Упрочнение феррита карбидами

Упрочнение феррита карбидами [c.39]

Другими элементами, увеличивающими предел текучести за счёт упрочнения феррита (а также частично за счёт образования специальных карбидов), являются кремний, марганец, хром, никель и медь из них последние [c.375]

В низко- и среднелегированных сталях легирующие элементы вводят в основном для упрочнения. Хром и молибден способствуют некоторому повышению коррозионной стойкости стали в котловой воде и насыщенном паре. Упрочнение достигается в основном вследствие повышения склонности легированных сталей к прокаливаемости, упрочнения феррита и образования мелкодисперсных карбидов. Одновременно несколько ухудшаются пластические свойства и свариваемость. Сварку листов больших толщин из низколегированных сталей приходится проводить с предварительным и сопутствующим подогревом после сварки во избежание образования трещин становится необходимым высокий отпуск это усложняет технологический процесс и увеличивает трудоемкость изготовления. Однако снижается металлоемкость, так как вследствие более высокой прочности легированных сталей растут допускаемые напряжения. Многие низколегированные стали имеют заметно более низкую температуру перехода в хрупкое состояние по сравнению с углеродистыми. [c.107]

Рассмотрение начнем с анализа превращений, которые происходят в ферритных зернах перлитных жаропрочных сталей — наиболее мягкой и податливой структурной составляющей. Феррит упрочнен из-за растворения в нем углерода, молибдена, хрома и ванадия. В теле ферритных зерен имеются мелкодисперсные карбиды. Их роль особенно велика в упрочнении феррита хромомолибденованадиевых сталей. Мелкие карбиды, равномерно распределенные в ферритной матрице, затрудняют пластическую деформацию, так как препятствуют движению дислокаций. При коагуляции карбидов их количество уменьщается, а размеры увеличиваются. Препятствий для движения дислокаций становится меньше. Это явление в значительной степени объясняет изменение механических свойств перлитных сталей. В процессе эксплуатации ферритная матрица обедняется легирующими элементами из-за ухода их в карбидную фазу. Изменяется фазовый состав карбидов. [c.162]

Несмотря на относительное высокое упрочнение феррита легирующими элементами по сравнению с другими твердыми растворами,, абсолютные значения твердости и прочности легированного феррита невелики. При упрочнении феррита на 200—250% твердость достигает значений лишь 160—-200 А/д. Более существенного упрочнения феррита можно достичь введение.м легирующего элемента образующего с углеродом или другими элементами частицы критической степени дисперсности. Выделяющиеся дисперсные частицы, заклинивая плоскости скольжения феррита, дают весьма значительное повышение его твердости и прочности. С этой точки зрения для повышения прочности феррита имеются два пути. Первый путь использование выделений интерметаллических соединений железо — элемент, имеющих ограниченную растворимость в феррите, понижающуюся с понижением температуры, или других интерметаллических соединений (например, нитридов). Второй путь — использование в качестве дисперсной фазы карбида, т. е. применение сталей с карбидообразующими элементами. [c.37]

Увеличение длительной прочности низкоуглеродистой стали 18-8 связано с упрочняющим действием феррита, который в этих условиях образуется не по границам зерен, а внутри их в особой форме, способствующей упрочнению. У сталей с повышенным содержанием углерода увеличение жаропрочности связано с упрочняющим эффектом дисперсионного твердения в результате образования карбидов и нитридов хрома. Повышение содержания углерода более 0,085% очень сильно снижает пластичность, тогда как азот не оказывает такого влияния. У малоуглеродистой стали 18-8 пластичность меняется не так сильно. [c.319]

На некоторых сталях в области температур +20°С и ниже проявление эффектов упрочнения и разупрочнения сталей в сталях с феррито-перлитной структурой при ЛТ > 40°С перлит и цепочки карбидов располагаются по границам зерен. [c.209]

Частицы карбидов, находящиеся внутри а-фазы, тормозят движение дислокаций тем эффективнее, чем больше их в единице объема и чем они равномернее распределены. В верхнем бейните карбидные частицы расположены главным образом по границам ферритных кристаллов и поэтому не вносят существенного вклада в упрочнение. С понижением температуры превращения дисперсность карбидов возрастает и они располагаются в основном внутри феррита, повышая прочность бейнита. [c.258]

