Влияние легирующих элементов на превращения при охлаждении

Влияние легирующих элементов на превращения при охлаждении [c.283]

Влияние легирующих элементов на превращения в стали при охлаждении легче всего уяснить, исходя из предварительного рассмотрения их действия на процессы изотермического распада переохлажденного аустенита. [c.283]

Наиболее распространенными легирующими элементами при производстве низколегированных сталей являются 51, Мп, Сг, Мо. Анализ их влияния на кинетику превращения аустенита при охлаждении в условиях сварки можно провести по результатам работ [92—94 ]. Химический состав и механические свойства сталей представлены в табл. 6.9. Данные, характеризующие влияние легирующих элементов на характеристические длительности охлаждения и фазовый состав структуры, приведены на рис. 6.4. [c.117]

Такое изменение определяется влиянием легирующих элементов на кинетику превращений при нагреве и охлаждении. [c.94]

В связи с влиянием легирующих элементов на критические точки Л, и Лз, превращение аустенита при охлаждении, положение мартенсит- юй точки в зависимости от легирующего элемента и его концентрации, в условиях даже медленного охлаждения можно получить различные структуры от феррита до аустенита. Поэтому легированные стали в отожженном и в нормализованном состоянии подразделяются на отдельные классы по структурному признаку. [c.279]

Легирование сплавов Г19 и Г20 вольфрамом, хромом и никелем приводит к увеличению характеристик пластичности и вязкости при значительном снижении предела текучести. Такой характер влияния указанных легирующих элементов авторы работы [1] связывают со стабилизацией v-фазы к фазовым превращениям при охлаждении и деформации. Установлено, что молибден оказывает более существенное влияние на механические свойства, чем никель менее других изменяет механические свойства хром. [c.106]

Влияние легирующих элементов (Сг, N1, Мо, Си и др.) на структуру и свойства серого чугуна проявляется в основном в процессе структурных из.менений, происходящих в отливках при охлаждении после затвердевания. Наличие этих элементов мало сказывается на строении графито-аустенитных колоний. Основные результаты их действия заключаются в подавлении превращения А Г- -Ф, в упрочнении феррита и в измельчении продуктов распада аустенита. [c.128]

Кинетика процессов структурно-фазовых переходов при нагреве и охлаждении в значительной, а в ряде случаев в определяющей степени зависит от характеристик аустенита перед превращением — размера его зерна и степени гомогенизации по содержанию углерода и легирующих элементов, уровня дефектности. Поэтому для управления процессами структурообразования при сварке и термообработке необходимо знать закономерности влияния химических элементов на процессы структурообразования. [c.104]

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]

Превращения при охлаждении стали из аустенитного состояния. Диаграмма изотермического распада переохлажденного аустенита углеродистой эвтектоидной стали. Перлитное превращение. Свойства перлита, сорбита и троостита. Мартенситное превращение, его основные особенности. Строение и свойства мартенсита. Промежуточное превращение. Влияние углерода и легирующих элементов на распад переохлажденного аустенита. Превращения переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении. Критические скорости охлаждения и факторы, влияющие на них. [c.7]

Ряд легирующих элементов (Мп, N1, Сг и др.) способствуют снижению температуры начала мартенситного превращения ниже 0° С И при комнатной температуре можно получить структуру переохлажденного аустенита. Скорость охлаждения (или степень переохлаждения), оказывая влияние на скорость протекания мартенситного превращения, не влияет на температуру начала и конца этого превращения. [c.156]

Легирующие элементы оказывают влияние на превращения, протекающие в стали в твердом состоянии перлитное (при нагреве или охлаждении), мартенситное (при охлаждении), а также превращения при отпуске. [c.212]

Легирующие элементы оказывают влияние не только на температуру аллотропических превращений железа (см. рис. 86), но и на скорость протекания диффузионных процессов, совершающихся в стали при нагреве и охлаждении. Поэтому режимы термической обработки легированной стали иные, чем простой углеродистой стали. [c.126]

Легирующие элементы, оказывая влияние на положение критических точек Ас и Асд, на превращение аустенита при охлаждении и на положение мартенситной точки, позволяют даже в условиях медленного охлаждения получать различные структуры от феррита до аустенита. Поэтому легированные стали в отожженном и в нормализованном состояниях подразделяются на классы по структурному признаку. [c.85]

