Стали Структура 121 —

Горелик и Лившиц [121 ] исследовали структуру ферросплавов и легированных сталей с помощью термического окрашивания, которое вызывалось окисной пленкой, образующейся при нагреве 5 [c.152]

После цементации изделия приобретают структуру, приведенную на рис. 121, а. На поверхности изделия образуется слой заэвтектоидной стали, состоящей из перлита и вторичного цементита. Постепенно, по мере удаления от поверхности, содержание углерода уменьшается и следующая зона состоит уже только из перлита. Затем появляются зерна феррита, их количество по мере удаления от поверхности увеличивается и, наконец, структура становится отвечающей составу стали. Непосредственно после цементации изделие не приобретает требуемых свойств. Это достигается термической обработкой. Все детали независимо от способа цементации обязательно подвергают закалке с низким отпуском. [c.205]

Следует также иметь в виду, что повышение температуры процессов химико-термической обработки неблагоприятно сказывается на структуре стали. Прежде всего, при очень высоких температурах ухудшается структура стали во внутренних слоях. Высокотемпературная химико-термическая обработка может резко ухудшить строение самого диффузионного слоя. Дело в том, что при повышении температуры возрастает не только скорость диффузии элемента в стали еще более сильно возрастает скорость поступления этого элемента из внешней среды на поверхность детали. Иначе говоря, на поверхность детали поступает элемента больше, чем может продиффундировать в сталь. В результате этого получается очень неравномерное распределение концентрации элемента в поверхностном слое (фиг. 121). А очень высокая концентрация элемента, способствующая образованию химических соединений (карбидов, нитридов и т. п.), придает поверхностному слою высокую хрупкость возможно даже его отслаивание. Эти обстоятельства и ограничивают возможность сильного повышения температуры процессов -химико-термической обработки. Не е следует [c.179]

При более высоких требованиях к структуре детали после цементации подвергают охлаждению на воздухе, однократной закалке с нагрева выше Лс, и низкому отпуску (рис. 121, 6). При этом в сердцевине и на поверхности детали происходит перекристаллизация и измельчение зерна. Однако в поверхностном высокоуглеродистом слое происходит некоторый перегрев, так как оптимальный закалочный нагрев заэвтектоидных сталей — это нагрев выше Лс,, но ниже Аст. [c.173]

Горелик и Лив шиц [121] исследовали структуру ферросплавов и легированных сталей с помощью термического окрашивания, которое вызывалось оксидной пленки, образующейся при нагреве до 600—700°С в муфельной печи. Авторы сообщают о зависимости между образованием, толщиной и цветом оксидной пленки и способностью к диссоциации оксида металла или соединения. [c.190]

Металлографическая структура обычной углеродистой стали, содержащей 0,2% С. Ферритные зерна и перлитные участки имеют только отдаленное сходство со структурой затвердевшего металла. [c.110]

Поскольку до сих пор отсутствует единая методика определения тонкой кристаллической структуры закаленной и отпущенной стали II1X-15 в чистом виде, для получения достаточно надежных данных о напряжениях II рода и размерах блоков когерентного рассеяния были применены различные методики, в том числе метод моментов второго порядка [7] и метод аппроксимации формы интерференционных линий от кристаллографических плоскостей (011) (101) — (НО) — (121) (211) — (112) мартенсита с учетом поправки ширины инструментальной ширины интерференционной линии на тетра-гональность решетки мартенсита, немонохроматичность рентгеновского излучения и геометрические условия рентгенографирования [6]. [c.177]

