Эвтектоидное превращение в легированной стали

Эвтектоидное превращение в легированной стали [c.338]

Поскольку решетки новой и старой фаз всегда отличаются по своим параметрам и типу, общим условием когерентности является либо наличие у зародыша метастабильной решетки, либо деформирование равновесной решетки. Чем меньше кристаллографическое соответствие фаз, тем меньше скорость образования зародышей. При значительной разнице в кристаллическом строении фаз энергетический барьер, обусловленный необходимостью создания межфазной границы, резко возрастает и образование зародышей настолько затрудняется, что переход старой фазы в новую становится возможным только через ряд промежуточных мета-стабильных фаз, каждая из которых ближе по своей структуре к исходной. При этом обеспечивается наибольшая скорость превращения, хотя снижение свободной энергии системы может быть и не максимальным, как это имело бы место, если бы был возможен прямой переход исходной фазы в новую стабильную (правило ступеней). Типичными примерами таких метастабильных фаз являются мартенсит в стали, а -, а"- и ш-фазы в сплавах титана, которые также образуются по мартенситной кинетике. Однако метастабильные фазы, возникающие в соответствии с правилом ступеней, могут образовываться и диффузионным путем, например цементит в легированных сталях при эвтектоидном превращении. [c.16]

Примером может служить эвтектоидное превращение в стали. Кристаллическая решетка пластинок цементита находится в хорошем соответствии с решеткой аустенита. Образование цементита сопровождается ничтожным тепловым эффектом. Характерно, что в легированной стали образование стабильного легированного карбида, решетка которого не обладает размерным соответствием решетке аустенита, происходит лишь в процессе последующей длительной выдержки путем перераспределения легирующих элементов и железа между ферритом и цементитом. Таким образом, правило ступеней является общим как для диффузионных, так и для бездиффузионных превращений. [c.17]

В углеродистой стали при малых скоростях охлаждения (фиг. 23, о) протекает только диффузионный распад аустенита с образованием фер-ритно-цементитной смеси различной дисперсности (перлит, сорбит, троостит). При более высоких скоростях охлаждения (для эвтектоидной стали выше 115—120° в сек.) диффузионный распад аустенита подавляется и аустенит претерпевает мартенситное превращение (фнг. 23, а). На термокинетических диаграммах для многих легированных сталей (фиг. 23,6) отмечается зона промежуточного превращения аустенита с образованием игольчатого троостита (бейнита), [c.228]

Элементы расположены в таблице в порядке возрастающей способности вступать в эвтектоидную реакцию. В сплавах титана с Мп, Ре и Сг эвтекто-идное превращение протекает несравнимо медленнее, чем в сталях. Например, в сплавах с 2,9—12% Мп превращение не начинается в течение 1500 ч при 450—650° (Фрост и др. [3]). В сплавах с 1,3% Ре при 570° превращение не наблюдается в течение 1000 ч, с 2,2—6,1 % Ре оно начинается через 100 ч, а при большем содержании Ре — через 10 ч (Полонис и др. [3]). В сплавах с 4,6—7,5 Сг при 650° превращение становится заметным после выдержки в течение 200 ч, а при 550° — через 48 ч. Однако эвтектоидному превращению в этих сплавах предшествуют промежуточное превращение р-фазы в мета-стабильную (0-фазу и распад последней на а-фазу и обогащенную хромом р-фазу. Последующее образование эвтектоида сопровождается уменьшением содержания хрома в обогащенной р-фазе (Фрост и др. [4]). При дополнительном легировании сплавов титана с 2,4—6% Сг алюминием до 2,4—6% эвтектоидное превращение при 600° регистрируется только через 1000 ч. Как в бинарных, так и в этих тройных сплавах с хромом эвтектоид начина- [c.14]

