Какие изменения происходят в стали при нагреве

КАКИЕ ИЗМЕНЕНИЯ ПРОИСХОДЯТ В СТАЛИ ПРИ НАГРЕВЕ [c.23]

Так как при всех видах термической обработки сталь нагревается до высоких температур, необходимо выяснить, какие же изменения происходят в строении стали при ее нагреве и охлаждении, а также условия самого нагрева. [c.211]

Чтобы понять, как изменяются структура и свойства стали в процессе термической обработки, рассмотрим изменения, которые происходят в структуре чистого железа, являющегося основой стали. При нагреве до 910° кри- [c.63]

При нагреве стали происходит изменение ее механических свойств. На рис. 130 показано изменение механических свойств малоуглеродистой стали при нагреве до 650°. Как видим, предел прочности < в стали в интервале температур от 150 до 400° достигает максимума, а относительное удлинение 8 снижается при дальнейшем повышении температуры Зд падает, а б возрастает. Модуль упругости стали Е и предел текучести с повышением температуры падают, и примерно при 650° сталь теряет свои упругие свойства. Это означает, что 222 [c.222]

Кривая J показывает, как будет меняться объем стали при нагревании, и она для всех марок стали будет одинаковой. При зтом до температуры A и после A s изменение объема стали происходит пропорционально температуре нагрева. Но в интервале температур Лс, и Aoi в связи с тем, что коэффициент теплового расширения для а — железа составляет 1,2-10 % а для - - —железа 2,0-10 мы наблюдаем уменьшение объема при нагревании с температуры A до температуры Ас . [c.209]

Коэффициент термического расширения алюминия также вероятно, как и стали, с увеличением размера зерна увеличивается, хотя для алюминия это еще недостаточно исследовано. Согласно данным [5, с. 143—149], к. т. р. алюминия марки А1 при нагревании выше 200° С резко уменьшается. Очевидно, такое резкое снижение к. т. р. алюминия при >200° С не связано с размером его зерна, так как оно не может уменьшаться при нагреве до более высокой температуры. Скачкообразное изменение к. т. р. алюминия марки А1, по-видимому, связано с увеличением объема, вызванного дисперсионным твердением металла в результате имеющихся в нем примесей, а максимальный эффект твердения и изменения объема происходит при 180°С. [c.175]

Как будет показано в 2, при сварке стали плавлением условия нагрева настолько разнообразны, особенно по скорости нагрева и длительности пребывания металла выше Ас , что при изменении режимов сварки повышение устойчивости аустенита в околошовной зоне происходит не только в связи с увеличением степени его гомогенизации, но и вследствие интенсивного роста зерна. В ряде случаев, когда рост зерна ограничен, наоборот, наблюдается снижение устойчивости аустенита. [c.144]

Наклепанное состояние металла неустойчиво — в нем самопроизвольно происходит снятие искажений структуры, вызванных наклепом. Этот обратный процесс называется отдыхом или возвратом металла. При комнатной температуре отдых происходит очень медленно он значительно ускоряется при нагреве (для углеродистой стали до 200 — 400°С). Вследствие этого часто отдыхом называют снятие искажений в наклепанном металле именно при нагреве до определенной для каждого металла температуры и выдержке при ней. В таком случае отдых можно рассматривать как разновидность термической обработки. В металлах с низкой температурой плавления (свинец, олово) отдых про-исходит при комнатной температуре. При отдыхе не происходит заметного изменения структуры металла, но свойства металла, изменяясь, приближаются к тем, которые были до деформации, — уменьшается прочность и твердость и повышается пластичность. Снятие искажений в металле при отдыхе происходит за счет пластических сдвигов внутри кристаллитов и отчасти за счет диффузии и сопровождается небольшим выделением тепла, в которое переходит энергия, освобождаемая при снятии искажений. С течением времени интенсивность протекания отдыха, при неизменной температуре, падает. Эта интенсивность тем больше, чем выше температура отдыха. Полного устранения искажений в структуре, внесенных в металл наклепом, при отдыхе не происходит. [c.271]