Способы производства бериллия отливкой в вакууме заготовок с последующей их горячей обработкой давлением в защитных стальных оболочках подробно рассмотрены в статьях, опубликованных Кауфманом, Гордоном и Лилли 111, 121. Слитки диаметром до 203 жл1 выплавлялись в индукционных печах в тиглях из окиси бериллия в вакууме 100—500 мк. Металл отливали через дониое отверстие в тигле, в процессе плавки закрытое стержнем из окиси бериллия. Отливку производили в графитовую изложницу с тепло-изолпроваиной верхней частью. Большое значение имеет скорость кристаллизации в изложнице, так как слишком быстрое охлал-депие приводит к растрескиванию отливки, а слишком медленное к получению крупнозернистой структуры и частичному взаимодействию бериллия с графитовой изложницей. Ковать, прокатывать и выдавливать литой бериллий можно в защитной оболочке, например из стали SAE 1020, в интервале температур 317 -Стержни, прутки, пластины и трубы могут быть изготовлены выдавливанием. Помещенную в оболочку заготовку выдавливают при 816 1093" через фильеру, имеющую коническую или колоколовидную форму канала. Головной конец выдавливаемой заготовки имеет форму усеченного конуса, на который надевают конический наконечник, из мягкой стали 112]. Из хлопьевидного и порошкового бериллия также могут быть изготовлены бруски, пластины, прутки и трубы для этого его прессуют в стальных пресс-формах и затем выдавливают так же, как и литой металл. [c.68]

При увеличении содержания углерода интервал Мн—Мк вначале/расширяется, а затем (когда Л Гн ниже комнатной температуры) уменьшается, так как углерод (а также легирующие элементы) снижают точку Мд интенсивней, чем точку Мк (рис. 121). При содержании около 2% С точка Л1н находится близко к комнатной температуре и в нелегироваиной стали можно закалкой получить почти полностью аустенитную структуру. [c.268]

На рис 121 показано влияние температуры отпуска за каленных сталей 70С2ХА и 70СЗХМВА на снятое при релаксации напряжение Ор С одной стороны, повышение температуры отпуска увеличивает сопротивление релаксации (уменьшает Ор) вследствие роста стабильности структуры, а с другой, понижает релаксационную стойкость стали вследствие падения предела упругости Максимальная релаксационная стойкость (минимальные значения Ор) достигается при температурах отпуска, обеспечивающих до- [c.208]

В. Т. Степуренко исследовал также влияние структурного состояния стали 45 и состояния ее поверхностного слоя на циклическую выносливость при условиях наводороживания из коррозионной среды, которое будет описано ниже, на стр. 118—121. Исследовались образцы стали перлито-ферритной, сорбитной и мартенситной структуры и образцы, поверхностный слой которых подвергался различным видам упрочняющей обработки— закалкет. в. ч., обкатке роликами и суль-фидированию. Результаты этого исследования представлены на столбчатой диаграмме на фиг. 81. На этой же диаграмме показано влияние других коррозионных сред (воды и 3%-ного раствора Na l в воде) на выносливость. [c.97]

На фиг. 48 показано (по И. Г. Подгорному [121]) разрушение образцов стали 20 перлито-ферритной структуры при их длительном статическом растяжении в щелочной среде (NaOH -f NaaSiOg), при температуре 225° С и давлении до 40 атм. В этом случае проявлялась щелочная хрупкость, причем трещины статической усталости также направлены были перпендикулярно к силовому потоку. [c.103]

ТОГО, ЧТО ПО данным различных исследователей значение А/С — 40 МПа-i/ir близко к максимальному, а А/С = = 15 МПа д/м к минимальному, в пределах которых реализуется стадия II в титановых сплавах. Данные обобщены на рис. 68, из которого видно, что с ростом размера зерна скорость роста трещины уменьшается. На первый взгляд это кажется противоречащим тому факту, что с уменьшением размера зерна растет число препятствий на пути движения трещины, служащих источником рассеяния энергии. Ёдор и др. [121] связывают полученный результат с тем, что при увеличении зерна увеличивается вклад структурных элементов в сопротивление росту трещины и потому это приводит к снижению роста трещины. Однако вклад структуры в сопротивление росту трещины, как уже отмечалось, зависит от микромеханизма разрушения и поэтому нельзя однозначно связывать влияния структурного параметра на скорость роста трещины, без учета контролирующего микромеханизма разрушения. Так, исследованиями Романива и др. [120] на сталях 40Х, 45ХН2МФА и 60КС было показано, что скорость роста трещины является [c.122]

