Углеродистая Точки критические

Для операций закалки, отжига и нормализации температура нагрева выбирается по критическим точкам. Критические точки для углеродистой стали определяются по диаграмме состояния, а для легированной стали выбираются по справочникам, либо определяются в лаборатории на специальном приборе — дил ато-метре. Температуры закалки основных сталей, наиболее часто применяемых в настоящее время, приведены в табл. 2. [c.58]

Следует указать, что но горизонтали шкала логарифмическая. Это сделано для удобства изображения, так как слишком различны скорости образования перлита около критической точки и у изгиба кривой. В первом случае (для углеродистой стали) превращение заканчивается через несколько десятков минут (тысячи секунд), а во втором случае оно происходит за одну — две секунды. [c.246]

Понижение критических точек по сравнению с углеродистой сталью является следствием высокого содержания никеля в этой стали. [c.382]

Нормализация - частный случай отжига. Нормализацию отливок проводят при нагреве до температуры выше критической точки Асу. из углеродистых сталей на 50 - 100°С, а из легированных - на 100 - 150 С с последующим охлаждением на воздухе. После отжига получается гомогенная структура, а после быстрого охлаждения образуется мелкая вторичная структура с равномерно распределенными составляющими. Отливки из высоколегированных сталей имеют мартенситную структуру отливки из высокоуглеродистых сталей - мелкодисперсный перлит и мартенсит. [c.366]

Положение. критических точек Л с, различных марок инструментальной углеродистой стали определяется приведёнными на фиг. 9—14 кривыми изменения твёрдости после закалки при различных температурах. В табл. 5 указаны нормы твёрдости инструментальной углеродистой стали после закалки в условиях рациональных режимов термообработки [5]. [c.442]

Устойчивость переохлажденного аустенита повышается, а критическая скорость закалки уменьшается только при том условии, если легируюш,ие элементы растворены в аустените. Если легирующие элементы находятся в виде избыточных частиц карбидов, то они не повышают устойчивость аустенита и могут ее уменьшить, так как карбиды служат готовыми зародышами, облегчающими распад аустенита. Карбиды титана, ниобия и ванадия при нормально принятом нагреве под закалку обычно не растворяются в аустените и понижают прокаливаемость. Сильно влияет на прокали-ваемость величина зерна аустенита, В углеродистой стали при укрупнении зерна от балла 6 до балла 1—2 (см. рис. И I) глубина закаленного слоя возрастает в 2—3 раза, поэтому увеличение температуры и длительности нагрева повышают прокаливаемость. Легирующие элементы, находящиеся в виде карбидов, не только создают дополнительные центры, способствующие распаду аустенита, но и измельчают его зерно, что также увеличивает критическую скорость закалки и уменьшает прокаливаемость. [c.207]

Нагрев под закалку пористых деталей рекомендуется проводить в защитной от окисления среде. Температура нафева под закалку для порошковых углеродистых сталей превышает критическую точку Аз на 50. .. 80 °С. В качестве закалочной среды применяют воду или водные растворы солей. Температура нагрева под закалку для низколегированных сталей превышает критическую точку Аз на 60. .. 80 °С. В качестве закалочной среды обычно применяют воду, водные растворы солей и щелочей. [c.111]

Критическая точка превращения перлита в аустенит в процессе нагрева обозначается Ас, а критическая точка обратного превращения аустенита в перлит при охлаждении обозначается Afi. Оба эти превращения наблюдаются во всех углеродистых сталях. [c.120]

Легирующие элементы повышают или понижают критические точки А , и А з (см. раздел 6.1). Соответствующим образом изменяются температуры нагрева под термическую обработку. Обычно температуры нагрева легированных сталей выше, чем углеродистых. [c.132]

Для того чтобы закалить сталь, ее необходимо нагреть до определенной температуры. Если углеродистую сталь нагреть до температуры ниже критической (А ), то твердость ее по сравнению с исходным состоянием мало изменится, в структуре такой стали не будет мартенсита. Структуру мартенсита можно получить только в результате распада аустенита. [c.193]

Для обеспечения полной закалки стали необходимо нагреть ее выше соответствующей критической точки и затем охладить с достаточной скоростью. Температуры нагрева углеродистой поделочной и инструментальной стали под закалку приведены в табл. 16. [c.43]