На рис. 26.1 приведена схема зон структурных изменений применительно к сварке углеродистой стали. Максимальные изменения структуры металла, его химического состава, а также вероятность возникновения различного рода дефектов наблюдаются в шве и зоне сплавления. Участок перегрева характеризуется существенным увеличением зерна, наличием полных структурных и фазовых превращений. На участке полной перекристаллизации температура нагрева выше температуры фазовых превращений, однако интенсивность превращений меньше, чем на участке перегрева, так же как и меньше время пребывания металла при этих температурах, поэтому существенного увеличения зерна здесь не происходит. В рассматриваемых зонах закали-вак)щихся сплавов возможно образование типичных закалочных структур. Связанное с этим снижение пластичности металла может служить причиной появления таких дефектов, как трещины, способствовать уменьшению прочности изделия. [c.496]

В вакууме 10 мм рт. ст. в сечении проволоки не создавались значительные температурные градиенты. Этот вывод в совокупности с тем, что изменение остаточного давления в камере в пределах 0,1—10 мм рт. ст. мало сказывается на распределении температуры, позволяет заключить, что формоизменение при термоциклировании в слаборазреженной атмосфере не связано с релаксацией термических напряжений. Причиной формоизменения может явиться обезуглероживание в момент испытания однако само по себе оно не могло привести к таким большим размерным изменениям, ибо полное удаление углерода из стали 45, например, вызывает укорочение образца менее чем на 0,3 % (рис. 52). С перераспределением углерода не связано и формоизменение образцов во время термоциклирования в вакууме 10" мм рт. ст. после предварительного частичного обезуглероживания [32]. Учитывая зависимость температуры полиморфного превращения железа от содержания углерода в стали, следует заключить, что при наличии градиента концентрации углерода в сечении образца полиморфные превращения происходят неодновременно, как и в случае неравномерного нагрева, что может привести к необратимому изменению размеров проволоки. В проволоке из кипящей стали наличие химической неоднородности связано с предысторией, и термоциклирование ее в вакууме 10" мм рт. ст. вызывает не только укорочение [c.174]

Снижение сопротивления пластической деформации в момент перекристаллизации играет большую роль в формоизменении химически неоднородных материалов при термоциклировании. В этих условиях отклонение состава приповерхностных участков от среднего, обусловленное обезуглероживанием, цементацией или поверхностным легированием, может служить причиной размерной нестабильности стали при теплосменах даже в условиях равномерного изменения температуры. Отсутствие полиморфизма, однако, не является достаточным для того, чтобы неоднородные материалы не приобретали остаточных изменений размеров в результате равномерных периодических нагревов. Необратимое формоизменение происходит и в случае большого различия коэффициентов термического расширения элементов сложного по структуре материала, как это имеет место, например, в жаропрочных волокнистых композициях. [c.184]

Как было отмечено выше, структурные превращения сопровождаются изменением удельного объема стали. В частности, при распаде мартенсита происходит уменьшение объема, а при распаде аустени-та — увеличение. Поэтому для изучения структурных превращений при нагреве закаленной стали пользуются дилатометрическим анализом, суть которого заключается в точной фиксации изменений длины закаленных образцов. В соответствии с характером изменения длины закаленных образцов в углеродистой стали различают четыре стадии превращения при нагреве. [c.46]

Наблюдается меньшая жаропрочность стали типа 18-8 с присадками титана в образцах с мелкозернистой структурой и в тех случаях, когда в процессе испытания в сталях образуется сг-фаза или происходит выделение феррита. Повышение содержания алюминия, как правило, не контролируемого химическим анализом, может быть причиной повышения склонности стали к образованию а-фазы и ухудшению жаропрочности, если при ее выплавке не производилась рафинировка бором. Необходимо отметить, что обычная сталь типа 18-8, несмотря на склонность быть магнитной после нагрева при умеренных температурах, не показывает изменений, связанных с выделением а-фазы. [c.332]

Продолжительность выдержки при нагреве. В процессе аустенитизации выдержку при заданной температуре после выравнивания температур из-за возникновения крупнозернистой структуры и по другим причинам необходимо ограничить до минимума. Продолжительность выдержки не зависит от способа нагрева и размеров изделия и определяется только исходной структурой стали и скоростью необходимых структурных изменений (а—у-превращение, растворение карбидов и т. д.). Превращение феррита в аустенит происходит быстро, с незначительными затратами времени. Чем выше температура, тем меньше необходимое время выдержки для нелегированных инструментальных сталей оно составляет 3—5 мин для низколегированных инструментальных сталей время диффузионных превращений колеблется от 4 до 6 мин, а для сталей, легированных вольфрамом и молибденом, 6—8 мин после полного выравнивания температур. Это существенно меньше, чем время полного прогрева какого-либо изделия средних размеров. Поэтому в инструкциях по термообработке часто одним термином продолжительность выдержки обозначают время, необходимое для прогрева изделия и время фазовых пре- [c.149]