В США в большинстве случаев добиваются расширения допустимых пределов химического состава сталей переходного класса путем аустенитизации при пониженной температуре (925—950°С). Происходящее при этом выделение карбидов существенно повышает температуру мартенситного превращения и тем самым достигается упрочнение более мягких плавок, лежащих ближе к аустенитному классу. Увеличение интенсивности выделения карбидов и, следовательно, дестабилизации аустенита достигается также тем, что в структуре стали предусматривается определенное количество б-феррита. [c.171]

Легирование сталей повышает их прочность благодаря увеличению прочности феррита при растворении в нем легирующих элементов и карбидному упрочнению. Карбидное упрочнение основано на образовании ферритно-карбидных смесей различной дисперсности при отпуске легированного мартенсита. В легированных сталях образуются карбиды разных типов наряду с цементитом, что расширяет возможности карбидного упрочнения. [c.48]

Термическое и деформационное старение повышают прочность и твердость, но одновременно резко снижают ударную вязкость и повышают порог хладноломкости, Повышение прочности при термическом старении объясняется тем, что выделившиеся из феррита карбиды, нитриды и другие фазы создают препятствия для движения дислокаций. При деформационном старении основное упрочнение, вероятно связано не с выделением избыточных фаз, а с взаимодействием примесей (атомов углерода и азота) со скоплениями дислокаций, что затрудняет их движение. При нагреве деформированной стали возможно образование частиц метастабильной карбонитридной фазы Feie(N, )j или стабильного нитрида Fe4N, [c.190]

Стали мартенситного и мартенситно-ферритного классов. Для деталей и узлов газовых турбин и паросиловых установок (лопатки, крепежные детали, трубы и т. д.) применяют высокохромистые (8—13 % Сг) стали, добавочно легированные , Мо, V, N5 и В (см. табл. 12). Эти стали помимо более высокого значения длительной прочности обладают высокой жаростойкостью. В зависимости от содержания хрома они относятся или к мартенситному (до 10—11 % Сг) или к мартенситно-ферритному (11 — 13 % Сг) классу. Структура этих сталей состоит из мартенсита, б-феррита, карбидов типа МазСв, М С, МгС, МС и фазы Лавеса — Ре<[М7 (РегМо). Высокая жаропрочность достигается за счет упрочнения твердого раствора, образования карбидов и интерметал-лндных фаз. Наиболее сильно повышают жаропрочность вольфрам и ванадий в сочетании с молибденом. Легирование стали бором, цирконием, церием и азотом дополнительно увеличивает жаропрочность. Рабочие температуры этих сталей могут достигать 580—600 °С. Однако количество ферритообразующих элементов должно быть ограничено, в противном случае сталь может стать полуферритной, что снизит жаропрочность. [c.305]

Термическое и деформационное старение повышает прочность и твердость, но одновременно резко снижает ударную вязкость и повышает порог хладноломкости. Повышение прочности при термическом старении объясняется тем, что выделявшиеся из феррита карбиды и нитриды создают вокруг себя напряжения и затрудняют движение дислокаций. При де( рмационном старении основное упрочнение, вероятно, связано не с выделением избыточной фазы, а с образованием атмосфер Котрелла. Наклеп повышает плотность [c.202]

В листовую сталь для повыщения механических свойств и коррозионной стойкости вводят легирующие элементы хром, никель, марганец, кремний, ванадий, титан и др. В низко- и среднелегированных сталях легирующие элементы вводятся в основном для упрочнения. Хром и молибден способствуют некоторому повыщению коррозионной стойкости в воде и паре. Упрочнение достигается в основном вследствие повышения склонности легированных сталей к прокаливаемости, за счет упрочнения феррита и из-за образования мелкодисперсных карбидов. Одновременно несколько ухудшаются пластические свойг [c.32]

