Превращения в закаленной стали при нагреве

ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ ПРИ НАГРЕВЕ [c.189]

Мартенсит закалки — неравновесная (метастабильная) структура, сохраняющаяся благодаря малой подвижности атомов при низких температурах. При закалке в изделиях всегда возникают большие внутренние напряжения ввиду объемных изменений. Для получения более равновесного состояния после закалки изделия подвергают отпуску, нагревая до температур ниже Ас - Изучая процессы, происходящие в закаленной стали при нагреве, наиболее часто пользуются прибором — дилатометром. В прибор помещают два одинаковых по размерам образца из одной и той же стали. Один из образцов находится в отожженном, другой — в закаленном состояниях. При нагревании до температур ниже Ас- в отожженном образце никаких превращений не происходит, его размеры изменяются только за счет теплового расширения, а в закаленном образце совершаются и структурные превращения, сопровождающиеся изменениями объема. Прибор дифференциальный, он показывает только те изменения размеров, которые происходят в закаленном образце [c.189]

ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ ПРИ ЕЕ НАГРЕВЕ (ТЕОРИЯ ОТПУСКА) [c.75]

Превращения в закаленной стали при ее нагреве [c.76]

Изучение процессов, происходящих в закаленной стали при нагреве производится с помощью дилатометрических кривых. Для их построения используют специальные приборы — дилатометры, в которые помещают испытуемый закаленный образец и образец той же стали в отожженном состоянии. В отожженном образце при нагреве до температур ниже Ас превращения не имеют места и его размеры меняются только от теплового расширения. Поэтому дилатометрическая кривая фиксирует только превращения при отпуске закаленной стали (рис. 107). [c.155]

При нагреве до Гтах ниже неравновесной Ас фазовые и структурные превращения происходят в том случае, если сталь перед сваркой находилась в метастабильном состоянии для этого диапазона температур. Метастабильны исходные состояния стали после холодной пластической деформации, закалки и низкого отпуска, закалки и старения. В холоднодеформированной стали развиваются процессы возврата и рекристаллизации обработки. Последний процесс приводит к разупрочнению соответствующей зоны сварного соединения. В низкоуглеродистой стали при нагреве свыше 470 К возможно деформационное старение, приводящее к снижению пластичности стали. В закаленных и низко-отпущенных сталях происходят процессы высокого отпуска, в результате чего сталь в этой зоне разупрочняется. В мартенсит-но-стареющих сталях при T zk выше их температур старения протекает процесс перестаривания, заключающийся в коагуляции интерметаллидов и приводящий к разупрочнению соответствующей зоны соединения. [c.517]

Структурные превращения, происходящие в закаленной стали при ее нагреве ниже A i, рассмотрены в гл. 6. [c.201]

В статье изложены некоторые результаты исследований, проведенных с помощью метода, основанного на выявлении структуры в вакууме совместно с избирательным окислением. Применение электронной микроскопии к изучению образующегося высокотемпературного рельефа позволило изучить тонкую структуру непосредственно самого аустенита в различных температурных интервалах. Проведенные эксперименты показали, что в закаленных сталях фазовая перекристаллизация осуществляется в две стадии аллотропическое а -> -превращение, приводящее к образованию малоуглеродистого аустенита, и последующее его насыщение до равновесной концентрации. Независимо от условий нагрева превращение носит ориентированный характер во всем межкритическом интервале температур. При определенных условиях нагрева в межкритическом интервале температур развиваются рекристаллизационные процессы в а-фазе, приводящие к нарушению общности ориентировки кристаллитов феррита в пределах исходного Зерна. Разориентировка кристаллитов-фазы способствует формированию мелких аустенитных зерен, не воспроизводящих исходной внутризеренной текстуры. [c.166]

Рассмотрим превращения в закаленной на мартенсит эвтектоидной стали при медленном нагреве. Температура нагрева не превышает критической точки A - . [c.156]

