Влияние скорости закалки на структуру стали

ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ ЗАКАЛКИ НА СТРУКТУРУ СТАЛИ [c.493]

На рис. 12 показано влияние температуры закалки на структуру стали 50 при скорости нагрева 380—400°С/сек. Чем выше температура закалки, тем грубее образующаяся структура. [c.561]

На рис. 13 показано влияние скорости нагрева на структуру стали 40 температура закалки во всех случаях 960°. Чем больше скорость нагрева, тем более тонкая структура образуется в результате закалки. [c.562]

Закалка стали. Определить влияние температуры нагрева и скорости охлаждения при закалке на структуру, твердость и ударную вязкость конструкционной углеродистой стали. [c.281]

В печах (рис. 81). Чем больше в стали углерода, т. е. чем меньше избыточного феррита, тем меньше влияние скорости нагрева на температуру закалки. Температура индукционной закалки зависит не только от химического состава стали, но и от исходной структуры и скорости нагрева. Исходная структура стали может быть различной она зависит от того, какой предварительной термической обработке подвергалась сталь отжигу, нормализации или улучшению. На рис. 82 приведены интервалы оптимальных температур индукционной закалки стали 50 в зависимости от скорости нагрева и исходной структуры. Наиболее узкий интервал оптимальных температур индукционной закалки — для отожженной стали наиболее широкий — для улучшенной. Этот интервал расширяется главным образом в результате понижения его нижней границы. Это объясняется тем, что исходные структуры отличаются степенью дисперсности фаз. Чем дисперснее исходная структура, тем быстрее протекает превращение при нагреве (превращение перлита в аустенит протекает медленнее, чем сорбита). Таким образом, дисперсность исходной структуры определяет режим нагрева и, следовательно, размер зерна аустенита. При нормализованной структуре доэвтектоидной стали можно получить зерно аустенита [c.94]

Влияние скорости охлаждения и, следовательно, типа исходной структуры этих сталей на жаропрочность весьма сложное и зависит от длительности и температуры испытания (рис 184) При длительности испытания 1000 ч и температуре 500 °С наиболее жаропрочными оказались стали с бейнитной структурой, при более длительных испытаниях (до 16 000 ч) в интервале 500—600 °С наибольшую жаро прочность имеют стали после закалки и высокого отпуска Экстраполяция этих данных на длительность 10 —10 ч предполагает более высокую жаропрочность ста чей со структурой отпущенного мартенсита [c.306]

Действительная скорость охлаждения неодинакова по сечению детали и убывает от периферии к центру при этом может оказаться, что в центре действительная скорость закалки будет меньше критической. В этом случае сердцевина детали не получит мартенситной структуры и твердость ее окажется пониженной. Таким образом, на глубину закалки будут оказывать влияние величина действительной скорости закалки и химический состав стали, поскольку критическая скорость закалки меняется в зависимости от марки стали (см. раздел Легированные стали и сплавы ). Существенное влияние оказывает на прокаливаемость также величина зерна в стали, а следовательно, и влияющие на нее факторы, т. е. температура и длительность нагрева. [c.106]

Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение имеет большое практическое значение. Снижение точки показывает, что можно получить значительное переохлаждение аустенита (повысить устойчивость аустенита против распада) путем введения легирующих элементов, в связи с чем величина критической скорости закалки может быть уменьшена. Поэтому для получения в легированных сталях мартенситной структуры необходимость в резком охлаждении отпадает. Для закалки легированных сталей можно применять более медленно охлаждающие среды, например масло. В некоторых высоколегированных сталях структуру мартенсита можно получить даже после охлаждения на воздухе. [c.213]

Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение имеет большое практическое значение. Снижение точки показывает, что можно значительно переохладить аустенит путем введения легирующих элементов, в связи с чем [критическая скорость закалки стали может быть уменьшена. Поэтому для получения в легированных сталях мартенситной структуры необходимость в рез- [c.163]