Насыщение аустенита в сплавах, так же как и растворение карбидов, является диффузионным процессом, и интенсивность этого процесса в первую очередь зависит от температуры, хотя большую роль играет также и время выдержки при нагреве, особенно при более низких температурах закалки. Так, например, при температуре 1000° С продолжительность выдержки 10—15 мин, при 1100° С 1—2 мин, при 1250—1280° С 0,5—1 мин. Этого достаточно Для растворения карбидов, обеспечивающих насыщение аустенита При-температуре ниже 1150°С в первую очередь происходит растворение мелких, располагающихся по границам зерен карбидов. Усиление вязкости быстрорежущих сталей, закаленных при пониженных температурах нагрева, в большинстве случаев происходит именно по этой причине, однако уже при температуре 1150° С начинается растворение и карбидов больших размеров. Данные об изменениях содержания карбидов в быстрорежущей стали Кб содержатся в табл. 81, из которой ясно выявляется решающее влияние температуры закалки на растворение карбидов. [c.209]

Как видно из рис. 3, при переходе в бейнитную область скорость роста игл а-фазы резко возрастает. Такой характер изменения скорости роста игл а-фазы согласуется с кинетическими кривыми, характеризующими общую скорость превращения аустенита в этой стали (рис. 4) и показывающими значительное увеличение скорости превращения при переходе в бейнитную область. Некоторое различие в температурах, при которых происходит изменение кинетики роста игл а-фазы и общей скорости превращения, может быть связано как с изменением химического состава на поверхности образцов при нагреве в вакууме, так и с особенностями протекания превращения на свободной поверх- [c.72]

Как было показано, при нагреве холоднодеформированных сталей наблюдается два температурных интервала, в которых происходит значительное изменение свойств низкотемпературный (200—300° С) и среднетемпературный (300—600° С). После низкотемпературного отпуска в результате деформационного старения резко повышается предел упругости (см., например, рис. 56), твердость (см. рис. 54) и предел текучести (см. рис. 72), несколько увеличивается предел прочности (см. рис. 55, 56). Однако при этом снижается ударная вязкость [72, с. 196 249 250] и пластичность (см. рис. 55, 70). [c.213]

При дальнейшем повышении температуры происходит рекристаллизация. Наступление и течение процесса рекристаллизации может быть иллюстрировано как диаграммой роста зерна (фиг. 11), так и изменением его свойств (фиг. 10). На фиг. 10 показано, как изменяются механические свойства наклепанного железа (мягкой стали) при рекристаллизации (температура около 500°). Из фигуры видно, что полная утрата наклепа и возвращение к нормаль-ньш свойствам происходит не мгновенно, а в некотором интервале температур. При нагреве до температуры возврата предел прочности несколько снижается, а относительное удлинение и ударная вязкость повышаются. После перехода за порог [c.43]

При нагреве незакаленной стали перлитного класса ниже температуры в ней происходит увеличение растворимости углерода в феррите. Но так как это увеличение весьма незначительно (0,01 % при комнатной температуре и 0,02% при температуре 723°), то сколько-нибудь существенных изменений в структуру сталей оно не вносит. Однако при нагреве до температуры А могут совершаться и значительные структурные изменения. Эти изменения могут быть двух родов [c.43]

