Старение твердой стали

Старение твердой стали [c.246]

Фиг. 164. Изменение твердости при старении твердой стали при различных температурах.

Большую опасность представляет деформационное старение низкоуглеродистой стали для котлов, у которой в местах пробивки отверстий для заклепок после длительного нагрева при работе котла происходит старение. Сталь становится более твердой, теряет пластичность и становится хрупкой, что может вызвать образование трещин, а следовательно, и взрыв котла особенно опасно это для паровозных и пароходных котлов. Поэтому для таких котлов рекомендуется применять нестареющую сталь. Спокойные мелкозернистые стали с добавкой алюминия или циркония, или титана, или других элементов, предварительно хорошо раскисленные, практически не стареют. [c.250]

По способу изготовления пружинные стали делят на стали, упрочняемые путем пластической деформа ции и последующего стабилизирующего отпуска (старения) д стали, упрочняемые путем закалки на пересыщенный твердый раствор и последующего отпуска (старения) Пружинные материалы наиболее часто используют в виде проволоки или ленты, из которых затем путем навив ки, резки или вырубки изготовляют пружины и пружиня щие детали необходимой конфигурации [c.202]

Процесс старения в твердых сталях заключается в том, что первоначально полученный при закалке мартенсит, имеющий тетрагональную кристаллическую решетку, постепенно выделяет углерод. При этом сталь становится менее хрупкой, получает больший удельный вес. Такое изменение мартенсита при обыкновенной температуре (естественное старение) происходит весьма медленно, а при 100—200° быстрее (искусственное старение). Чтобы предотвратить с течением времени эти изменения, особенно в изделиях большой точности, закаленные изделия выдерживают в пределах температур 100—200°. [c.189]

Старение наклепанной стали. Холодная пластическая деформация в ряде случаев предопределяет и ускоряет процессы старения. В процессе холодной пластической деформации кристаллическая решетка твердого раствора искажается, в зернах появляются плоскости скольжения, увеличивается количество дефектов кристаллической решетки. Такая деформация ведет к увеличению твердости, предела прочности и предела текучести и к снижению пластичности и ударной вязкости стали. [c.113]

Так как процессы увеличения прочности наблюдаются в перлитной составляющей стали, а повышение содержания углерода в стали при одном и том же количестве азота резко увеличивает эффект деформационного старения (см. рис. 54, 61), то примесями, блокирующими дислокации, являются в первую очередь атомы углерода. Энергия активации процесса деформационного старения среднеуглеродистой стали составляет 84—92,4 дж/моль (20—22 ккал/г-моль) [242, с. 75] и близка к величине энергии активации диффузии атомов углерода в решетке а-твердого раствора. [c.157]

Если при старении низкоуглеродистых сталей оо снижается в результате уменьшения количества атомов внедрения в твердом растворе [360], то при старении среднеуглеродистой стали 00 практически не изменяется (см. рис. 62). [c.159]

Азот способствует старению нелегированной стали (охрупчиванию с течением времени) вследствие выделения нитридов железа из-за снижения растворимости его в твердом растворе феррита с понижением температуры (рис. 111.12). [c.238]

Старение при 600—S50 "С предназначено для выделения упрочняющих сталь дисперсных фаз из твердого раствора. Температура старения не должна вызывать заметной коагуляции избыточных фаз, [c.291]

При быстром охлаждении малоуглеродистых сталей с 600—700° С до обычных температур и последующей выдержке происходит процесс старения, характеризующийся увеличением твердости и значительным снижением пластичности и вязкости стали. Причиной старения является переменная растворимость С в а-Ре. В результате быстрого охлаждения с 700° С происходит фиксация пересыщенного твердого раствора. При последующей выдержке протекает распад твердого раствора с выделением мельчайших частиц третичного цементита по линии PQ диаграммы Ре—РедС, что соответствует изменению свойств стали. [c.122]

В сталях первой группы увеличение жаропрочности связано с процессами упрочнения у-твердого раствора вследствие образования карбидных фаз высокой степени дисперсности. Эти упрочняющие фазы, выделяясь при старении или во время работы сплава при высоких температурах, блокируют плоскости скольжения, отчего и повышается жаропрочность. [c.210]