При выборе электродной проволоки необходимо считаться с выгоранием углерода и других элементов, так как это оказывает существенное влияние на структуру и служебные свойства покрытия (рис. 108). Несмотря на выгорание углерода, твердость металлизационного слоя выше твердости металла электродной проволоки. Причиной более высокой твердости покрытия из малоуглеродистой проволоки является наклеп, из высокоуглеродистой проволоки — местная закалка распыленных частиц, что подтверждается микротвердостью покрытий. Повышение микротвердости покрытия из проволок с большим содержанием углерода объясняется наличием мартенсита в структуре слоя, возникающего благодаря высоким скоростям охлаждения частиц по сравнению с применяемыми при термической обработке стали. Однако увеличение углерода в проволоке сверх 0,7—0,8% повышает микротвердость незначительно, что [c.262]

Неполной закалке подвергаются заэвтектоидные стали. Нагрев при этом производится выше Ас. Затем в обоих случаях закалки (полной и неполной) следуют выдержка и охлаждение со скоростью, превышающей критическую, с целью получения преимущественно структуры мартенсита. Температура закалки для сталей и влияние закалки на твердость сплава показаны на рис. 9.4, схема и термокинетическая диаграмма закалки доэвтектоидной легированной стали - на рис. 9.5. [c.437]

Рассмотрим лишь некоторые аспекты влияния режимов термической обработки на структуру и свойства аустенитных сталей и сплавов на никелевой основе влияние температуры закалки и скорости охлаждения, температуры и времени старения, двойной и ступенчатой закалки. [c.250]

Простая малоуглеродистая сталь закалку при резке практически не воспринимает. Тепловое влияние резки на структуру этой стали весьма незначительно и сказывается главным образом на изменении величины зерна стали в зоне термического влияния резки и появлении в структуре наряду с участками перлита неравновесной составляющей сорбита. Сорбитные образования, как правило, недостаточно развиты и характеризуются незначительным изменением зерна стали. Объясняется это тш, что при резке длительность пребывания металла кромок при температуре выше Асз крайне мала (из-за быстрого охлаждения), в результате чего гомогенизация аустенита не успевает произойти и структура металла оказывается неоднородной. Кроме того, вследствие весьма высоких скоростей нагрева металла при резке интервал температур превращения ЛС)—Асз смещается в область более высоких температур и в заметном по ширине участке зоны влияния происходит только частичная перекристаллизация. [c.315]

Поэтому при проверке пригодности принятого режима и определении температуры подогрева при сварке закаливающихся сталей достаточно использовать результаты стандартных испытаний стали по методике ИМЕТ-1 или валиковой пробы, на основании которых можно получить зависимости изменения конечных механических свойств металла околошовной зоны от скорости охлаждения и длительности пребывания выше Ас . По этим данным можно установить интервал скоростей охлаждения, ограничивающий область частичной закалки стали в зоне термического влияния, и выбрать расчетное значение по допускаемому проценту мартенсита в структуре и благоприятному сочетанию механических свойств. [c.233]

Хромистая сталь. Хром в стали находится частью в твёрдом растворе в феррите и частью в виде прочных простых и двойных карбидов, которые более медленно, чем цементит, переходят в твёрдый раствор, а также выделяются из него, задерживая распад аустенита и снижая критическую скорость охлаждения стали при закалке. Хром повышает предел прочности, предел текучести и износоустойчивость стали. При этом вследствие увеличения дисперсности структуры пластические свойства стали в термообработанном состоянии при присадке до 1,0—1,5% Сг не снижаются [8]. Не оказывая влияния на размеры зерна при коротких выдержках, хром способствует росту зерна при длительной цементации. Хром снижает теплопроводность и свариваемость стали и увеличивает устойчивость против коррозии. [c.377]

Влияние прокаливаемости на механические свойства можно показать на примере. Заготовки из углеродистой стали с 0,45 % С, диаметро.м 10 мм прокаливаются в воде насквозь. После отпуска при 550 С получается структура — сорбит отпуска. Для такой структуры характерны высокие механические свойства Од --= 800 МПа Оо.з = 650 МПа 5 = 6 % ф - 50 % и K U = = 1 МДж/м . При диаметре заготовки 100 мм и закалке в воде скорость охлаждения в сердцевине значительно меньше критической и там образуется структура из пластинчатого перлита и феррита. Эта структура обладает более низкими механическими свойствами Од = 700 МПа = 450 МПа б = 13 % ф = — 40 % и КСи = 0,5 МДж/м . Для получения одинаковых и высоких механических свойств по всему сечению во многих случаях необходимо обеспечить в процессе закалки сквозную про-каливаемость. [c.208]

