Низколегированные Превращение аустенита

В сварных соединениях углеродистых, низколегированных и аустенитных сталей в результате неодновременности перехода жидкого металла сварочной ванны в твердое состояние и неравномерного нагрева околошовной зоны возникают внутренние напряжения. В сварных соединениях углеродистых и низколегированных сталей внутренние напряжения могут быть вызваны также неодновременным превращением аустенита в феррит и перлит по высоте и длине шва и местной подкалкой. Эти превращения сопровождаются изменениями объема металла. [c.257]

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]

Однако имеется достаточно много исследований, в которых было показано, что соотношение (6.1) не является универсальным. Особенно это относится к высокоуглеродистой стали, структура которой состоит из сложных продуктов превраш ения аустенита. В этом случае определяющим фактором является не размер зерна, а дисперсность фаз (величина поверхности раздела фаз), входящих в состав структуры. Существует мнение, что в высокоуглеродистых сталях одним из важнейших структурных параметров, влияющих на комплекс механических свойств, является размер областей когерентного рассеяния (блоков мозаики). В работе Д.С. Казарновского и др. [24] на образцах из углеродистой стали (0,78% С 0,86% Мп 0,17% Si) (сталь I) и низколегированной стали системы r-Si-Mn-V (0,67% С 1,08% Мп 0,65% 81 0,82% Сг 0,09% V) (сталь II) исследовалась взаимосвязь между размером областей когерентного рассеяния О и усталостной прочностью а 1. Разную величину О и плотность дислокаций получали соответствующей термообработкой. Основные режимы термообработки (1-4) приведены в табл. 6.1. Из таблицы следует, что наряду с обычной термообработкой (закалка в масло и отпуск) проводилась изотермическая закалка в расплаве солей, так как при ней превращение аустенита высокоуглеродистой низколегированной стали в промежуточной области обеспечивает получение более мелкой структуры с наибольшей плотностью дислокаций. Кроме того, дополнительной специальной термообработке подвергали сталь II закалка с [c.211]

Изотермическое превращение аустенита в легированных сталях. Рассмотренные диаграммы изотермического распада переохлажденного аустенита справедливы только для углеродистых и низколегированных сталей, содержащих Си, 51, N1. Для легированных сталей, у которых в состав аустенита, кроме углерода, входят такие элементы, как Мп, Сг, У, Мо и др., или одновременно Сг и Мп Сг и N1 и т. д., изотермическая диаграмма имеет другой вид (рис. 122,а). У этих сталей на изотермической диаграмме (рис. 122, а и б) два минимума устойчивости переохлажденного аустенита, соответствующие перлитному (диффузионному) и бейнитному (промежуточному) превращениям. Оба превращения разделены областью относительной устойчивости аустенита . В случае доэвтектоидной или заэвтектоидной стали на диаграмме изотермического распада появляется добавочная линия, выделения избыточного легированного [c.182]

Сопоставим диаграммы изотермического превращения аустенита трех сталей перлитного класса (фиг. 33) углеродистой (фиг. 33, а) низколегированной (фиг. 33, б) и высоколегированной (фиг. 33, в). Отличаются эти диаграммы одна от другой тем, что у легированных сталей кривые феррито-карбидного превращения сдвинуты вправо, причем у высоколегированной сильнее, чем у низколегированной (предположим для упрощения, что в этих трех сталях кет Лг"-превращения). [c.62]

Большинство исследователей связывает образование холодных трещин с наличием водорода в металле шва. Водород диффундирует из сварочной ванны в металл околошовной зоны. Этому способствует различие растворимости водорода в околошовной зоне и металле шва. Такое различие имеет место в сварных соединениях с низколегированными ферритными швами. В указанных соединениях при охлаждении до температуры ниже 700 °С в шве происходит превращение аустенита в феррит. Растворимость водорода в феррите значительно ниже, чем в аустените. Поэтому при охлаждении водород из шва начинает поступать в околошовную зону, имеющую еще аустенитную структуру из-за повышенного количества углерода и легирующих элементов. [c.161]