Металлы, занимающие по пластичности промежуточное положение между приведенными, крайними случаями, как правило, также лучше сопротивляются Сжатию, чем растяжению. Так, предел прочности при сжатии закаленной и отпущенной, при 250° С стали 45, дюралю-мина Д16 после закалки н старения и твердой латуни ЛО 70-1 превышает предел прочности их при растяжении соответственно в 1,4 1,7 и 2 раза. Исключение представляют . магниевые сплавы, которые сопротивляются сжатию хуже, чем растяжению. [c.127]

Стали второй и третьей группы упрочняются термической обработкой Температура нагрева под закалку 1050...1100 С с охлаждением в воде, масле или на воздухе Затем следует старение при 600. .850 "С, оно предназначено, оля выделения дисперсных фаз из твердого раствора. Применение аустенитных сталей приведено в табл. 15 [c.104]

Было выяснено, что интенсивность абразивного изнашивания хромистой стали определяется главным образом твердостью и износостойкостью ее основы (аустенита и мартенсита). По-видимому, наиболее высоким сопротивлением износу обладают стали, имеющие аустенитную или аустенитно-мартенситную структуру с равномерно распределенными первичными зернистыми карбидами. Износостойкость стали увеличивается, если твердый раствор при отпуске подвергается старению. Выделяющаяся при этом дисперсная карбидная фаза должна быть равномерно распределена во всем объеме твердого раствора, а не только по границам зерен. [c.31]

В стали старение возникает вследствие того, что растворенные в кристаллитах феррита в небольших количествах углерод, азот и другие примеси выделяются с течением времени из твердого раствора и образуют структурно свободный цементит и нитриды, которые располагаются по границам зерен феррита. [c.275]

Упрочнение при старении сопровождается одновременным уменьшением пластичности (повышением хрупкости) процессы старения, протекающие в сталях и сплавах, могут оказывать значительное отрицательное влияние на их свойства. Для устранения отрицательных влияний применяют специальные малоуглеродистые стали (легированные титаном, алюминием, цирконием), которые не стареют. Старение, обусловленное распадом пересыщенных твердых растворов, имеет особое значение для многих термически обрабатываемых сплавов на железной, алюминиевой, медной, магниевой, никелевой и кобальтовой основе. [c.9]

При термической обработке стали, не имеющей полиморфных превращений, когда растворимость какого-либо из присутствующих в сплаве элементов в решетке основного компонента меняется в зависимости от температуры, происходят изменения, связанные с выделением этих элементов из пересыщенного твердого раствора (явление старения). [c.73]

Высокой кавитационной стойкостью обладают мартен-ситно-стареющие стали типа марэйджинг . Это еще один класс материалов, в котором реализуется упрочнение без потери пластических свойств. Образующийся при нормализации или закалке малоуглеродистый мартенсит приобретает высокую прочность при отпуске (450—500 °С) в результате старения твердого раствора, сопровождающегося предвыделением интерметаллидной фазы NiaTi [200]. [c.289]

Старение коррозионно-стойких и жаропрочных сталей проводят после аустенизации. Температура старения для сталей большинства марок находится в интервале 650. .. 850 С. Продолжительность старения составляет 4... 100 ч. Эффект упрочнения этих материалов достигается выделением из твердого раствора избыточных фаз в мелкодисперсном состоянии (дисперсионное твердение). Подобный эффект упрочнения проявляется и у специальных мар-тенсито-стареющих сталей. Они подвергаются закалке на мартенсит и при последующем старении при 480. .. 520 °С из него выделяются мелкодисперсные частицы вторичных фаз, обеспечивающие основное упрочнение материала. [c.630]

Старение малоуглеродистой стали (железа) заключается в следующем если такую сталь выдерживать при температурах, близких к 700°, она будет содержать около 0,03% С в твердом растворе. При последующем быстром охлаждении раствор углерода в феррите будет пересыщенным, т. е. весь углерод останется в растворе, хотя при нормальной температуре растворимость углерода в а-Ре только 0,006%- Избыток углёрода, зафиксированный быстрым охлаждением, будет стремиться выделиться из феррита, что сопровождается повышением твердости (в два раза и более против обычной для железа). Деформация металла (наклеп) способствует усилению явления старения. [c.189]

