Отпуск Влияние на структуру и свойства

ОТПУСК ИНСТРУМЕНТА. ВЛИЯНИЕ ОТПУСКА НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ [c.382]

В [31] изучалось влияние термической обработки по режимам нормализации с отпуском и закалки с отпуском на структуру и служебные свойства сталей. Изученные режимы термической обработки приведены в табл. 1.2. [c.42]

Отпуск в значительной степени изменяет структуру и свойства стали, особенно в том случае, когда превращение аустенита при закалке происходит в мартенситной области. Эти изменения существенно зависят от содержания углерода в стали и легирующих элементов, которые оказывают большое влияние на дисперсность структуры и поведение остаточного аустенита, а также и от режима отпуска, т. е. температуры и его продолжительности. [c.82]

Из работ, выполненных за последние годы, по исследованию структуры и свойств железомарганцевых сплавов, необходимо выделить работы украинских ученых Ф. К- Ткаченко и Ю. М. Балычева [89, 99]. В своих исследованиях они показали влияние исходной обработки, температуры и времени выдержки при закалке и отпуске на фазовое и структурное состояние, на физические и механические свойства сплавов системы Fe—Мп с содержанием марганца до 15%. [c.61]

Влияние структуры и состава сплавов на их жаропрочность часто не подчиняется закономерностям, известным для прочности при комнатной температуре. В частности, стабильность структуры и свойств в этом случае имеет гораздо большее значение [10]. Методы упрочнения, основанные на получении неустойчивых в физико-химическом отношении структур (закалка и отпуск, холодный наклеп), при высоких температурах, как правило, оказываются непригодными [11]. Хотя температура отдыха и рекристаллизации некоторых жаропрочных сплавов столь высока, что они могут применяться при 600—700° С в наклепанном состоянии некоторое время, не теряя упрочнения. С меньшей стабильностью структуры наклепанных сталей, вероятно, связана и большая их ползучесть. Поэт му упрочнение наклепом пока не получило распространения для материалов, работающих при высоких температурах. Также процесс релаксации в сталях с менее стабильной структурой происходит значительно быстрее, чем в сталях, находящихся в более равновесном состоянии. Влияние начальной структуры на снижение напряжений путем релаксации особенно велико после низкого отпуска, т. е. у неравновесных структур [5]. [c.147]

Оптимальная структура стали (мелкозернистый сорбит), которая достигается после термической обработки, заключающейся в нормализации с высоким отпуском или закалке с высоким отпуском. Хорошие результаты дают также изотермическая и двойная закалки, повышающие стойкость стали к растрескиванию в сероводородсодержащей среде при одновременном сохранении высоких механических свойств. Положительное влияние на повышение стойкости стали к сульфидному растрескиванию оказывают многократный отпуск, способствующий [c.22]

Описываемые превращения оказывают влияние на получающуюся при отпуске структуру, а через нее — на комплекс механических свойств. Так как степень завершенности диффузионных процессов в основном зависит от температуры, то характер и уровень получающихся свойств зависят от температуры отпуска. В машиностроении исторически сложились три большие группы стальных изделий с принципиально различающимися по характеру комплексами механических свойств [c.37]

Влияние прокаливаемости на механические свойства можно показать на примере. Заготовки из углеродистой стали с 0,45 % С, диаметро.м 10 мм прокаливаются в воде насквозь. После отпуска при 550 С получается структура — сорбит отпуска. Для такой структуры характерны высокие механические свойства Од --= 800 МПа Оо.з = 650 МПа 5 = 6 % ф - 50 % и K U = = 1 МДж/м . При диаметре заготовки 100 мм и закалке в воде скорость охлаждения в сердцевине значительно меньше критической и там образуется структура из пластинчатого перлита и феррита. Эта структура обладает более низкими механическими свойствами Од = 700 МПа = 450 МПа б = 13 % ф = — 40 % и КСи = 0,5 МДж/м . Для получения одинаковых и высоких механических свойств по всему сечению во многих случаях необходимо обеспечить в процессе закалки сквозную про-каливаемость. [c.208]

При сварке термически упрочненных сталей на участках рекристаллизации и старения может произойти отпуск металла с образованием структуры сорбита отпуска и понижением прочностных свойств металла. Технология изготовления сварных конструкций из низколегированных сталей должна предусматривать минимальную возможность появления в зоне термического влияния закалочных структур, способных привести к холодным трещинам, особенно при сварке металла больших толщин. При сварке термически упрочненных сталей следует принимать меры, предупреждающие разупрочнение стали на участке отпуска. [c.263]