При большой скорости охлаждения аустенит распадается на составляющие структуры при относительно низких температурах и образуются структуры сорбит, тростит, бейнит, а при очень высокой скорости охлаждения — мартенсит. Наиболее хрупкой структурой является мар-тенситная, поэтому при охлаждении после сварки низколегированных сталей не следует допускать превращения аустенита в мартенсит. [c.169]

Наиболее распространенными легирующими элементами при производстве низколегированных сталей являются 51, Мп, Сг, Мо. Анализ их влияния на кинетику превращения аустенита при охлаждении в условиях сварки можно провести по результатам работ [92—94 ]. Химический состав и механические свойства сталей представлены в табл. 6.9. Данные, характеризующие влияние легирующих элементов на характеристические длительности охлаждения и фазовый состав структуры, приведены на рис. 6.4. [c.117]

Повышение прочности ряда углеродистых и низколегированных сталей основывается на получении составов, смещающих 8-образ-ные кривые вправо, т. е. на торможение процессов распада аустенита при охлаждении. Поэтому при их сварке в результате воздействия термического сварочного цикла является весьма вероятным получение закаленных структур для всего объема металла, нагревавшегося выше температуры Ас, и претерпевавшего при охлаждении превращения аустенита в продукты его распада. [c.346]

Нагрев при пайке термически обработанных низколегированных и углеродистых сталей в некоторых случаях приводит к отжигу, превращению остаточного аустенита в мартенсит, распаду мартенсита, к отпускной хрупкости. Поэтому при выборе температуры пайки и способа нагрева необходимо учитывать возможность развития этих процессов. [c.234]

Рассмотренные диаграммы изотермического распада переохлажденного аустенита справедливы только для углеродистых и низколегированных сталей, содержащих Со, Си, N1. Для легированных сталей, у которых в состав аустенита кроме углерода входят карбидообразующие элементы, изотермическая диаграмма имеет другой вид (рис. 123). У этих сталей на изотермической диаграмме (рис. 123, а и б) два минимума устойчивости переохлажденного аустенита, соответствующих перлитному (диффузионному) и бейнитному (промежуточному) превращениям. Оба превращения разделены областью относительной устойчивости аустенита. [c.178]

Термический цикл электрошлаковой сварки, способствуя распаду аустенита в области перлитного и промежуточного превращений, благоприятен при сварке низколегированных сталей, так как способствует подавлению образования закалочных структур. [c.262]

Наиболее широко применяют заэвтектоидные низколегированные стали X, ХГ, ХВГ, 9ХС, обрабатываемые на высокую твердость (60 -64 HR ). В отличие от режущих инструментов термическую обработку проводят таким образом, чтобы затруднить процесс старения, который происходит в закаленной стали и вызывает объемные изменения, недопустимые для измерительных инструментов. Причинами старения служат частичный распад мартенсита, превращение остаточного аустенита и релаксация остаточных напряжений, вызывающая пластическую деформацию. Для уменьшения количества остаточного аустенита закалку проводят с более низкой температуры. Кроме того, инструменты высокой точности подвергают обработке холодом при -50. .. - 80 °С. Отпуск проводят при 120 - 140 °С в течение 24 - 48 ч. Более высокий нагрев не применяют из-за снижения износостойкости. [c.622]

Под влиянием отпуска содержание углерода в твердом растворе (мартенсите) стремится к равновесному. В соответствии с этим изменяется также и твердость закаленных сталей. На рис. 9 показано изменение твердости закаленных приблизительно на одинаковую твердость нелегированных, низколегированных и быстрорежущих сталей в зависимости от температуры отпуска. Твердость нелегированной стали вследствие быстрого распада мартенсита под влиянием отпуска существенно снижается. Твердость низколегированной стали вначале снижается умеренно, поскольку распад мартенсита и уменьшение содержания в нем углерода становятся зна читальными толЬко в области высоких температур. Твердость высоколегированной стали в соответствии с содержанием углерода в мартенсите первоначально снижается очень незначительно, затем с какой-то определенной температуры отпуска в результате других, увеличивающих твердость превращений (дисперсионное твердение, переход остаточного аустенита в мартенсит и т.д.) существенно возрастает. [c.26]