Значительную роль в образовании напряжений в металле играют структурные превращения, происходящие при нагреве и затем при остывании металла шва и околошовной зоны. Эти превращения у низкоуглеродистой стали происходят при температуре выше 600 °С, т. е. выше температуры предела упругости. Вследствие этого они не сопровождаются образованием напряжений, так как металл находится в пластическом состоянии и при изменении объема пластически деформируется. Возникновение напряжений при охлаждении наблюдается у легированных закаливающихся сталей, ввиду того что распад аустенита с образованием закалочных структур (мартенсита) у них происходит при более низких температурах (200— 350 С), когда металл находится в упругом состоянии. Превращение в мартенсит сопровождается увеличением объема прилегающий к нему металл будет испытывать растягивающие напряжения, а участки со структурой мартенсита — сжимающие. Если сталь недостаточно пластична, в приграничных между этими участками районах могут образовываться трещины, и для предупреждения их появления потребуются дополнительные технологические меры. [c.192]

В сплавах Ре — РедС в твердом состоянии протекают аллотропическое превращение Ре в РСа и распад твердых растворов V и а, о словленный изменением растворимости углерода в железе у я а при понижении температуры. Как известно, Ре при 910° С р-очка С) превращается в Рва —модификацию, которая растворяет углерод в незначительном количестве (0,02% при 723° С). В связи с аллотропическим превращением образовавшийся при первичной кристаллизации аустенит ниже линии Р8К диаграммы (см. рис. 40) существовать не может и при медленном охлаждении распадается на эвтектоидную смесь перлита или с избыточным ферритом или с избыточным вторичным цементитом. Выделение феррита происходит по линии 03, а вторичного цементита — по линии Линия 08 является геометрическим местом точек Ас при нагреве и и Лгз — при охлаждении, а линия 8Е — геометрическим местом точек, соответствующих выделению из аустенита вторичного цементита. Эти точки обозначают Аст ст — цементит). Окончание аллотропического превращения Ре в Рса и распада твердого раствора V у всех сплавов (как сталей, так и чугунов) наблюдается при одной температуре (723° С) точку, соответствующую этой температуре, обозначают Л1 (Лс — при нагреве и Аг — при охлаждении). Кроме указанных превращений, в нижнем левом углу диаграммы ниже кривой PQ (область IX) происходит распад -твердого раствора с выделением из него третичного цементита. [c.80]

Наличие в составе сплава таких элементов, которые тормозят процессы рекристаллизации, смещая их начало в область более высоких температур и предотвращают диффузионные процессы внутри сплава, способствует повышению жароупорности. Кроме того, очень важно, чтобы легирующие элементы, растворенные в твердом растворе, были склонны к старению и упрочнению за счет образования и выделения молекулярных фаз, блокирующих плоскости скольжения при высоких температурах. Как известно, при нагреве деформированного металла он разупрочняется и в то же время в процессе ползучести происходит деформация, вызывающая его упрочнение, поэтому упрочнение н разупрочнение являются основными факторами, влияющими на ползучесть. Помимо этого, на Жароупорность сталей и сплавов оказывают влияние структурные и фазовые изменения в процессе длительного пребывания их прн повышенной температуре. [c.226]

Свойства сварного соединения определяются как свойствами металла шва, так и изменившимися свойствами основного металла, расположенного в зоне термического влияния. Изменение структуры и свойств происходит в зависимости от степени нагрева, выдержки при этих температурах и от скорости охлаждения. При сварке низкоуглеродистых сталей различают определенные структурные участки в зоне термического влияния (см. рис. 12). [c.24]

Как было указано, в процессе нагрева и охлаждения сварных соединений из разнородных сталей происходит изменение поля остаточных напряжений. В зоне сплавления перлитной стали с аустенитным швом, где напряжения скачкообразно меняют знак и где, следовательно, действуют высокие скалывающие напряжения, циклические температурные изменения могут приводить к появлению разрушений типа усталостных. При наличии в этой зоне местных ослаблений, вызванных развитием переходных прослоек диффузионного характера, неблагоприятное влияние остаточных напряжений может проявиться наиболее резко. Поэтому принятие мер для устранения указанных прослоек является непременным условием повышения работоспособности сварных соединений разнородных сталей и в первую очередь тех из них, которые работают в диапазоне температур выше 450 -ь 500° С при наличии большого количества температурных циклов. [c.179]

В сталях ферритного и ферритно-мартенситного классов, главным образом высокохромистых, причиной возникновения трещин напряжения может быть вьщеление а-фазы в интервале температур 750...850 С как при охлаждении, так и при нагреве. Наряду с изменениями обьема в этом случае происходит охрупчивание материала. [c.270]