При сварке титана учитывается его взаимодействие с газами, склонность зерна р-фазы к перегреву и образование хрупкой а -фазы при охлаждении. Наибольшие затруднения при сварке сплавов титана связаны со снижением пластичности соединений благодаря закалке и насыщению газами. Склонность титановых сплавов к закалке зависит от типа легирующего элемента. Если элементы стабилизируют р-фазу, пластичность снижается более резко, чем у сплавов с элементами, стабилизирующими о-фазу. Закалка из области р-фазы титана с малым количеством Сг, Мп, Мо, Ее, V сопровождается мартенситным превращением с образованием а -фазы. Элементы, стабилизирующие р-фазу, по уменьшению влияния на пластичность располагаются в ряд Сг, Ее, Мп, У, Мо и V. Первые сильнее снижают пластичность, давая более дисперсную и хрупкую фазу. [c.152]

Значения температур Мд и сильно зависят от содержания в стали никеля (рис. 10.3). Большое влияние на понижение температуры мартенситного превращения оказывают и другие легирующие элементы — углерод, азот, марганец и кремний. У высоколегированных хромоникелевых сталей температура мартенситного превращения лежит в области от О до 100 °С и даже ниже в зависимости от состава стали. Таким образом, переохлажденный до 20 °С аустенит может быть при определенном составе стали стабильным и нестабильным и претерпевать при определенных условиях мартенситное превращение, например в условиях охлаждения до пониженных температур (температур мартенситного превращения) при закалке или холодной пластической деформации при положительной температуре. [c.256]

Другой существенной особенностью влияния легирующих элементов на превращения в сплавах с железом является повышение склонности у-твердых растворов к переохлаждению. Особенно эффективно в этом направлении действие Сг, Мп и Ni. В результате вышеуказанного, железо, легированное Сг, Мп или Ni, даже в тех случаях, когда содержание этих элементов не превосходит нескольких процентов, приобретает подобно стали способность закаливаться при быстром охлаждении (в воде) от температур нагрева, отвечающих состоянию у-твердого раствора. Твердость при этом возрастает на 100—200 единиц по Брикел-о, а структура приобретает игольчатое, подобное мартенситу, строение, т. е. получается как бы закалка безуглеро-дистого легированного железа. [c.278]

Влияние легирующих элементов на прокаливаемоеть. Легирующие элементы, кроме Со, увеличивают устойчивость и улучшают прокали-ваемость аустенита. Однако легирующие элементы, образующие стойкие карбиды типа УС, Т1С и др., способствуют при охлаждении превращению аустенита в перлит и ухудшают прокаливаемость. [c.170]

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]

Изменение свойств аустенитных сплавов при легировании может быть обусловлено как влиянием легирующих элементов на свойства собственно твердого раствора — аус тенита, так и их влиянием на стабилизацию аустенита к фа зовым переходам, т е легирование может вызывать пре вращение аустенита с образованием других фаз (например, а и е фаз в сплавах железо—марганец и а фазы в сплавах железо—никель) Легированный аустенит под разделяют на стабильный и нестабильный При температуре выше начала мартенситного превраще ния Мн нестабильный аустенит способен к фазовому прев ращению— образованию мартенсита в результате прило жения внешней нагрузки (деформации), т е деформация нестабильного аустенита вызывает мартенситное превраще ние, так же как и охлаждение его ниже Мн Стабильный аустенит не претерпевает фазового превращения под влия нием деформации, при этом изменяется лишь его структура В зависимости от того, какие легирующие элементы входят в состав аустенита и каково их количество, изменяется ус тойчивость аустенита к распаду при деформации, т е сте пень его нестабильности [c.50]

Качественное исследование [734] влияния ряда легирующих элементов на окисление молибдена в токе воздуха при 980° С показало, что понадобилось 9% Са и 15% Ni или 25% Сг, чтобы стократно снизить скорость окисления. Присадка 30% N1 илн 20% Со ведет к образованию окалины из NIM0O4 или С0М0О4, которые сохраняют при 940° С свою защитную способность на протяжении сотен часов [785]. В интервале приблизительно до 900° С существуют три модификации этих молибдатов, причем охлаждение после первого аллотропического превращения приводит к отслаиванию окалины. Высокотемпературную модификацию можно стабилизировать, например, добавками марганца, благодаря чему отслаивание уменьшается. [c.313]