Полный отжиг. Его применяют главным образом после горячей обработки деталей (ковки и штамповки), а также для обработки отливок из углеродистых и легированных сталей. Основной целью полного отжига кованых и литых деталей является измельчение зерна — придание металлу необходимой твердости для улучшения его обработки резанием и устранения внутренних напряжений. Это достигается нагревом, не превышающим 20—40° С верхней критической точки Лсз, и медленным охлаждением. Температуру нагрева деталей, изготовленных из углеродистых сталей, определяют по стальной части диаграммы состояния (рис. 16), а для легированных сталей — по положению их критической точки Лсз, имеющейся в справочных таблицах. Время выдержки при температуре отжига обычно складывается из времени, необходимого для полного прогрева всей массы детали, и времени, необходимого для окончания структурных превращений. После нагрева и соответствующей выдержки сталь медленно охлаждают вместе с печью. Углеродистые стали охлаждают со скоростью 50—100° С в час до температуры 580—600° С. Низколегированные стали охлаждают в печи со скоростью 30—60° С в час до 500—600° С (в зависимости от химического состава стали). Высоколегированные стали целесообразнее подвергать изотермическому отжигу, так как обычным отжигом не всегда удается получить нужное снижение твердости. Полный отжиг сопровождается перекристаллизацией и законченным превращением аустенита в ферри-то-цементитную смесь. [c.24]

Температуру нагрева под закалку определяют по положению критических точек Лс1 и Лсз- Для углеродистых сталей температуру закалки устанавливают по диаграмме состояния системы железо — углерод. [c.29]

Все легирующие элементы принято разделять на две группы элементы повышающие (хром, вольфрам, молибден, титан, ванадий и др.) и понижающие (никель, марганец и др.) критические точки. Вольфрам, ванадий, титан, хром и др. при нагреве под закалку практически не склонны к перегреву и сдерживают рост зерен аустенита, поэтому основные операции термической обработки отжиг, нормализацию и закалку легированных сталей производят при более высоких температурах, чем углеродистых. [c.40]

Особенностью термокинетических кривых нагревов и охлаждений легированных сталей перлитного класса в сравнении с обычными углеродистыми сталями является то, что изотермы или температурные площадки, соответствующие критическим температурам, более продолжительны — распад аустенита замедлен. Структурные изменения при ТЦО легированных сталей происходят медленнее, поэтому максимальную температуру при нагревах следует увеличивать от 30—50 до 50—70 °С выше точки Ас. Влияние легирующих элементов на число циклов при ТЦО таково, что при увеличении содержания легирующих элементов в стали увеличивается и необходимое число циклов. На рис. 3.11 приведена зависимость оптимального числа циклов стали с содержание углерода 0,4% от содержания С легирующих элементов. [c.95]

Для поверхностной закалки применяют обычные углеродистые стали с содержанием углерода 0,4% и выше . Легированные стали применять, как правило, не следует, так как глубокая прокалнваемость, которая достигается легированием, здесь совершенно не нужна. Более того, в ряде случаев требуются стали пониженной прокалнваемости. Например, известно, что весьма трудно равномерно нагреть шестерню на одинаковую глубину по всему контуру. При нагреве в машинном генераторе будут сильнее нагреваться впадины, а в ламповом генераторе — вершины зубьев. Предложен способ глубокого индукционного нагрева стали пониженной прокаливаемости. На рис. 255 показан макрошлиф шестерни из стали пониженной прокаливаемости, закаленной после глубокого индукционного нагрева. Выше критической точки был нагрет весь зуб н часть основания, но так как сталь была попиженнои прокаливаемости, то [c.316]

Если в циклически деформируемой детали имеется трещина, размер которой меньше предельного размера нераспространяющейся усталостной трещины, то опасность воздействия на такую деталь динамических перегрузок не превышает опасности воздействия таких же перегрузок на деталь без трещины. Влияние одиночных перегрузок ударного характера исследовали на образцах из отожженной углеродистой стали (0,36 % С 0,27% Si 0,53% Мп 0.011% Р 0,014% S СТт = 337МПа Ов = = 532 МПа 6 = 23,3 % il = 42,l %). Испытывали на усталость при изгибе с вращением консольные образцы диаметром 15 мм, имеющие кольцевой V-образный концентратор напряжений глубиной 1,5 мм, радиусом при вершине 0,35 мм и углом раскрытия 60°. Перегрузку одинаковой интенсивности (400 МПа) создавали в образцах, испытывавшихся при различных амплитудах стационарного режима (300, 250, 200 и 150 МПа) и при разных долговечностях (до возникновения усталостной трещины и при числах циклов, характерных для появления трещин разной глубины 0,1 0,2 и 0,3 мм) В результате экспериментов было установлено, что влияние однократной динамической перегрузки зависит от того, в какой момент она приложена до возникновения усталостной трещины перегрузка приводит к увеличению долговечности пепегрузка, приложенная после возникновения трещины, приводит к небольшому снижению долговечности. Наиболее опасно воздействие перегрузки, когда глубина трещины превышает критическую. Критическая глубина трещины, выше которой обнаруживается более сильное влияние перегрузки, соответствует глубине нераспространяющейся трещины для данного концентратора напряжений (рис. 55). Для исследованных образцов предельная глубина нераспространяющейся трещины составляет 0,25 мм. [c.135]

