Фазонаклепанный аустенит

Cтраница 2

Повышение прочности за счет интенсификации процессов старения создает в сплавах с повышенным содержанием Ti опасность пере-старивания фазонаклепанного аустенита, сопровождающегося снижением пластических свойств. Перестариванию способствует высокая плотность дефектов решетки фазонаклепанного аустенита, ускоряющих диффузионные процессы выделения и коагуляции частиц избыточной фазы. [16]

Мо или W способствует образованию аустенита при нагреве по упорядоченному сдвиговому механизму, увеличивает термическую устойчивость фазонаклепанного аустенита, затрудняет протекание процессов возврата и рекристаллизации и тем самым значительно повышает эффективность фазового наклепа аустенита. [17]

Дисперсионное твердение аустенита в процессе мартеяситиых у - а - у превращений или после их проведения резко увеличивает упрочнение фазонаклепанного аустенита. В то же время старение метастабилъных сплавов Fe-Ni-Ti может быть использовано для осуществления мартенситного у-а превращения взамен обработки холодом ( - 196 С), Регулируя температуру и время старения, можно повысить Мц аустенита из области отрицательных в область положительных ( выше 0 С) температур. В этом случае мартенситное у - а превращение происходит ъ процессе охлаждения сплава от температуры старения до комнатной температуры и необходимость глубокого охлаждения отпадает. [18]

Легирование стали 1 - 2 % Мо, мало изменяя исходный предел текучести ( 14 - 16 кгс / мм), существенно повышает тгрочностные характеристики фазонаклепанного аустенита. [19]

Некоторое првыше-ние предела текучести, наблюдающееся в действительности с увеличением числа циклов ( см. рис. 1.9), скорее всего, объясняется измельчением кристаллической структуры мартенсита и соответственно фазонаклепанного аустенита, образующегося из него при а - у превращении. Возрастающее с увеличением числа циклов измельчение мартенсита вызывает соответствующее измельчение структуры фазонаклепанного аустенита, что приводит к повышению прочности. [20]

Проведение второго этапа фазового наклепа ( обратного мартенситного превращения а - у) необходимо совместить с полным или частичным растворением ранее выделившейся у - фазы, не допуская развития рекристаллизации фазонаклепанного аустенита. [21]

Причины различного влияния фазового наклепа на стабилизацию аустенита в сплавах с атермической и изотермической кинетикой мартенситного превращения не выяснены [37, 39], Считается, что за стабилизацию ответственны дефекты кристаллической решетки фазонаклепанного аустенита [35] Эти дефекты, по-видимому, различны в сплавах с изотермической и атермической кинетикой превращения. [22]

Проведение мартенситного а-у превращения в сплаве Н32 при ускоренном нагреве ( - 200 град / мин) до 550 С и 5-часовая выдержка при этой температуре, несмотря на повышенную дефектность фазонаклепанного аустенита, не приводят к существенному перераспределению никеля. Разонансные спектры поглощения ( рис. 3.34) состоят из спектра ферромагнитного аустенита ( поле на ядре - 230i кЭ), весьма близкого по форме к спетру закаленной у-фазы. Таким образом, в этих условиях нагрева и - у превращение в сплаве Н32 является практически бездиффузионным. [23]

Эта величина согласуется с данными, полученными для близкого по составу сплава при рентгеновском исследовании с применением микропучковой методики [26] но заметно меньше угла разориентировки, определяемого по размытию рефлексов на рентгенограммах фазонаклепанного аустенита, снятых в коллимированном рентгеновском пучке со стандартными диафрагмами. [24]

Как видно из сопоставления 1 и 2, с увеличением предварительной деформации в а-состоянии предел текучести фазонаклепанного аустенита повышается аналогично тому, как это имеет место и в случае предварительной деформации сплава в у-состоянии ( 3, 4), Однако упрочнение фазонаклепанного аустенита при деформации сплава в - состоянии выше, чем при деформации в у-состоянии ( 2, 4 ], Это обусловлено различной плотностью дефектов решетки в мартенсите перед обратным - у превращением. Кривая 5 на рис. 1.18 показывает зависимость предела текучести мартенсита, полученного охлаждением в жидком азоте, от степени предварительной деформации сплава в у-состоянии. С увеличением степени деформации в у-состоянии предел текучести мартенсита возрастает с 80 до 1OQ кгс / мм, что свидетельствует о наследовании мартенситом дефектов решетки деформированного аустенита. [25]

Как было показано [190-193] f на нержавеющих хромоникеле-вых сталях температурный порог рекристаллизации фазонаклепанно-го аустенита существенно повышается при дополнительном легировании 1 5 - 3 0 % Мо или W, Nb, Ti, V Благоприятное влияние Ti ( по отношению к термической устойчивости фазонаклепанного аустенита) видно из представленных в главе 3 результатов: в железо-никелевом сплаве Н32 развитие рекристаллизационных процессов при медленном нагреве начинается при 500 С, а в сплаве Н26ХТ1 - при температурах, превышающих более чем на 100 указанную. [26]

На поверхности шлифов сплавов Fe-Ni-Mo-C протравленных после одного цикла у-а - у превращений, новое охлаждение до - 196 С вызывает появление рельефа мартенситного превращения в светлых участках остаточного аустенита, а при последовательных циклах превращений ( как при быстром, так и при медленном нагреве) увеличивается общая площадь темнотравяшегося фазонаклепанного аустенита. Это свидетельствует о том, что вследствие выделения карбидов при нагреве происходит дестабилизация остаточного аустенита, который, таким образом, вовлекается в последующие циклы превращений. [27]

Зависимость пределов прочности и текучести фазонаклепанного аустенита с основой Х13Н7 при 350 G от содержания W, Mo, Nb, Ti, V, Со, Мп, Си приведена на рис. 7.1. Легирование стали Мп ( до 2 5 %) и Со ( до 10 %) весьма слабо влияет на упрочнение фазонаклепанного аустенита. Ниобий при содержании около 0 5 % увеличивает OQ % фазонаклепанного аустенита в 2 раза. [28]

Прирост упрочнения фазонаклепанного аустенита количественно невелик ( 5 - 7 кгс / мм), поэтому при комплексном упрочнении сплава пластической деформацией и фазовым наклепом предварительная деформация в а-состоянии не имеет существенных преимуществ по сравнению с деформацией в у-состоянии. [29]

Зб Зависимость меха нических свойств сплава ИЗО ( при 20 С от температуры отжига ( в исходном состоянии - 90 % мартенсита. [30]

Страницы: 1 2 3 4