Образование в закаленной стали структуры мартенсита, обнаруживаемое микроанализом, резко изменяет свойства, в частности повышает прочность, твердость и значительно уменьшает пластичность и вязкость. При низком отпуске (при 200—250° С) закаленной стали ее микроструктура изменяется, но после нагрева выше 300— 350° С микроанализ обнаруживает еще большие изменения, связанные с распадом твердого раствора (мартенсита) и коагуляцией цементита. Поэтому микроанализ позволяет судить о тех значительных и важных для практики изменениях механических и физических свойств стали, которые вызывают эти превращения. [c.32]

Третье и четвертое превращения в легированных сталях также происходят при более высоких температурах. Поэтому после одинаковых по температуре нагревов закаленных сталей легированные стали имеют более высокую твердость и прочность. [c.247]

Отпуск при 600° С сплава комол позволяет использовать постоянный магнит из этого сплава в условиях несколько повышенных температур, при этом структурных превращений в сплаве не происходит, в то время как в кобальтовой стали, закаленной на мартенсит, даже при незначительном нагреве (до 50° С) резко ухудшаются магнитные свойства. Введение в сплав комол до 6% Мп улучшает механические свойства без снижения магнитных характеристик. [c.220]

Глубина закаленного слоя принимается в расчете равной глубине прогрева до точки магнитных превращений. Без большой ощибки можно считать, что последняя приблизительно равна глубине, на которой в структуре стали содержится не меньше 50% мартенсита, что примерно соответствует твердости HR 45—50 (см. 2-3). Обычно при правильном выборе режима нагрева толщина этого слоя составляет около 70% полной толщины, определенной по макроструктуре. [c.69]

В результате отпуска при такой температуре закаленной обычным способом быстрорежущей стали наблюдается превращение части остаточного аустенита в мартенсит и некоторое повышение твердости. Тот факт, что микротвердость не повышается при отпуске стали, подвергнутой нагреву лазерным излучением, может быть объяснен повышенной устойчивостью остаточного аустенита, в котором полностью растворились все легирующие элементы, входящие в состав стали. [c.17]

В зависимости от температуры нагрева при отпуске закаленной стали (см. табл. 1) происходят следующие превращения [c.136]

Для эвтектоидной и заэвтектоидной сталей всегда применяют неполную закалку, поскольку остающийся при таком нагреве цементит имеет высокую твердость и обеспечивает закаленной стали твердость и износостойкость. При закалке эти стали нагревают на 30—50 °С выше критических точек Ас (см. рис. 49, линия SK), затем выдерживают в печи для полного прогрева и завершения структурных превращений. [c.254]

Отпуск — вид термической обработки, состоящий в нагреве закаленного стального изделия ниже критических точек Ас- (на рис. 49 линия Р8К) в интервале 150— 650 °С, выдержке и последующем охлаждении с любой скоростью, так как при этом виде термической обработки фазовых превращений не происходит (т. е. температура отпуска не должна превышать 727 °С). Цель отпуска — ослабить или полностью предотвратить появление внутренних напряжений, возникающих при закалке, уменьшить хрупкость и твердость, а также повысить вязкость закаленной стали. [c.256]

В случае закалки с полиморфным превращением аналогично старению при нагреве (отпуске) закаленный сплав стремится к равновесному состоянию, что позволяет понизить напряжения и твердость, повысить пластичность. Отпуск включает нагрев закаленного сплава до температур не выше критических, выдержку и охлаждение с заданной скоростью. Различают низкий отпуск (150...200 °С см. рис. 4.6, б, (5), средний (300...400 С, см. рис. 4.6, б, 7) и высокий отпуск ( 500...600 С, см. рис. 4.6,.6, S) стали. [c.489]

Искусственное старение происходит при нагреве закаленной стали до 100—170° С и представляет собой начало превращения при первой стадии отпуска, группировку атомов углерода в решетке мартенсита и выделение е-карбида с одновременным обеднением углеродом мартенсита, который становится неоднородным и уменьшает степень своей тетрагональности. [c.248]

Как было отмечено выше, структурные превращения сопровождаются изменением удельного объема стали. В частности, при распаде мартенсита происходит уменьшение объема, а при распаде аустени-та — увеличение. Поэтому для изучения структурных превращений при нагреве закаленной стали пользуются дилатометрическим анализом, суть которого заключается в точной фиксации изменений длины закаленных образцов. В соответствии с характером изменения длины закаленных образцов в углеродистой стали различают четыре стадии превращения при нагреве. [c.46]

