Фазовые превращения в легированных сталях

ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ [c.30]

Фазовые превращения в легированных сталях [c.31]

Фазовые превращения в легированных сталях. Легирование изменяет кинетику фазовых превращений в высоколегированных сталях. [c.28]

В зоне термического влияния (з. т. в.), т.е. на участке основного металла, прилегающего к шву, под действием нагрева происходят фазовые и структурные превращения оплавление границ зерен укрупнение зерен в сплавах с полиморфными превращениями образование структурных составляющих закалочного типа и др. Характер и завершенность превращений помимо состава сплавов определяется сварочным термическим циклом, т.е. зависимостью температуры от времени. Сварочный термический цикл характеризуется скоростью и максимальной температурой нагрева и скоростью охлаждения. В результате фазовых превращений, например в 3. т. в., легированных сталей возможны существенное повышение твердости и снижение пластичности (рис. 5.47). [c.273]

Часть ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ третья В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ [c.73]

С помощью эмиссионного микроскопа ЕР-6 фирмы Карл Цейсс (Йена, ГДР) авторами исследованы фазовые превращения в биметаллах и в стали, легированной ниобием, а также процессы рекристаллизации и роста зерен тугоплавких металлов — молибдена и ванадия. [c.40]

При легировании возможно получение сталей, имеющих однородную структуру аустенита (стали, содержащие легирующий элемент 1 группы больше а, %, см. рис. 128, а) или феррита (стали, содержащие легирующего элемента больше >, %, СхЧ. рис. 128,6). Такие стали называются аустенитными или ферритными. При нагреве фазовые превращения в них не происходят. [c.214]

Одновременно с изменением размеров и формы в пластически деформируемом изделии изменяются структура и свойства. Это дает возможность использовать пластическое деформирование как технологическую операцию, изменяющую в желательном направлении структуру и свойства металлов и сплавов. Особое значение пластическое деформирование приобретает в том случае, когда металлы и сплавы не имеют фазовых превращений в твердом состоянии и путем термической обработки нельзя изменить их структуру и свойства (например, для легированных аустенитных и ферритных сталей). [c.98]

В легированных сталях период образования флокенов совпадает с мартенситным превращением, что способствует увеличению внутренних напряжений. Менее чувствительны к флокенам легированные стали, в которых при нагреве и охлаждении не протекают фазовые превращения (ферритного и аустенитного классов) или в структуре которых образуются специальные карбиды (например, быстрорежущие стали). [c.206]

В заэвтектоидных сталях при температурах превращения аустенита ферромагнитен только феррит. Поэтому по формуле (6.104) определяется только количество эвтектоида без учета количества избыточных карбидов. Содержание последних должно быть определено другим способом. Для углеродистых сталей эта задача легко решается фазовым магнитным анализом методом эталона, рассмотренным выше (см. раздел 6.8.2). Точное определение количества избыточных карбидов в легированных сталях методами фазового магнитного анализа сопряжено со значительными трудностями или невозможно. [c.160]

Различают так называемые горячие трещины, которые представляют собой межкристаллические разрушения, возникающие во время кристаллизации металла, а также при высоких температурах в твердом состоянии из-за вязкопластической деформации, и холодные трещины, природа которых может быть различной. У многих низколегированных и легированных сталей они образуются под влиянием фазовых превращений в твердом состоянии после окончания процесса сварки в течение последующих нескольких суток. В процессе сварки и остывания могут возникать также деформационные трещины, вызванные исчерпанием пластичности металла в концентраторах напряжений. Последний вид трещин не относят к технологической прочности, а рассматривают их жак проявление ограниченной пластичности металлов и деформационного старения, возникающих вследствие термического цикла сварки и высокого уровня сварочных деформаций и напряжений (см. гл. 5). [c.245]