Первое обстоятельное исследование изменения р при низкотемпературном деформационном старении отожженной стали с 0,07% С и 0,004%N проведено Коттреллом и Чёрчменом, оно показало уменьшение р на 0,17 0,20 и 0,23% при увеличении степени предварительной деформации (волочением) на 8 23 и 42% соответственно [154, с. 271]. В наших опытах максимальное падение р при естественном старении нормализованного армко-железа, деформированного растяжением на 5%, составило 0,35% [ПО, с. 65], а при искусственном (100° С) —около 0,60%. Эти значения хорошо согласуются с результатами работ [155, с. 241, 156] по изменению р при искусственном старении науглероженного железа и весьма мягкой томасовской стали, деформированных растяжением на 5—10%. Результаты находились в пределах 0,34—0,60%- Используя данные работы [28], для приведенных изменений р при деформационном старении получим, что выделяющееся из твердого раствора количество +N составляет 6-10 - 2-10 % (по массе), что допустимо для медленно охлажденной мягкой стали. Отметим также, что в работе [154, с. 271] установлено хорошее общее соответствие кинетики уменьшения р и увеличения твердости при деформационном старении. [c.87]

Влияние марганца в основном связано со взаимодействием его с углеродом и азотом в твердом растворе, что вызывает замедление деформационного старения, но не его устранение [173]. Фосфор по Бэйрду, играет ту же роль, но его взаимодействие возможно лишь с азотом. Эрдман—Еснитцер и Карл на основании своих и литературных данных пришли к выводу [14], что большую роль в торможении деформационного старения низкоуглеродистой стали должно играть взаимодействие в твердом растворе между фосфором и углеродом, которое состоит в вытеснении фосфором углерода из областей дислокаций. Другая гипотеза, предложенная этими же авторами, состоит в том, что тормозящая роль фосфора заключается в уменьшении электрического взаимодействия между дислокациями и положительными ионами углерода. [c.98]

Нет единого взгляда и на причины, вызывающие изменение свойств при деформационном старении средне- и высокоуглеродистых сталей. Одни авторы повышение прочности объясняют снятием упругих напряжений первого рода [262], другие упрочнение и снижение пластичности связывают с выделением при отпуске мелкодисперсных частиц нитридов, карбидов и даже окислов [249, 250, 253, 272], третьи — говорят о справедливости и в этом случае механизма Коттрелла — Билби [258, 263], четвертые —об особом механизме, отличном от коттрелловского [80, с. 316]. Некоторые авторы [35, с. 138 250 258] по аналогии с деформационным старением низкоуглеродистой стали говорят о протекании всех трех стадий старения — от образования атмосфер примесных атомов вокруг дислокаций до возникновения выделений,. правда, без проведения прямых экспериментов. В некоторых случаях старение сталей с повышенным содержанием углерода после деформации в холодном состоянии объясняется растворением карбидов и нитридов при деформации с последующим выделением атомов внедрения из твердого раствора при старении [c.122]

Как было показано (рис. 62), при деформационном старении среднеуглеродистой стали состояние твердого раствора практически не изменяется (сто остается постоянной). Однако каждый цикл ММТО увеличивает ао и уменьшает коэффициент упрочнения. Причиной подобного характера изменения свойств является возникновение новых дислокаций, приводящих к увеличению общей плотности дефектов кристаллической решетки. [c.172]

Деформационное старение. Кипящие стали при содержании в них азота и отчасти углерода в твердом растворе в феррите после рекристаллизацпонного отжига и дрессировки подвержены деформационному старению. При этом действие азота примерно в 20 раз эффективнее действия углерода. Причиной старения является выделение из твердого раствора — феррита атомов азота и углерода, группировка их и образование частиц нитридов и карбидов. Старение низкоуглеродистой листовой стали может быть естественным и искусственным при нагреве, т. е. при повышенной температуре. Процесс старения стимулируется внутренними ультрамикросконическими напряжениями, которые образуются или после пластической деформации, или после закалки. Поэтому различают деформационное старение и старение после закалки. [c.166]

