Структура отпущенной стали

Так как структура отпущенной стали формируется в период выдержки при температуре отпуска, интенсивность последующего охлаждения не оказывает влияния на структурное состояние стали. Обычно от температуры отпуска детали охлаждают на спокойном воздухе. [c.189]

Рис. 191. Структура отпущенной стали (0.6% С), X 500 а — мартенсит отпуска б — троостит в — сорбит

СТРУКТУРА ОТПУЩЕННОЙ СТАЛИ [c.295]

Процесс коагуляции частичек цементита происходит непрерывно в течение всего первого, второго и третьего температурных интервалов. Но особенное развитие процесс коагуляции цементита получает в четвертом температурном интервале. Частички цементита после отпуска при температуре выше 500° уже становятся видимыми в обычный оптический микроскоп. При достижении температуры 680—700° структура отпущенной стали состоит из хорошо дифференцированного зернистого перлита. [c.78]

Образцы отпускали в нагретой печи так же, как и в про.мыш-ленных условиях. Их нагревали относительно быстро до температуры отпуска, затем выдерживали в течение 2 ч при этой температуре и охлаждали на воздухе. Считают, что распад про исходит в основном при температуре отпуска, а не во время быстрого нагрева. Если сталь нагревается медленно, что неизбежно в случае больших образцов, в формировании структуры отпущенной стали участвуют процессы распада, карбидных превращений и коагуляции карбидных частиц. [c.16]

В структуре отпущенной стали наряду с темными иглами часто встречаются более светлые (ф. 342/1, 2, 4, 5 343/1 344/2, [c.17]

Таким образом, объясняется изменение твердости в отожженной (нормализованной) или отпущенной стали, имеющей структуру феррито-цементитной смеси разной дисперсности. Но объяснить так высокую твердость мартенсита нельзя. Высокая твердость мартенсита объясняется тем, что элементарные кристаллические ячейки его искажены, вследствие чего пластическая деформация затруднена и образование сдвигов в мартенсите почти невозможно. [c.277]

В предыдущих двух параграфах были рассмотрены конструкционные стали, термически обрабатываемые на прочность (ав) до 120—140 кгс/мм и структуру — отпущенный мартенсит низкоуглеродистая сталь) или сорбит (среднеуглеродистая сталь). [c.390]

Микроструктура закаленной и отпущенной стали должна состоять из мелкоигольчатого мартенсита и карбидов (рис. 322,а). Если сталь недостаточно хорошо отпущена, то, кроме игл мартенсита, в структуре обнаруживается остаточный аустенит (рис. 322,6). [c.428]

В работе [47] приведены экспериментальные данные по закаленным и отпущенным сталям (0,18—0,81% С), подтверждающие обратно пропорциональную зависимость прочности при сколе от квадратного корня из расстояния между частицами для структур, где оно приблизительно менее 1 мкм (рис. 11). В структурах с более крупным зерном, когда частицы имеют размеры более 1 мкм, разрушающее напряжение изменяется как величина, обратная корню квадратному из диаметра карбидных частиц наибольшего размера (рис. 12). [c.81]

Показательно различное влияние предела прочности стали на ее износостойкость при ударе и скольжении по абразиву. При ударе по абразиву максимальную износостойкость стали показала структура отпущенного мартенсита, которой соответствует максимальный предел прочности при низком отпуске (220—250° С) при скольжении более износостойким оказывается тетрагональный мартенсит без отпуска, которому соответствуют более низкий предел прочности и максимальная твердость (рис. 89), [c.179]

О ВЛИЯНИИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ТОНКУЮ КРИСТАЛЛИЧЕСКУЮ СТРУКТУРУ ЗАКАЛЕННОЙ И ОТПУЩЕННОЙ СТАЛИ ШХ-15 [c.175]

В закаленной и не полностью отпущенной стали частично сохраняется структура закалки — тетрагональный мартенсит. В дальнейшем возможно медленное превращение его в кубический мартенсит, с обособлением высокодисперсных карбидов. Это приводит к уменьшению удельного объема и линейных размеров. [c.406]

Структура закалённой и отпущенной стали. После отпуска мартенсит легко обнаруживается обычным травлением. Структура состоит из игольчатого мартенсита (размер игл зависит от размера зёрен аустенита) и избыточных карбидов (фиг. 84, см. вклейку). [c.458]

Фиг. 96. Структура нормально закалённой и отпущенной стали РФ1, X 500.