В монографии рассмотрены вопросы теории фазовых превращений в сталях и сплавах титана в неравновесных условиях, характерных для сварки, а также ряд процессов термической и термопластической обработки,, осуществляемых при непрерывном изменении температуры. Дан анализ механизма задержанного разрушения закаленной стали и сплавов титана с различным пределом текучести и условий образования холодных трещин в сварных соединениях этих материалов. Систематизировать и предложены новые меры предупреждения трещин путем рационального легирования и применения технологических средств сварки термической и термомеханической обработки. Разработана система критериев расчетного выбора параметров режимов и технологии сварки и последующей термообработки, обеспечивающих оптимальные свойства и структуру сварных соединений. Рассмотрены новые пути повышения прочности сварных соединений и конструкций с помощью термомеханической и механико-термической обработки. [c.4]

Монография состоит из семи глав. В гл. I рассмотрены основные положения теории фазовых превращений в металлах и сплавах в твердом состоянии, а также закономерности превращений железа, титана и их сплавов в изотермических условиях. В гл. II показаны условия их протекания в зоне термического влияния при сварке плавлением. В гл. III описаны новые методы и аппаратура для изучения кинетики фазовых превращений и изменений структуры и свойств металлов в неравновесных условиях при сварке и термомеханической обработке, а также для исследования задержанного разрушения и образования холодных трещин. В гл. IV приведены результаты исследования превращений при непрерывном нагреве, кинетики роста зерна и гомогенизации аустенита и Р-фазы сплавов титана при сварке. В гл. V рассмотрены основные закономерности фазовых превращений в условиях непрерывного охлаждения при сварке. В гл. VI изложен механизм задержанного разрушения сталей и сплавов титана, установлены критерии оценки этого явления и показано влияние легирующих элементов, параметров термического цикла и жесткости сварных соединений на" сопротивляемость этих материалов образованию холодных трещин при сварке. В гл. VII приведены характеристики свариваемости сталей и сплавов титана различных структурных классов и систем легирования, сформулированы критерии выбора технологии и режимов их сварки и показаны пути регулирования структуры и свойств сварных соединений как в процессе сварки, так и при последующей термической, термомеханической или механико-термической обработке. [c.10]

С этих же позиций А. М. Макара [91] сделал попытку объяснить пониженную склонность легированной стали к образованию холодных трещин в околошовной зоне при сварке аустенитными или легированными ферритными электродами (по сравнению с нелегированными ферритными) влиянием состава металла шва на температурный интервал мартенситного превращения в околошовной зоне (см. также 3 гл. II). При сварке нелегированными ферритными электродами в металле шва происходят фер-ритное и перлитное превращения (примерно при 600°), а в околошовной зоне легированной стали еще сохраняется аустенит. Вследствие увеличения удельного объема металла шва при превращении аустенита и разницы в коэффициентах линейного расширения металла шва и околошовной зоны, при дальнейшем охлаждении аустенит в околошовной зоне подвергается дополнительной малой деформации растяжения. Основываясь на первых работах Г. В. Курдюмова [188] и В. И. Просвирина [229], А. М. Макара предположил, что эта деформация должна приводить к механической стабилизации аустенита и сдвигать температурный интервал мартенситного превращения в область более низких температур. В случае же отсутствия фазового превращения в металле шва (аустенитные [c.206]

Для повыщения прочностных свойств сталей необходимо в больших масштабах использовать известные методы легирование специальными элементами твердого раствора и элементами, образующими дисперсные фазы, термическую обработку на фазовые превращения и на дисперсионное твердение, механическое деформирование и др. Распространение указанных методов на больший объем продукции несомненно будет иметь большое значение для общего повыщения прочности, надежности и долговечности металлических конструкций. [c.40]