Чтобы понять, как происходит изменение структуры и свойств стали в процессе термической обработки, рассмотрим изменения в структуре чистого железа, являющегося основой стали, происходящие при нагревании. Железо обладает магнитными свойствами, но нагретое выше 768° С лишается их. Это связано с незначительным изменением структуры железа при нагревании. При нагреве до 910°С кристаллическая решетка железа имеет форму объемноцентрированного куба (см. рис. 1. а). При 910°С решетка принимает форму гранецентри-рованного куба (см. рис. 1, б), и железо становится более плотным. При 1400° С решетка снова принимает форму объемноцентрированного куба. При охлаждении все изменения структуры чистого железа происходят в обратной последовательности. [c.70]

Температуры, при которых начинается (М ) и кончается (М ) мартенситная реакция, зависят от состава исходной фазы. Большинство растворенных элементов, за исключением кобальта и алюминия понижают температуру М . Наиболее эффективны в этом отношении углерод, марганец, хром и никель. Температура нагрева исходной фазы перед закалкой также влияет на точку Л4н- Например, в случае высокоуглеродистой стали температура Лi значительно понижается по мере повышения температуры аустенитизации. Этот эффект является результатом постепенного растворения карбидов, что увеличивает содержание углерода и легирующих элементов в аустените при повышении температуры аустенитизации. Следовательно, температура Мн, в частности, зависит от содержания углерода в аустените. Однако, если температура продолжает повышаться и после полного растворения карбидов, то понижение продолжается, хотя никакого изменения в составе исходной фазы не происходит. Причиной такого снижения Л1н, по-видимому, является изменение склонности к образованию скоплений атомов углерода в исходной фазе. Между стремлением атомов углерода к сегрегации и гомогенизирующим влиянием энтропии устанавливается равновесие. Влияние энтропии становится преобладающим по мере повышения температуры и исчезновение скоплений приводит так же, как и растворение карбидов к снижению температуры Л4 . [c.80]

Наличие третьего участка (рис. 10, 3) и тип структурных изменений в нем зависят от исходного состояния основного металла перед сваркой. При сварке отожженного металла третий участок в зоне термического влияния практически отсутствует. При сварке сталей или сплавов титана после упрочняющей термической обработки типа закалка , закалка и отпуск или закалка и старение , а также в нагартованном состоянии (после ковки или прокатки) в этом участке, как правило, происходит разупрочнение. В первом случае оно обусловлено процессами распада пересыщенных твердых растворов (отпуском мартенсита или старением высокотемпературных остаточных фаз) и последующей коагуляцией упрочняющих фаз (карбидов в сталях и интерметаллидов и химических соединений в сплавах титана). Во втором случае к разупрочнению преимущественно приводят процессы рекристаллизации обработки. Этот третий участок принято называть участком или зоной разупрочнения, отпуска или рекристаллизации. Наиболее резкое разупрочнение металла обычно имеет место у границы этого участка с участком неполной перекристаллизации, где максимальные температуры нагрева близки к нижней критической точке фазового превращения Г ,ф,п. Поэтому основными параметрами термического цикла участка разупрочнения являются максимальная температура нагрева = н.ф.п и длительность (или р) пребывания металла при сварке выше температуры отпуска (или [c.39]

В соответствии с режимом термообработки после нагрева и выдержки стали при заданной, зависящей от содержания углерода температуре следует процесс охлаждения аустенита. Вначале рассмотрим, какие структурнофазовые изменения происходят в аустените доэвтектоидной стали при равновесном, т. е. достаточно медленном, охлаждении. [c.100]