Операция термической обработки, при которой путем нагрева ниже критической точки выдержки и последующего медленного или быстрого охлаждения неустойчивые структуры мартенсита и остаточного аустенита, полученные при закалке, превращаются в более устойчивые и происходит снижение внутренних (остаточных) напряжений и изменение механических свойств, называется о т-п ус ком стали. В процессе отпуска структура закаленной стали при низких температурах переходит в отпущенный мартенсит, [c.245]

Если же ориентационное соотношение между фазами неизвестно, то устанавливают точную взаимную ориентировку трех-четырех пар кристаллов исследуемых фаз. Эти ориентировки наносят на стереографическую проекцию и отыскивают однотипные взаимно параллельные плоскости и направления решеток обеих фаз по возможности с малыми индексами. Если такие плоскости и направления найти не удается, то, следовательно, ориентационной связи между решетками фаз нет. На рис, 2.3 приведена структура отпущенной стали, в которой выделение цементита из мартенсита произошло в соответствии с ориентационным соотношением Исайчева (Багаряц-кого). [c.55]

С) Неверно. Пластичность - структурночувствительное свойство. Характер же структуры отпущенной стали зависит от вида отпуска. [c.89]

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]

Получаемые при отпуске структуры троостита, сорбита и перлита по своей природе и свойствам не отличаются от соответствующих структур, получаемых при прямом охлаждении. Однако в отличие от пластинчатой формы цементита в структурах закалки цементит структур отпуска имеет глобулярную форму. Все превращения при отпуске происходят внутри мартенситных пластин, поэтому, несмотря яа глобулярную форму цементита, игольчатый характер строения структур отпущенной стали сохраняется до весыма высоких температур отпуска. [c.91]

На рис. 12.12 показано из-менение твердости закаленной н отпущенной стали ШХ15 в зависимости от исходной структуры и температуры закалки. Оптимальной исходной структурой, обеспечивающей при закалке сочетание наибольшего насыщения твердого раствора и минимальной величины зерна, является структура однородного мелкозернистого перлита (балл 2—4), обладающего твердостью 187—207 НВ. Закаленная сталь имеет хорошие упругие свойства и относительно большую вязкость. [c.189]

Рис 12,12. Изменение твердости закаленной и отпущенной стали в завиеимости от температуры закалки и исходных структур сталь отпущена при 150" С, 2 ч [c.190]

В начале 70-х годов началось интенсивное развитие специального раздела механики разрушения, посвященного вопросам трещипостойкости металлов и сплавов в условиях совместного воздействия коррозионных сред и длительных нагрузок. Первые исследования сопротивления росту коррозионных трещин с применением коэффициентов интенсивности напряжений касались длительного статического нагружения (коррозионного растрескивания). Было показано, что такие традиционно считающиеся мало активными среды, как вода, спирты, масла и т. п. вызывают докритический рост трещин в высокопрочных сталях при значениях коэффициента интенсивности напряжений К, существенно меньших вязкости разрушения Ki . В дальнейшем кардинальное воздействие коррозионных сред на докритический рост трещин было подтверждено и для ряда других высокопрочных сплавов. Исключение составляет рост трещин в условиях ползучести при повышенных температурах, а также в высокоуглеродистых низко-отпущенных сталях с мартенситной структурой. В последнем случае фактором замедленного разрушения может быть водород, оставшийся в металле после металлургического передела. [c.337]

Рис. 238. Ударная вязкость стали 36Х2Н2МФА со структурой отпущенного мартенсита (а 0,2 =850 МПа) и отпущенного бейнита (оо,2 =850 МПа), полученной после закалки с 850° С в селитре с температурой 350° С, выдержка

Некоторые виды цементита, например третичный цементит или цементит, распределенный в структуре сталей после закалки, выявляются этим травителем лучше, чем с помощью травителей, после обработки которыми карбид железа выглядит темным на фоне окружающей светлой матрицы. Клемм применял его для выявления цементита и у-фазы в закаленных структурах. Для травления не требуется удалять деформированный слой феррит-ной матрицы. Изображение структуры получается более качественным, если сульфидный осадок на всей поверхности феррита одинаково ориентирован. Очень хорошо выявляли цементит с помощью тиосульфата натрия не только в незакалеиных, но и в закаленных и отпущенных сталях [42]. Этот метод позволяет наблюдать за развитием коагуляции цементита, выделяющегося в процессе отпуска. Естественно, для изучения небольшого числа мельчайших частиц цементита важное значение имеет оптическое разрешение. [c.90]

На рис. 2.10 представлена кривая зависимости скорости роста трещин ползучести от коэффициента К для стали 15Х1М1ФЛ с феррито-карбидной и фазово-наклепанной структурой отпущенного бейнита. Трещиностойкость металла с преобладанием ферритной структуры выше, что связано с уровнем длительной пластичности стали ]30]. [c.65]

Рис. 3.26. Зависимость типа (3.22). Сталь 12Х1МФ. Структура — отпущенный бейнит

На рис. 3.26 представлены результаты обработки кривых ползучести стали 12Х1МФ (структура — отпущенный бейнит), полученные при разных температурах и напряжениях. График на рис. 3.26 подтверждает полную состоятельность формулы (3.22), экспериментальные точки всех испытанных образцов располагаются вблизи единой прямой, хотя испытания проведены в широком диапазоне температур (565—640 "С) и напряжений (60—180 МПа). [c.102]