Высокий отпуск (для уменьшения твердости) После горячей механической обработки ста.чь чаще имеет. мелкое зерно и удовлетворительную микроструктуру, поэтому не требуется фазовой перекристаллизации (отжига). Но вследствие ускоренного охлаждения после прокатки или другой горячей обработки легированные стали имеют неравновесную структуру — сорбит, троостит, бей-нкт или мартенсит — и, как следствие этого, высокую твердость. Для снижения твердости на металлургических заводах сортовой прокат подвергают высокому отпуску при 650—700 С (несколько ниже точки Л,) в течение 3—15 ч и последующему охлаждению. При нагреве до указанных температур происходят процессы распада мартенсита н (или) бейнита, коагуляция и сфероидизация карбидов к в итоге снижается твердость. Углеродистые стали подвергают высокому отпуску в тех случаях, когда они предназначаются для обработки резанием, холодной высадки или волочения. Высокий отпуск снижает твердость до требуемых значений и обеспечивает опти.мальную для обработки резанием микроструктуру — феррит н смесь зернистого и пластинчатого перлита. После высокотемпературного отпуска доэвтектоидная сталь лучше обрабатывается резанием, чем после полного отжига (см. с. 194), когда структура — обособленные участки феррита и перлита. Структурно свободный феррит налипает на кромку инстру.мента, ухудшает качество поверхности изделия, снижает теплоотдачу, и поэтому снижает скорость резания и стойкость инструмента. Для высоколегированных сталей, у которых практически не отмечается перлитного превращения, высокий отпуск является единственной термической обработкой, позволяющей снизить их твердость. [c.193]

На упрочнение твердого раствора влияет также снижение температуры у —> а-превращения. Чем больше легирующие элементы снижают эту температуру, тем интенсивнее протекают процессы деформации кристаллической решетки и дробления блоков структурной мозаики (фазовый наклеп). Так, легирование марганцем, хромом, никелем сильно снижает температуру у -превращения, в результате чего значительно упрочняется твердый раствор и заметно повышается эрозионная стойкость многих сталей. [c.174]

В технике чаще используют химически неоднородные материалы. Эта неоднородность создается преднамеренно или непроизвольно во время изготовления деталей. Она может появляться в них и как результат взаимодействия с окружающей средой. С химической неоднородностью связано возникновение внутренних напряжений и деформаций, поскольку различаются удельные объемы и коэффициенты термического расширения. Химическая неоднородность может быть и причиной неодновременного развития фазовых превращений в различных участках детали. Происходящие при термоциклировании деформации искажают форму деталей или изменяют их объем. Влияние воздействия среды рассмотрено на примере окисления чугуна и развития водородной пористости в алюминии и его сплавах, роль химической неоднородности — на обезуглерожен-ных и поверхностно-легированных сталях и на композиционных материалах. [c.150]

Рассмотрены принципы легирования и научные основы создания различных групп сталей Систематизированы 1егирующие элементы за кономерности образования и поведения различных фаз в легированных сталях и влияние легирующих элементов на фазовые превращения Из ложены основы легирования и данные о составе свойствах и обработ ке различных групп специальных сталей строительных машинострои тельных коррознонностонких жаропрочных, инструментальных [c.1]

В этом разделе рассмотрено влияние легирования на свойства собственно аустенита, т е легирование стабиль ного аустенита Фазовые превращения в нестабильных аус тенитных сталях будут изложены в гл XX [c.50]

Ограниченное число работ по изучению фазовых превращений в порошковых железомарганцевых сплавах, объясняется прежде всего большими трудностями при получении порошков железомарганцевых сплавов, которые возникают вследствие высокой химической активности марганца [204, 205]. Несколько работ посвящено поискам простого и надежного способа получения легированного м[арганцем железа методами порошковой металлургии термодиффузионное насыщение пористых железных прессовок [205] и порошков из точечных источников [206], диффузионное насыщение тонкого слоя железного порошка из твердой марганцевой засыпки [206], спекание смесей порошков железного железа и ферромарганца [205]. Последним способом Киффер и Бенисовский получали пористые спеченные марганцовистые стали с содержанием марганца от 2 до 16% и углерода от О до 2%, а также исследовали их механические свойства. Наиболее простой и экономичный метод получения качественной порошковой высокомарганцевой стали, близкой по составу к стали Гадфильда, был разработан авторами работ [199],— это спекание пористых прессовок из смеси порошков железа, ферромарганца и сажи и последующим динамическим горячим прессованием в штампе. [c.305]