Нагрев при пайке термически обработанных углеродистых и низколегированных сталей в некоторых случаях приводит к отжигу, превращению остаточного аустенита в мартенсит, распаду мартенсита, а также из-за роста зерен и процессов, происходящих по их границам,— к отпускной хрупкости поэтому при выборе температуры пайки и способа нагрева необходимо учитывать возможность развития этих процессов. [c.322]

Фиг. 79. Влияние легирующих элементов на диаграмму изотермического превращения переохлажденного аустенита а — низколегированные стали б — среднелегированные в — высоколегированные. Обозначения з.в — закалка в воде з.м — закалка в масле н — нормализация

Из диаграмм изотермического превращения переохлажденного аустенита легированных сталей можно легко сделать несколько интересных и практически важных выводов. Из этих диаграмм видно, во-первых, что прямая закалки в масле даже для низколегированных сталей проходит левее левой кривой и что, следовательно, при закалке этих сталей в масле получается структура мартенсита. И мы знаем, что действительно большинство легированных сталей можно закаливать в масле, тогда как углеродистые стали мы вынуждены закаливать в воде. Это очень ценная особенность легированных сталей — при закалке в масле охлаждение происходит не столь быстро, как при закалке в воде меньшим получается коробление, меньшими внутренние напряжения, меньше опасность возникновения трещин. [c.117]

Обработка холодом инструментов, изготовляемых из низколегированных быстрорежущих сталей, более эффективна по сравнению с обычной термической обработкой этих инструментов, поскольку указанные стали сохраняют после закалки большие количества устойчивого остаточного аустенита, трудно поддающегося превращению в мартенсит при повторных высокотемпературных отпусках. При охлаждении таких инструментов до температур ниже 270 К улучшаются их режущие свойства. [c.52]

Следовательно, повышение погонной энергии сварки обычно целесообразно в случае сварки сравнительно низколегированных сталей типа I. При этом замедление охлаждения ниже точки сопровождается благоприятными изменениями в ходе превращения переохлажденного аустенита, т. е. приводит к образованию структуры металла, способствующей повышению стойкости сварных соединений против образования трещин. Для сталей типа I благоприятное влияние этих изменений преобладает над отрицательным влиянием, обусловленным развитием перегрева при повышении погонной энергии сварки. [c.535]

Структурные изменения в зоне термического влияния углеродистых и низколегированных сталей. При нагреве стали выше температуры Асз и последующем охлаждении характер образующихся структур определяется степенью переохлаждения аустенита. При небольшом переохлаждении (когда распад аустенита наблюдается вблизи температуры А ) продуктом распада будет достаточно равновесная структура — перлит. С увеличением степени переохлаждения может образовываться сорбит, далее — троостит, и, наконец, в результате бездиффузионного превращения образуется мартенсит. Таким образом, структура зоны влияния для данной стали зависит от [c.154]

Свойства металла шва, кш и любого металла, определяются его химическим составом и структурой. Механические свойства сварного шва зависят в большой степени от первичной кристаллической структуры, т. е. структуры, образующейся при переходе металла из жидкого состояния в твердое. В сварных швах углеродистых и низколегированных перлитных сталей первичную структуру можно наблюдать только после специального травления. Обычное травление выявляет вторичную структуру, т. е. структуру, образующуюся после окончания превращения аустенита. При медленном охлаждении образовавшиеся в жидкой ванне кристаллы аустенита выделяют феррит, а оставшийся после образования феррита аустенит с повышенным содержанием углерода переходит в перлит. Из осей первого порядка дендритов, содержащих меньше углерода и примесей, образуются зерна феррита. Дендрит дробится на несколько зерен. Зерна перлита получаются из периферийных слоев дендритов и междендритных прослоек. Феррито-перлитнач структура сварного шва называется вторичной, так как она образовалась в процессе вторичной кристаллизации из твердого раствора углерода в ужелезе — аустенита. [c.171]