Исследование теплоемкости при отпуске закаленной стали. В процессе отпуска стали происходят фазовые и структурные превращения, в результате которых изменяется удельная теплоемкость. По зависимости теплоемкости от температуры (рис. 17.19) можно установить интервалы температур, в которых при данной скорости нагрева (10 град/мин) происходят фазовые превращения, а по величине изменения Ср определить характер или род превращений. [c.286]

При нагреве примерно до 80° С никаких превращений в закаленной стали не обнаруживается. Дальнейшее медленное повышение, температуры до 180° С позволяет обнаружить при помощи дилатометра сокращение длины исследуемого образца. Это может быть следствием уменьшения искажения кристаллической решетки мартенсита. Действительно, рентгеновский анализ подтверждает, что в этом интервале температур происходит значительное уменьше- [c.156]

Для изучения особенностей ос -> -у-превращення в различных условиях нагрева был привлечен высокотемпературный рентгеноструктурный анализ, позволивший регистрировать а- и 7-фазы непосредственно в процессе фазового перехода. Рентгенограммы снимали в железном излучении. При этом фиксировались отражения (2 0) а-фазы и (222) 7-фазы. Исследование вьтолнялось на закаленных сталях, в которых четко регистрировалась внутризеренная текстура [ 106]. Для характеристики изменений, происходящих в сталях при нагреве, проводили фотометрирование текстурных максимумов вдоль кольца. Сопоставление фотометрических кривых одного и того же максимума в исходном (закаленном) состоянии и после съемки при разных температурах позволяет судить об изменении субструктуры а- и 7-фаз. [c.92]

Состав стали влияет и на критическую (по терминологии [120]) скорость нагрева, при которой восстановление зерна сменяется его измельчением. Это четко было показано еще в работе [ 120]. Авторы этого исследования установили, что с увеличением содержания углерода и уменьщенибм легированности стали нижняя критическая скорость нагрева уменьшается. Так, в стали 08ХГС з но восстанавливается при нагреве со скоростью 8, а в стали 90ХГС — 1 С/мин при скорости 8°С/ /мин зерно измельчается. К аналогичным вьшодам пришли и авторы работы [ 139], изучавшие а - 7-превращение в закаленных железоникелевых сплавах (22 - 32 % Ni) методами световой и трансмиссионной электронной микроскопии. В этих опытах скорость нагрева менялась от 3 до 28000°С/с. Исследования показали, что для малоуглеродистых сплавов (0,004 % С) а 7-превращение при любых скоростях происходит ориентированно. Для сплавов же с содержанием углерода [c.110]

К. А. Малышев различает два вида камневидного излома. Пер вый тип камневидного излома обязан образованию внутризеренной текстуры в перегретых сталях и проявляется при наличии отпускной. фупкости закаленной стали. При перегреве и явлении отпускной хрупкости разрушение стали происходит по границам прежнего зерна аустенита, давая крупные гранулы камневидного излома. Такой кам невидный излом может быть исправлен применением предваритель ной нормализации с температур 1050—1100°. Высокая температура нагрева устраняет текстуру зерна аустенита вследствие рекристалли зационных процессов и при последующей закалке с температуры фазового превращения а— дает нормальный излом стали после ее отпуска. [c.104]

При нагреве закаленной быстрорежущей стали до 500— 550°С никаких существенных изменений не происходит нагрев же до более высокой температуры (560—600°С) вызывает выделение из него карбидов, и при последующем охлаждении происходит превращение его в мартенсит. Правда, это превращение Ихтет не до конца, но если операцию отпуска при 560— 580°С повторить несколько раз, то может быть достигнуто пол- [c.427]

При нагреве выше Ас, с последующим быстрым услаждением происходит закалка. В условиях медленного охлажд тя и температуры Аг, происходит переход А- Ф+Д- С увеличением скорости охлаждения это превращение протекает при температурах ниже А . Причем смесь ФА-Ц становится мелкозернистой и твердой. При значительных скоростях охлаждения и большом переохлаждении превращения А- ФАгЦ не происходит и осуществляется переход А (у-фаза) М (твердый раствор С в а-фазе). В результате нагрева до температуры A ,<.tнеполная закалка. При меньшем нагреве закаленной стали происходит отпуск. [c.112]