Легирующие элементы оказывают влияние на температурный интервал превращений, структуру стали и фазовые превращения при нагреве. Никель и марганец снижают критическую точку Лсь хром, вольфрам, титан, и кремний повышают ее никель и кобальт увеличивают скорость распада карбидов и ускоряют фазовые превращения при нагреве стали кремний не образует в стали карбидов, снижает коэффициент диффузии углерода в железе, повышает температуру фазовых превращений. Карбидообразующие легирующие элементы хром, вольфрам и йанадий замедляют процессы фазовых превращений. Марганец снижает температуру фазовых превращений и образует карбиды. Интервал оптимальных закалочных температур сталей, легированных карбидообразующими элементами, имеет узкие пределы. [c.58]

При наличии в исходной крупнозернистой структуре текстуры, т. е когда она кристаллографически упорядочена (мартенсит, видманштеттова структура, бейнит), образующиеся при нагреве несколько выше Лсз, мелкие зерна аустенита оказываются кристаллографически упорядоченными в пределах исходного (до нагрева) крупного зерна, т. е. возникает вторичная внутризерен-ная текстура аустенита. Это ведет к сохранению в изломе крупнозернистости. Из.мельчение зерна в изломе осо-бенно в легированной стали, может быть достигнуто нагревом на 100—1 50°С выше Лсз, вследствие рекристаллизации аустенита, получившего наклеп в процессе фазового а-> -превращения. В некоторых случаях требуется выполнение двух- и даже трехкратного нагрева для накопления этого фазового наклепа в такой степени, чтобы прошла рекристаллизация. [c.222]

Исследование выделения водорода при непрерывном охлаждении было проведено на образцах диаметрам 44 мм, изготовленных из стали различного химического состава [172]. Образцы на-. сыщались водородом при 1100°, переносились в печь с температурой 850°, в которой охлаждались до 100° в течение 2 час, В процессе охлаждения измерялось количество выделившегося водорода. Исследованием было установлено, что в процессе превращения аустенита при охлаждении выделение водорода резко увеличивается. У сталей перлитного класса наиболее резкое увеличение выделения водорода наблюдается при 600° и равняется 0,5—1,0 см ЦОО г. В легированных сталях с бейнитным превращением (стали типа 34ХНЗМ, 35ХН2М др.) наибольшее выделение водорода наблюдается при температуре около 400°, т. е. при температуре бейнитного превращения при этом выделяется также 0,5—1,0 см ЦОО г. Эти данные показывают, что фазовые превращения, перестройка кристаллической решетки ускоряют выделение водорода. Влияние состава стали на выделение водорода при охлаждении приведено в табл. 8. [c.21]

При сварке полиморфных металлов и пх сплавов в шве и зоне термического влияния протекают фазовые и структурные превращения. Полной вторичной перекристаллизации подвергаются шов и околошовная зона, нагреваемая при сварке выше температуры аллотропического превращения. В условиях быстрого охлаждения в этих участках возможна закалка с образованием метастабиль-ных структур и резким снижением пластических свойств сварного соединения (мартенсит в легированных сталях перлитного и мартенситного класса, углеродистых сталях, титане, цирконии и их сплавах). В околошовной зоне вследствие высокотемпературного нагрева наблюдается перегрев и 1нтенсивны1"1 рост зерна. В этой зоне пластические Boii TBa ос Ювного металла обычно снижаются иаиболее резко, особенно в тех случаях, когда перегрев сочетается с последую-)цей закалко . [c.153]

Особенности закалки и отпуска легированных сталей определяют ся действием легирующих элементов на кинетику процессов фазовых превращений. Температура нагрева под закалку назначается не только в зависимости от положения критических точек при нагреве, но и с учетом кинетики растворения карбидов. Карбиды легирующих элементов труднее, чем РезС, растворяются в аустените и поэтому требуют повышения температуры нагрева под закалку и более длительных выдержек при температуре нагрева. Увеличение устойчивости переохлажденного аустенита в легированных сталях облегчает проведение операции охлаждения при закалке, позволяя получать более глубокую прокаливаемость даже при малых скоростях охлаждения. Применение в качестве охлаждающих сред вместо 92 [c.92]

В легированных сталях (например, 25ХН4), претерпевающих бейнитное и особенно мартенситное превращения, влияние этих фазовых превращений на кинетику развития деформаций и напряжений оказывается более существенным (см. рис. 12, б и табл. 4). [c.46]