При длительной выдержке в процессе старения стали ЭИ395 при 800° происходит интенсивное выделение упрочняющей фазы из твердого раствора, что делает возможным получать эту сталь с гетерогенным фазовым составом. При закалке стали ЭИ388 с 1200° и последующем охлаждении в воде происходит полное растворение упрочняющих фаз в твердом растворе. В процессе старения этой стали выделяется кубический хромистый карбид СггзСе. в котором, предположительно, происходит растворение некоторой части железа и очень небольшого количества молибдена. Кроме этого, в результате распада образовавшейся в первые этапы старения а-фазы выпадает незначительное количество тригонального карбида типа СГ27С3, в котором, по-видимому, растворяется ванадий. [c.141]

Типовая термическая обработка хромистых, вольфрамовых и молибденовых сталей состоит в закалке с последующей стабилиз иней структуры и свойств старением. Для сталей с кобальтом и сталей, содержащих вольфрам и молибден, лучшие результаты получаются при тройной термообработке 1) быстрый нагрев до 1100— 1200° с кратковременной выдержкой (10—20 минут) и охлаждением яа воздухе 2) нагрев до 750 с выдержкой в течение получаса н охлаждением на воздухе и 3) последующая закалка в масле с нор мальной температуры (850—950°) для образования мартенсита Тройная обработка делается для того, чтобы перевести сначала карбиды в твердый раствор, а затем выделить их в высокодисперс ном состоянии. [c.134]

Магнитно-твердые стали и сплавы применяют для изготовления постоянных магнитов. Они должны иметь высокие значения коэрцитивной силы и остаточной индукции. Коэрцитивной силой называется напряженность магнитного поля обратного знака, которая должна быть приложена к образцу для его размагничивания. Остаточной индукцией называют магнитную индукцию, остающуюся в образце после его намагничивания и снятия магнитного поля. К магнитно-твердым сталям относятся стали ЕХЗ (1 % С, 3 % Сг), ЕХ5К5 (1 % С, 5 % Сг, 5 % Со), подвергаемые закалке на мартенсит и старению при 100 °С. Одним из лучших материалов для магнитов является сплав альнико (8 % А1, 14 % N1, 24 % Со, остальное Ре). Магниты из альнико изготовляют литьехм, так как они плохо обрабатываются резанием. [c.217]

Процесс старения обусловлен неустойчивым состоянием стали, возникающим в результате наклепа. Так как при этом искажается кристаллическая решетка, то уменьшается ее растворяющая способность, что приводит к образованию пересыщенного раствора и выпадению из него растворенных компонентов (преимущественно в виде нитродов и карбидов), образующих в стали высокодисперсные твердые включения. Наиболее склонны к старению малоуглеродистые стали (С<С0,12%). [c.423]

Во время стадии текучести на поверхности образца появляются полосы, составляющие с осью растяжения угол около 50° (ф. 594/1). Эти полосы ясно видны по всей окружности образца и называются линиями Чернова—Людерса. Если скорость растяжения очень мала, то появляется одна или две полосы — они начинаются на краях образца и постепенно покрывают его по всей длине. В этом случае площадка текучести прямолинейна. В момент встречи двух полос на конце площадки появляется небольшая спускающаяся вниз ступенька [74]. При более высоких скоростях растяжения, используемых, например, в заводских испытаниях, полосы более многочисленны и быстро следуют одна за другой, давая горизонтальную ступеньку с зубом текучести. Когда проводятся испытания на растяжения при более высоких температурах (около 200° С), эти внезапные падения напряжения происходят во всей области пластичности и кривая растяжения состоит полностью из зубцов текучести или штрихов. Этот процесс Портевена—Лешателье протекает также во время деформации метастабильного аустенита (ср. гл. 17). Такая неоднородность пластического течения обусловлена наличием внедренных атомов в твердом растворе а- или у-железа, сгруппированных в атмосферы Коттрелла. Перераспределение этих атмосфер в феррите во время и после деформации вызывает деформационное старение мягких сталей. В результате появляются очень мелкие выделения карбидов и нитридов, особенно после незначительного нагрева пластически деформированного материала. Эти выделения позволяют выявить линии Чернова— Людерса внутри деформированного материала. [c.35]

