Структурные изменения после затвердевания

СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ ПОСЛЕ ЗАТВЕРДЕВАНИЯ [c.87]

Структурные изменения после затвердевания начинаются в белых чугунах с выделения вторичного цементита. В этом случае при охлаждении от эвтектической до эвтектоидной температуры наблюдаются переохлаждения аустенита ниже линии Е8 и создаются пересыщения, достаточные для выделения цементита. [c.87]

Зависимость состава эвтектического аустенита от температуры его образования позволяет воспользоваться методом анализа внутрикристаллической ликвации в аустенитной матрице эвтектических колоний для косвенной оценки влияния легирующих элементов на смещение эвтектического температурного интервала и проверки соответствующих данных, полученных другими методами. Необходимо учитывать, что результаты экспериментальных определений касаются первичных структур, полученных в условиях, отличных от фазовых равновесий. Данные о направлении внутрикристаллической ликвации могут иметь лишь качественное значение при оценке влияния легирующих на эвтектическую температуру. По этой же причине, а также ввиду наложения возможных эффектов частичной гомогенизации и структурных изменений после затвердевания оценка масштаба ликвации не может быть использована для количественной характеристики концентрационных соотношений в условиях фазовых равновесий. Указанные обстоятельства, естественно, сохраняют силу и при анализе ликвации в избыточном аустените. [c.52]

Горячая сварка. Деталь перед сваркой подогревают, а после — медленно охлаждают. Лучшая температура, обеспечивающая высокое качество сварки, 600...650°С. Более высокий нагрев вызывает рост графитных зерен, а при нагреве свыше, 750°С происходят уже химические и структурные изменения. Скорость охлаждения от начала затвердевания наплавленного металла до 600°С должна быть не более 4°С в секунду. При большей скорости о.хлаждения ухудшается процесс графитизации и происходит отбеливание чугуна. [c.76]

После затвердевания начинается охлаждение металла. С охлаждением наплавленный металл претерпевает структурные фазовые изменения и приобретает окончательную структуру. При этом она оказывается отличной от структуры слитка ввиду наличия указанных выше особенностей. [c.35]

Физико-механические свойства чугунов зависят от формы включений графита и особенностей структуры металлической матрицы, формирующейся в процессе распада аустенита при охлаждении отливок. Для получения компактных включений графита в чугунных отливках в качестве модификаторов широко используются редкоземельные элементы. Однако характер влияния редкоземельных элементов на структурные изменения при эвтектоидном превращении в железоуглеродистых сплавах еще во многом неясен. В работах [1—3] отмечается ферритообразующее действие редкоземельных элементов в сталях, тогда как в работах [4, 5] указывается на снижение критических точек и повышение устойчивости аустенита. При модифицировании редкоземельными элементами чугунов наблюдалось увеличение количества перлита в матрице Влияние модификаторов нередко определяли по величине присадок, что приводило к значительным погрешностям, поскольку степень усвоения их может изменяться в широких пределах [6]. Отсутствие количественных данных о влиянии редкоземельных элементов на устойчивость аустенита затрудняет выбор обоснованных режимов охлаждения после затвердевания или при специальной термической обработке модифицированных чугунов. [c.129]

В процессе плавления металла и его последующем затвердевании из-за неравномерного распределения теплоты на участке, прилегающем к наплавленному слою (в зоне термического влияния), происходят структурные изменения в металле и изменения линейных размеров детали. Глубина зоны термического влияния, зависящая от начальной температуры детали, скорости и способа охлаждения, теплопроводности основного металла, способов и режимов наплавки, колеблется от 1 до 25 мм. Изменения структуры металла и линейных размеров, если не принять особых мер, приводят к местной деформации детали и появлению на ней трещин. К особым мерам относятся предварительный подогрев и последующее медленное охлаждение детали, особые приемы наплавки, отжиг и отпуск после наплавки, защита расплавленного металла от воздействия воздуха и т. п. [c.68]

Обычно УЗ-контроль толстых плит не является проблемой, поскольку материал после механической обработки является однородным, изотропным и имеет мелкокристаллическую структуру. Влияние крупнозернистой структуры, образующейся при затвердевании и остывании сварного шва аустенитной стали, вызывает большие структурные шумы из-за рассеяния ультразвука на границах зерен и искажения УЗ-пучка, связанного с изменением скорости и затухания УЗ. При этом также появляется угловая зависимость коэффициента отражения от любой неоднородности. В силу названных причин амплитуды сигналов оказываются структурно-чувствительными величинами, и примене -ние обычных АР Д-диаграмм становится невозможным. [c.145]