Из рпс. 2 также следует, что скорости роста кристаллов впд-манштеттового феррита как на поверхности, так и в объеме образцов в стали 20С2 при всех температурах ниже, чем в углеродистой стали. В марганцовистой п никелевой сталях наблюдается дальнейшее понижение скоростей роста. Влияние. легирующих элементов па скорость роста кристаллов видманштеттового феррита может быть связано с различными факторами, в частности, с влиянием легирования па критические точки в стали и разность свободных энергий фаз, па скорость диффузии углерода, на степень разупрочнения аустенита в процессе роста кристаллов и др. [c.133]

Влияние температуры на разрушение сваренных полос из углеродистой стали, содержащей 0,16—0,28 /о С, показано на рис. 61. В полосе без надреза и при отсутствии остаточных напряжений [91] разрушение происходит при весьма больших пластических деформациях на уровне предела прочности Ствр (кривая RQP). При наличии острого надреза (без остаточных напряжений) при температуре выше верхней критической t р происходит разрушение путем сдвига при достижении предела прочности при снижении температуры ниже 1кр разрушение, происходит путем отрыва на уровне напряжений предела текучести (кривая PQST). Если при этом имеются значительные остаточные напряжения, например, после сварки, то при температуре ниже t кр картина разрушений меняется. При температурах, меньших нижней критической г кр, напряжения от внешних нагрузок больше критических (линия озУ) приводят к распространению хрупкой трещины по всему сечению и к хрупкому разрушению. При меньших напряжениях хрупкая трещина может возникнуть, но ее развитие замедляется при выходе из области значительных остаточных напряжений. [c.220]

Сталь среднеу г лероди ста я и с повышенным содержанием углерод а характеризуется более высокой прочностью, относительно меньшей вязкостью, хорошей свариваемостью при 0,3—0,4 /о С, умеренной при 0,4—0,57о С и низкой при содержании выше 0,5 /о С. Сталь подвергается обычно улучшению, т. е. закалке с высоким отпуском. Этим видом термообработки достигается получение мелкозернистой сорбитной структуры и оптимальных для данного назначения стали механических свойств. Температура закалки определяется главным образом положением верхней критической точки стали, температура отпуска — заданной твёрдостью. Марганцовистые марки, этой стали по сравнению с соответствующими углеродистыми характеризуются повышенной прочностью и износостойкостью при несколько пониженной [c.372]

Отжиг полный (доэв-тектоидной стали) A s На 30 — 50° С выше критической точки (фиг. 2). Время выдержки 0,5—1 н на 1 т садки Медленное, до 400 — 500° С, чтобы обеспечить перекристаллизацию при небольшом переохлажде НИИ аустенита (фиг. 1). Рекомендуемая скорость охлаждения а) углеродистые стали 150—200 град1ч б) низколегированные стали 75 — 100 град ч высоколегированные 30—50 граЫч и ниже Феррит 4-перлит Для доэвтектоидных сталей с целью снижения твердости, улучшения обрабатываемости резанием, повышения пластичности и вязкости. снятия внутренних напряжений. устранения или уменьшения структурной неоднородности, измельчения зерна, подготовки к последующей термообработке [c.112]

Закалка с самоот-пуском На 30—50° С выше критической точки Аса (дозвтек-тоидные стали ) или /I j (заэвтектоид-иые стали) (фиг. 2) Охлаждение в воде (масле) в течение времени, достаточного для прокаливания изделия на опр де- ленную глубину, с последующим охлаждением на воздухе для от пуска за счет теплоты внутренних слоев издели5/ Мартенсит отпуска Преимущественно для местной термической обработки изделий гч из углеродистой, конструкционной и инструментальной стали, имею- щих несложную конфигурацию, и при закалке с нагревом т. в. ч. с гч гъ з [c.116]

Ступенчатую закалку чаще применяют для инструмента из углеродистых сталей диаметром не более 8—10 мм (см. с. 350). Скорост1> охлаждения более крупного инструмента в среде с температурой выше точки Мд оказывается ниже критической скорости закалки, и аустенит претерпевает распад при высоких тей-пе )атурах. [c.214]

Критические точки и режимы отжига углеродистых ииструмеитальиых сталей [5, 9. 101 [c.597]

