобновляется. [c.326]

Обработка, ведущая к гомогенизации структуры, делает сплав более устойчивым против электрохимической коррозии. Примером таких обработок является закалка хромоникелевой коррозионностойкой стали или отжиг оловянистых бронз, имеющих после литья неоднородное строение вследствие ликвации. Наоборот, нагрев сплавов, приводящий к распаду пересьпценного твердого раствора и выделению частиц второй фазы, снижает коррозионную стойкость. Разность потенциалов отдельных составляющих микроструктуры способствует электрохимической коррозии. [c.491]

Анализ причин размерной нестабильности деталей приборов показал [14], что изменение размеров деталей в процессе эксплуатации приборов или длительного их хранения в принципе вызвано нестабильностью фазового состава и структурного состояния сталей и сплавов после окончательной термической и механической обработки деталей, причем самопроизвольный переход к более стабильному фазовому составу или структурному и напряженному состоянию дополнительно стимулируется эксплуатационными и остаточными напряжениями, возникшими в деталях в процессе различных технологических операций. На практике размерная нестабильность изделий является результатом протекания релаксации конструкционных (эксплуатационных) и остаточных напряжений, причем этн процессы особенно интенсивно развиваются в сплавах с метастабильным фазовым н структурным состоянием, а наименее интенсивно — в сплавах со стабильной структурой, в том числе и дислокационной, для которых характерно высокое сопротиаление малым пластическим деформациям (последнее обстоятельство позволяет оценивать степень размерной стабильности металлов и сплавов показателями сопротивления микропластическим деформациям). [c.686]

Для образцов исследованных металлов и сплавов после микроударного воздействия в микрообъемах обнаружены пластическая деформация и наклеп. Микродеформационную картину выявляли как на травленых, так и на нетравленых шлифах. На углеродистой стали 40, технически чистом железе и других сплавах деформационная картина проявляется в виде линий сдвигов, а на сталях типа 12Х18Н9Т и Г13, кроме того, в виде двойников. На сталях ХВГ и У12 после закалки и отпуска на высокую твердость деформационная картина проявляется слабее (по сравнению с равновесным состоянием). Следует отметить, что на твердых сплавах после микроударного воздействия на нетравленых шлифах широко выявляется полиэдрическая структура. На рис. 61 показана деформационная картина и начало разрушения металла после струеударного воздействия. [c.102]

Исследования, выполненные на однофазных сплавах, показали, что с уменьшением размера зерна кратковременная трещи-ностойкость сплавов увеличивается. При испытаниях сталей со структурой троостита и сорбита также зафиксировано увеличение Kie ПО мере уменьшения величины аустенитного зерна. Такая тенденция обнаруживается наиболее четко, когда разрушение образцов с трещиной протекает по межзеренному механизму. Вместе с тем величина аустенитного зерна обычно не контролирует уровни К 1а в структурах, которые образуются после высокого отпуска и для которых распространение трещин идет по механизму коалесценции пор с образованием в изломе ямочного вязкого рельефа. В ряде американских и отечественных исследований совершенно неожиданно было обнаружено, что рост величины зерна при перегреве стали ведет к значительному увеличению К 1 высокопрочных конструкционных сталей типа 40 X и 40ХНМ при низком отпуске. Этот специфический случай нарушения структурной корреляции между Кю и ударной вязкостью свидетельствует о том, что характер влияния некоторых факторов на хруп- [c.335]

Естественно, что в реальных процессах охрупчивания различных сталей при длительных изотермических выдержках или замедленном охлаждении после отпуска в процессе термической обработки зерногра ничная сегрегация примесей может протекать не только под влиянием адсорбционного снижения энергии границ зерен, но и под действием других сил, имеющих кинетическую (неравновесную) природу. Как правило, единичные данные о наличии признаков неравновесной сегрегации примесей при охрупчивании являются следствием недостаточно стабилизированной структуры исследуемых сплавов. В явлении обратимой отпускной хрупкости, не осложненной процессами структурной релаксации, определяющую роль играют, как показывает подавляющая часть полученных к настоящему моменту данных, обратимая равновесная сегрегация примесей. [c.44]