Старение и старение под напряжением привели к некоторому увеличению содержания хрома и молибдена в карбидах, причем количество перешедшего в карбиды молибдена, который в основном обеспечивает упрочнение феррита в стали 12.Х1МФ, было практически одинаково в обоих случаях. [c.176]

Керамикой называют материалы, содержащие глину и другие минеральные порошки, упрочненные обжигом при высокой температуре. По такой же технологии получают металлокерамику, ферриты, карбиды, нитриды, силициды и другие безглинистые материалы. Температура плавления некоторых керамик 2273— 3213 К их теплопроводность значительно ниже теплопроводности металлов. Керамика обладает высокими удельным сопротивлением и электрической прочностью. Высокая механическая прочрюсть, стабильность свойств керамических [c.224]

Стали мартенситного и мартенситно-ферритного классов содержат 8 13% Сг и легируются вольфрамом, молибденом, ванадием, ниобием, бором. Эти стали, помимо более высокого значения длительной прочности, обладают высокой жаропрочностью Структура этих сталей состоит из мартенсита, феррита и карбидов типа МгзСб, М С, МгС, МС и фазы Лавеса - Рв2 У, Ре Мо. Высокая жаропрочность достигается за счет упрочнения твердого раствора, образования карбидов и интерметаллидных фаз Предельная рабочая температура 580...600 С. Стали применяют после закалки на воздуосе или в масле от 1050. 1100 С и отпуска при 650. 750 С. Высокие температуры [c.102]

Интенсивная пластическая деформация стали обусловливает резкое увеличение плотности дислокаций в сочетании же с патентированием такая обработка приводит к созданию структуры, в которой скольжение существенно затрудняется, поскольку сдвигообразованию препятствуют чередующиеся с ферритом пластинки карбидов. При многократном повторении патентиро-вания и пластической деформации (протяжки) происходит даль-нейщее увеличение плотности дислокаций и измельчение ферритно-карбидной смеси, вследствие чего прочностные характеристики стали сильно возрастают. Упрочнение будет тем больше, чем выше степень обжатия проволоки между операциями па-тентирования. [c.92]

Структура металла упрочненных труб в исходном состоянии состояла из феррита, бейнита и частично коагулированных обособленных карбидов, расположенных на границах зерен феррита. Средний диаметр карбидных сфероидов составлял 1 10 мм. В процессе эксплуатации наблюдается дифференциация бейнит-ной составляющей, увеличение числа и размеров вьщелившихся частиц карбидов. Так, в период от 19 до 53 тыс. ч работы отмечается увеличение размеров карбидов, вьщелившихся по границам, до (3- 3,5) 10 мм и рост количества дисперсных карбидных частиц в поле феррита. Дислокационная структура металла труб однородная, плотность фигур травления составляет в среднем 10 —10 см 2 и практически не изменяется после эксплуатации 105 тыс. ч. [c.249]

Образование тонкого твердого поверхностного слоя у стали путем ее подогрева и последующего быстрого охлаждения играет важную роль во многих технологических операциях. Обрабатываемыми деталями могут быть зубчатые колеса, шпоночные канавки, зубчатые муфты, распределительные валы, концы пальцев толкателей, ножи различных машин и т. д. Поскольку допустимый износ у стали является малой величиной, то увеличение срока службы изделия достигается за счет создания поверхностного твердого слоя. Одной из важных особенностей поверхностного упрочнения является сохранение качества основной массы металла, которая также разогревается вместе с поверхностным слоем. Основным процессом при закалке является нагревание поверхности до температуры, при которой исчезает аустенитная структура. При этом углерод начинает существовать как твердый раствор карбида железа в гамме железа. Затем производится охлаждение до температуры, при которой еще не успеет образоваться устойчивое состояние перлита с ферритом или цементитом, а обра- [c.164]

