Аустенитизация

Перераспределение легирующих элементов и примесей в сталях при высокотемпературном сварочном нагреве — сложный диффузионный процесс, который может приводить как к снижению, так и повышению МХН. После завершения аустенитизации внутри зерен аустенита существует неравномерное распределение легирующих элементов и примесей, особенно углерода и карбидообразующих. Углерод концентрируется в местах, где ранее располагались частицы цементита, а также на участках зерна, где находятся еще не полностью растворившиеся специальные карбиды. Для сталей обыкновенного качества и качественных после горячей обработки давлением (прокатки, ковки) характерна начальная химическая неоднородность, связанная с волокнистой макроструктурой и полосчатой микроструктурой. Волокнистая макроструктура образована строчками раздробленных и вытянутых вдоль направления деформации неметаллических включений (сульфидов, оксидов, фосфидов). В зоне строчек имеет место повышенное содержание S, Мп, О2, Si, Р, А1. Полосчатая микроструктура вызвана более высокой концентрацией углерода в осях [c.514]

При нагреве после завершения аустенитизации в металле ОШЗ внутри зерен развивается процесс гомогенизации по углероду и другим элементам. Перераспределение элементов происходит в соответствии со значениями градиента химического потенциала в разных участках зерен. При этом вначале возможно временное усиление МХН. Углерод перераспределяется из зон, обогащенных некарбидообразующими элементами, в зоны, обогащенные карбидообразующими, поскольку первые повышают, а вторые понижают термодинамическую активность углерода. При повышении содержания углерода его активность увеличивается, в результате направление перераспределения углерода изменяется, чему также способствует произошедшее к этому моменту перераспределение других элементов. При нагреве до температур свыше 1370... 1470 К развивается процесс гомогенизации в направлении равномерного распределения элементов по телу зерен. Гомогенизация продолжается также на ветви охлаждения до температур сохранения диффузионной подвижности элементов или температур начала фазовых выделений, например, карбидов в высоколегированных мартенситно-стареющих сталях. [c.515]

Участки металла в месте сварки попадают в опасный интервал температур. Поэтому межкристаллитная коррозия проявляется чаще всего в зоне сварных соединений. Ее появление можно предотвратить путем введения в сталь добавок титана или ниобия,которые в первую очередь связывают углерод в стабильные карбиды и делают невозможным образование карбидов хрома. Стали с очень низким содержанием углерода (менее 0,03%) не склонны к межкристаллитной коррозии даже после выдержки в опасном интервале температур. Детали небольших размеров после сварки можно подвергать гомогенизирующему отжигу, а более крупные сварные узлы — быстро охлаждать, т. е. проводить так называемую аустенитизацию. [c.33]

Рост абсолютной величины межзеренного проскальзывания с уменьшением легирования связан с повышенной чистотой границ зерен и, как следствие, с их меньшей прочностью. Тот же эффект с увеличением размера зерна связан с тем, что в сплавах одной плавки разный размер зерен может быть получен лишь изменением температуры закалки (аустенитизации). Более высокие температуры термообработки, обеспечивающие больший размер зерна, проводят к повышению стабильности границ зерен, что препятствует их миграции в процессе сварочного нагрева. В то же время неподвижная граница интенсивней накапливает деформацию [1]. [c.99]

Таким образом, увеличением скорости охлаждения после аустенитизации можно существенно повысить не только характеристики статической прочности, но и циклическую прочность, а также трещино-стойкость низкоуглеродистых и низколегированных строительных сталей. [c.182]

Сплав Аустенитизация Старение или отпуск [c.74]

При анализе температуры аустенитизации, необходимой для перевода всего вольфрама в твердый раствор, оказалось, что в сплавах с 18 % W после закалки в воде от 12 G и ниже присутствует фаза типа fi — Fe,W , т. е. при использованных температурах нагрева под закалку эти сплавы находятся в двухфазной [c.111]

Основными элементами технологии рассматриваемого метода являются нагрев до температуры аустенитизации, пластическая деформация выше температуры рекристаллизации, закалка непосредственно после окончания деформации. Многочисленные опыты показывают, что таким методом обработки можно придать стали значительно более высокие прочностные и пластические свойства по сравнению с обычной закалкой. Получаемые свойства зависят от многих факторов состава стали, температуры аустенитизации, температуры деформации, степени деформации, способа охлаждения, температуры отпуска. [c.41]

На свойства стали, подвергнутой НТМО, влияет ряд технологических факторов, к которым относится и температура нагрева для аустенитизации, с чем связана величина зерна аустенита. [c.60]

По опытам автора на сталях многих марок такая монотонность влияния температуры аустенитизации не наблюдалась, размер зерна аустенита не имеет линейной зависимости от температуры нагрева. [c.60]

Условия аустенитизации и соответственно состояние аустеиита оказывают большое влияние на кинетику фазовых превран ений [c.201]