Низкотемпературный отжиг для снятия внутренних (остаточньгх) напряжений. Внутренние (остаточные) напряжения, возникающие при протекании структурных изменений после затвердевания и приводящие к образованию трещин или короблению чугунных отливок, устраняют низкотемпературным отжигом. График такой термической обработки приведен на рис. 3.7.2 (кривая АБИКЛ). Отжиг производится ггри субкритической температуре 400-650 °С. При этой температуре отжига возможны сфероидизация и графитизация цементита перлита, что приводит к снижению прочности и твердости чугуна. Поэтому степень структурных изменений при низкотемпературном отжггге зависит не только от температуры нагрева и времени вьщержки отливок, но и от химического состава и исходной структуры чугуна. [c.696]

Жизнь большинства металлов и сплавов начинается после Металлургического получения слитков или отливок будущих изделий. Дальнейшая судьба металла зависит главным образом от микро- и макроструктуры материала. Металл затвердевает, но и после этого продолжается медленная перестройка его структуры под действием внутренних напряжений они порождаются неоднородностью распределения примесей, неправильной стыковкой отдельных кристаллов и другими дефектами, образующимися при затвердении. Этот процесс стабилизации, называемый естественным старением, в крупных отливках продолжается в течение нескольких лет, изменяя размеры, форму и напряженное состояние изделия. При обработке металла ультразвуком в процессе кристаллизации такая стабилизация внутренней структуры, а следовательно, и свойств металла происходит сразу при затвердевании отливки. При этом измельчаются микро- и макрозерна, уменьшается степень неоднородности распределения включений по всему объему материала. Вследствие структурных изменений улучшаются и механические свойства металла — повышаются его прочность и пластичность. [c.12]

Фазовые и структурные изменения в сплавах Ре—РсзС после затвердевания. Такие изменения связаны с полиморфизмом железа, изменением растворимости углерода в аустените и феррите е понижением температуры и эвтектоидным превращением. Превращения, протекающие в твердом состоянии, описываются следующими линиями (см. рис. 83). Линия NN—-верхняя граница области сосуществования двух фаз — б-феррита и аустенита. При охлаждении эта линия соответствует температурам начала полиморфного превращения б-феррита в аустенит. Линия NJ — нижняя граница области сосуществования б-феррита и аустенита, при охлаждении соответствует температурам окончания превращения б-феррита в аустенит. Верхняя граница области сосуществования феррита (в парамагнитном состоянии) и аустенита соответствует линии 00, т. е. температурам начала у -превращения 6 образованием парамагнитного феррита. Линия 05 — верхняя граница области сосуществования феррита (в ферромагнитном состоянии) и аустенита при охлаждении эта линия соответствует температурам у -> -превращения б образованием ферромагнитного феррита. [c.125]

Фазовые и структурные изменения в сплавах Fe—Feg происходят и после затвердевания. Это объясняется наличием полиморфизма железа и изменением растворимости углерода в аустените и феррите с понижением теАшературы. Процессы, протекающие в твердом состоянии, описываются следующими линиями (см. рис. 86). Линия NH — верхняя граница области рав1ювесия б-феррита и аустенита. При охлаждении соответствует температурам начала полиморфного превращения б-феррита в аустенит. Линия NJ — нижняя граница равновесия б-феррита и аустенита при охлаждении соответствует температурам конца превращения б-феррита в аустенит. Верхняя граница области равновесия немагнитного феррита и аустенита соответствует линии G0. Эта линия соответствует температурам начала -[ у. превращения с образованием немагнитного феррита. Линия 0S — верхняя грашща равновесия феррита и аустенита при охлаждении соответствует температурам начала i а. превращения с образованием ферромагнитного феррита. [c.137]

Фазовые и структурные изменения в сплавах железо-углерод происходят и после затвердевания. Обусловлены они полиморфизмом железа и изменением растворимости углерода в аустените и феррите с изменением температуры. Кроме того, в тьердом состоянии могут идти такие процессы, как рекристаллизация, полиэдриза-ция и гомогенизация твердых растворов 6, у и а, графитизация цементита, а также процессы оалесценции и сфероидизации кристаллов. [c.444]

