Охрупчивание сталей при нагреве

Охрупчивание сталей при нагреве [c.255]

Высокохромистые стали при нагреве в интервале температур 400— 500° С склонны к охрупчиванию, которое проявляется в снижении ударной вязкости, относительного удлинения и в росте твердости. [c.233]

Рис. 1.106. Охрупчивание хромистых сталей при нагреве под закалку свыше 15 мин при 985, 1000 и 1040° С, выраженное минимальным углом изгиба, при котором образуются трещины. Взяты средние значения многих опытов [326].

Опыты показали, что если легированную сталь, быстро охлажденную после отпуска при 650°С, вновь подвергнуть продолжительному нагреву при 500—520°С, то независимо от скорости последующего охлаждения в стали развивается хрупкость. Следовательно, в стали при температурах ниже 600°С совершаются какие-то диффузионные процессы, приводящие к охрупчиванию. [c.375]

К недостаткам рассмотренных сталей аустенито-ферритного класса следует отнести склонность к охрупчиванию в результате нагрева в интервале температур 400—750° С, при которых их эксплуатация не рекомендуется. [c.41]

При нагреве высокохромистых сталей до 450-520 °С проявляется один из их основных недостатков - склонность к охрупчиванию. Это явление в научно-технической литературе носит название 475 °-ной хрупкости. Она проявляется [c.20]

Высокохромистые стали ферритного класса склонны к дополнительному охрупчиванию под воздействием нагрева. Ударная вязкость и пластичность металла в зоне термического влияния сварных соединений приближаются к нулю. У этих сталей не удается предотвратить интенсивный рост зерна при сварке плавлением. Наиболее крупные зерна образуются на участке перегрева, где температура достигает Охрупчивание околошовного участка распространяется на слой, непосредственно примыкающий к линии сплавления и нагретый выше 1000 °С. [c.340]

Вредными примесями титана являются азот, углерод, кислород и водород. Они снижают его пластичность и свариваемость, повышают твердость и прочность, ухудшают сопротивление коррозии. При температурах свыше 500 °С титан и его сплавы легко окисляются, поглош ая водород, который вызывает охрупчивание (водородная хрупкость). При нагреве до температуры выше 800 °С титан энергично поглощает кислород, азот и водород — эта способность его используется в металлургии для раскисления стали. Титан хорошо обрабатывается давлением и сваривается, но плохо поддается резанию. Он служит легирующим элементом для других цветных металлов и стали. [c.252]

Ряд исследователей [49, 53—57] отмечает, что охрупчивание при 475° С интенсивнее протекает в межкристаллической прослойке, так как при помощи травления удается выявить значительное расширение границ зерен у сталей, которые приобрели эту хрупкость. Расширение границ зерен обычно связано с понижением коррозионной стойкости и исчезает при нагреве сталей 46 [c.46]

Установлено, что а-фаза в сталях с 18% Сг и 8—16% Ni присутствует при содержании от 0,75 до 3% Nb после длительного нагрева этих сталей при —650° С. Однако в большом количестве а-фаза в этих сталях не образуется вследствие образования других фаз — карбидной и интерметаллидной [192]. Особенно быстро о-фаза образуется в аустенито-ферритных сталях типа 18-10 с 2,5—4% Si. Магнитность, пластические свойства очень сильно изменяются уже при нагреве в течение нескольких часов, ударная вязкость и пластичность резко падают в интервале 550—900° С. Магнитность уменьшается в связи с тем, что немагнитная ст-фаза выделяется в ферритной составляющей. Холодная обработка, предшествующая нагреву сталей при умеренных температурах, способствует образованию ст-фазы, в то время как при высоких температурах ее эффективность меньше. Уменьшение ударной вязкости и охрупчивание стали типа 18-8 нельзя связать с карбид ным упрочнением, так как более стабильные карбиды образуются значительно быстрее, чем выделяется а-фаза. [c.238]

Аустенито-ферритные стали склонны к охрупчиванию при нагреве их при высоких температурах в интервале выделения ст-фазы и при длительной выдержке при 475° С. Охрупчивание зависит от соотношения аустенито- и ферритообразующих элементов, количества ферритной фазы и температур закалки. Наличие ферритной фазы ускоряет процесс охрупчивания по сравнению с чисто аустенитными сталями. На рис. 157 показано изменение твердости и ударной вязкости стали 23-12 после нагрева при 600— 750°С, свидетельствующее о резком охрупчивании этой стали. [c.279]

Водород, растворенный в стали и вызывающий ее охрупчивание, может быть удален из нее при нагреве при этом пластичность стали восстанавливается практически до ее исходного [c.818]