Следовательно, для металла со стабильной структурой отпущенного бейнита для определения допускаемых напряжений можно использовать параметрическую кривую длительной прочности стали 15Х1М1Ф. [c.110]

Характер и количество микротрещин, образующихся на поверхности деталей в процессе малоцикловой усталости, различаются в зависимости от вида микроструктуры. Для аустенитной стали характерно довольно большое количество поверхностных микроповреждений в виде ветвистых трещин. Число микроповреждений усталостного характера в стали феррито-перлитного класса несколько меньше, чем в стали аустенитного класса, а сами трещины чаше всего выпрямляются и протяженность их меньше. Микротрешины в структуре отпущенного мартенсита более прямолинейны и перпендикулярны поверхности изделия, что свидетельствует о менее вязком разрушении. Установлено, что влияние структуры металла на различных участках диаграммы усталостного разрушения разное. Основное влияние структуры проявляется на припороговом участке диаграммы усталостного разрушения. [c.187]

Наиболее существенный фактор, влияющий на свойства отпущенной стали — температура отпуска, хотя весьма важно и состояние исходной структуры. Мелкоигольчатая ст руктура достигается лишь при исходной мелкозернистой аустенитной структуре. [c.109]

Поскольку до сих пор отсутствует единая методика определения тонкой кристаллической структуры закаленной и отпущенной стали II1X-15 в чистом виде, для получения достаточно надежных данных о напряжениях II рода и размерах блоков когерентного рассеяния были применены различные методики, в том числе метод моментов второго порядка [7] и метод аппроксимации формы интерференционных линий от кристаллографических плоскостей (011) (101) — (НО) — (121) (211) — (112) мартенсита с учетом поправки ширины инструментальной ширины интерференционной линии на тетра-гональность решетки мартенсита, немонохроматичность рентгеновского излучения и геометрические условия рентгенографирования [6]. [c.177]

О влиянии термической обработки на тонкую кристаллическую структуру закаленной н отпущенной стали ШХ-15. Козлов А. Г., Лучевский Б. А. Физические методы и средства перазрушаю-щего контроля . Мн., Наука и техника , 1976, 175—183. [c.261]

Коррозионное растрескивание в значительной мере определяется структурой материала. Так, эксперименты с монокристаллами железа и реальными сталями показали, что только поли-кристаллические материалы склонны к коррозионному растрескиванию [8, 19]. Известно, что даже незначительные загрязнения границ зерен металла, повышение концентрации дислокаций в металле и другие подобные явления понижают стойкость материалов к растрескиванию. При термической обработке и сварке деталей склонность к коррозионному растрескиванию зависит от фазовых и структурных превращений в системе Fe -С. Так, отпуск при температурах 150-400 °С (в зависимости от химического состава стали), обусловливающий образование структуры отпущенного мартенсита, повышает склонность материала к коррозионному растрескиванию [8]. В целом считается, что термодинамически менее устойчивые структуры (Miap-тенсит) более склонные к коррозионному растрескиванию, чем устойчивые отожженные. [c.42]

При нанесении никелькадмиевого покрытия на закаленную и отпущенную сталь 12Х17Н2 (толщина никеля и кадмия соответственно составляла 10 и 5 мкм) предел выносливости снизился с 480 до 470 МПа (рис. 98). В коррозионной среде влияние никелькадмиевого покрытия оказалось более заметным. При N = 2 10 цикл покрытие достаточно хорошо защищает сталь от коррозионно-усталостного разрушения, при этом не наблюдается заметных изменений в структуре покрытия. Однако при /V 2 10 цикл условный предел коррозионной вь носливости резко [c.183]

Получить высо ую прочность у обычных машиностроительных сталей (до 0,5—0,5 % С) можно путем объемной закалки и низкого отпуска. Однако повышение прочности (ав, От) сопровождается уменьшением сопротивления хрупкому разрушению, о чем свидетельствует понижение КСП, КСТ,/С и порога хладноломкости. Чем выше содержание в стали углерода, тем ниже вязкость разрушения Кю сталей структурой отпущенного мартенсита (fи . 169, а). [c.326]

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]

Стабилизация субструктурного упрочнения, карбидное упрочнение и повышение пластичности стали достигаются путем применения высокотемпературного отпуска при оптимальном режиме 730. .. 760 °С снижение температуры отпуска до 700 °С способствует резкому снижению длительной пластичности стали уже через 5. .. 10 тыс. ч эксплуатации. Термическая обработка по нормативному режиму (ТУ 14-3-460-75) формирует в трубах из стали 15Х1М1Ф структуру отпущенного бейнита или феррита с отпущенным бейнитом. [c.25]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...