Сварка на режимах, при которых скорость охлаждения околошовной зоны больше верхнего предела, вызывает резкое снижение пластичности металла зоны термического влияния за счет ее закалки режимы, приводящие к слишком малой скорости охлаждения (меньше нижнего предела, указанного в табл. 7.1), снижают пластичность и вязкость вследствие чрезмерного роста зерна. Если сталь подвержена резкой закалке, то возможно, что при всех скоростях охлаждения в околошовной зоне образуется мартенситная структура в таком количестве, при котором пластичность металла будет низкой. [c.286]

На прокаливаемость оказывает влияние состав стали (содержание углерода и легирующих элементов) и характер закалочной среды. Легированные стали имеют значительно более высокую прокаливаемость по сравнению с углеродистыми, что связано с увеличением при легировании стали устойчивости переохлажденного аустенита. Прокаливаемость углеродистых сталей зависит от содержания углерода. С понижением углерода прокаливаемость падает. Уменьшение скорости охлаждения приводит к снижению прокаливаемо-сти. При закалке в масле сквозная прокаливаемость деталей из среднеуглеродистой стали составляет всего лишь 3 мм, при закалке в воде — до 10-15 мм. С увеличением размеров заготовки прокаливаемость резко уменьшается. Так, в заготовке диаметром до 40 мм из стали 45 при закалке в воде мартенситная структура достигается на глубине всего лишь 4 мм. [c.448]

При закалке стали стремятся получить мартенситную структуру, обладающую максимально высокой твердостью. Для этого сталь должна быть охлаждена со скоростью больше критической. Но внутренние слои детали охлаждаются медленнее наружных, и если скорость охлаждения будет меньше критической, то вместо мартенсита образуется троостит или сорбит. Из этого видно, что сечение детали оказывает очень большое влияние на получение определенной структуры, а от этого будут зависеть и получаемые свойства. Глубина проникновения мартенситной зоны от поверхности называется про-каливаемостью. [c.224]

Влияние легирующих элементов на свойства стали. В изделиях крупных сечений (диаметром свыше 15—20 мм) механические свойства легированных сталей (Ов, ао,а, б, ф, КСи) значительно выше, чем механические свойства углеродистых сталей. Особенно сильно повышаются предел текучести, относительное сужение и ударная вязкость. Это объясняется тем, что легированные стали обладают меньшей критической скоростью закалки, а следовательно, лучшей прокаливаемЬстью. Кроме того, после термической обработки они имеют более мелкое зерно и более дисперсные структуры. Благодаря большей прокаливаемости и меньшей критической скорости закалки замена углеродистой стали легированной позволяет проводить закалку деталей в менее резких охладителях (масле, воздухе), что уменьшает деформацию изделий и опасность образования трещин. Легированные стали применяют поэ- [c.259]

В работе [ 69] изучено влияние скорости нагрева на положение A i в условиях изотермического эксперимента. Образцы стали 20 после холодной прокатки (е = 50 %) нагревали до разных температур ниже 725°С со скоростями 500, 900, 3000 и 6000°С/мин. После вьщержки от двух до тридцати минут производилась закалка, и металлографическим методом определялась степень развития а 7-превращения. Исследования показали, что снижение критической точки A i наблюдается после нагрева деформированных образцов со всеми исследованными скоростями, причем при варьировании условий нагрева в указанных пределах фиксируется одна и та же температура начала образования аустенита ( 690°С). Следовательно, изменение скорости нагревает 500 до 6000°С/ /мин не приводит к заметным различиям в степени неравновесности структуры перед началом а 7-превращения, хотя некоторые отличия в кинетике его протекания в йроцессе изотермической выдержки наблюдаются. Так, при ускорении нагрева вначале имеет место некоторое отставание в развитии превращения. Однако после вьщержки в течение 10-15 мин для всех скоростей нагрева фиксируется одинаковое количество 7-фазы. [c.51]