Регистрируемое на различных этапах термоцикла изменение размеров образцов является суммарным и состоит из деформации нормальной ползучести (внешние напряжения не превышают предел текучести ни одной из фаз), объемного эффекта фазового превращения и трансформационной деформации. Поэтому величина деформации за цикл должна зависеть от темпа смены температур и величины температурных градиентов. Авторы работы [294] такой зависимости не обнаружили. Однако в железе высокой чистоты, например при термоциклировании с перепадом температур, появляются деформации, которые не являются следствием внешней нагрузки [331]. В связи с этим авторы работ [287, 348] при изучении эффекта внешней нагрузки предприняли меры с целью устранения влияния продольных температурных градиентов. В отличие от работы [294], на железе и стали обнаружена зависимость остаточной деформации от скорости фазового превращения. Клинард и Шерби [287] дифференцировали размерные изменения, обусловленные трансформационной деформацией, нормальной ползучестью и различием удельных объемов феррита и аустенита как и авторы [294], они пришли к выводу, что трансформационная деформация при нагреве образца значительно больше, чем. при охлаждении. Петче и Штанглер [348] варьировали в широком диапазоне длительность термоцикла, интервал температурных колебаний и скорость изменения температуры. Ими показано, что при широком температурном интервале (примерно 200° С), в котором полиморфные превращения железа происходят полностью, деформация за определенное время пропорциональна числу циклов и трансформационная пластичность почти не зависит от скорости изменения температуры и длительности цикла. При узком интервале температурных колебаний (примерно 60° С) деформация за одно и то же время испытания почти одинакова и не зависит от числа циклов и скорости изменения тем- [c.69]

При нагреве в участках околошовной зоны и кристаллизую-щехюся шва возникают упругопластические деформации и напряжения сжатия. В дальнейшем при охлаждении их знак меняется и происходит монотонное возрастание деформации и напряжений растяжения. Как показано Н. Н. Прохоровым, в условиях наплавки на кромку пластины стали Х18Н10Т к моменту полного охлаждения величина остаточной продольной деформации достигает 1,6%. Если наплавка производится на малоуглеродистую сталь Ст.З или закаливающуюся при сварке сталь марки 25ХН4, то на величину конечных деформаций оказывают заметное влияние также объемные изменения при у —> -превращении и образовании мартенсита. [c.37]

Структура закаленных сталей в зависимости от состава и условий аустенитизации состоит из тетрагонального мартенсита, непреобра-зовавшегося (остаточного) аустенита и нерастворенных карбидов. В таком состоянии инструментальная сталь весьма хрупка, подвержена большим внутренним напряжениям, вследствие чего непосредственно после закалки не используется. Мартенсит — метастабильная фаза, склонная к превращению в другие, более стабильные фазы. Превращение мартенсита в течение длительного времени (месяц, год) наблюдается и при комнатной температуре однако за практически приемлемое время происходит только при нагреве (отпуске). Поэтому инструменты поле закалки отпускают, нагревают до какой-то невысокой или более высокой температуры и выдерживают. Под действием тепла в структуре закаленных инструментальных сталей Происходят превращения. Для определенной стали характер и величина изменений зависят от температуры отпуска. У нелегированных сталей наблюдаются четыре хорошо различимые стали. В нелегированных и низколегированных инструментальных сталях с 60°С наблюдается первая стадия отпуска (60—150—170° С). Де- [c.104]

При обработке холодом до температуры —70° С довольно интенсивно продолжается мартенситное превращение, повышается твердость стали, но не изменяется состав твердого раствора и таким образом не изменяется теплостойкость. При этом образуется более равномерная структура стали, что в отдельных случаях оказывает благоприятное влияние на прочностную стойкость инструментов. Однако не следует забывать об отпуске после обработки холодом. Во Время отпуска закаленной быстрорежущей стали при низких температурах (150—350° С), таких же, как у эвтектоидных и доэвтекто-идных инструментальных сталей, начинается распад мартенсита, уменьшается содержание растворенного углерода (см. табл. 84), выделяются карбиды МвзС, уменьшаются искаженность кристаллической решетки мартенсита, внутренние напряжения и удельный объем, происходит снижение твердости на HR 3—6. Изменение твердости быстрорежущей стали R6, закаленной от различных температурах нагрева, в зависимости от температуры отпуска представлено на рис. 191. Для сравнения на рисунке показаны кривые отпуска ледебуритной инструментальной стали с 12% Сг (сталь марки К1) и эвтектоидной инструментальной стали S81. На первом и втором участках характер кривой быстрорежущей стали подобен характеру кривых нелегированной инструментальной стали, При дальнейшем увеличении температуры отпуска в быстрорежущих сталях в интервале температур 450—600° С при дальнейшем распаде твердого раствора уменьшение твердости сменяет значительное ее увеличение (рис. 192). Увеличение твердости данных быстрорежущих сталей тем больше, чем выше была температура нагрева при закалке или же чем больше легирующих компонентов растворилось в аустените. Этот процесс можно ясно наблюдать на кривых отпуска быстрорежущих сталей R6 (см. рис. 191) и RIO (рис. 193). Сначала вместо цементита появляются со все более увеличивающимся Содержанием легирующих компонентов карбиды Ме С (содержание углерода в мартенсите при 400°С не снижается), затем появляются собственные карбиды легирующих компонентов и сложные карбиды. [c.215]