Основываясь на положениях теории обеднения, в ряде работ [42, 121, 147—149] проводились сравнительные исследования по выяснению связи между процессами выделения карбидов в нержавеющих сталях в зависимости от температуры, а также длительности отпуска в опасной зоне и склонностью их к МКК, вАявляемой методом AM. В частности, выяснялась взаимосвязь между количеством выделившихся карбидов, их морфологией (двумерные плоские, дендритные, кристаллографически развитые) и распределением по структуре стали. Установлено, что решающее значение имеет выделение карбидов по, границам зерен в виде цепочек, обеспечивающее создание непрерывной зоны обеднения. Развитие МКК, особенно на начальных стадиях, склонны связывать с появлением сетки двумерных и дендритных карбидов, образование которых наиболее характерно для низких температур опасной зоны и непродолжительных выдержек. Однако во [c.39]

Из металлокерамических антифрикционных материалов наиболее часто используют композицию графит — железо и графит — медь. У этих материалов объем прр для смазки, из которых поступает масло, составляет 20—30%. Как показано в работе [122], величина коэффициента трения для композиций с содержанием графита от 50 до 80% (остальное железо) составляет 0,13—0,19. Покрытия из пирографита увеличивают плотность поверхности графита, создают на ней ориентированную структуру, снижают химическую активность и газопроницаемость [2]. При испытании (нагрузки 5—15 кГ1см ) нанесенного слоя пирографита в паре со сталью 1Х18Н9Т на воздухе коэффициент трения составляет 0,12—0,17 для случая, когда поверхность трения совпадает с плоскостью нанесения покрытия. В перпендикулярном направлении коэффициент трения возрастает до 0,4—0,5 и наблюдается выкрошивание пирографита. Пирографит отличается низкой межслоевой адгезией, поэтому по плоскости нанесения его можно использовать в качестве антифрикционного материала только в виде однослойного покрытия при условии хорошего сцепления с подложкой [123]. Наиболее полное использование антифрикционных свойств графита возможно при правильном выборе основных размеров подшипников и зазоров между ними и валом. Л. А. Плуталова [119—121, с. 162] рекомендует выбирать толщину стенки подшипника в зависимости от диаметра вала [c.64]

Рис. 121. Диаграмма состояния Ре—РсзС и образование псевдо-эвтектоидных структур при переохлаждении аустенита в доэвтектоидной и заэвтектоидной стали

При искусственном деформационном старении низкоуглеродистой стали в равновесном состоянии интенсивный подъем ударной вязкости наблюдается лишь при температурах выше 350—450° С, так как в указанном интервале кривые an=f(t iap) претерпевают либо задержку в подъеме, либо даже некоторое падение. В этом же интервале наблюдается увеличение или задержка в падении Оу, 0т, Ов, НВ, Не и уменьшение или задержка в подъеме o и я з (рис. 24, 30) [108]. Исследование влияния степени деформации на эТот эффект показало, что он более четко выражен по упрочнению и падению пластичности для оптимальной степени деформации, почти не проявляется для меньших степеней и несколько уменьшается для более высоких (см. рис. 30). Увеличение степени деформации несколько снижает температуру максимума упрочнения и минимума пластичности. Следовательно, рассматриваемый эффект требует определенной плотности дислокаций и дислокационной структуры. Хотя природа его не ясна, можно предполагать, что он связан с предрекристаллизационным перераспределением дислокаций типа полигонизации и сегрегацией на полигональных стенках +N [8, с. 127, 121]. Более четкие полигональные стенки, к тому же закрепленные +N, являются более эффективными препятствиями для дислокаций, чем размытые границы, созданные деформацией (небольшой). Поэтому, вероятно, происходит упрочнение и падение пластичности. Интересно, что упрочнение может достигать максимального уровня, полученного при более низких температурах старения, но пластичность, хотя и падает, но остается выше соответствующих минимальных значений. Таким образом, в ин- [c.72]

Полный отжиг обычно применяют для доэвтектоидной стали. Изделия нагревают до температуры на 30—50° С выше точки Асз (см. рис. 120,5), что обеспечивает полную перекристаллизацию— превращение исходной фер-ритно-перлитной структуры в аустенит. При такой температуре нагрева аустенит получится мелкозернистым, следовательно, при охлаждении сталь будет иметь также мелкозернистую структуру (рис. 121, а). Если при отжиге нагреть изделия значительно выше Лсз, то зерна аустенита могут вырасти до крупных размеров. После охлаждения получится грубая структура, состоящая из крупных зерен феррита и перлита. Сталь с такой структурой обладает пониженной пластичностью. Иногда фер-ритные выделения имеют вид игл, такая структура называется видманштеттовой (см. рис. 121, б). [c.251]