Установлено влияние скорости нагрева и структуры металла на критические точки, а следовательно, и температурный интервал участка разупрочнения. Показано (рис. 11.6), что изменение скорости нагрева в пределах 160—700 °С/с не оказывает существенного влияния на положение критических точек. Для стали 42Х2ГСНМА в состоянии закалки и низкого отпуска изменение скорости нагрева в пределах 30—2000 °С/с смещает температурный интервал а->упревращения на 35—40 °С при точности измерения температуры 10 °С. Можно полагать, что смещение температурного интервала участка разупрочнения в область повыщенных температур будет таким же незначительным. [c.215]

Переходим к рассмотрению влияния прокаливаемости на свойства стали. При сквозной закалке свойства по сечению закаленной стали однородны. При несквозной закалке свойства закаленной стали изменяются от поверхности к центру так же, как изменялись бы свойства у серии тонких образцов, которые получили бы при закалке разную скорость охлаждения. Представляет особый интерес, чем будут отличаться по свойствам стали с различной прокаливаемостью, если последующим отпуском выравнить твердость по сечению. Следует вспомнить, в чем состоит различие свойств продуктов закалки и продуктов закалки и отпуска, т. е. в чем различие пластинчатых и зернистых структур. [c.298]

Легирующие элементы, присутствующие в стали, оказывают влияние на структуру цементуемого слоя, механизм его образования и скорость диффузии. В случае цементации сталей, легированных карбидообразующими элементами, при температуре диффузии возможно образование двухфазного слоя из аустенита и карбидов глобулярной формы. При этом аустенит обедняется углеродом и карбидообразующнми элементами (Сг, Мп, Ti) и на поверхности после закалки образуются пемартенситные структуры, способствующие снижению твердости и особенно предела выносливости. Суммарная концентрация углерода на поверхности цементированного слоя сталей, легированных карбидообразующими элементами, может достигать 1,5—2,0 % и более. Карбидообразующие элементы (Сг, Мп, Мо, W и др.) увеличивают энергию активации Q, уменьшают коэффициент диффузии углерода в аустените. Никель и кобальт повышают коэффициент диффузии углерода в аустените. Однако на толщину слоя, легирующие элементы в том количестве, в котором они присутствуют в цементуемых сталях, практически не влияют. [c.233]

Изучено влияние скорости охлаждения после печного и индукционного нагрева на структуру, статическую и динамическую прочность иизкоуглеродистой стали Ст. 3 и низколегированной стали 10Г2С1. Заготовки охлаждали вместе с печью, на воздухе, в масле и в воде. Установлено увеличение циклической прочности за счет поверхностной индукционной закалки. Причина повышения циклической прочности низкоуглеродистых сталей при увеличении скорости охлаждения и температур аустенитизации свя зана с обра.зованием структур с лучшим сочетанием механических свойств и более благоприятной системой остаточных напряжений в поверхностном слое металла. [c.427]

Термическая обработка с применением скоростного электронагрева позволяет получать высокодисперсную структуру металла и является перспективным методом упрочнения длинномерных деталей, в частности, глубиннонасосных штанг (d = 16 25 мм / =8000 мм). Л.А.Ефи-мова и В.В.Булавин [122, с. 110—112] изучали влияние скорости нагрева при нормализации и закалке сталей 40 и 20HIVI на сопротивление усталостному разрушению. При печном нагреве скорость нагрева составляла 2°С/с, а при электроконтактном 30—35°С/с. Испытания проводили на стандартных вращающихся с частотой 0,75 и 50 Гц образцах при консольном изгибе в воздухе, 3 %-ном растворе Na I и пластовой воде, содержащей 30 % нефти, при/У= 10 цикл. [c.55]