Закалка заключается в нагреве стали на 30—50 С выше Ас для до-эвгектоидшлх сталей или на 30—50 °С выше A i для заэвтектоидных сталей, выдержке для завершения фазовых превращений и последующем охлаждении со скоростью выше критической (рис. 127). Для углеродистых сталей это охлаждение проводят чаще в воде, а для легированных — в масле или других средах. Закалка не является окончательной операцией термической обработки. Чтобы уменьшить хрупкость и напряжения, вызванные закалкой, и получить требуемые механические свойства, сталь после закалки подвергают отпуску. [c.199]

В качестве материала для заклепок це.чесообразно применять легированные стали, типа 40Х. Если заклепка перед установкой нагрета до температуры, превышающей температуру фазового превращения, т. е. до 750 —800°С, и охлаждение происходит достаточно быстро, то сталь в процессе остывания подвергается мягкой закалке на сорбит, что значительно увеличивает прочность соединения. Изготовляя заклепки из, легированной стали состава, применяемого для НТМО, можно в процессе деформации заклепок во время остывания получить значительное упрочнение заклепок. [c.207]

Отмечено, что увеличение содержания углерода в сталях, повышение их метастабильности термообработкой (обработка на мартенсит), а также легирование сталей злементами, ухудшающими подвижность углерода, способствует водородному охрупчиванию. В то же время возможно и водородное упрочнение металлов, обусловленное водородофазовым наклепом. Под последним понимается насыщение гидрообразующих металлов водородом с последующим фазовым превращением, что приводит к значительному повышению предела прочности. Водородное упрочнение проявляется при Использовании палладия, титана и некоторых других металлов [4]. [c.50]

По типу равновесной структуры стали подразделяются на доэвтекто-идные, эвтектоидные, заэвтектоидные и ледебуритные. Эвтектоидные стали имеют перлитную структуру, а доэвтектоидные и заэвтектоидные наряду с перлитом содержат соответственно избыточный феррит или вторичные карбиды типа МзС. В структуре литых ледебуритных (карбидных) сталей присутствует эвтектика (ледебурит), образованная первичными карбидами вкупе с аустенитом поэтому по структуре они могут быть отнесены к белым чугу-нам, но их причисляют к сталям с учетом меньшего, чем у чугунов, содержания углерода (< 2%) и возможности подвергать пластической деформации. Влияние легирующих элементов на положение точек 8иЕ диаграммы Ре—С (см. рис. 4.1) проявляется чаще всего в их смещении в направлении меньшего содержания углерода. В сталях с высоким содержанием элементов, сужающих у-область, при определенной концентрации исчезает уоа-превращение (рис. 7.5, б). Такие стали относят к ферритному классу. При высокой концентрации в стали элементов, расширяющих у-область, происходит стабилизация аустенита с сохранением его при охлаждении до комнатной температуры. Эти стали причисляют к аустенитному классу. Таким образом, с учетом фазового равновесия легированные стали относят к перлитному, карбидному, ферритному или аустенитному классам. [c.154]

Углеродистые и легированные стали испытывают размерные изменения, если при термоциклировании в них происходят фазовые превращения [324]. Эффект термоцикли ровани я прокатанной стали зависит от схемы вырезки образцов. Образцы с главной осью, параллельной направлению прокатки, уменьшаются в длине, а образцы, главная ось которых перпендикулярна направлению прокатки, удлиняются. В эффекте размерных изменений при термоциклировании проявляется тенденция к возвращению первоначальных (существовавших до горячей деформации) размеров. В этом отношении горячекатанная сталь близка к металлам памяти , при высокотемпературном нагреве которых наблюдается самопроизвольное возвращение образцов к размерам, которые они имели до предварительной пластической деформации [6]. Кривые зависимости коэффициента роста от верхней температуры цикла имеют экстремальный характер, и при нагревах выше 1250° С размерные изменения становятся малозаметными. Однако при повторных нагревах в низкотемпературную область коэффициент роста вновь увеличивается. Эти наблюдения позволяют предположить большую роль структурной и химической неоднородности в формоизменении при циклической термообработке. [c.168]

