Фазонаклепанный аустенит

Cтраница 4

Холодная или теплая пластическая деформация является наиболее известным, а иногда и единственно возможным способом упрочнения аустенитных сплавов и сталей. Поэтому представляет интерес сравнить упрочнение аустенита при фазовом наклепе с упрочнением при пластической деформации, а также выяснить возможности дополнительного повышения прочности фазонаклепанного аустенита заснет пластической деформации. [46]

В метастабильных аустенитных нержавеющих сплавах на Fe-Cr-Ni основе интервал обратного а - у превращения находится при достаточно высоких температурах ( 550 - 7БО С), при которых возможно развитие диффузионных процессов разупрочнения. Как было показано в главах 3 и 4, дополнительное легирование хромоникелевых нержавеющих сталей Мо или W способствует сдвиговой перестройке решеток а у и задерживает развитие процессов рекристаллизации фазонаклепанного аустенита. [47]

Упрочнение определяется наложением дефектов решетки, вносимых тем и другим способом, однако при этом результирующее упрочнение не может превышать уровня, соответствующего состоянию насыщения. Очевидно, дефекты решетки, вносимые пластической деформацией, наследуются при у а у превращении, доводя упрочнение фааонаклепанного аустенита до насыщения. Наследование не представляет полного суммирования дефектов решетки деформированного и фазонаклепанного аустенита. Наследуется лишь часть дефектов деформированного аустенита, определяемая уровнем насыщения. Прирост упрочнения объясняется тем, что деформации подвергается фазонакпепанный аустенит, обладающий более высокой плотностью дефектов решетки по сравнению с неупрочненным аустенитом. Прирост упрочнения при фазовом наклепе деформированного аустенита, как уже говорилось, объясняется наследованием дефектов решетки при заключительном у - а - у превращении. [48]

Таким образом, увеличение предела текучести двойных сплавов Fe-Ni в результате циклов у-а - у превращений может быть целиком объяснено повышением плотности дислокаций. После у-а - у превращения повышается плотность дислокаций также в участках остаточного аустенита, прилегающих к гйартенситным иглам, что вызывает некоторое упрочнение. Блочная структура, определяемая рентгеновскими методами в мартенсите и фазонаклепанном аустените, одинакова. Однако блочная структура фазонаклепанного аустенита не участвует в создании его повышенной прочности. [49]

Рассмотрим возможные причины неравновероятной реализации всех вариантов мартенситного ориентационного соотношения при а - у преврешении в процессе ускоренного нагрева. Восстановление ориентации у-фазы после цикла у - а - у обычно связывается с кристаллографически обратимым характером - у превращения [ 54, 11 б ] вследствие ориентирующего влияния остаточного аустенита и остаточных напряжений. Появление, у-двойников в работах [19, 118] объяснено началом процесса отжига фазонаклепанного аустенита. Однако невосстановленная у-фаза появляется в интервале а у превращения при 300 - 500 С, когда развитие подобных двойников при ускоренном нагреве затруднено. [50]

Непрерывный распад при старении фазонаклепанного аус. тецита. [51]

Образование этих петель начинается с диффузионного собирания отдельных вакансий в диски, которые затем захлопываются. Захлопывание вакансионного диска сопровождается образованием дефекта упаковки вычитания. Форма дефектов решетки обусловливает и форму выделяющейся стабильной фазы, поэтому т / - фаза в участках фазонаклепанного аустенита выделяется в форме дисков. [52]

Так, в сплаве Н26ТЗ после полного ячеистого распада при 700 С образуется за 24 ч при комнатной температуре всего 6 % изотермического мартенсита, и лишь через 2 месяца его количество возрастает до 26 %, посте чего не увеличивается. Участие такого количества мартенсита в у - а - у превращениях не обеспечивает высокого упрочнения аустенита при фазовом наклепе. В табл. 5.4 приведены механические свойства сплава Н26ТЗ после ячеистого распада, последующего фазового наклепа и дополнительного старения фазонаклепанного аустенита. [53]

После испытания при 300 С ( выше М) исключающего мартен-ситное у-кх превращение, сплав находится в однофазном состоянии и обнаруживает значительное снижение прочности и относительного удлинения по сравнению с испытаниями при 20 С. Снижение пластичности обусловлено отсутствием мартенситного превращения при растяжении, а уменьшение прочности происходит в результате усиления процессов динамического отдыха при повышении температуры деформации. Однако падение прочностных свойств при 300 С происходит в меньшей степени, чем в закаленном сплаве, очевидно вследствие деформационного старения фазонаклепанного аустенита. [54]

Упрочнение аустенитных сплавов [ 2 97 - 3 071 при у-а - у превращении определяется не только фазовым наклепом аустенита, но и состоянием карбидной фазы, / выделяющейся из мартенсита и остаточного аустенита в процессе нагрева при обратном а-у превращении. Поэтому упрочнение сплавов Fe-Ni-C в отличие от безуглеродистых аустенитных сплавов сильно зависит от скорости нагрева при обратном а-у превращении. Так, в сплаве 88Н13 при быстрых ( около 1000 град / мин) нагревах а-у переход носит характер бездиффузионного мартенситного превращения, вследствие чего наблюдается существенное упрочнение фазонаклепанного аустенита. При уменьшении скорости нагрева до известного предела мартенситный механизм а-у превращения сохраняется, но одновременно получают развитие диффузионные процессы выделения и коагуляции карбидов, в результате чего прочность падает. [55]

При быстром непрерывном нагреве максимум отсутствует. Вследствие подавления старения мартенсита при быстром прохождении субкритического интервала пересыщенная Ti а-фаза непосредственно превращается в аустенит, в котором с повышением температуры развиваются процессы старения. Остаточный аустенит, имеющийся после охлаждения сплава в жидком азоте, полностью сохраняется при обратном а - у превращении и после его окончания присутствует в тесной смеси с фазонаклепанным аустенитом. [56]

Страницы: 1 2 3 4