При использовании легированных сталей режимы патентирования существенно изменяются из-за возрастающей устойчивости переохлажденного аустенита, что требует повышения температзфы и продолжительности изотермической вьщержки в области превращения аустенита в сорбит. Эти изменения режима патентирования технологически трудно осуществить, и поэтому патентированию подвергаются лишь низколегированные стали с относительно малоустойчивым переохлажденным аустенитом. Однако разработанный новый процесс ступенчатого патентирования позволяет решить проблему патентирования и среднелегированных сталей. Свойства патентированной проволоки в результате последующей холодной пластической деформации зависит от величины общей (суммарной) деформации и от величины обжатий за один проход. Упрочнение тем выше, чем больше суммарная степень обжатия. Оптимальная величина частных обжатий должна быть примерно 10-12 %. [c.350]

При использовании легированных сталей режимы патентирования существенно изменяются из-за возрастающей устойчивости переохлажденного аустенита, что требует повышения температуры и продолжительности изотермической выдержки в области превращения аустенита в сорбит. Эти изменения режима патентирования технологически трудно осуществить, и поэтому патентированию подвергают лишь низколегированные стали с отиосительво малоустойчивым переохлажденным [c.198]

В настоящей работе изучали кинетику роста видманштеттового феррита в малоуглеродистых низколегированных сталях. Основной задачей исследования являлось выяснение вопроса о том, как изменяется скорость роста игольчатой а-фазы при переходе из феррито-перлитной области в бейнитную, т. е. при переходе от видманштеттового феррита к бейниту. Переход от бейнита к мартенситу изучался ранее [3]. На основании диаграмм изотермического превращения аустенита ряда доэвтектоидных легированных сталей (у которых наблюдается увеличение общей скорости превращения аустенита при переходе из феррито-пер-литной области в бейнитную, хотя распад аустенита в обеих областях начинается с выделения а-фазы) можно было ожидать, что при указанном переходе скорость роста игольчатых кристаллитов а-фазы также должна возрастать. [c.70]

Изотермической закалке подвергают детали тонкого сечения, например, не больше 5—Юлшиз простых углеродистых и низколегированных сталей вследствие очень малой устойчивости их аустенита и необходимости очень быстрого охлаждения в горячей среде. Изотермическая закалка деталей более крупных сечений применима главным образом к высоколегированным сталям, у которых кривые на диаграммах изотермического превращения аустенита достаточно сдвинуты вправо. При этом условии можно избежать перлитного превращения в горячей среде и достигнуть зоны более устойчивого аустенита. Очень хорошие результаты дает изотермическая закалка таких деталей, как пружины, болты, шайбы, трубы, различные мелкие детали для автомобилей, всевозможных машин и механпзлюв. Изотермическая закалка в расплавленной свинцовой ванне ста.тьной проволоки называется патентированием. [c.215]

Первая операция — переохлаждение — для поковок из углеродистых и низколегированных сталей может проводиться при повышенных температурах (400—600°), обеспечивающих превращение аустенита в перлит. Что же касается высоколегированных сталей, то исследованиями Е. С. Товпенца доказано, что для них единственным методом, обеспечивающим полноту превращения аустенита в феррито-карбидную смесь и высокие механические свойства, является переохлаждение аустенита поковок (даже неоднократное) до температур около 250°, т. е. в ряде случаев ниже мартенситной точки [64, 65, 66, 155]. Переохлаждение поковок, как вытекает из данных Е. С. Товпенца, является непременным условием для предотвращения появления флокенов. [c.71]

Рис. 5.2. Диаграмма анизотермического превращения аустенита (а) и структурная диаграмма (б) низколегированной стали 15ХГ

С целью выявления особенностей кинетики фазовых превращений в околонювном участке ЗТВ =- 1350 °С) при различных видах и хметодах сварки ряда марок углеродистых ц низколегированных сталей были выполнены исследования [731 в условиях воздействия термических циклов 31U (х 25—75 с, %" = = 80 250 с, = 6 18 Х/с), ЭЛС и АДС (г = 3- 5 с, т" = = Э- -20 с, ш) =- ЭОч-150 "С/с). Типичные анизотермические диаграммы превращения аустенита в стали 16ГС представлены на рис. 5.10. [c.96]

При ручной дуговой сварке низколегированной среднеуглеродистой стали 34ХМ аустенит в ЗТВ полностью превращается в мартенсит, а при автоматической сварке под флюсом — в бейнит — также неравновесную структуру. Даже при ЭШС не исключено частичное превращение аустенита в бейнит. Ручная дуговая и автоматическая сварка под флюсом более легированной среднеуглеродистой стали вызывает полный мартенситный распад аусте- [c.233]