В связи со значительным влиянием нагрева при сварке и последующей термообработки на структуру различных зон сварных соединений, свойства последних меняются в зависимости от режима отпуска заготовок, термического режима сварки и последующей термической обработки. [c.205]

Отпуск стали оказывает существенное влияние на ее механические и служебные свойства. При низких температурах отпуска (до 250 °С) уменьшается склонность стали к хрупкому разрушению. Прочность и вязкость стали при низкотемпературном отпуске (до 250 °С) несколько возрастает из-за уменьшения внутренних напряжений и изменений структуры стали. [c.442]

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]

Благоприятное влияние вольфрама на структуру и свойства штамповых сталей при увеличении его содержания до 5,0 % связывают с увеличением количества карбида МевС по отношению к карбиду Ме С , что ведет к формированию более дисперсных выделений Повышение содержания вольфрама до 5,0—6,0 % способствует увеличению эффекта дисперсионного твердения после закалки и высокого (500—550 °С) отпуска Вольфрам повышает теплостойкость комплексно легированных штамповых сталей и механические свойства как при комнатной, так и при повышенных температурах [c.381]

Отпуск инструмента. Влияние отпуска на структуру и свойства инструмбиталь-ных сталей.......... [c.781]

Для исследования влияния отпуска при температурах ниже и выше температуры динамического деформационного старения на структуру и свойства сталей, подвергнутых динамическому деформационному старению, заготовки сечением 20X16 мм из нормализованных углеродистых сталей 10, 40, У8 прокатывали с обжатием 15% при температуре 300° С (для разрывных образцов) и температурах 375, 250 и 300° С соответственно (для [c.281]

Как видно из данных табл. 6.7 и рис. 6.5 скорость охлаждения для низкоуглеродистых сталей оказывает большое влияние на их механические свойства. При повышении содержания марганца это влияние усиливается. Поэтому даже при сварке горячекатаной низкоуглеродистой стали марки СтЗкп при указанных выше условиях не исключена возможность получения в сварном соединении закалочных структур. Если сталь перед сваркой прошла термическое упрочнение - закалку, то в зоне термического влияния шва на участках рекристаллизации и старения будет наблюдаться отпуск металла, т.е. снижение его прочностных свойств. Уровень изменения этих свойств зависит от погонной энергии, типа сварного соединения и условий сварки. [c.266]

В опытах с другой сталью, содержащей (%) 0,24 С, 0,8 Мп, 0,006 Р, 0,003Р, 8,94 N1, 0,24 Сг, 0,26 Мо, 0,021 А1, были получены аналогичные результаты о влиянии 5.-кратной электрозакалки на структуру и механические свойства. Конкретные значения механических свойств после ЦЭТО указанной никелевой стали и после обычной закалки приведены в табл. 3,23, Нагрев при ЦЭТО и обычной закалке производили для исследованной стали до 760 °С, а отпуск при 538 °С в течение, 1 ч. Скорость нагрева при ТЦО 11 °С/с. [c.112]

Существует большая группа сварных изделий — сварной режущий инструмент. В работе [227] изучено влияние ТЦО на структуру и механические свойства сварных швов заготовок инструмента. Для экономии дорогостоящих быстрорежущих сталей режущий инструмент обычно изготавливают, предварительно сваривая заготовки из быстрорежущих сталей, например Р6М5, и конструкционных (углеродистых и низколегированных). Быстрорежущая часть заготовки предназначена для рабочей (режущей) зоны инструмента, конструкционная, например из стали 45,— для хвостовиков сверл, фрез, метчиков и т. д. Сварку сталей производят двумя наиболее распространенными способами трением и электроконтактным оплавлением. Сварной шов в месте соединения быстрорежущих и конструкционных сталей характеризуется большой твердостью (до 63—65 ННСэ), хрупкостью и практически не обрабатывается резанием. Большая твердость шва обусловлена закалкой поверхностных слоев при охлаждении на воздухе от температур оплавления и появлением в его структуре ледебуритных игл — крупных карбидных включений. Значительная хрупкость зоны шва связана с потерей пластичности сталью, перегретой при сварке до оплавления, и с ускоренной кристаллизацией и последующей закалкой. Такая структура неудовлетворительна не только для механической обработки при изготовлении инструмента, но и для окончательной ТО — закалки и соответствующего отпуска. Дело в том, что если производить закалку сварного соединения, в структуре которого имеется ледебурит, то получаемая структура мартенсита с иглами крупных карбидов тоже имеет неудовлетворительные свойства. На практике часто сварные швы не подвергают закалке. [c.225]