Легирующие элементы Мо, У, V, Сг замедляют процесс коагуляции, поэтому после отпуска при одинаковой температуре сталь, легированная этими элементами, сохраняет более высокую дисперсность карбидных частиц, соответственно большую прочность. При указанных высоких температурах становится возможной диффузия и легирующих элементов, которая приводит к их перераспределению между ферритом и цементитом. Карбидообразующие элементы (Мо, Сг) диффундируют из феррита в цементит, некарбидообразующие (N1, Со, 81) — из цементита в феррит. Обогащение цементита легирующими элементами до предела насыщения приводит к его превращению в специальный карбид (М зСе, М7С3), который образуется в тех самых местах, где ранее были частицы цементита (превращение на месте ). Карбиды типа МС и М3С образуются путем зарождения карбида в твердом растворе с последующим выделением. Это требует перераспределения углерода между твердым раствором и карбидной фазой. Выделение из твердого раствора карбидов МС, М С нередко вызывает повышение твердости — дисперсное упрочнение. [c.187]

Нагрев двухфазных сварных швов, содержащих более 8—10% феррита, при температурах 350—600° С вызывает резкое упрочнение и хрупкость, причем структура швов не претерпевает видимых изменений и магнитность их сохраняется. Швы, содержащие меньшее количество феррита, как и чистоаустенитные швы, не охрупчи-ваются при нагреве в указанном выше интервале температур. Обнаруженное явление не связано, по-видимому, ни с выпадением карбидов, ни с превращением б -> а и по своей природе, вероятно, аналогично так называемой 475-градусной хрупкости , наблюдавшейся ранее только в высокохромистых сталях. [c.146]

Следовательно в низколегированных феррито перлитных сталях Мп, Si, Ni и Р целиком растворены в феррите V Nb, Ti и А1 полностью входят в состав карбонитриднои фазы а Сг и Мо распределены между ферритом и карбидами Учитывая невысокую концентрацию Сг и Мо в низколегированных сталях и малые значения их коэффи циентов упрочнения влиянием этих элементов на прочность феррита можно пренебречь [c.132]

На рис 74 приведена графическая зависимость зерно-> граничного упрочнения от размеров зерна феррита для разных значений /Су в указанных пределах Размер зерна феррита зависит от размера аустенитного зерна и наличия дисперсных карбонитридных фаз (см гл VIII, п 3) В ста лях с карбидо и нитридообразующими элементами при пе- [c.137]

По сравнению с углеродистой сталью СтЗ прочность низколегированных сталей выше благодаря суммарному вкладу следующих механизмов твердорастворного упрочнения вследствие растворения в феррите Si и Мп, а также Ni, Сг, Си дисперсионного упрочнения в результате выделения в процессе охлаждения проката или при термической обработке частиц кар-бонитридов, карбидов, нитридов в сталях, содержащих малые добавки V, Ti, Nb, Al и повышенное (до 0,03 %) количество азота зернограничного и субструктурного упрочнения благодаря получению структуры мелкозернистого феррита и образованию в нем малоугловых дислокационных границ. [c.252]

Исследования стали 15X28 показали, что ее эрозионная стойкость снижается с увеличением размера ферритного зерна (рис. 114). При этом уменьшается и твердость стали. Очевидно, в пределах одной структуры твердость может характеризовать эрозионную стойкость стали, так как с увеличением твердости стали возрастает ее сопротивление микроударному разрушению. Измельчение ферритной структуры хромистых сталей приводит к упрочнению границ зерен. В этом случае возрастает дисперсность карбидных выделений и их роль в упрочнении границ зерен увеличивается. Поэтому при наличии в стали мелкозернистой структуры феррит разрушается не только по границам, но и внутри зерен. Ферритные стали разрушаются при испытании сравнительно равномерно, без образования больших раковин, что свидетельствует о наличии однофазной структуры. Процесс гидроэрозии протекает быстро вследствие недостаточной упрочняе-мости хромистого феррита в процессе микроударного воздействия. Образцы стали Х28 при испытаниях подверглись значительному изнашиванию, так как структура этой стали отличалась крупнозернистым строением и наличием сфероидизированных карбидов хрома. [c.199]