Влияние химической неоднородности углеродистой стали на ее поведение при термоциклировании изучено в работах [32, 33]. Исследование выполнено на углеродистых сталях 10кп и Зсп, а также стал 45 и 85, содержащих соответственно 0,10, 0,16, 0,46, 0,84% С. Проволочные образцы диаметром 1,5 мм и длиной 300 мм крепили к медным зажимам и нагревали пропусканием переменного тока в течение 15 сек. Общая длительность цикла составляла 30 сек, максимальное число циклов — 1500. Термоцикли-рование производили в вакуумной камере при остаточном давлении 10 и 10 мм рт. ст. Вид термоциклов не отличался от приведенных на рис. 14. Критические точки [c.168]

Температуру закалки (рие. 3.8, а) выбирают в зависимости от температуры критических точек с учетом химического состава сталей. Для углеродистых сталей температура закалки определяется по левой нижней части диаграммы Fe—Fej . В зависимости от температуры нагрева закалка бывает полной и неполной. При полной закалке изделия нагревают на 30. 50 Свыше линии с, а при йеио/зной —на 30...50 Свыше линии Ас . Перегрев выше указанных температур приводит к ухудшению структуры углеродистых сталей из-за роста аустенитного зерна. Для легированных сталей, содержащих специальные карбиды, нагрев ведут на 150...250 С выше критических точек для полного растворения карбидов перед закалкой. [c.51]

При дальнейшем нагреве выше критических точек и происходит рост аустенитных зерен. Рост зерна аус-тенита при нагреве стали оказывает большое влияние на результаты термообработки, главным образом закалки. Размер зерна при комнатной температуре, который получен в стали в результате того или иного вида термической обработки, называют действительным зерном. Размер действительного зерна зависит от размера зерна аустенита. Обычно чем крупнее зерно аустенита, тем крупнее действительное зерно. Сталь с крупным действительным зерном имеет пониженный предел прочности, пониженную ударную вязкость и склонность к образованию трещин, поэтому при термообработке всегда стремятся к получению мелкого зерна. По склонности к росту аустенитного зерца при нагреве все стали делят на наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые. В наследственно крупнозернистых сталях размер зерна быстро увеличивается даже при небольшом нагреве выше критических точек. В наследственно мелкозернистых сталях при значительном нагреве сохраняется мелкое зерно. На процесс роста зерен в углеродистой стали оказывают влияние температура и продолжительность нагрева, содержание углерода в стали, способы раскисления, применяемые при выплавке стали. Кипящие стали являются, как правило, наследственно крупнозернистыми, а спокойные — наследственно мелкозернистыми. Введение легирующих элементов, за исключением марганца, тормозит рост зерен аустенита при нагревании. Наиболее энергично тормозят рост зерна карбидообразующие элементы титан, ванадий, вольфрам, молибден и хром. Наследственно мелкозернистые стали позволяют использовать расширенный интервал закалочных температур и облегченные условия нагрева стали. [c.113]

При рассмотрении разных видов термообработки жслезо-углеродистых сплавов (стали, чугуны) используются следующие условные обозначения критических точек этих сплавов (рис. 8.1). [c.433]

Если принять, что для всех материалов критическое напряжение разрушения достигается на расстоянии ух диаметров зерен от вершины трещины, то можно использовать эту модель для прогнозирования вязкости разрушения других сталей. Рассмотрим данные для котельной стали, представленные на рис. 74, б. К сожалению, наряду с измерениями вязкости не было проведено исследований микроструктуры. Примем, что максимальное перенапряжение достигается при ТИП. Температура в этом случае выше, чем для стали с азотом, и можно принять п = 0,2. Расчеты по экспериментальным значениям Ki (75 МН/м ) и Оу (530 МН/м ) при ТНП показывают, что расстояние, на котором достигается критическое значение напряжения, составляет около 30 мкм. Значит, размер зерна равен 15 мкм, что представляется реальным для стали соответствующего состава и принятой термической обработки. Локальное значение разрушающего напряжения оказалось равным 2600 МН/м , что значительно превышает значение 1600 МН/м , типичное для нелегированной нормализованной стали с тем же размером зерна (см. рис. 110). Распределение карбидов в котельной стали, однако, гораздо более тонкое, чем в обычной углеродистой стали, а это приводит к повышению критических напряжений. Указанный эффект наблюдал Оутс (см. рис. 109) на крупнозернистой стали с марганцем, имеющей гораздо большее сопротивление разрушению благодаря тонкому распределению карбидов. [c.215]