При больших скоростях наг рева превращение перлита в аустепит сдвигается в область высоких температур (см. рис. 95), и начальное зерно аустеиита уменьшается. Поэтому температура закалки при индукционном нагреве выше, чем при нагреве в печах, где скорость нагрева не превьилает 1,5—3°С/с. Чем больше скорость нагрева в районе фазовых превращений, тем выше должна быть температура для достаточно полной аустенитизации и получения при охлаждении оптимальной структуры (мелкокристаллического мартенсита) и максимальной твердости. [c.222]

На участке полной перекристаллизации (рис. 13.17,/б) в металле проходят процессы аустенитизации, роста зерна и перераспределения легирующих элементов и примесей. Аустенитиза-ция — переход Fe,. Fe . Этот переход для доэвтектоидных сталей происходит в интервале температур, причем в условиях неравновесного сварочного нагрева с большими скоростями он начинается и заканчивается при температурах более высоких, чем равновесные Ad и При нагреве до температур начала аустенитизации сталь получает структуру феррито-перлито-карбидной смеси. Переход в аустенитное состояние представляет собой фазовое превращение диффузионного типа. Превращение начинается на участках перлита. Зародыши аустенита образуются на межфазных поверхностях феррит—цементит. Поскольку на каждом участке перлита возникает несколько зародышей аустенита, превращение Fea-> Fe приводит к измельчению зерна. При росте зародышей зерен аустенита вместе с перестройкой ОЦК решетки в ГЦК решетку возникает новая кристаллографическая ориентация последней. В результате исчезают границы бывших аусте-нитных зерен и образуются новые границы при стыковке растущих зерен. После завершения этого процесса образуются так называемые начальные зерна аустенита. Чем дисперснее исходная структура стали, т. е. чем больше межфазная поверхность, на которой образуются зародыши зерен аустенита, тем меньше размер начального аустенитного зерна. [c.512]

Таблица 148. Полоса прокаливаемости торцовых образцов стали 20ХН2М. Нормализация при 930 °С, аустенитизация при 930 °С [120]

Для повышения стойкости против КРР в никелевые сплавы вводится ниобий в количестве 3%. Дисперсионнотвердекхций высокопрочный сплав X -750 имеет склонность к КРР после отпуска при 850°С. Для повышения его стойкости против КРР рекомендуется проводить аустенитизацию при температуре 1050-1150°Сс последующим старением при 620-7 30°С. [c.41]

На фото 20 представлена структура нижнего бейнита стали У8, выявленная методом высокотемпературного скоростного цветного окисления по режиму температура аустенитизации 850°С, ее продолжительность 10 мищ напуск воздуха для выявления границ аустенитных зерен быстрое охлаждение до 300°С с последующим бейнитным распадом при этой температуре в течение 30 мин. На фотографии отчетливо просматриваются границы бывшего аустенитного зерна (1) и образовавшиеся сдвиговым путем бейнитцые кристаллы (2). [c.182]

Исследования проводили (совместно с В. Е. Шестопаловым) на проволочных образцах из стали 1Х18Н9Т диаметром 2,0 мм с длиной рабочей части 180 мм. Сталь предварительно подвергали аустенитизации при 1050° С. Во всем исследованном диапазоне деформаций (от О до 30%) сохранялась стабильность йустенита, а-фаза не появлялась. Электролитом служил 7-н. водный раствор серной кислоты. [c.80]

В связи с разрозненным характером экспериментальных данных представляло интерес изучить влияние напряжений в широком диапазоне на все характерные параметры анодной потенциоста-тической кривой в областях активного, пассивного и транспассивного состояния нержавеющей стали. Исследования проводили (совместно с В. Е. Шестойаловым) на проволочных образцах из стали 1Х18Н9Т диаметром 2,0 мм с длиной рабочей части 180 мм. Сталь предварительно подвергали аустенитизации при 1050° С. [c.81]

Программное устройство (рис. 2) предусматривает выполнение этих этапов в необходимой последовательности в автоматическом режиме с записью кривой растяжения. Срабатывание контактов реле времени (РВ1 и РВ2) определяет этапы моделирования ТМО. Нагрев образца производится непосредственно пропусканием электрического тока. Включение цепи нагрева образца осуществляется контактором К1. При достижении заданной температуры аустенитизации конечный выключатель ВК1 замыкает цепь реле времени РВ1. После определенной выдержки при заданной температуре аустенитизации контакты РВ11 замыкаются, цепь управления электромагнитной муфтой (ЭММ) ока- [c.51]

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]

Свойства сталей после первой аустенитизации при 1000° С, после деформации 80% и после повторной аустениГизации (обратное мартенситное превращение при 720° С) [c.42]

При прямом И обратном мартенситном превращениях в образующемся аустените возникает субструктура с высокой плотностью дефектов, образующих границы достаточно мелких субзерен 20—30 мкм Обратное мартенситное превращение в исследуемых сталях X ар-актер из уется сначала быстрым, почти атерми-ческим ростом количества аустенита, с последующей замедленной аустенитизацией при изотермической выдержке (рис. 12). Для всех [c.42]