Повышение содержания ванадия в штамповых инструментальных сталях горячего деформирования с 4—5% W от 0,2 до 0,8% немного улучшает. стойкость против отпуска и теплостойкость, однако снижает при этом вязкость стали. При содержании ванадия более 0,8% у таких сталей склонность к охрупчиванию при нагреве еще сильнее. [c.271]

Замена вольфрама небольшим количеством (0,5—2,5%) молибдена приводит к более равномерному распределению карбидов, главным образом в инструментах диаметром более 400 мм. Вследствие этого улучшается вязкость сталей и они становятся пригодными для восприятия динамических нагрузок. Однако по сравнению со сталями марок К12—К13 они обладают все же меньшей вязкостью. Наличие молибдена не усиливает явление охрупчивания при нагреве, но и не ослабляет его, так как у легированных молибденом штамповых инструментальных сталей горячего деформирования вязкость при низких температурах нагрева больше, чем у легированных вольфрамом, то они остаются более вязкими при рабочей температуре 550—650° С. [c.271]

Теплостойкость стали марки W3, которая в результате термической обработки обладает высоким временным сопротивлением на разрыв, в определенном интервале температур существенно больше, чем у сталей с меньшим значением временного сопротивления. На рис. 214, кроме предела текучести при растяжении стали марки W3, изображены еще пределы текучести при нагреве в зависимости от температуры испытания двух марок обработанных термическим путем на различные пределы прочности при растяжении вольфрамовых штамповых сталей для горячего деформирования, а также стали К12 и мартенситно-стареющей стали. Однако относительное сужение площади поперечного сечения образца в случае инструментальных сталей с 5— 10% W и стали W3, имеющей предел прочности при растяжении более 1200 Н/мм в интервале температур, превышающих 500° С, резко уменьшается, возникает охрупчивание при нагреве. Довольно часто можно наблюдать межкристаллитное разрушение вследствие образования вдоль границ зерен интерметаллидов, нитридов и других выделений. В сталях, полученных переплавом, этот вид охрупчивания встречается реже. Величина охрупчивания при нагреве тем больше, чем выше прочность стали и чем большей температурой закалки эта прочность была достигнута (рис. 215). Вязкость при нагреве вольфрамовых сталей в большей степени зависит от скорости охлаждения. Чем меньше скорость охлаждения или чем больше можно обнаружить в структуре стали бейнита, возникающего при температуре выше 400—420° С, тем меньше вязкость стали при нагреве. Если переохлажденный аустенит превращается при температуре ниже 360—380° С, то опасность возникновения охрупчивания при нагреве также меньше. Повышение температуры испытания (а следовательно, и инструмента) до 500° С значительно увеличивает сопротивление хрупкому разрушению и энергию распространения трещин в сталях (рис. 216), закаленных в основгюм при пониженных температурах, а также полученных электрошлако -вым переплавом. Однако при температуре нагрева, превышающей [c.270]

Ряд высокохромисилх сталей в зависимости от рея има термообработки и температуры эксплуатации изделия могут изменять свои структуру и свойства, в основном приобретая хрупкость. В зависимости от химического состава стали и влияния термического воздействия в хромистых сталях наблюдаются 475°-ная хрупкость хрупкость, связанная с образованием сг-фазы охрупчивание феррита, вызываемое нагревом до высоких температур. 475°-ная хрупкость появляется в хромистых сплавах и сталях при содержании 15—70% Сг после длительного воздействия температур 400—540° С (особенно 175 С). Добавки титана и ниобия ускоряют процесс охрупчивания при 475°. [c.260]

При нагреве никеля и его сплавов в атмосфере, содержащей серу, последняя диффундирует в металл и, образуя соединение NiaSj, способствуют охрупчиванию металла. Всего лишь 0,005 % S достаточно для того, чтобы металл стал хрупким. Поэтому химический состав в пламенных печах должен быть абсолютно чист по сере. [c.525]

Полученные данные о поведении сульфидных включений в процессе нагрева и деформации в стали иозволпли предположить, что сульфиды при высоких температурах вызывают адсорбционное охрупчивание стали. Исходя из этого, были проведены эксперименты по изменению величины адсорбционного эффекта в зависимости от химического состава сульфидов и температуры испытаний стали Ст. 3, сплава монель и никеля, для чего были испытаны образцы, покрытые пленкой сульфидов, и контрольные. [c.137]