Влияние углерода и исходной структуры металла на упроч-няемость поверхностного слоя. В обычных условиях увеличение температуры закалки конструкционных сталей выше точки Асз может привести к получению крупнозернистого аустенита после охлаждения. При ЭМО опасность перегрева не имеет такого значения, так как время выдержки ничтожно мало. Кроме того, можно предположить, что при ЭМО, несмотря на высокую скорость нагрева и мгновенную выдержку, однородность аустенита обеспечивается также и за счет механического измельчения структуры поверхностного слоя. При обработке крупнозернистой доэвтектоидной стали на некоторой глубине от поверхности, где температура ниже точки Асз, в зоне пониженных давлений и деформаций в процессе превращения могут оказаться нерастворенные зерна феррита. [c.24]

Как видно из данных табл. 6.7 и рис. 6.5 скорость охлаждения для низкоуглеродистых сталей оказывает большое влияние на их механические свойства. При повышении содержания марганца это влияние усиливается. Поэтому даже при сварке горячекатаной низкоуглеродистой стали марки СтЗкп при указанных выше условиях не исключена возможность получения в сварном соединении закалочных структур. Если сталь перед сваркой прошла термическое упрочнение - закалку, то в зоне термического влияния шва на участках рекристаллизации и старения будет наблюдаться отпуск металла, т.е. снижение его прочностных свойств. Уровень изменения этих свойств зависит от погонной энергии, типа сварного соединения и условий сварки. [c.266]

В литом состоянии отливки из стали 1Х18АГ15 имеют меньшую зону столбчатых кристаллов, что обусловлено влиянием присадки азота, а также примерно одинаковую жидкотекучесть. При содержании 0,43% N сталь полностью аустенитна, при 0,33% N в стали появляется около 5—7% ферритной фазы. Закалка с 950—1250° С не оказывает суш,ественного влияния на структуру и свойства стали, а увеличение скорости охлаждения способствует увеличению ферритной составляюш,ей. Сталь может изготовляться в деформированном состоянии, так как она хорошо прокатывается в горячем и холодном состояниях. [c.444]

В табл 14 приведены данные о влиянии исходной структуры (после закалки) на механические свойства высоко-отпущенной стали 18Х2Н4МФА Регулируя скорость непрерывного охлаждения стали из аустенитного состояния в соответствии с термокинетической диаграммой распада аус тенита, удалось получить смеси различных структур мартенсита М, мартенсита и нижнего бейнита М- -Бп в разных соотношениях, верхнего и нижнего бейнита (5в+н), верхнего и нижнего бейнита с ферритом и перлитом в+н+ФЯ Естественно, что после закалки на указанные структуры сталь имела разную твердость, но подбором температуры отпуска была получена одинаковая твердость HV 3000 МПа, что позволило сравнить свойства при разной исходной структуре [c.167]

В опытах с другой сталью, содержащей (%) 0,24 С, 0,8 Мп, 0,006 Р, 0,003Р, 8,94 N1, 0,24 Сг, 0,26 Мо, 0,021 А1, были получены аналогичные результаты о влиянии 5.-кратной электрозакалки на структуру и механические свойства. Конкретные значения механических свойств после ЦЭТО указанной никелевой стали и после обычной закалки приведены в табл. 3,23, Нагрев при ЦЭТО и обычной закалке производили для исследованной стали до 760 °С, а отпуск при 538 °С в течение, 1 ч. Скорость нагрева при ТЦО 11 °С/с. [c.112]

Кроме частоты тока на глубину прогрева (а значит, и закаленного слоя) большое влияние оказывают скорость и температура нагрева. Чем больше скорость нагрева, тем меньше глубина закалки чем выше температура нагрева, тем больше глубина закалки. Скорость нагрева зависит от мощности генератора (частоты тока) и колеблется в пределах 50—500 град/с. При данной частоте тока скорость нагрева в первую очередь зависит от магнитной проницаемости металла.Чем больше эта проницаемость, тем больше скорость нагрева. Температура закалки зависит от скорости нагрева и исходной структуры стали (дисперсности ферритоцементитной смеси) и может меняться в пределах десятков градусов. Чем больше скорость нагрева, тем выше температура закалки. Чем дисперснее структура, тем ниже температура закалки при одной и той же скорости нагрева. [c.121]

Влияние никеля в сталях, содержащих 12—13% Сг, сводится к расширению у-области и снижению критической скорости закалки, что дает возможность сравнительно легко получить мар-тенситиую или мартенсито-аустенитную структуру. Добавки никеля оказывают также положительное влияние на пластические свойства и ударную вязкость. [c.74]