Существенным недостатком хромистых, хромокремнистых и хромоникелевых сталей является отпускная хрупкость. Зависимость ударной вязкости при 20° С хромокремнистой закаленной стали от температуры отпуска показана на рис. 85. В интервале температур нагрева при отпуске этих сталей до 200° С происходит некоторое повышение ударной вязкости, связанное со снятием внутренних напряжений и уменьшением степени тетрагональ-ности мартенсита. В районе 300—350° С наблюдается первая зона с пониженной ударной вязкостью. В этом интервале температур происходит превращение небольшого количества весьма вязкого и пластичного остаточного аустенита в отпущенный мар-тенсит. Небольшие участки вязкого остаточного аустенита пластически деформируются при ударном нагружении и поглощают [c.170]

Эти общие положения хорошо подтверждаются экспериментально. Наглядное представление о смещении Ас в сталях с различным исходным состоянием дают металлографические исследования. Закаленный, отожженный и деформированный на 50 % холодной прокаткой образцы стали 20 нагревались в совершенно идентичных условиях (одновременно) до различных температур от 725°С (равновесная точка i) и ниже через каждые 10° и после 10-мин вьщержки охлаждались. Средняя скорость нагрева составляла 250 - 300°С/мин. Для облегчения идентификации исходной и вновь сформировавшейся при нагреве структур для разных состояний применялись различные условия охлаждения. Образцы с ферритоперлитной структурой после нагрева до соответствующей температуры подвергались закалке, в результате которой образовавшиеся участки аустенита превращались в мартенсит, легко обнаруживаемый в исходной матрице. Предварительно закаленная сталь охлаждалась на воздухе. При этом аустенит распадался на феррито-кар-бидную смесь, которая выглядела темными участками на фоне исходной структуры и тоже легко идентифицировалась. Количественные определения степени развития а 7-превращения осуществлялись на основании статистических подсчетов. [c.47]

Выполненные данным методом исследования показали, что морфология образования аустенита при нагреве предварительно закаленной стали сильно зависит от скорости нагрева. При медленном нагреве (v = 1 -2°С/мин) аустенит образуется равномерно по всему образцу (светлые участки на рис. 27). При таких условиях нагрева к моменту начала а -> 7-превращения структура представляет собой сорбит отпуска с равномерно распределенной карбидной фазой (рис. 28, а). В этом случае участки 7ч )азы возникают преимущественно на поверхности раздела феррит-ной (Ф) и карбидной (К) фаз (рис. 28, б). Аустенит образуется не в виде равномерной каймы вокруг карбидных частиц, а лишь в отдельных местах поверхности раздела. При удлинении вьщержки карбидные частицы растворяются, и в структуре регистрируются только а- и 7-фазы (рис. 28, в, г). Образование и рост аустенита происходят ориентированно, о чем свидетельствует определенная направленность кристаллов 7-фазы. Ориентированное расположение участков аустенита сохраняется во всем межкритическом интервале темпера- тур. Высокотемпературные рентеновс-кие съемки показали, что при таких условиях нагрева концентрация углерода в 7-фазе соответствует определяемой из диаграммы равновесия, что согласуется с данными других исследований, выполненных при аналогичных скоростях нагрева. [c.61]

Существенные различия при быстром нагреве отпущенной и неотпу-щенной стали должна иметь карбидная фаза. При электроотпуске карбиды представляют собой пластинчатые или игольчатые высокодисперсные выделения, ориентационно связанные с матрицей [3], тогда как для предварительно высокоотпущенной стали характерна зернистая структура с гораздо большими карбидными частицами, утратившими когерентную связь с ферритной матрицей. Это может заметно повлиять на кинетику процесса а -> 7-превращения. Однако вся совокупность фактов свидетельствует о том, что на ориентированное зарождение 7-фазы решающее влияние оказывает именно ориентировка ферритной матрицы, а не карбидной фазы. Так, при наличии глобулярных карбидов, ориентационно уже не связанных с матрицей, в условиях медленного нагрева в закаленных и отпущенных сталях все-таки реализуется упорядоченное а 7-превращение, приводящее к восстановлению зерна. В деформированной же после закалки стали при скоростном нагреве, несмотря на [c.108]

