Перлитные стали марки: Сталь перлитного класса

alexxlab | 01.12.1975 | 0 | Разное

Сталь – перлитный класс – Большая Энциклопедия Нефти и Газа, статья, страница 1

Сталь – перлитный класс

Cтраница 1

Стали перлитного класса – это низко – и среднелегированные, наиболее распространенные как конструкционные, так и инструментальные стали. В состоянии проката или после отжига они благодаря перлитной или ферритно-перлитной структуре хорошо обрабатываются режущим инструментом. Для получения высоких механических свойств, твердости и износостойкости их подвергают закалке, большей частью в масле, и соответствующему отпуску.  [1]

Стали перлитного класса характеризуются относительнее малым содержанием легирующих элементов, мартенситного – более значительным и, наконец, аустенитного – высоким содержанием легирующих элементов.  [3]

Стали перлитного класса, как не содержащие большого количества хрома, естественно, не обладают высокой жаростойкостью и их нельзя применять при температурах выше 550 – 580 С.  [5]

Стали перлитного класса выпускаются восьми марок: 12MJ 12Х1МФ ( 12ХМФ), 20Х1М1Ф1ТР ( ЭП182), 20Х1М1Ф1Б1 ( 20ХМФБ, ЭП44 25ХМФ ( ЭИ10), 25Х2М1Ф ( ЭИ723), 18ХЗМВ ( ЭИ578), 20ХЗМВФ ( ЭИ415, ЭИ579; В скобках указано старое название марок.  [6]

Стали перлитного класса при содержании 0 1 – 0 8 % С имеют обычно не более 2 – 5 % специальных примесей и структуру, аналогичную углеродистой стали, а именно: феррит и перлит в доэвтектоидной стали, перлит в эвтектоидной стали и перлит и цементит ( карбиды) в заэвтектоидной стали.  [7]

Стали перлитного класса с содержанием углерода не выше 0 35 % и легирующих элементов в сумме до 2 – 5 % пользуются широким распространением благодаря повышенным механическим свойствам и относительно невысокой их стоимости.  [8]

Стали перлитного класса являются в основном конструкционными, мартенситного и карбидного – инструментальными, а феррит-ного и аустенитного – сталями с особыми химическими и физическими свойствами.  [9]

Стали перлитного класса с содержанием углерода не выше 0 35 % и легирующих элементов в сумме до 3 – 4 % свариваются в большинстве случаев вполне удовлетворительно.  [10]

Сталь перлитного класса гораздо больше других распространена в машиностроении. Она содержит небольшое количество легирующих элементов, хорошо поддается обработке режущим инструментом и после окончательной термической обработки весьма значительно улучшает свои механические свойства.  [11]

Стали перлитного класса наиболее распространены. Структура сталей этого класса после нормализации или отжига состоит из феррита или перлита или феррита и карбидов. Такие стали содержат небольшое количество легирующих примесей и относятся к низко – и среднелегированным сталям. Обладают хорошей обрабатываемостью режущим инструментом. Многие стали этого класса, содержащие 0 / 15 – 0 2 % С, хорошо свариваются.  [12]

Стали перлитного класса являются низколегированными сталями.  [14]

Стали перлитного класса используют для изготовления крепежа, труб, паропроводов, пароперегревателей и коллекторов энергетических установок, длительно работающих при температурах 500 – 550 С. Стали этого класса используют в закаленном или нормализованном и высокоотпущенном состоянии.  [15]

Страницы:      1    2    3    4

Страница не найдена – steelfactoryrus.com

Температуры

Содержание1 Какой газ в зажигалках1.1 Какой газ лучше1.2 Почему газ в резервуаре зажигалок жидкий1.3

Температуры

Содержание1 Температура и условия плавления меди в домашних условиях1.1 Описание элемента и распространение его

Сверла

Содержание1 Основные понятия о процессах обработки отверстий и режущем инструменте, используемом на сверлильных станках1.1

Алюминий

Содержание1 Домашняя плавильня. Первый опыт1.1 Что было сделано2 Плавильня для алюминия своими руками —

Своими руками

Содержание1 Влагоотделитель для компрессора своими руками1.1 Заводской или самодельный влагомаслоотделитель?1.2 Разновидности влагоотделителей, создаваемых своими

Медь

Содержание1 Как запаять радиатор в домашних условиях — алюминиевый и медный1.1 Классификация систем охлаждения1.2

Страница не найдена – steelfactoryrus.com

Сварка

Содержание1 Сварная балка — технология, изготовление1.1 Что это такое1.2 Процесс изготовления1.3 Дефекты, которые могут

Металл

Содержание1 Травление металла в домашних условиях. Как нанести изображения на железо: пошаговая инструкция1.1 Оборудование1.2