При малой скорости охлаждения получают структуру перлит (механическая смесь феррита и цементита). При больщой скорости охлаждения аусгенит распадается НС С0СТс 15.Г1л101ЦЯС СТруК З и И тельно низких температурах и образуются структуры - сорбит, троостит, бейнит и при очень высокой скорости охлаждения - мартенсит. Наиболее хрупкой структурой является мартенситная, поэтому не следует при охлаждении допускать превращения аустенита в мартенсит при сварке низколегированных сталей. [c.143]

Аустенитные нержавеющие стали не обладают достаточной стойкостью в эвтектике свинец — висмут при температуре 600° С, поэтому использовать их нецелесообразно. Железо и низколегированные стали, хотя и имеют несколько большую стойкость, но и они также не могут быть использованы вследствие их недостаточной жаропрочности. Сталь 1Х18Н9Т, имевшая в исходном состоянии аустенитную структуру, после испытаний в эвтектике свинец — висмут становится магнитной. Рентгеноструктурным анализом в ее поверхностном слое обнаружена а-фаза [1,64]. Вероятно, один из компонентов стали, а именно никель, выщелочивается из поверхностного слоя вследствие избирательного растворения. Устойчивость аустенита при этом снижается, что и вызывает фазовое превращение у-фаза переходит в а-фазу. Предварительное насыщение эвтектики никелем должно снизить ее агрессивное воздействие на аустенитную нержавеющую сталь. И действительно, после испытаний в эвтектике, содержащей 0,6% никеля, предел прочности стали и относительное [c.52]

Структура закаленных сталей в зависимости от состава и условий аустенитизации состоит из тетрагонального мартенсита, непреобра-зовавшегося (остаточного) аустенита и нерастворенных карбидов. В таком состоянии инструментальная сталь весьма хрупка, подвержена большим внутренним напряжениям, вследствие чего непосредственно после закалки не используется. Мартенсит — метастабильная фаза, склонная к превращению в другие, более стабильные фазы. Превращение мартенсита в течение длительного времени (месяц, год) наблюдается и при комнатной температуре однако за практически приемлемое время происходит только при нагреве (отпуске). Поэтому инструменты поле закалки отпускают, нагревают до какой-то невысокой или более высокой температуры и выдерживают. Под действием тепла в структуре закаленных инструментальных сталей Происходят превращения. Для определенной стали характер и величина изменений зависят от температуры отпуска. У нелегированных сталей наблюдаются четыре хорошо различимые стали. В нелегированных и низколегированных инструментальных сталях с 60°С наблюдается первая стадия отпуска (60—150—170° С). Де- [c.104]

Диаграммы превращения I типа (Шф>Шц) и II типа (г Ф = гг п) с температурными областями диффузионных превращений, не отделенными от областей промежуточного и мартенситного превращений, характерны для большинства исследованных углеродистых и низколегированных сталей. На примере пяти сталей типа хромансиль можно видеть резкое повышение устойчивости аустенита с увеличением содержания углерода. Сталь 40Х практически во всем диапазоне скоростей охлаждения при сварке имеет структуру мартенсита с остаточным аустенитом. Так же ведут себя и стали 45ХНМТА и 40ХГСНМТА. [c.23]

В сварных швах углеродистых и низколегированных перлитных сталей первичную структуру можно наблюдать только после специального травления. Обычное травление выявляет вторичную структуру. При медленном охлаждении образовавшиеся из жидкости при высокой температуре кристаллы аустенита в интервале температур от Аг до Аг превращаются в феррит, а оставшийся после превращения аустенит с повышенным содержанием углерода переходит в перлит. Из осей дендритов первого порядка, содержащих меньше углерода и примесей, образуются зерна феррита. Дендрит дробится на несколько зерен. Перлитные зерна получаются из периферийных слоев дендритов и междендритных прослоек. Феррито-нерлитная структура сварного шва называется вторичной, так как она образуется в процессе вторичной кристаллизации из твердого раствора — аустенита. [c.209]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...