ЧИН0Й повреждений котельных труб и легко обнаруживается металлографическим исследованием. В больщинстве случаев котельные трубы, изготовленные из углеродистой и молибденовой стали, имеют перлитную структуру (фиг. 1). Однако при перегреве металла происходят изменения его структуры, зависящие от продолжительности перегрева и от температуры. При достаточно продолжительном нагревании котельных труб, изготовленных из обычной малоуглеродистой стали, от 480 до 720° С карбиды металла переходят из пластинчатой перлитной формы в сфероидальное состояние (фиг. 2). При 480° С эти изменения структуры металла происходят очень медленно, а при 720° С — нижней критической точке металла — сфероидизация происходит гораздо быстрее. На ранних стадиях этого слабого перегрева пластинки перлита подвергаются сфероидизации, не меняя при этом своего положения. При увеличении продолжительности перегрева или при росте температуры эти сфероидизированные карбиды перемещаются до тех пор, пока не будет достигнуто равномерное их распределение по всему металлу. Иногда при повышенных температурах сфероидизированные карбиды перемещаются к границам зерен. Структуру со сфероидиэиро-ваннЫ МИ карбидами часто обнаруживают при образовании отдулин на котельных трубах вблизи от (Места повреждения, а также на пароперегревательных трубах, подвергавшихся усиленному перегреву. В тех случаях, когда повреждения труб из малоуглеродистой стали вызваны перегревом металла до температуры ниже нижней критической точки, часто имеет место искажение микроструктуры у краев разрыва. Такое удлинение структуры является указанием на температуру металла трубы, при которой произошло повреждение. При доста- [c.64]

Ю. Я. Мешковым и Г. А. Пахаренко [75] было отмечено, что /С 1 в отличие от / мс не является константой материала, так как немонотонно зависит от размера зерна, существенно различается для разных условий нагружения в момент страгивания трещины при статическом, циклическом или ударном видах нагружения. В то же время критерий Rне зависит от условий нагружения и масштабного фактора и может быть определен по данным испытания лабораторных образцов в условиях хрупкого или вязкого разрушения. При хрупком разрушении сопротивление микросколу численно равно минимальному значению напряжения хрупкого разрушения Ос, реализующегося при критической температуре хрупкости при этом =ас ао.2 [75]. Эксперименты, проведенные на большой группе углеродистых и низколегированных сталей в различном структурном состоянии, показали, что сопротивление микросколу при вязком разрушении можно определить по соотношению [c.89]

Отжиг. Эта операция применяется для снятия внутренних напряжений, снижения твердости и изменения структуры стали. В зависимости от того, какую цель преследует отжиг, устанавливают различные режимы его проведения температуру и скорость нагрева, продолжительность выдержки и скорость охлаждения. Температуры отжига углеродистой, легированной и высоколегированной сталей принимаются на 30—40° С выше точки Ас2, потому что при этой температуре, называэ-мой первой критической точкой, происходят основные структурные изменения. При неполном отжиге, цель которого состоит в устранении внутренних напряжений, сталь с любым содержанием углерода нагревают до температуры 750—760° С. [c.307]

При выполнении рентгеноструктурных исследований рентгенограммы снимали по методу обратной съемки в железном излучении. При этом регистрировали линии (220) а-фазы и (222) аустенита. Изучение перекристаллизации в основном выполнено на стали 15Х1М1Ф (критические точки Асх = 840° С, Ас = 950° С), Для получения более общих закономерностей отдельные эксперименты проводили на углеродистых сталях 20, 30 и У7. [c.104]

На стадии циклической микротекучести в приповерхностном слое низкоуглеродистой стали была обнаружена полоса скольжения (рис. 3.7), которая простиралась на все ферритное зерно [12]. В работе Д. Якобсона [27] и A.B. Гурьева с соавтор. [28] полосы скольжения на поверхности углеродистой стали были также обнаружены уже на стадии микротекучести. Орловым Л.Г. и Большаковым В.И. при статическом деформировании монокристаллов кремнистого железа на 0,5 и 1,0% было показано, что наблюдаются различия в характере дислокационной структуры внутренних и приповерхностных слоев металла [29]. Интенсивность микропластической деформации на этой стадии циклического деформирования в приповерхностных слоях металла выше, чем во внутренних объемах. Об этом свидетельствуют данные рентгеноструктурного анализа [15] с использованием послойного удаления металла и сравнение плотности дислокаций в объеме и приповерхностных слоях металла. Причина такого поведения связана с рядом факторов особенностью закрепления приповерхностных источников дислокаций (имеющих одну точку закрепления), у которых критическое напряжение начала их работы значительно ниже, чем у источников в объеме наличием в поверхностном слое более грубой, чем в объеме, дислока- [c.65]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...