Ж ные фазовые изменения. Термический цикл резки характеризуется большими скоростями нагрева до высоких температур и столь же большими скоростями охлаждения (рис. 8). В этом случае под действием теплового удара узкая зона металла нагревается до температур выше аустенитного превращения и частично до температуры плавления. При этом скорость нагрева при резке более чем в 2—3 раза превышает скорость нагрева, например при электродуговой сварке (380—400 град1сек в интервале 300—900°С). Под действием такого термического цикла в з.т.в. происходят фазовые изменения с образованием структур закалки. Последнее усугубляется наличием на кромке металла с повышенным содер-ж анием углерода и других элементов. Эти структурные изменения зависят не только от состава металла, но и от его толщины и режима резки. Даные, характеризующие влияние толщины и группы разрезаемой стали на глубину зоны температурного влияния, приведены в табл. 7. [c.28]

Деформируемость при термической обработке оказьшает большое влияние на трудоемкость окончательной механической обработки при изготовлении инструментов. Деформация инструментов уменьшается при сохранении в структуре стали после закалки остаточного аустенита, замедленной скорости охлаждения при закалке (охлаждение на воздухе, подстуживание, изотермическая шш ступенчатая закалка) и местной закалке рабочих частей инструментов. [c.320]

Влияние неполноты гомогенизации на устойчивость аустенита в зоне полной перекристаллизации особенно велико, когда структура стали обладает значительной исходной неоднородностью (литая структура, наличие дендритной неоднородности в кованой или катаной стали и т. п.). Влияние исходной структуры было рассмотрено автором и Б. А. Смирновым на примере стали 23Г двух плавок с одинаковым содержанием углерода, одна из которых исследовалась в прокатанном состоянии после закалки с 870° в воду и отпуска при 600° (листы толщиной б и 16 мм), а другая — в литом после нормализации с 900° (химический состав сталей см. в приложении I А). Образцы рис. 21, а из сталей обеих плавок подвергали нагреву в машине ИМЕТ-1 со скоростью Т1 д = 300 градкек до 7 , = 1350° с изменением скорости последующего охлаждения от 1 до 600 градкек. [c.153]

Стали типа 15Х5М относятся к числу термически стабильных. Однако при длительном воздействии высокой температуры в сварных разнородных соединениях могут образовываться переходные прослойки, обусловленные диффузионно м перераспределением в них диффузионно-подвижных Э1 с,ментов. Исследования, проведенные Н.М. Королевым во ВНИИнефтемаше, показали, что интенсификацию диффузионных процессов вызывают циклические термические напряжения, обусловленные различием температурных коэффици-ешов линейного расширения аустенитного шва и основного металла. Помимо термических напряжений действуют также напряжения, возникающие вследствие наличия закаленных участков в околошовных зонах. Мартенситная пересыщенная структура закалки всегда обладает более высокой свободной энергией, чем равновесные фазы с таким же номинальным составом, т.е. околошовные зоны термического влияния закаливающейся стали характеризуются более структурнонапряженным состоянием. Как известно, напряженное состояние металла значительно влияет на скорость диффузионных процессов и их коррозионную стойкость. [c.155]

При проверке выбранного режима и определении температуры подогрева при сварке закаливающихся сталей достаточно использовать результаты стандартных испытаний стали по методике ИМЕТ-1 или вали-ковой пробы, на основании которых можно получить зависимости изменения механических свойств металла околошовной зоны от скорости охлаждения и длительности пребывания выше Асз. По этим данным можно установить интервал скоростей охлаждения, ограничивающий область частичной закалки стали в зоне термического влияния, и выбрать расчетное значение по допускаемому проценту мартенсита в структуре и требуемому сочетанию механических свойств. При сварке сталей повышенной прочности содержание мартенсита в структуре металла зоны термического влияния обычно офаничивают 20. .. 30 %. Больший процент содержания мартенсита (иногда до 50 %) допускают лишь при сварке изделий с малой жесткостью при обязательной последующей термообработке. [c.286]

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]