Режимы охлаждения после затвердевания и при последующей термической обработке, особенно в верхней части надкритического температурного интервала, отражаются на изменениях уровня наследственной химической микронеоднородности матрицы и в связи с этим на температурно-кинетических особенностях структурных изменений. Полная ликвидация следов внутрикристаллической ликвации требует, однако, длительных высокотемпературных обработок. Так, например, для образцов чугуна, содержащих 6,25% N1, отжиг при 1000° С в течение 100 ч привел лишь к снижению Кзвт от 1-64 до 1,40. Прн последующей термической обработке отожженных образцов, обеспечившей аустенизацию и изотермический распад аустенита, значительно возрос инкубационный период и снизилась скорость у—а-превращения, изменилось количество и распределение в отдельных участках матрицы карбидной составляющей, образующейся на начальном этапе эвтектоидного распада аустенита. [c.57]

Для более полной характеристики структурных изменений в медистых чугунах авторы исследовали особенности изотермического превращения в чугунах, содержащих 1,45 и 2,5% Si и одинаковое количество прочих примесей (0,5% Ми, 0,03% Сг, 0,06% V, 0,02% S, 0,07% Р). 4yryHt,i выплавляли в лабораторной 60-кг печи и легировали возрастающими добавками меди (0,06 0,47 1,45 2,75% для первой серии плавок и 0,16 1,2 2,6 4,34% для второй) и охлаждали в земляных формах. Отливки диаметром 30 и 50 мм, длиной соответственно 300 и 200 мм после затвердевания имели структуру доэвтектического серого чугуна с графитом розеточного типа и феррито-перлитной матрицей. С увеличением содержания меди перлитная составляющая преобладала. Для получения одинаковой перлитной матрицы чугуны нормализовали. [c.121]

Модификация структуры основывается на влиянии изменений параметров микроструктуры (размер зерна, кристаллографическая текстура, плотность дислокаций) на механические свойства и износостойкость материалов. Примерами структурной модификации приповерхностного слоя являются дробеструйная обработка, накатывание роликом, вибрационное накатывание, ультразвуковая упрочняющая обработка, алмазное выглаживание, электромеханическое упрочнение 13]. Известно, ч го поверхностная закалка после нагрева приводит к уменьшению размера зерен вблизи поверхности и увеличению локального напряжения течения. Поэтому поверхностный нагрев с применением направленных источников энергии, таких, как лазер и электронный луч, может использоваться для оплавления и последующего быстрого затвердевания (кристаллизации) поверхностного слоя. Названные мегоды обработки вызывают yny4nJ HHe размеров зерна, формирование мелкой, субзеренной структуры, увеличивают концентрацию выделений и упрочнение, приводят к появлению новых полезных фаз. растворению или удалению инородных включений [19]. Перечисленные эффекты структурной модификации делают ее весьма перспективной, а развитие метода входит в число актуальных задач гриботехнологии. [c.39]

С затвердеванием металла шва структурные превращения в нем не заканчиваются. Например при сварке стали первичные кристаллиты сразу после их образования состоят из аустенита - твердого раствора углерода и легирующих элементов в у-железе, существующего при высоких температурах (750...1500 °С ). В процессе охлаждения аустенит распадается, превращаясь в зависимости от состава стали и скорости охлаждения в другие фазы пластичный феррит, более прочный перлит и прочный, но малопластичный мартенсит. Скорость охлаждения зоны сварки обычно велика, и структурные превращения не успевают произойти до конца. Следовательно, меняя скорость охлаждения сварного соединения, подогревая или искусственно охлаждая его, можно в некоторых пределах управлять вторичной кристаллизацией металла шва и его механическими свойствами. Теплота, выделяемая источником нагрева, при сварке распространяется в основной металл. Его участки нагреваются до температуры плавления на границе сварочной ванны и имеют температуру окружающей среды вдали от нее. Это не может не сказаться на структуре металла. Зону основного металла, в которой в результате нагрева и охлаждения металла происходят изменения структуры и свойств, называют зоной термического влиянця (ЗТВ). Каждая точка в ЗТВ в зависимости от расстояния до оси шва достигает различной максимальной температуры, нагревается и охлаждается с различными скоростями. Изменение температуры данной точки во времени KdiZUbdiKiX термическш циклом. Каждая точка ЗТВ имеет при сварке свой термический цикл. Значит, металл в ЗТВ подвергается в результате сварки нескольким видам термической обработки. Поэтому в ЗТВ наблюдаются четко выраженные участки с различной структурой и свойствами. [c.29]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...