Влияние углерода и азота на старение аустенитных сталей можно объяснить тем, что растворилюсть этих элементов в аустените меняется с изменением температуры, и при быстром охлаждении стали от высоких температур в твердом растворе фиксируется не только избыточный уг- [c.87]

Следует отметить, что листы из кипящих малоуглеродистых сталей (в том числе марки 08кп) неоднородны, имеют расслоение (раскатанные пузыри, гсм. гл. II, п. 5), а также склонны к старению при комнатной температуре (за счет повышенного содержания кислорода). Поэтому наряду с кипящими сталями для этих целей применяют и спокойные или полуспокойныс (успокоенные алюминием — марка 08Ю), лшпенные указанных недостатков, хотя и несколько более твердые, [c.200]

Склонность к межкристаллитной коррозии чаще всего возникает при распаде некоторых твердых растворов в определенных условиях. Так, например, высокохромистые стали приобретают склонность к межкристаллитной коррозии после пх быстрого охлаждения от температур, превышающих 900° С подверженность латуни к межкристаллитному разрушению зависит от природы и структуры сплава, а также характера агрессивной среды свинец даже высокой чистоты имеет склонность к межкристал-лнтпон коррозии вследствие роста зерна медноалюмшшевые сплавы приобретают склонность к межкристаллитной коррозии вследствие выделения при искусственном старении интерметаллических соединений и др. [c.163]

Термическая обработка аустенитных жаропрочных сталей основана на процессах старения пересыщенных твердых растворов в связи с выделением карбидов, карбоиитридов и интерметаллических соединений. [c.211]

Данное общее положение относится не только к титановым сплавам, но и кО всем другим металлическим системам. Например, в мартенситно-стареющей стали в процессе старения обнаружили с помощью эффекта Мессбауэра предвьщеления (РеМО Мо [11] в твердом растворе алюминиевого сплава обнаружены молекулярные комплексы в алюминиевых сплавах систем А1—Мд —3 и А1 —Мд — [c.17]

Измерение изменения электросопротивления стали 018Н10Ш в процессе малоциклового нагружения при 650° С (рис. 2, а) показало, что эта характеристика вначале возрастает, а затем снижается до величины, меньшей, чем электросопротивление закаленной стали. Ход изменения электросопротивления обусловливается влиянием двух факторов возникновением выделений, вызывающих рассеяние электронов проводимости (повышение электросопротивления), и обеднением пересыщенного твердого раствора легирующими элементами, определяющими снижение электросопротивления. Максимум электросопротивления достигается тогда, когда размер выделений сопоставим с длиной волны электронов проводимости (5—10 А по Мотту), т. е. на первой стадии старения. При дальнейшем увеличении размеров выделений электросопротивление начинает падать, как вследствие уменьшения рассеяния электронов на выделениях, так и за счет уменьшения электросопротивления матрицы. В момент накопления деформации и появления микротрещин э.лектросопротивление возрастает, причем в момент появления микротрещины наблюдается резкий скачок электросопротивления. При мапоцикловом нагружении по схеме растяжение — сжатие в полуцикле растяжения электросопротивление увеличивается вдвое, по сравнению с полуциклом сжатия (рис. 2, 6). [c.77]

Процесс выделения дисперсных частиц в состаренной стали сопровождается значительными изменениями в решетке твердого раствора, обусловленными как диффузией примесных атомов, так и самим механизмом выделения новой фазы. Исследование изменения ширины интерференционных линий в зависимости от времени старения стали 0Х18Н10Ш при 500 и 650° С показывает, что наибольшие изменения в структуре твердого раствора наблюдаются на первых стадиях изотермической выдержки, достигая максимального значения в пределах 4—5 ч (см. рис. 139). Этот факт можно, по-видимому. [c.221]