Элементы расположены в таблице в порядке возрастающей способности вступать в эвтектоидную реакцию. В сплавах титана с Мп, Ге и Сг эвтектоидное превращение протекает несравнимо медленнее, чем в сталях. Например, в сплавах с 2,9—12% Мп превращение не начинается в течение 1500 час при 450—650° (П. Д. Фрост и др. [3]). В сплавах с 1,3% Ре при 570° превращение не наблюдается в течение 1000 час, с 2,2—6,1% Ге оно начинается через 100 час, а при большем содержании Ге — через 10 час (Д. X. Полонис и др. [3]). В сплавах с 4,6—7,5% Сг при 650° превращение становится заметным после выдержки в течение 200 час, а при 550° — через 48 час. Однако эвтектоидному превращению в этих сплавах предшествуют промежуточное превращение р-фазы в ыетастабильную (0-фазу и распад последней на а-фазу и обогащенную хромом р-фазу. Последующее образование эвтектоида сопровождается уменьшением содержания хрома в обогащенной р-фазе (П. Д. Фрост и др. [24]). При дополнительном легировании сплавов титана с 2,4—6% Сг алюминием до 2,4—6% эвтектоидное превращение при 600° регистрируется только через 1000 час. Как в бинарных, так и в этих тройных сплавах с хромом эвтектоид начинает образовываться при наличии двухфазной (а-ЬР)-струк-туры. Замедление эвтектоидного превращения при введении в сплавы алюминия связывают с тем, что он тормозит р со-превращение (X. Д. Кеслер и М. Хансен [3]). [c.30]

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]

При отжиге, проводящимся при температурах на 100—150° С более высоких, чем для быстрорежущих сталей (вследствие повышенных температур а - у-пре-вращения) в этих сталях происходит распад аустенита на феррит и интерметал-лиды по механизму эвтектоидного превращения. Вследствие большого объемного содержания интерметаллидной фазы и высокой легированности феррита.кобальтом, твердость этих сталей после отжига повышенная. [c.371]

Другим способом является комбинированная закалка, так называемая через воду в масло. Во избежание предэвтектоидных превращений в эвтектоидных и заэвтектоидных сталях требуется очень эффективное охлаждение на его начальном участке (до 350—500° С), а затем можно использовать охлаждение в более-мягкой охлаждающей среде. В таких случаях инструмент охлаждают в воде до почернения, а затем помещают в масло возможна также комбинация охлаждения в воде и ступенчатого охлаждения. Для легированных сталей применяют охлаждение в воде и затем в масле. Охлаждение в масле проводят до исчезновения красного цвета (приблизительно до 500° С), а затем вынимают из масла и охлаждают на воздухе. [c.164]

Целью легирования инструментальных сталей, принадлежащих к этой группе, в первую очередь является увеличение толщины прокаливаемого слоя, так как твердость обеспечивается большим содержанием углерода в мартенсите. Чем разнообразнее добавки содержит сталь, тем больше диаметр прокаливаемости или расстояние, измеренное от охлаждаемого торца на образце Джомини (рис. 161). Наиболее значительно увеличивает прокаливаемость легирование марганцем, молибденом, хромом и кремнием. С помощью легирования кремнием можно увеличить пределы упругости и текучести. Однако под влиянием добавок кремния растет твердость стали в отожженном состоянии и значительно увеличивается ее склонность к обезуглероживанию. У сталей, легированных, кремнием, температура эвтектоидных превращений выше, чем у нелегированных. Таким образом, для растворения карбидов требуется также большая температура. Сильные карбидообразующие элементы (ванадий, вольфрам, молибден, хром) в небольших количествах растворяются в цементите, уменьшая при этом его растворимость и склонность к коагуляции. Благодаря этому увеличивается устойчивость стали против отпуска и уменьшается чувствительность к образованию крупнозернистой структуры. Однако при наличии легирующих компонентов в количестве более 1—1,5% образуются карбиды уже больших размеров и возникает неоднородность в распределений карбидной фазы главным образом в продольном сечении. Влияние [c.173]

Никель расширяет на диаграмме состояния область существования твердого раствора иа базе -[-модификации железа. При 28% N1 точка Лд понижается до температуры 20° С при Зб /р, N1 даже переохлаждение до —183° С ие приводит к полиморфному превращению твердых растворов на базе 7- н с -железа. Являясь графитообразугощим элементом, никель находится в твердом растворе в феррите, значительно упрочняя его без заметного снижения вязкости. Никель уменьшает растворимость углерода в аустените, понижает и сдвигает влево точку перлитного эвтектоидного превращения, способствует переохлаждению, аустенита. Никелевая машино-строите.тьная сталь обладает после термообработки тонкой структурой, позволяющей получить при повышенной прочности высокие свойства пластичности и вязкости. Повышая устойчивость аустенита, никель при повышении его содержания действует в том же направлении, что и увеличение скорости охлаждения это приводит к увеличе нию прокаливаемости за счет снижения критической скорости закалки и определяет применение никелевой машиностроительной стали для массивных деталей. Уменьшение склонности к росту зерна и нечувствительность к отпускной хрупкости являются преимуществами легированной стали, содержащей никель. [c.114]