Структура и свойства неэвтектоидных сталей при отпуске изменяются примерно аналогично эвтектоидным, но, конечно, с учетом того влияния, какое оказывает углерод на свойства и структуру сталей при закалке. [c.243]

Зависи1М0сть механических свойств бронзы Бр. АЖМцЮ—3— 1,5 от степени деформации, температуры отжига и температуры испытания показана на рис. 251—265. В работах [79, 80] исследовано влияние закалки и отпуска при различных температурах на структуру и механические свойства сплава типа Бр.АЖМЩО—3—1,5. [c.215]

Исследовали влияние гомогенизирующего отжига на изменение излома ударных образцов. Вид излома является существенной характеристикой структуры и свойств стали [12]. При повышенных температурах отпуска излом негомогенизировавшихся образцов обладает резко выраженной шиферностью, или слоистостью (рис. 7, верхний и средний ряды). На отжигавшихся образцах шиферный излом (расслоения) не наблюдается даже после отпуска при 600° С (рис. 7, нижний ряд), [c.247]

Многократность и цикличность химического и термического воздействия газов приводит к повышению предела термической усталости металла. Образующиеся трещинки расширяются и углубляются, представляя собой естественные пути для движения газовых струй, вследствие чего эрозионное разрушение металла значительно повышается. Таким образом, термическое влияние условий эксплуатации, проявляющееся или в закалке тонкого повер.хиостиого слоя металла, или в высоко.м отпуске его, изменяет структуру и механические свойства этого слоя п отри- ш.ска.илвается на сопротивлении 1-н.1ава нрп.<ии. [c.141]

В работе [834] установлено, что хромомарганцевоникелевая сталь типа 19-5-6 с азотом после закалки на аустенит обладает высокой прочностью и пластичностью при 20 и —196° С. Наличие в структуре до 30% б-феррита не оказывает заметного влияния на механические свойства стали при—196° С. Однако эта сталь склонна к охрупчиванию после нагрева при температурах 500— 800° С, что зависит от содержания углерода и связано с образованием карбидов МегзСб- Сталь с 0,01% С не охрупчивается при отпуске. [c.479]

В табл 14 приведены данные о влиянии исходной структуры (после закалки) на механические свойства высоко-отпущенной стали 18Х2Н4МФА Регулируя скорость непрерывного охлаждения стали из аустенитного состояния в соответствии с термокинетической диаграммой распада аус тенита, удалось получить смеси различных структур мартенсита М, мартенсита и нижнего бейнита М- -Бп в разных соотношениях, верхнего и нижнего бейнита (5в+н), верхнего и нижнего бейнита с ферритом и перлитом в+н+ФЯ Естественно, что после закалки на указанные структуры сталь имела разную твердость, но подбором температуры отпуска была получена одинаковая твердость HV 3000 МПа, что позволило сравнить свойства при разной исходной структуре [c.167]

Значительное влияние на свойства пружинной проволо ки и ленты, а также готовых пружин, упрочняемых путем закалки на мартенсит и отпуска, оказывает предварительная обработка перед закалкой Закаленная и отпущенная лента и проволока с предварительной обработкой на структуру тонкопластинчатого сорбита имеют более высо кий комплекс механических свойств, по сравнению с обра боткой на структуру зернистого цементита [c.210]

Остаточный аустеиит инструментальных сталей. Его влияние на свойства. Остаточный аустенит фиксируется в структуре закаленных сталей, содержащих более 0,4—0,5% С. Количество остаточного аустенита зависит от его состава, получаемого при нагреве до температуры закалки, условий охлаждения и в меньшей степени от величины зерна. Состав остаточного аустенита определяет его устойчивость при последующем отпуске. Он почти полностью превращается в результате нагрева при 200—350° С нетеплостойких углеродистых н низколегированных сталей и при 500—580° С теплостойких штамповых н быстрорежущих сталей, У полутеплостойких сталей с 6—18% Сг он устойчив до 450—500° С, вследствие чего практически полностью сохраняется при обработке на первичную твердость. Точно также он почти полностью сохраняется в структуре нетеплостойких многих полутеплостойких сталей после отпуска на высокую твердость и может значительно влиять на их основные свойства и почти не сохраняется в теплостойких и полутеплостойких сталях, обрабатываемых на вторичную твердость. Количество остаточного аустенита, присутствующего в инструментальных сталях различных классов после закалки, приведено ниже. [c.381]