Повторная закалка из критического интервала (между A i и Асз) снижает чувствительность к хрупкости [132]. Повышение температуры отпуска замедляет последующее развитие хрупкости при более низких температурах [114]. С увеличением времени выдержки при высоком отпуске (650°) вязкость падает, достигает минимума, затем начинает возрастать [114, 130, 133, 94, 102]. Порог хладноломкости сдвигается к более низким температурам [125]. С увеличением скорости нагрева под закалку [134] и под отпуск [55, 56] и уменьшением выдержек при отпуске обратимая хрупкость снижается и даже предупреждается. В структурах, полученных в результате изотермического распада хромоникелевых сталей, обратимая хрупкость развивается в меньшей степени, чем в отпущенном мартенсите [116]. Повышение температуры изотермического распада усиливает склонность к хрупкости [135]. Обратимая хрупкость наблюдается и в отожженных сталях [114, 136]. Развитие ее повышает температуру перехода к хрупкому разрушению при определении ударной вяч-кости в зависимости от температуры испытания. Рациональная оценка склонности стали к хрупкости возможна лишь в результате серийных испытаний и определения смещения критической температуры хрупкости под воздействием охрупчивания стали [109, 111, 114, 127, 120, 131 и др.]. Все известные случаи отпускной хрупкости можно рассматривать как разновидность явления хладноломкости, хотя о тождестве проблем отпускной хрупкости и хладноломкости говорить все же нельзя ([109] — см. также [138, 137]). Смещение кривых хладноломкости указывает на наличие отпускной хрупкости, но степень ее развития характеризует очень приблизительно [109]. Хрупкость характеризуется заниженным сопротивлением отрыву [139]. Разрушение идет по границам зерен аустенита а-фазы [113, 116, 140]. Под влиянием холодной пластической деформации восприимчивость к необратимой и обратимой хрупкости ослабляется [114, 141]. Пластическая деформация в аустенитном состоянии, после которой до рекристаллизации произведена закалка, резко ослабляет необратимую и. .братимую отпускную хрупкость [142]. [c.705]

Поскольку структура и свойства стали, охлаждаемой из области аустенита, зависят от скорости охлаждения, то существенное влияние на получаемые структуру и свойства оказывает масса о хлаждаемого металла, а следовательно, и сечение и форма закаливаемой детали (образца). Естественно, что скорость охлаждения поверхностных слоев образца выше скорости охлаждения сердцевины. Поэтому структура и свойства закаленной стали оказываются различными ио сечению детали и тем более значительно, чем больше сечение закаливаемой детали. В поверхностных слоях закаленная углеродистая доэвтектоидная сталь получает структуру мартенсита, в то время как в сердцевине она может иметь структуру троостита или сорбита закалки, а в более крупных образцах— даже структуру перлита с участками избыточного феррита. [c.260]

Эти данные (за исключением стали 40Х) также свидетельствуют о завышении температуры (на 10—20°) при определении ее методом фиксации. Что касается температуры Ас , то во всех случаях (кроме стали 23Г) она, по данным метода закалки, оказывается ниже на 25—40°, чем по дилатометрическим данным (см. табл. 9—11). По-видимому, это может быть связано только с влиянием инерции механических частей дилатометра, так как точность измерения и регистрации температуры при обоих методах была одинаковой. За счет неточности определения мест расположения спаев термопар по длине образцов с неравномерным нагревом зту разницу в значениях Ас, отнести также нельзя, так как ошибка в измерении, даже равная диаметру спая, вследствие сильно растянутой зоны нагрева (невысоких градиентов температуры) не могла вызвать отклонение температуры более 10°. С увеличением скорости нагрева и содержания углерода в стали (а следовательно, снижения количества ферритной составляющей) точность определения точки Ас, дилатометрическим методом должна еще более снижаться. В подобных условиях метод закалки не только может полезно дополнять дилатометрический анализ, но и служить самостоятельным методом для определения темпе-)атуры Ас, при непрерывном нагреве сталей с перлитной структурой. Трименение метода фиксации оправдано еще и тем, что как при сварке, так и при термообработке стали наиболее важное практическое значение имеет положение точки [c.87]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...