Х25Т То же, что и для стали 0Х17Т. но при температурах эксплуатации выше 20° С для работы а более агрессивных средах (аппаратура для растворов гипохлорита натрия, азотной и фосфорной кислот трубы для теплообменной аппаратуры работающей в агрессивных средах) Обладает удовлетворительной сопротивляемостью межкристаллитной коррозии. Проявляет склонность к охрупчиванию в результате нагрева при 450—550° С. Сваривается удовлетворительно, но сварные соединения имеют низкую ударную вязкость [c.13]

Нейтральные буферные растворы и чистая вода при комнатной температуре водородную хрупкость не вызывают повышение же температуры может вызвать наво-дороживание и охрупчивание стали в этих средах. Вследствие ЭТОГО в момент закалки стальных деталей может возникнуть частичное охрупчивание их поверхностного слоя под действием водорода, образующегося вследствие реакции стали с водой при ее нагреве. [c.190]

Введение в стали типа Х18Н10 от 2 до 4 % Мо существенно повышает их коррозионную стойкость. К таким сталям относятся, например, Х17Н13М2Т и Х17Н13МЗТ. Мо способствует увеличению количества феррита, поэтому для получения структуры аустенита необходимо, чтобы в стали содержалось достаточно много Ni. В случае его недостатка стали, содержащие Мо, склонны к охрупчиванию при нагреве до 600-750 °С, поскольку из феррита образуется а- фаза. [c.34]

Стали 15Х25Т и 15X28 используют чаще без термической обработки для изготовления сварных деталей, работающих в более агрессивных средах и не подвергающихся действию ударных нагрузок, при температуре эксплуатации не ниже —20 °С. Эти стали обладают крупнозернистостью в литом виде и склонны к сильному росту зерна при нагреве свыше 850 С (например, при сварке), что сопровождается охрупчиванием стали. Измельчить зерно и повысить пластичность термической обработки нельзя, так как стали не претерпевают а-> у-нревращений сварные конструкции из стали 15X28 склонны к межкристаллит-ной коррозии. Углерод и азот способствуют охрупчиванию стали (повышают порог хладноломкости) и являются причиной меж-кристаллитной коррозии. [c.295]

Сталь 20-10 с 4% Si очень склонна к сигматизации при нагреве в интервале температур 550—850° С. В этом случае достаточен нагрев в течение нескольких минут, чтобы вызвать резкое падение ударной вязкости и снижение пластических свойств, т. е. сильное охрупчивание стали (рис. 161). [c.285]

В работе [834] установлено, что хромомарганцевоникелевая сталь типа 19-5-6 с азотом после закалки на аустенит обладает высокой прочностью и пластичностью при 20 и —196° С. Наличие в структуре до 30% б-феррита не оказывает заметного влияния на механические свойства стали при—196° С. Однако эта сталь склонна к охрупчиванию после нагрева при температурах 500— 800° С, что зависит от содержания углерода и связано с образованием карбидов МегзСб- Сталь с 0,01% С не охрупчивается при отпуске. [c.479]

Износостойкими и вязкими являются аустенитные стали 110Г13Л и 110Г13ХБРЛ. После закалки в воде с 1050 - 1100 °С стали имеют следующие свойства бГв = 750. .. 800 МПа, <то 2 = 480 МПа, 6 = 20... 25 %, K V = 500. .. 700 кДж/м . Отпуск после закалки не проводят. Закаленное состояние при нагреве устойчиво до 300 °С, при более высоких температурах из аустенита выделяются карбиды и сталь охрупчивается. По этой причине обе стали практич ески не используют для сварно-литых конструкций. Охрупчивание сварного участка из-за выделения карбидов может быть устранено повторной закалкой, которая не всегда возможна. [c.515]

Для защиты ниобия от окисления в процессе нагрева под де( юрма-цию применяются установки с нейтральной атмосферой (аргон или гелий). Промежуточный отжиг деформированных полуфабрикатов проводят в вакуумных печах. Можно применять также покрытия жаростойкими эмалями, напыление металлами, дающими защитные окислы (хромом, алюминием), или оболочки из нержавеющей стали. Многократные и продолжительные нагревы в процессе обработки не келательны, так как приводят к загрязнению металла на значительную глубину и охрупчиванию его с образованием трещин в поверхностном слое. Ниобий рафинируют от поглощенных газов нагреванием в вакууме не ниже 1 10" мм рт. ст. При нагреве до 700—900° С из металла выделяется водород, а при 1200— [c.549]

С, энергия распространения трещин в стали W3 убывает. Это-указывает на процесс охрупчивания при нагреве. Охрупчивание при нагреве наблюдается также и у стали W3, полученной путем элект-рошлакового переплава, но эта сталь все же остается достаточно вязкой. [c.271]