В последние годы все большее значение приобретают низколегированные и малоуглеродистые стали, модифицированные малыми присадками сильных карбидообразующих элементов (ниобий, ванадий и др.) или с нитридной (карбонптридной) фазой. Распространению таких сталей способствуют следуюш,ие их преимущества небольшой удельный расход легирующих элементов, существенное повышение прочностных показателей (преимущественно предела текучести до 30%) при небольшом снижении или при неизменяющихся значениях пластичности, вязкости и сопротивления хрупкому разрушению (в отдельных случаях с повышением хладостойкости) и улучшение свариваемости. Большинство модифицирующих элементов влияет на свойства стали через измельчение зерна и дисперсионное твердение, в меньшей мере— через упрочнение твердого раствора. Важным является и то, что модифицирование способствует сохранению и получению у низколегированных сталей феррито-пер-литной структуры (благодаря измельчению зерна и связыванию части углерода в труднорастворимый карбид). Образевание промежуточных структур в сталях повышенной легированности возможно в случае нагрева до высоких температур и перевода большой части второй фазы в твердый раствор. [c.125]

ДЛЯ упрочнения стали. Применяемая обработка заключается в отпуске мартенсита путем повторного нагрева до определенной температуры ниже температуры образования аустеннта. Степень смягчения зависит от температуры и времени отпуска. В ходе обработки по мере перехода структуры к отпущенному мартенситу нли ферриту происходит образование и выделение карбидов. Подробное описание процесса отпуска дано в работе [I]. [c.24]

Основной механизм упрочнения ППД заключается в ланиноподобном развитии дислокаций, скапливающихся вблизи линий скольжений (сдвигов), и последующей их остановке (застревании) перед различного рода препятствиями. Дробление на блоки объемов металла, находящихся между линиями скольжения, поворот этих блоков, искривление плоскостей скольжения и накопление на них продуктов разрушения кристаллической решетки способствует увеличению неровностей по плоскостям скольжения, а, следовательно, упрочнению. При пластической деформации пересыщенных твердых растворов происходит их частичный распад. Продукты распада (мелкие частицы новых структурных образований) попадают на плоскости скольжения и блокируют сдвиги. Деформация сталей феррито-перлитной структуры сопровождается распадом твердого раствора углерода в а-железе и выделением очень мелких частиц карбида железа. Могут выделяться также и нитриды железа (соединения железа с азотом). При пластическом деформировании сталей со структурой мартенсита закалки наблюдается частичное превращение остаточного аустенита в мгфтенсит, которое сопровождается увеличением твердости. [c.211]

Металлографический анализ сечений образцов из сталей и сплавов титана после электроэрозионного упрочнения показывает, что ПС на катоде (заготовке) - это белый слой, имеющий либо резкую границу с основным металлом (без переходного слоя), либо слой с переходной зоной. Наличие или отсутствие переходного слоя определяется свойствами обрабатываемого материала и режимами обработки. Белый слой подобен слою Бейльби, образующемуся при других видах обработки и трении. Так, на стали ЗОХГС белый слой имеет структуру феррита с зернами, вытянутыми вдоль поверхности. По их границам расположены дисперсные вьщеления карбидов и нитридов. Белый слой при электро-эрозионном упрочнении образуется в результате насыщения ПС элементами окружающей среды и структурных изменений в материале заготовки (катода). [c.267]

Таким образом, испытания образцов обеих сталей во всём возможном диапазоне структур металлической матрицы позволило установить, что в условиях эксплуатации лопаток роторов асфальтосмесителей потенциальные возможности остаточного аустенита к упрочнению обеспечивающие в других условиях [38] существенное повышение поверхностной твёрдости и износостойкости в нашем случае практически не реализуются. Максимальная износостойкость сплавов достигается при их наивысшей исходной твёрдости, а снижение твёрдости как, за счёт увеличения в структуре феррита, так и аустенита приводит к увеличению интенсивности изнашивания. Влияние количества карбидной фазы на износостойкость сплавов в условиях лопаток выявлено при сравнении интенсивности сталей Х12 и Х12Ф1 (рис. 4.11), которые аналогичны по химическому составу и практически отличаются только количеством карбидов (в 1,5-1,6 раза) из-за различной массовой доли углерода (1,20-1,45%С в стали Х12Ф1 и 2,00-2,20%С в стали Х12). [c.64]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...