Как уже отмечалось, износостойкий наплавленный металл является высокоуглеродистым. Введение в такой высокоуглеродистый сплав на железной основе легирующих элементов оказывает двоякое действие. С одной стороны, карбидообразующие легирующие элементы участвуют в образовании карбидной фазы и часто определяют ее характер. Ряд элементов образует бориды, карбобориды, карбонитриды. Наибольшее значение для формирования свойств наплавленного металла имеют карбиды. С другой стороны, легирующие элементы влияют на характер и свойства матрицы сплава. Влияние на характер матрицы связано главным образом с изменением устойчивости аустенита и изменением продуктов распада при его охлаждении после наплавки. Кроме того, легирующие элементы на диаграмме состояния железо — углерод сдвигают влево критические точки эвтектоидного и эвтектического превращений и способствуют образованию чугунов при меньшей концентрации углерода, чем это показано на диаграмме состояния железо — углерод. Таким образом, легирование может обеспечить получение мартенситной, аустенитной и ледебуритной матриц, а также матриц из смесей указанных фаз. Важно и то, что, регулируя легирование качественно и количественно, можно весьма благоприятную аустенитную матрицу сделать стабильно аустенитной и частично нестабильной, способной к частичному превращению в мартенсит при деформации поверхностных слоев, сопровождающей изнашивание. [c.320]

В 50-е годы было изучено влияние углерода и основных легирующих элементов на кинетику фазовых превращений в двойных и более сложных сплавах железа при непрерывном охлаждении. П. В. Романовым было показано, что в двойных сплавах с железом увеличение содержания углерода от 0,03 до 0,18 и 0,45% суживает температурные области ферритного и перлитного превращений. При содержании углерода свыше 0,66% от них отчетливо отделяется область мартенситного превращения, которая смещается по температуре ниже 300 —200°. Хром в пределах от О до 10,6% также суживает область диффузионного превращения и обособляет (при 3,5%) и снижает по температуре область мартенситного превращения. Никель, как элемент, понижающий точку непрерывно снижает по температуре область диффузионных превращений. При содержании 11,6—14,1% Ni в двойных сплавах с железом превращение протекает только по мартенситной кинетике. Молибден повышает температуру пачала диффузионного превращения и снижает температуры конца мартенситного превращения, не разделяя их области. В безугле-родиетых сплавах железа промежуточное (бейнитное) превращение отсутствует [5]. [c.140]

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]

После охлаждения металла со скоростью Швоо-soo 0 до температуры ниже на 20 °С осуществлено термоциклирование в интервале температур бейнитного превращения аустенита (цикл 3). Число циклов изменяли от 1 до 3. Данный режим термического воздействия оказывает наиболее значительное влияние на структуру металла исследуемого участка ЗТВ сварного соединения. Резко повышается дисперсность карбидов и однородность их распределения, исчезают поля структурно-свободного феррита в структуре металла. Достигнутый результат является следствием интенсификации протекания ряда процессов. При охлаждении металла до температуры ниже Мн на 20 °С в результате сдвиговых процессов, сопутствующих мартенситному превращению, и вследствие различия объемов у- и а-фаз возникают значительные напряжения на межфазных границах и, как следствие, происходит фазовый наклеп остаточного аустенита и бейнитного феррита. Резко повышается плотность дефектов кристаллического строения, которые при последующем нагреве в область температур бейнитного превращения становятся дополнительными центрами зарождения этой структурной составляющей. Повышенная плотность дефектов дислокационного типа способствует увеличению интенсивности диффузии атомов углерода, легирующих элементов и способствует однородности их распределения в матрице. Одновременно протекают процессы отпуска мартенсита. Повторный цикл нагрева и охлаждения в данном интервале температур способствует накоплению указанных положительных изменений в структуре металла. Высокая степень однородности и дисперсности структуры достигается уже после двух циклов нагрева и охлаждения. [c.103]

Сопоставление результатов приближенного расчета сегрегации углерода в аустените на дислокациях и их скоплениях с опытными данными о влиянии пластической деформации на снижение устойчивости аустенита в температурной области бейнитного превращения позволяет рассматривать процесс сегрегации углерода в качестве одного из реальных элементарных процессов, посредством которых пластическая деформация инициирует и ускоряет бейнитное превращение. Температурный интервал, в котором процесс сегрегации может играть существенную роль, по-видимому, ограничен сверху — температурами, выше которых отношение предельных концентраций углерода на дислокациях и в неискаженных областях кристаллической решетки Сд/С становится достаточно малым и начинают активно развиваться процессы преимущественного разрушения облаков Коттрелла и рекристаллизации ( >500— 550°) снизу — температурами, ниже которых диффузия углерода к дислокациям из удаленных от них микрообъемов резко ограничена по времени ( < 300—350° в зависимости от содержания углерода и легирующих элементов). Поэтому процесс сегрегации углерода при невысоких температурах в изотермических условиях развивается полнее, чем при непрерывном охлаждении даже с относительно невысокими скоростями. [c.182]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...