Измерения параметров кристаллизации 1ЮЗВ0ЛИЛИ найти некоторые особенности влияния легирующих элементов на кинетику перлитного превращения аустенита [10]. Легирование хромом значительно понижает величину параметров кристаллизации (с. р, и с. 3. ц.) по сравнению с эвтектоидной углеродистой сталью при более или менее значительном переохлаждении. Так, значение с. р. при величине переохлаждения Д7 = 90° для углеродистой эвтектоидной стали составляет порядка 10-2 мм/сек, а при легировании 3% Сг— 10-- мм/сек. Максимум на кривых зависимости с. р. и с. 3. ц. от переохлаждения <( макс ) при легировании хромом смещается к более высоким температурам и меньшей величине переохлаждения (ДГ). В углеродистой стали <макс= 560° ДГ = 160° А хромистой стали i макс = 660—680° ДГ = = 65-80°. [c.605]

Типичная запись кривых, полученная на этом дилатометре для доэвтектоидной легированной стали приведена на фиг. 107,а. Верхняя кривая 1 пред-ставляет запись удлинения эталона в зависимости от времени нагрева и охлаждения. Ввиду того чтО эталон имеет сравнительно небольшую массу и помещен внутри массивного образца, момент перехода последнего через критическую точку (например, при эвтектоидном превращении) влияет на [c.171]

Под влиянием содержащегося в стали углерода замкнутая область аустенита расширяется, граница области аустенита сдвигается в сгорону большего содержания ферритообразующих элементов. Например, сталь 12X17 с Сг = 17 %, С = 0,12 % является ферритной, а сталь 95X18 с Сг = 17 % и С = 1 % является мартенситной, при нагреве имеет структуру легированного аустенита, который при охлаждении на воздухе превращается в мартенсит. Действие аустенитообразующих элементов проявляется в повьппении точки А и снижении точки А , что способствует образованию открытой области аустенита. При достаточно большом содержании никеля или марганца аустенит оказывается устойчивым при 20 25 °С. Углерод и азот (после отжига стали) не сохраняют аустенит при 20 - 25 °С из-за эвтектоидного превращения аустенита в сплавах железа с углеродом или азотом. Углерод и азот в сочетании с никелем или марганцем. увеличивают устойчивость аустенита настолько, что аустенитная структура сохраняется при 20 - 25 ° С при меньшем содержании никеля или марганца по сравнению с тем, которое нужно для сохранения аустенита при 20 - 25 °С в отсутствие углерода и азота. [c.26]

Благодаря легированию получают различные соотношения между тремя основными видами твердых растворов - аустенитом, ферритом и мартенситом. На основе систем железо - хром - никель и железо - хром -никель - марганец получают стали с аустенит-ной, аустенитно-ферритной, аустенитно-мар-тенситной структурами. В низколегированных многокомпонентных сталях при содержании не более 2,5 % легирующих элементов температуры полиморфных превращений изменяются незначительно и фазовые превращения происходят аналогично превращениям в системе Fe - РезС. Различие влияния легирующих элементов заключается в след)тощем никель и марганец снижают температуру эвтектоидного превращения, а ферритообразующие элементы ее повышают. [c.27]

Описанные эффекты типичны для всех сталей, даже для легированных. Образование пластинчатого перлита путем одновременного выделения феррита и карбида тем менее вероятно, чем больше неоднородность аустенита и количество остаточных карбидов и чем меньше переохлаждение ниже Л при температуре превращения. Во всех этих случаях образуется аномальная структура. Феррит и карбид растут независимо друг от друга, если имеет место предпочтительное зарождение одной из фаз. Это условие выполняется при неполной аустенизации, а также при выделениях до- и заэвтектоидной фаз. Чем больше состав стали отличается от эвтектоидного, т. е. чем больше количество выделившихся до- и заэвтектоидной фаз, тем больше тенденция к образованию аномальной структуры. Следовательно, доэв-тектоидные стали также могут быть вырожденными. В этом случае процесс заканчивается образованием цементита самых неожиданных форм на границах зерен феррита (ф, 310/1). [c.10]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...