Полученные после старения прочностные свойства и, в част-но< ти, предел упругости этих сталей может быть еще больше увеличен, если после повторной аустенитизации провести холодную пластическую деформацию с относителбно небольшим обжатием (до 20%), а затем старение. Исследованные стали имеют также высокую коррозионную стойкость в окислительных средах. Так, Kqpp03H0HHaH стойкость сталей, испытанных в среде на основе азотной кислоты, соответствует для сталей, не легированных вольфрамом — 0,00014—0,00016 г/мм -ч, а для сталей, легированных вольфрамом, еще меньше — О,ООО И—0,00009 г/мм -ч. [c.45]

Таким образом разработаны режимы упрочняющей термической обработки новой группы немагнитных пружинных сталей типа 03Х10Н14Т2Ю. Оптимальный режим, обработки аустени-тизация при 1000° С, деформация 80%, аустенитизация при 720° С, старение "При 500—520° С. [c.45]

Значительное содержание никеля в рассматриваемых сталях приводит к резкому снижению начала и конца у — а и а — 7 превращений, что обеспечивает высокую прркаливаемость хтали (при охлаждении на воздухе) и относительно низкую температуру аустенитизации (650—700° С). . [c.106]

Заготовка из стали 40Х2Н4СМФ нагревали для аустенитизации до 950° С, часть их деформировали ковкой на прутки, а другую часть прокатывали в полосы с обжатиями 20, 40, 60, 70 и 85 % Непосредственно по окончании деформации прутки и полосы закаливали в масле 121]. Продолжительность ковки прутков 12—25 сек, прокатки полос — 9—12 сек. [c.52]

По варианту ВТМО заготовки из стали 40Х24СМ нагревали до температуры аустенитизации 900° С, подвергали деформации ковкой с обжатием на 85%, охлаждали в масле (закаливали). [c.54]

Образцы из стали ВЛ-1 размером 10 X 10 X 60 мм с надрезом были нагреты для аустенитизации до 950° С, подвергнуты пластической деформации ковкой с обжатием на 60%, закалены в масле, затем отпущены на 550° С, снова нагреты до 950° С и подвергнуты повторной закалке, а затем окончательному отпуску на 200° С. Результаты испытаний при соответствующих температурах представлены на рис. 18. Ударная вязкость стали после наследственного упрочнения значительно выше, чем после обычной термической обработки. Характер падения вязкости с понижением температуры испытания одинаков по обоим методам обработки, однако, следует отметить, что ударная вязкость при температуре —20° С, получаемая наследственным упрочнением, такая же, какую удается получить при +20° С после обычной термической обработки. В абсолютных значениях это составляет более 6 кГм1см . [c.55]

Ряд сталей был подвергнут НТМО с нагревом для аустенитизации до температуры 900—950° С (для ВНС-6 и 40Х5НСМФ до 1030—1050° С) и общим обжатием при 550° на 85% за десять проходов с тремя промежуточными подогревами между проходами. [c.59]

Этот фактор, очевидно, имеет значение. Однако необходимо учитывать, что с повышением температуры аустенитизации усиливается растворение примесей, межзеренных прослоек аустенит дополнительно легируется, гомогенизируется и приобретает большую устойчивость при переохлаждении. С повышением температуры аустенитизации все ха- [c.60]

Двухступенчатая термомеханическая обработка заключается в том, что сталь нагревают для аустенитизации от температуры выше Ас подвергают горячей пластической деформации, охлаждают до температуры большой устойчивости аустенита в надмартенситной области, в этом районе температур подвергают пластической деформации второй раз и закаливают. После закалки дается низкий отпуск. Этот способ предложен автором. Схема способа приведена на рис. 22, а. Рассматриваемый способ позволяет получить высокие механические свойства ста-ли, используя в той или иной мере достоинства ВТМО и НТМО. [c.61]

На стали 40Х2Н4М было изучено влияние двухступенчатой обработки при суммарной деформации на 607о, но переменном соотношении горячей и теплой деформации, тем самым изменялась доля участия ВТМО и НТМО в упрочнении стали (рис. 23). Заготовки нагревали для аустенитизации до 900° С, подвергали деформации на степени обжатия 60, 50, 35, 25%, охлаждали до 550° С, прокатывали с обжатиями на 10, 25, 35% и закаливали в масле. Часть образцов подвергали НТМО с деформацией 60%. [c.62]

Схема данного способа представлена на рис. 22, б. Стальные заготовки нагревают для аустенитизации и подвергают пластической деформации в аустенитном состоянии при постепенном охлаждении от температуры аустенитизации до температуры начала мартенситного превращения. По окончании деформации производится закалка. Для деформации могут быть использованы методы прокатка, ковка, прессование и т. д. Механические свойства, полученные на стали 40ХСНВФ после такой обработки, приведены в табл. 14 в строке под названием обработки непрерывная . По этим данным видно, что, применяя рассматриваемый способ ТМО, можно повысить предел прочности до Ов=270 кГ]мм , предел текучести до 230 кГ1мм при б = 5,7% и ф = 29%. [c.63]

Теория сварочных процессов (1988) -- [ c.512 ]

Исследование структуры и физико-механических свойств покрытий (1986) -- [ c.42 , c.148 , c.149 , c.166 , c.167 ]

Конструкционные материалы Энциклопедия (1965) -- [ c.108 ]

Теория термической обработки металлов (1974) -- [ c.151 ]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...