Изменения предела прочности и предела текучести при изгибе, твердости быстрорежущих сталей марки R6, закаленных с различных температур, в зависимости от температуры отпуска приведены в табл. 90. Температуры нагрева под закалку, обеспечивающие наибольшую твердость и наибольший предел прочности при изгибе, тоже не совпадают, но путем вариаций температур отпуска можно установить оптимальное значение для того и другого. Предел прочности на изгиб и ударная вязкость быстрорежущей стали марки R6, полученной с помощью электрошлакового переплава, при той же твердости существенно выше тех же характеристик стали с более неоднородной структурой. Данные о влиянии трехкратного отпуска по одному часу на предел прочности при изгибе быстрорежущих сталей марок R6 (6—5—2) и R10 (2—8—1) приведены в табл. 91. Предел прочности на изгиб быстрорежущей стали типа 6—5—2, полученной путем электрошлакового переплава, в случае, почти такого же предела текучести при сжатии немного меньше, чем быстрорежущих сталей типа 2—8—1, легированных почти исключительно молибденом, но существенно больше, чем у сталей, содержащих 18 % W (см. табл. 78). Данные о влиянии температуры закалки на предел прочности при изгибе и работу разрушения при изгибе в продольном и поперечном направлениях для сталей марки R6, полученных электрошлаковым переплавом и обычного качест,-ва, приведены в табл. 92. Благоприятное воздействие электрошлакового переплава очевидно как в продольном, так и в поперечном направлениях. Значительно уменьшается анизотропия свойств. [c.225]

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]

При дальнейшем повышении температуры (выше 400 С) наступает четвертое превращение при отпуске, которое характеризуется полным снятием внутренних напряжений и коагуляцией карбидных частиц в зернистом цементите. При температуре вьш1е 400° G отпущенная сталь состоит из феррита и зернистого цементита. Различная степень дисперсности цементита предопределяет и структуру отпущенной Стали. Сталь, отпущенная при 350—500° G, имеет структуру троостита, при 500—600° С — сорбита. Причем в первом случае частицы цементита более мелкие, чем во втором. Это оказывает влияние на свойства стали. Так, закаленная эвтектоидная сталь с твердостью НВ 650 после отпуска при 450° G имеет структуру троостита с твердостью НВ4(Ю, а после отпуска при 550° G — структуру сорбита с твердостью ЯВЗОО. [c.158]

Как известно, свойства конструкционных марок стали определяются химическим составом, структурой и влиянием процесса выплавки. Последнее обстоятельство не отражается в современных марочниках, а между тем зависимость свойств в низко- и среднелегированной конструкционной стали от процесса выплавки может проявляться сильнее, чем изменение содержания легирующих элементов даже в значительных пределах. Только нри строго стандартном методе выплавки качественной конструкционной стали можно принимать, что ее свойства определяются составом. Вообще говоря, каждая марка стали должна обладать индивидуальными свойствами, так как все легирующие элементы обладают различным атомным строением. Влияние легирующих элементов на свойства стали проявляются в тем более значительной степени, чем выше их содержание. Однако в стали, содержащей небольшое колпчество леги-рующих элементов, их влияние проявляется сильнее всего на прокаливаемости, устойчивости против отпуска и отпускной хрупкости. Указанные свойства влияют на многие другие характеристики стали. Здесь и дальше речь идет только о стали, работающей вдоль волокна. Вопрос о выборе марок стали применительно к изделиям, работающим поперек волокна, осложняется влиянием легирующих элементов и методов выплавки на анизотропность свойств стали, подвергнутой обработке давлением. Здесь этот вопрос не рассматривается. [c.213]