При разработке технологии термической обработки изделий из углеродистых и легированных сталей необходимо иметь представление о температурных интервалах протекания фазовых превращений при непрерывном охлаждении и о проходя-пщх при этом в стали структурных превращениях. Эти представления можно пол) чить с помощью термокинетических диаграмм, представляющих собой диаграммы, построенные в координатах температура — время , на которые наносятся реальные кривые охлаждения и обозначаются области перлргптого, бейнитного и мартенситного превращений конкретного состава стали (рис. 8.13). [c.441]

Получение аустенитной стрз ктуры и сохранение аустенита без фазовых превращений при низких температурах достигается легированием и термической обработкой. Основными легирующими элементами аустенитных сталей являются хром и никель. При определенном соотношении между ними в сталях образуется и сохраняется аустенитная стрзтстура, например, при массовых долях Сг = 18 % и Ni = 8-10 % (тип 18-8). В криогенной технике используют также аустенитные стали, в которых дорогостоящий никель полностью или частично заменен марганцем. [c.609]

Уменьшение объемной линейной) деформации. Увеличение количества остаточного аустенита в результате закалки с повышенных температур или изотермической закалки уменьшает объемную (линейную) деформацию. Использование этого способа ограничено он пригоден для небольшого числа сталей, в основном быстрорежущих и в меньшей степени штамповых ледебуритных и некоторых заэв-тектоидных, особенно легированных марганцем. Целесообразнее использовать изотермическую закалку, поскольку увеличение количества аустенита при повышении температуры закалки ведет к одновременному росту концентрации углерода в мартенсите и усилению деформации, а также к ухудшению прочности и вязкости вследствие роста зерна. Кроме того, для уменьшения объемной (лппепной Ieфopмaции применяют закалку из температурной области фазового превращения. [c.386]

Диффузионные процессы в микрообъемах металла, примыкающих непосредственно к поверхности трения или к пленкам вторичных структур, могут приводить к значительным структурным изменениям в этих микрообъемах. Фрикционный нагрев способствует протеканию в поверхностном слое процессов отпуска, возврата и рекристаллизации, что приводит к разупрочнению поверхности, снижению ее несущей способности, усилению схватывания. В тяжелых условиях трения (высокие скорости и давления, отсутствие смазки), когда имеет место интенсивный фрикционный нагрев, в поверхностном слое стали может происходить а -> Y превращение. Возникает так называемый аустенит трения. И. М. Любарский с сотр. обнаружил на поверхности трения стали 20Х2Н4А аустенитный слой толщиной в несколько микрометров. После прекращения трения в процессе охлаждения этот аустенит полностью или частично распадался [20.40]. Аустенит трения в ряде случаев обладает повышенной устойчивостью и может сохраняться в структуре после охлаждения до комнатной и более низких температур. Это объясняется высоким уровнем его легированности, а также стабилизирующим влиянием деформационного и фазового наклепа. Поверхностный слой обогащается легирующими элементами в результате их диффузии из глубинных слоев металла (термодиффузия, восходящая диффузия), а также из окружающей среды. Так, при термическом разложении смазки в зоне контакта поверхность металла может насыщаться углеродом и другими элементами, содержащимися в смазке. Аустенит трения, обладая повышенной прочностью, теплостойкостью, может, увеличивать сопротивление стали изнашиванию. Образование аустенита при трении и его ускоренное охлаждение (вторичная закалка) приводят к формированию нетравящихся ( белых ) слоев на поверхности стальных деталей. Белые слои обладают высокой микротвердостью Я = 9 — 15 ГПа и значительной хрупкостью. Структура белых слоев и условия их возникновения при трении были рассмотрены в работах Б. Д. Грозина, К- В. Савицкого, И. М. Любарского и др. Установлено, что белые слои характеризуются высокой дисперсностью структуры, химической неоднородностью и сложным фазовым составом. В них присутствуют аустенит (20—80%), так называемый скрытноигольчатый (или мелкокристаллический) мартенсит и карбиды. В условиях динамического нагружения белые слои из-за высокой хрупкости интенсивно выкрашиваются, что и ведет к ускоренному повреждению поверхности. [c.396]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...