Примерно до температуры 500° С значения относительного сужения площади поперечного сечения образца и ударной работы разрушения немного увеличиваются, хотя уже при 500—560° С значение относительного сужения площади поперечного сечения резко начинает убывать. Охрупчивание при нагреве увеличивается тем больше, чем выше прочность стали. При температуре выше 620° С значение ударной работы разрушения резко возрастает (при 650° С а = = 100Дж/см2). Небольшим увеличением содержания хрома и молибдена (вместо 2,5% 3,5% Сг) можно уменьшить величину охрупчивания, так как в структуре металла уменьшается количество верхнего бейнита. [c.275]

Возможность замедленного разрушения высокопрочных сталей в дистиллированной воде и водяных парах по типу статической водородной усталости, обнаруженная А. Трояно с сотр. [371], подвергалась сомнению Г. В. Карпенко и И. И. Василенко [372]. В опытах А. Трояно сталь AISI 4340 (0,4 С 1,85 Ni 0,90 Сг 0,40 Мо) с концентратором напряжения после закалки и отпуска (сгв = 2000 МН/м ) сильно понижала долговечность в дистиллированной воде (например, при ст=0,4сГв разрушение наступало через 100 мин). Еще в 1955 г. Л. Л. Кунин [373] высказал мысль, что наводороживание и охрупчивание сталей может происходить даже во влажном воздухе. Это предположение недавно было подтверждено в интересной работе К- В. Попова и сотр. [374]. Образцы из стали 20 покрывали слоем грунта и эмали в 50—60 мкм и подвергали атмосферной коррозии в районах г. Норильска, Батуми, и Хотьково (арктический, субтропический и умеренно континентальный климаты). По истечении года определялось количество абсорбированного водорода методом вакуум-нагрева. Наибольшее наводороживание (4,1— [c.136]

Отпускной хрупкостью стали и сплавов железа называют происходящее в результате пребывания стали (закаленной, или высокоотпущен-ной, или даже отожженной) в температурном интервале 600—400°С снижение прочности межзеренной связи, которое обнаруживается обыч-но по повышению температуры хрупковязкого перехода сопровождаемому увеличением доли межзеренного разрушения в хрупкой составляющей излома. Хрупкость этого вида называют обратимой, поскольку при нагреве стали в состоянии отпускной хрупкости до температур выше интервала охрупчивания хрупкость может многократно устраняться и возникать вновь при последующей выдержке или медленном охлаждении в опасном интервале температур. [c.9]

Образование дисперсных включений, т< мозящих рост аустенитного зерна. Поскольку уменьшение размера зерна заметно ослабляет межзе-ренное охрупчивание стали даже при одинаковой зернограничной сегрегации примесей [149], введение в сталь элементов, образующих труднорастворимые при высоких температурах и тугоплавкие мелкодисперсные вклк чения, сдерживающие рост аустенитных зерен при нагреве, способно снизить восприимчивость стали к отпускной хрупкости. Перспективным в связи с этим представляется использование комплексного микроЬегирования стали 1243], проводимого с целью получения очень мелкого аустенитного зерна даже в стали, охлаждаемой с ковочного нагрева при 1200—1250°С и не подвергаемой дополнительной перекристаллизации и другой термической обработке. [c.195]

К а-тптановым относят сплавы, структура которых представлена в основном а-фазой. Основным легирующим элементом этих сплавов является алюминий. Оказывая весьма благоприятное влияние на свойства титана, алюминий обладает следующими преимуществами перед остальными легирующими компонентами. Он широко распространен в природе, доступен и сравнительно дешев. Удельный вес алюминия значительно меньше удельного веса титана, поэтому при введении алюминия уменьшается удельный вес сплавов и повышается их удельная прочность по удельной прочности а-титановые сплавы превосходят большинство нержавеющих и теплостойких сталей при температурах до 400—500° С. Жаропрочность и сопротивление ползучести сплавов титана с алюминием выше, чем у остальных сплавов с такой же степенью легирования титан с а-структурой является лучшей основой для сплавов, работающих при повышенных температурах, чем титан с Р-структурой. Алюминий повышает модуль нормальной упругости, способствуя повышению устойчивости изделий из титана. Двойные сплавы титана с алюминием, содержащие до 6% А1, термически стабильны и не охрупчиваются при нагреве до температур 400—500° С. Сплавы титан — алюминий коррозионноустойчивы при довольно высоких температурах и слабо окисляются это позволяет проводить горячую обработку титана с алюминием при более высоких температурах, чем нелегированного титана. Весьма ценным свойством сплавов титана с алюминием является их хорошая свариваемость эти сплавы даже при значительном содержании алюминия однофазны и поэтому не возникает охрупчивания в материале шва и в околошовяой зоне. [c.412]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...