Изменения в структуре сталей и сплавов после быстрых нагревов и охлаждений вызваны двумя причинами. Одна из них не связана с фазовыми превращениями, а другая обусловлена особенностями фазовых переходов в условиях быстроменяющейся температуры. В случае относитСль- [c.11]

Описанная кинетика измельчения структуры при ТЦО относится к сталям и сплавам, претерпевающим превращения в основном по диффузионному механизму. В случае действия бездиффузионного механизма превращений (прямого аустенитного и обратного мартенситного) измельчение структуры происходит также интенсивно, но основной причиной этого, по-видймому, являются процессы пластического деформирования и последующей рекристаллизации. Это видно при анализе структур сталей мартенситного класса после их ТЦО. На примере мартенситиостареющей стали 02Н18К12М5Т покажем процесс измельчения ее структуры при ТЦО. Режим обычной ТО этой стали состоит из закалки при 820 °С в [c.40]

Заливка, выбивка и очистка отливок. Заливку обычно проводят в горячие формы сразу же после их прокаливания. Для тонкостенных отливок из стали форма должна иметь температуру 800—1000° С, для отливок из алюминиевых сплавов 300—400° С. Для толстостенных же отливок заливку производят в холодные формы для обеспечения более мелкозернистой структуры сплава. После охлаждения отливок сыпучие наполнители легко удаляют при опрокидывании опок, отверждающиеся наполнители — на вибрационных выбивных решетках. При этом оболочка легко отстает и удаляется от поверхности отливки. Удаление остатков керамической оболочки, в частности в полостях и отверстиях, и окончательную очистку поверхности отливок осуществляют в результате кипячения в 50%-ном растворе едкого кали. [c.343]

Температурный интервал обработки давлением выбирают с учетом диаграммы состояния сплава. Желательно, чтобы в этом температурном интервале металл находился в однофазном состоянии. В двух- или многофазном состоянии при низкой пластичности одной из фаз возможно разрушение металла. Исключение представляют доэвтектоидные стали (рис. 73), которые при температурах двухфазного состояния между линиями 08 и Р8 обладают достаточной пластичностью. Достаточную Пластичность имеют и заэвтектоид-ные стали выше 750° С, в которых между линиями ЕЗ и 5/С фиксируется двухфазная структура из аустенита со вторичным цементитом. Цементит располагается в виде сетки по границам зерен и снижает пластичность стали. Однако после разрушения этой сетки [c.94]

В высоколегированной низкоуглеродистой стали типа тинидур или сплаве на никелевой основе типа нимоник (см. табл. 34) после закалки при высоких температурах, старения при повышенных температурах, по всей вероятности, образуются сверхструктуры (упорядоченные твердые растворы) и интерметаллиды типа NigTi, или промелсуточные фазы. Длительное действие напряжений в условиях повышенных температур люжет вызвать ряд превращений в структуре стали, например, переход пластинчатого перлита в зернистый, что сильно снижает предел ползучести стали. Закалка и отпуск (улучшение) стали, предназначенной для работы при повышенных температурах, создающие все же неустойчивую сорбитную структуру, снижают предел ползучести стали. Поэтому термическая обработка жаропрочной стали долл на обеспечивать у нее наиболее устойчивую структуру при рабочих температурах. Это создается путем соответствующего высокого отпуска, нормализации или отжига. [c.363]

КО начинается. Следовательно, холоднодеформированная и термически обработанная высоколегированная сталь после старения имеет. мелкозернистую структуру, мало изменяющуюся в зависимости от степени деформации. При этом механические свойства такой стали не снижаются. Изменение кристаллической структуры холоднодеформированного сплава ЭИ437 наблюдалось только после последующей высокотемпературной закалки (с 1080°). Отсюда следует, что развитие процесса рекристаллизации холоднодеформированного и закаленного сплава ЭИ437 мало отличается от развития этого процесса при горячей деформации с последующей закалкой. Так, например, критические дефор- [c.122]

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]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...