Неполный отжиг применяют с целью создания мелкозернистой структуры в литой и горячеобработанной заэвтектоидной стали. При проведении неполного отжига сталь нагревают до температур выше точки Асу, а затем медленно охлаждают. При этом происходит фазовая перекристаллизация аустенита в перлит, в то время как вторичный цементит остается без изменения. Такой режим отжига применяют тольио в том случае, если в структуре стали, подвергаемой отжигу, вторичный цементит не образует сетки вокруг зерен перлита. Если же в структуре имеется цементитная сетка, то необходим двойной отжиг нагрев стали выше точки Аст и охлаждение на воздухе (нормализация) для того, чтобы растворить сетку цементита и не дать ему выделиться, а затем вторичный нагрев выше точки Асу с последующим медленным охлаждением. В результате проведения полного и неполного отжига получаются пластинчатые формы перлита (цементита). [c.182]

Травление жтодом избирательного испарения фаз в вакууж. Вакуумная металлография предусматривает нагрев стали в вакууме до высоких температур, когда заметно проявляется различная скорость испарения вещества внутри зерна и в пограничном слое. Обычно в граничных зонах, обогащенных примесями, испарение происходит ускоренно, и поэтому они оказываются четко выявленными, без какого-либо предварительного травления. Созданная в настоящее время аппаратура позволяет осуществить изучение структуры, основанное не только на разной скорости испарения в вакууме, но и на травлении различными газами, которые подаются в камеру, в которой происходит нагрев. В этом случае можно наблюдать изменение размеров зерен и процессы фазовых превращений, совершающиеся при нагреве. [c.58]

Возврат (отдых) металла. При нагреве наклепанной стали, как и других металлов, происходит сначала, до порога рекристаллизации, процесс возврата или отдыха, который заключается, главным образом, в уменьщении напряжений в деформированных зернах с искаженной решеткой металла. Эти изменения, совершенно незаметные под микроскопом, улавливаются методом рентгенографии, а также путем наблюдения за изменением некоторых свойств. Например, замечается, что при возврате несколько снижается предел текучести и прочности наклепанного мeтaJ"лa, т. е. последний как бы стремится перейти в прежнее, ненаклепаннсе состояние (откуда и произошел термин возврат ) но это изменение практически не является значительным, и в основном состояние наклепа сохраняется. [c.183]

Относительное количество фазы, которая полностью переходит в твердый раствор при нагревании и выделяется при обратном медленном охлаждении, обычно не превышает 10—15% от всего объема сплава. При таком фазовом превращении не происходит коренной ломки структуры по всему объему, как при отжиге углеродистых сталей с нагревом выше точки Лз. Тип кристаллической решетки матричной фазы при растворении в ней или выделении из нее другой фазы не меняется. Отжиг, включающий только процессы растворения и выделения, приводит лишь к изменению концентрации компонентов в матричной фазе и к изменению количества, размера, а также формы частиц выделяющейся фазы. На этих изменениях и основано применение гетерогенизирующего отжига. [c.189]

Присутствие а-фазы в структуре нержавеющей стали нежелательно из-за ее хрупкости, хотя в отдельных случаях стали с этой фазой применяются памереппо как имеющие повышенные предел текучести, прочность и твердость при нагреве [244]. а-Фаза благодаря высокому содержанию хрома способна к пассивации и поэтому не ухудшает стойкости нержавеющих сталей в пассивном состоянии, пока образование зачаточных выделений этой фазы не вызовет изменений в составе окружающего твердого раствора, как это происходит при образовании карбидов. Присутствие а-фазы снижает коррозионную стойкость стали в активном или трапспассивном состоянии. Этим и объясняется ее влияние па склонность нержавеющих сталей к межкристаллитной коррозии [52]. В сравнении с влиянием карбидов хрома, выделившихся по границам зерен, влияние а-фазы па склонность сталей к межкристаллитной коррозии можно считать второстепенным, и только в особых случаях оно может иметь основное значение. Сам по себе феррит в большинстве случаев не влияет на коррозионную стойкость аустенитных сталей, если его распад невозможен. [c.48]