При достаточно быстром (сотни градусов в секунду) нагреве закаленной и неотпущенной стали реализуется особый кристаллографически упорядоченный механизм об разования аустенита, сходный с обратным мартенситным превращением в высоколегированных сплавах, в резуль тате чего происходит восстановление зерна исходной струк туры По мере уменьшения скорости нагрева все в боль шей степени получают развитие процессы отпуска и нор мальный, контролируемый диффузией механизм образо вания аустенита, сопровождающийся измельчением зерна При достаточно медленном (1—2 град/мин) нагреве мно гих сталей аустенит образуется также кристаллографичес ки упорядоченным механизмом, в результате чего и при таком нагреве наблюдается восстановление зерна исход ной структуры, т е резко выраженная структурная наслед ственностп Увеличение скорости нагрева ведет к наруше кию упорядоченности в процессе формирования (роста) [c.77]

Структура закаленной стали зависит от содержания углерода и температуры нагрева под закалку Углерод, рас творенный при нагреве под закалку в аустените, будет по нижать температурный интервал мартенситного превраще ния (рис 82) При содержании в аустените более 0,5 % С температуры окончания мартенситного превращения Мк будет ниже комнатной температуры, вследствие чего пос ле закалки в стали наряду с мартенситом присутствует остаточный аустенит Количество растворенного в аустените углерода будет определять тетрагональность и твердость мартенсита, а также количество остаточного аустенита Следовательно, твердость закаленной стали будет бпреде ляться перечисленными факторами (рис 83) [c.153]

Исходя из приведенных выше данных об особенностях микроструктуры закаленных сплавов, можно предположить, что термодинамический стимул к структурным превращениям в них при отжиге будет значительно выше, чем у литых сплавов. Для проверки этого предположения была проведена серия отжигов закаленных сплавов в интервале температур твердо-жидкофазного равновесия. Из полученных результатов следует, что охлаждение медносвинцового расплава монотектического состава с относительно небольшой скоростью позволило зафиксировать метастабиль-ное структурное состояние, восприимчивое к термической обработке, в результате чего стал возможным контроль размеров свинцовых включений, а их форма приблизилась к сферической. Так, после ЗЖС средний размер свинцовых включений становится однозначной функцией температуры отжига (при нагреве). Для уточнения схемы структурных превращений, имеющих место при отжиге закаленного сплава, были также привлечены данные измерения электросопротивления, механических свойств, рентгеноструктурного, рентгеновского фотоэлектронного анализа и др. Снижение электросопротивления при отжиге естественно связать с вьщелением свинца из пересыщенного твердого раствора на основе меди, в то время как уменьшение прочности на разрыв можно объяснить только тем, что этот избыточный свинец локализуется не только изолированно в местах стыка трех зерен, но и по границам зерен меди, увеличивая тем самым число медных зерен, разделенных сеткой свинца. [c.209]

Пластическая деформация, в том числе и при резании металлов, обусловливает изменение микроструктуры. Беспорядочно расположенные в исходной структуре металла кристаллические зерна при пластической деформации приобретают однородную ориентацию (текстуру). Более глубокие изменения возможны при обработке металлов, воспринимающих закалку. В результате высокого поверхностного нагрева, а также быстрого охлаждения возможны фазовые превращения и структурные изменения. Так, в процессе шлифования закаленной и отпущенной стали образуется приповерхностный слой аустеыитыо-мартенситной структуры из вторично закаленного металла. Этот слой лежит на слое, имеющем структуры всех стадий отпуска вплоть до структуры исходного термически обработанного металла. Слой измененной структуры при нормальных условиях шлифования имеет почти равномерную толщину. Такие же превращения наблюдаются при точении. Так как каждой структурной составляющей свойствен присущий ей удельный объем, то фазовые и структурные превращения наряду с пластической деформацией являются источником остаточных напряжений. [c.54]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...