Изучались алюминиевые, титановые, никелевые сплавы и нержавеющие стали. Отливки из алюминиевого сплава А-356 (стержни размерами 380x51 X Хб мм) закаливали в воде от температуры 811 К (выдержка 10 ч) и подвергали старению 16 ч при комнатной температуре и при 427 К 4 ч. Сплавы 6061-Т6 и 7075-Т6 были исследованы в виде листов толщиной 6 мм. Листы из нержавеющей стали 347 испытывали в го-чекатаном состоянии с последующим отжигом и травлением. Нержавеющая сталь 410 закаливалась в масле от температуры 1255 К и отпускалась при 839 К. Нержавеющую сталь А-286 в виде горячекатаных и травленых плит закаливали на воздухе от 1255 К (выдержка 1,5 ч) и старили при 1005 К в течение 16 ч. Титановый сплав имел очень низкое содержание примесей. Его испытывали после горячей прокатки н отжига. Образцы сплава Hastelloy С вырезали из листа толщиной 6 мм и испытывали после обработки на твердый раствор в соответствии с AMS-5530-С. Холоднокатаный и травленый лист толщиной 6 мм из сплава In onel Х-750 был состарен при 977 К в течение 20 ч с последующим охлаждением на воздухе. Образцы из сплава D-979 вырезали из штамповок для дисков турбины. В табл. 1 приведены механические свойства этих материалов при комнатной температуре. [c.93]

Стойкость дисперсионнотвердеющих нержавеющих сталей к коррозионному растрескиванию изменяется в зависимости от термообработки, необходимой для достижения требуемого уровня прочности. В результате обработки на твердый раствор и старения образуются выделения богатой медью вторичной фазы, повышающие не только твердость, но и коррозионную стойкость стали в морских условиях. [c.68]

Жаропрочные деформируемые сплавы на железоникелевой, никелевой и кобальтовой основах (типа ХН77ТЮ, Х20Н80Т) или литейные (типа ЖС6-К, ВЖ36-Л2). Первые применяют для деталей, работающих при температурах 750—900° С, вторые — при температурах 900—1000° С в условиях больших нагрузок. Эти стали подвергают закалке и старению. Обрабатываемость деформируемых сплавов в 6—12 раз ниже, чем стали 45. Литейные сплавы по сравнению с ними обладают меньшей вязкостью, меньше при их обработке и силы резания. Наличие большого количества интерметаллидных включений и карбидов приводит к тому, что обрабатывать литейные сплавы инструментом из быстрорежущей стали практически нельзя из-за большого износа. Поэтому в основном применяют инструменты, оснащенные твердым сплавом, причем скорости резания назначают в 15—20 раз более низкие, чем. при обработке стали 45, как правило, они не превышают 8—10 м/мин. [c.34]

Ре)заСо и обеднение -твердого раствора углеродом и хромом, вследствие чего сильно уменьшается стабильность аустенита. Точка мартен-ситного превращения (Мн) повышается. Когда сталь подвергают дальнейшему старению при 500—550° С, для полноты превращения ее рекомендуется охлаждать до комнатной температуры с выдержкой при этой температуре в течение 30 мин. После такой термической обработки ЮО кПммР, кПм.л (рис. 15). Если [c.141]

Максимумы твердости стали ЭИ696 после 10-часового старения и количества V -фазы, определенной в результате интерметаллидного анализа, при различных температурах почти совпадают и относятся к температуре старения 750—775° С. При более высоких температурах твердость, прочность и количество у -фазы в интерметал-лидном осадке уменьшаются, что связано с коагуляцией и растворением этой фазы. При 875° С v -фаза полностью растворяется в у-твердом растворе (рис. 39). Повышение чистоты стали и введение малых добавок бора способствует упрочнению границ зерен и в целом повышению жаропрочности сталей. Однако следует учитывать, что бор способствует сужению температурного интервала горячей обработки стали давлением (950—1100° С). [c.167]

Характерной особенностью жаропрочных сталей и сплавов с ннтерметаллидным упрочнением является способность у -фазы типа Ni j (TiAl) с повышением температуры старения переходить в твердый раствор и обратно с понижением температуры выделяться в высокодисперсном состоянии. Переход v -фазы в твердый раствор со-провохадается расширением кристаллической решетки, т. е. объемными изменениями, а ее выделение в дисперсной форме — сокращением объема. Поэтому для деталей, работающих при пониженных температурах (550—650° С), с целью стабилизации размеров применяют одинарное или двойное ступенчатое старение. [c.170]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...