На фиг. 121 и фиг. 122 представлены вертикальные разрезы диаграмм тройных систем Ре — Сг — С и Ре — — С параллельно стороне Ре — РезС при 12% хрома и 18% вольфрама [143]. При содержании в хромистых сталях углерода свыше 0,8%, а в вольфрамовых — свыше 0,5% образуется эвтектика, и для рас гво рения карбидов требуются очень высокие температуры нагрева для хромистых сталей до 1100°, для вольфрамовых до 1300°. При наличии эвтектики получаются ледебуритные структуры, и часть карбидов не может быть переведена в раствор. Несмотря на образование чугунистой ледебуритной структуры, ковкость сталей еще не теряется. [c.237]

Вышеизложенные исследования позволили [14—16, 60—62, 121] сформулировать принцип получения комбинированных заш,ит-ных присадок, консервационных и рабоче-консервационных продуктов, заключаюш,ийся в сочетании маслорастворимых ПАВ — ингибиторов коррозии донорного, акцепторного и экранирующего действия. В этом случае экранирующие ингибиторы коррозии обеспечивают быстрое первоначальное обезвоживание поверхности — удаление воды с поверхности металла за счет Н-связей, солюбилизации и пр-. и удерживание ее в объеме продукта. На освободившейся от воды поверхности металла происходит сорбция ингибиторов хемосорбционного типа, причем при сочетании донор-ных и акцепторных ингибиторов создаются наиболее благоприятные условия для создания прочных хемосорбционных пленок как на отрицательных металлах или их участках (катодах), так и на положительных (анодах), с последующей защитой хемосорбционных пленок более толстыми слоями ингибиторов адсорбционного типа ( структура сэндвича ). При этом принципиально важно, что в двигателях и механизмах анодными участками, как правило, становятся цветные металлы (свинец, магний, алюминий, сплавы) по отношению к стали и т. д. Таким образом, в случае макрообъектов на этих металлах можно ожидать преимущественной сорбции ингибиторов донорного действия, которые защищают цветные металлы от коррозии, а не усиливают ее, как акцепторные ингибиторы. [c.160]

Дисперсионно-твердеющие стали. Их используют для деталей, упрочняемых за счет вторичного твердения. Оно проявляется при отпуске закаленных сталей со структурой мартенсита благодаря вьщелению карбидов при температуре 550-650 °С, и оптимальное упрочнение сталей при вторичном твердении достигается при определенной доле вьщеляю-щихся карбидов. Содержание углерода в дисперсионно-твердеющих сталях не должно превьниать 0,3-0,4 % (табл. 1.3.121). Более высокое содержание значительно снижает пластичность. Степень развития вторичного [c.279]

По мнению ряда исследований [50,117,118], высокой износостойкостью обладают стали с мартенсито-карбидной структурой, которые характеризуются значительной твёрдостью и повышенным сопротивлением мартенсита сдвигу. Другие авторы [119] считают, что мартенсит может уступать по сопротивляемости изпашивапию сплавам, матрица которых состоит из троостита и сорбита. Недостатком сплава с мартепситпой структурой является хрупкость, которая ограничивает область применения, вследствие растрескивания и сколов металла [38,66,120,121]. Широкое распространение для работы в условиях ударных нагрузок получили материалы с аустенитной структурой. Легированный аустенит но прочности занимает промежуточное место между ферритом и мартенситом, обладает значительной вязкостью, имеет близкие параметры решётки с карбидной фазой, что обусловливает лучшее закрепление карбидов в основе материала. [c.48]

Вредное влияние серы и фосфора на хладостойкость стали показано многими авторами [46, 27, 112, 121, 156, 166, 174]. Являясь одними из наиболее сильно ликвируюш их элементов, они вызывают неоднородность состава, структуры и свойств металла шва. Охрунчиваюш ее влияние фосфора проявляется в ослаблении межкристаллических связей в результате обогаш е-пия границ зерен элементарным фосфором и образования металлических включений фосфидной эвтектики [166]. [c.112]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...