Обычно процессы сфероидизации и коалесценции цементитных частиц (отжиг на зернистый перлит, высокотемпературный отпуск после закалки) приводят к росту пластических свойств. Поэтому снижение пластичности при отпуске холоднодеформированной стали обусловлено процессами, происходящими в матрице. Эксперименты по ускоренному охлаждению могут служить некоторым подтверждением этой точки зрения (см. рис. 85). Быстрое охлаждение стали после отпуска дополнительно снижает пластичность. Такое снижение пластических свойств стали нельзя объяснить ни повышенным содержанием углерода в твердом растворе (нормальных позициях внедрения), ни увеличением напряжений, так как охлаждение в воде с 600—650° С практически не оказывает влияния на пластичность. Процессы же сфероидизации и коалесценции цементитных частиц значительно облегчают адсорбцию атомов углерода на вновь образованных границах. Такое объяснение хорошо согласуется с такими экспериментальными факторами, как увеличение эффекта снижения пластичности с повышением содержания углерода в стали, степени деформации и увеличением дисперсности цементитных пластин. В сталях с грубопластинчатой структурой эффект снижения пластичности проявляется слабее (ср. рис. 55 и 59), а в сталях с низким со)1.ержанием углерода или высокоуглеродистых сталях с глобулярным цементитом, который не претерпевает изменений при деформации, а также при последующем отпуске до 600—650° С, эффект снижения пластичности очень мал или вообще не наблюдается (см., например, рис. 56). [c.211]

Недостатком сплава АЛ9 является сравнительно плохая обрабатываемость резанием, а также низкая жаропрочность, в связи с чем он не может быть рекомендован для работы при температуре выше 185° С. Согласно диаграмме состояния А1—81—Mg, алюминий образует твердые растворы с магнием и кремнием, растворимость которых возрастает с повышением температуры. При отпуске из закаленного состояния в структуре сплава АЛ9 обнаруживаются ультрадисперсные частицы фазы Mg28i. Такой характер образования фазы Mg281 оказывает сильное влияние на изменение механических и других свойств сплавов. Сплав АЛ9 очень восприимчив к упрочняющей термической обработке, и поэтому в промышленности применяется в двух состояниях в закаленном (Т4) и в закаленном и состаренном (Т5). [c.343]

Большое влияние на режущие свойства инструмента оказывает твердость. Разброс не должен превышать двух единиц твердости по шкале С Роквелла. Нормальная твердость зуборезного инструмента HR 64—66. Опыт показал, что даже такое небольшое изменение твердости (2 единицы) может оказать существенное влияние на режущие свойства инструмента. В настоящее время уже достигнуто регулирование твердости в пределах одной единицы по шкале С Роквелла благодаря тщательному выбору стали и точному контролю процесса термической обработки. Кроме твердости на качество инструмента оказывают влияние другие компоненты отпуск, процент науглероживания и обезуглероживания, размер зерна, размер и распределение карбидов и образование полосчатой структуры. Инструмент должен иметь мелкозернистую структуру, а частицы карбидов распределятся равномерно в массе стали когда карбиды сгруппированы, они образуют хрупкие зоны, которые легко разрушаются. Эти характеристики проверяются путем ыегаллографического анализа. [c.125]

Так как кристаллизация в вертикальном положении создает неодинаковые условия затвердевания металла по длине вала, структура и механические свойства образцов, вырезанных с противоположных концов вала, также неодинаковы. Нижний конец вала затвердевает быстрее, верхний, имеющий прибыль, остывает медленнее, и поэтому его структура отличается большим содерлсанием феррита и более крупным строением графита по сравнению с графитом нижнего конца вала. Учитывая неоднородность структуры, получаемой непосредственно при отливке, валы подвергаются термической обработке (иормацизации) по следующему режиму нагрев до 860—880° с выдержкой в течение 6—8 час., охлаждение с печью до 760—780°, дальнейшее охлаждение на воздухе. Для снятия термических напряжений валы подвергаются отпуску при температуре 500—550°. Однако термическая обработка не устраняет полностью неоднородности структуры и значений механических свойств коленчатого вала. В различных концах вала получаются хотя и неодинаковые механические свойства, но по своему значению они выше требований ТУ на чугун для коленчатых валов. Раньше коленчатые валы тепловозов отливались из чугуна марки ХНМ (содержащего дефицитные и дорогие присадки хрома, никеля и молибдена), механические свойства которого значительно ниже, чем высокопрочного чугуна с шаровидным графитом. Можно отмстить, что влияние прибыли от верхнего конца распространяется около 10%. [c.233]

Обладая повышенной прокаливаемостью, более тонким строением, включениями прочных фаз в структуре и рядом других преимуигеств, определяемых влиянием легирующих элементов, легированная сталь приобретает после двойной термообработки — закалки и отпуска — более высокие механические свойства, чем углеродистая сталь. Диаграммы на фиг. 24—27 [c.119]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...