Уже при нагреве до температуры 200—300° в холоднокатанной стали начинается уменьшение внутренних напряжений, вызванных ее наклепом при холодной прокатке, и соответствующее понижение твердости. При медленном нагреве до температуры порядка 450° происходит разупрочнение малоуглеродистой стали (возврат), т. е. понижение ее твердости и предела прочности до значений, соответствующих ненаклепанной стали того же химического состава. Возврат не сопровождается заметными изменениями в структуре стали. При дальнейшем нагреве начинается рекристаллизация холоднокатанной стали, протекающая быстро при температуре выше 650°. При медленном нагреве в результате рекристаллизации возможен значительный рост зерна. Однако при контактной сварке стали время выдержки при температурах рекристаллизации, как правило, недостаточно для такого роста. Процессы, протекающие при нагреве холоднокатанной стали до более высоких температур, не отличаются от описанных выше процессов в горячекатанной стали. Схемы распределения температур и твердости при сварке холоднокатанной стали приведены на фиг. 35, б. [c.60]

При нагреве закаленной быстрорежущей стали до 500—550° С никаких существенных изменений не происходит нагрев же до более высокой температуры (560—600° С) вызывает уже какие-то изменения в остаточном аустените (полагают, что происходит выделение из него карбидов), и при последующем охлаждении пропсход11т превращение его в мартенсит. Правда, это превращение идет не до конца, но если операцию отпуска при 560—580° С повторить несколько раз, то может быть достигнуто полное пли почти полное нреирап] ение остаточного аустенита в мартенсит рис. 287). [c.321]

Литейные свойства титана близки к свойствам среднеуглеродистой стали и из него можно изготовлять отливки довольно сложной, формы. Однако высокая химическая активность расплавленного титана затрудняет осуществление нз него фасонного литья. Плавку для литья ведут, главным образом, в дуговых печах в охлаждаемых медных или графитовых тиглях разливку титана производят в графитовые формы, изготовленные механической обработкой. Загрязнение титана углеродом при отливке в графитовые формы незначительно. Механические свойства литого титана (предел прочности и ударная вязкость) не уступают свойствам титана такого же состава, подвергнутого горячей обработке давлением. При нагреве слитка перед горячей деформацией, как известно, кроме образования окалины на поверхности происходит также проникновение газов в поверхностный слой титана, в результате чего он приобретает повышенную твердость и хрупкость. Принимают, что изменение твердости поверхностного слоя титана в пределах 50 единиц по Виккерсу (НУ50) безоласно. В этом шучае толщина слоя металла повышенной твердости в зависимости от температуры и длительности нагрева может быть характеризована данными, представленными в табл. 3. Видно, что при ограничении времени нагрева насыщение титана газами может быть локализовано в тонком поверхностном слое. [c.10]

Сварные швы. Наиболее ачабые места в аппаратуре — сварные швы и прилегающие к ним зоны, в которых при сварке возникают термические напряжения. Как известно, в процессе сварки металл нагревается неравномерно. В зоне сварного шва достигается температура плавления металла, а в прилегающих зонах температура металла намного ниже. На рис. 1-1Х схематически показано изменение температуры металла при сварке и указаны температурные интервалы на упрощенной диаграмме состояния железо — углерод. На участке 1—2 происходят плавление металла, на участке 2—3 — частичное оплавление со значительным ростом зерна участок 3—4 соответствует процессу нормализации структуры с измельчением зереи на участке 4—5 происходит частичная перекристаллизация, на участке 5—6—рекристаллизация зерен на участке 6—7 температура снижается с 400 до 200° С — в этом интервале температур наблюдается синеломкость у сталей, склонных к старению. Здесь по границам зерен скапливаются нитриды и карбиды и пластичность стали снижается. Нагрев до температур ниже 200 С ие вызывает изменения структуры и свойств стали. Следует отметить, что рассматриваемая схема является условной она использована для пояснения темперного влияния на структуру металла в процессе сварки. [c.131]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...