Своими руками

Содержание1 Кромкогиб ручной для авторемонта своими руками — Металлы, оборудование, инструкции1.1 Сферы применения1.2 Основные

Своими руками

Содержание1 Браширование древесины – советы бывалого столяра1.1 Итак, для чего нужна брашировка древесины1.2 Существует

Приспособления

Содержание1 Приспособления для удобства сборки мебели своими руками1.1 Инструменты для разметки, сборки и обработки1.2

Своими руками

Содержание1 Как Сделать Линейку И Упор На Циркулярку1.1 Параллельная остановка1.2 Поддержка поперечных и угловых

1. Стали перлитного класса

Достоинствами перлитных жаропрочных сталей являются: малое содержание легирующих элементов, хорошая теплопро­водность, низкий коэффициент линейного расширения, техноло­гичность и относительно невысокая стоимость поковок.

Общим признаком легирования этой группы сталей является наличие в них 1-3% хрома, 0,5-1,0% молибдена (в качестве главного упрочняющего элемента твердого раствора) и ванадия (в качестве карбидообразователя). В отдельные марки стали вве­дены дополнительные компоненты (например, вольфрам), благо­приятно влияющие на механическую прочность металла при повы­шенных температурах.

Из сталей перлитного класса наиболее жаропрочной является сталь ЭИ415, широко используемая в турбостроении для про­изводства дисков, роторов и других деталей. По показателям жаропрочности эта сталь предназначена для работы при темпе­ратуре до 550 в течение длительного срока (100 000 ч) и при температуре от 550 до 580°С в течение ограниченного времени. Сталь ЭИ415 обладает большой способностью к термическому улучшению и хорошей прокаливаемостью.

Применительно к поковкам дисков с высотой ступицы 300 мм без центрального отверстия механические свойства стали ЭИ415 характеризуются следующими значениями (на тангенциальных образцах): предел текучести = 7078 кГмм², предел проч­ности _в = 8086 кПмм², относительное удлинение = 1618%, относительное сужение поперечного сечения =5060%, ударная вязкость а_н = 810 кГм/см². Проведенными работами выявлена возможность обработки дисков и на более высокие свой­ства прочности при вполне приемлемых показателях пластич­ности.

Большой опыт производства поковок дисков и других деталей разнообразных форм и размеров из стали ЭИ415 на Невском ма­шиностроительном заводе им. В. И. Ленина (НЗЛ) неизменно под­тверждает ее технологичность при горячей обработке и надежный уровень механических свойств.

Высокие механические свойства и большая их однородность по сечению поковки отмечены также и в крупном роторе с диаметром бочки около 900 мм [1 ]. При = 6065 кГ/мм² и _в =7078 кГ1мм² показатели пластичности = 1617%, = 5060%, а_н = 1012 кГм/см². Разница в пределах текуче­сти на периферии бочки и в зоне, близкой к центральному отвер­стию диаметром 100-120 мм, составляет около 5%.

В условиях длительного разрыва сталь ЭИ415, обработанная на 65 кГ/мм², обладает высокой пластичностью. Деформа­ция стали для деталей, рассчитанных на 100 000 ч службы, допу­скается в пределах 1%. Допустимая деформация в состоянии об­работки на 75 кПмм² в связи с более низкой пластич­ностью ограничивается величиной 0,5%.

Роторная сталь Р2, разработанная лабораторией Ленинградского металлического завода (ЛМЗ), по совокупности характеристик жаропрочности и стабильности свойств может быть использована для турбинных деталей с рабочими температурами до 535° С. Большими преимуществами этой стали являются от­сутствие склонности к тепловой хрупкости и удовлетворитель­ная пластичность в условиях повышенных температур.

При 20°С сталь Р2 в улучшенном состоянии характеризуется высоким уровнем механических свойств. Серия дисков в количе­стве 6 шт. с высотой ступицы 100 мм показала следующие зна­чения механических свойств: = 80,388,0 кГ/мм², = 89,897,0 кГ/ мм², = 15,217,6%; = 46,770,0%; а_н = 6,013,7 кГ м/см².

Крупные поковки роторов из стали Р2 по рекомендации ла­боратории ЛМЗ подвергаются не улучшению, а одинарной или двойной нормализации с последующим высоким отпуском. В таком состоянии поковки роторов имеют следующие показатели меха­нических свойств: = 5055 кГ/мм², _в = 7075 кГ/мм², = 1518%, = 4060%, а_н = 410 кГм/см^г. При разрезке ротора диаметром более 800 мм установлена высокая однородность свойств в объеме поковки. В интервале температур 450-550° С предел текучести а_{0 2} имеет устойчивые значения на уровне 41-45 кГ/мм².

Удовлетворительная пластичность стали Р2 при испытании на длительный разрыв при температуре 500-550°С допускает деформацию в пределах 1%.

Более высокой жаропрочностью обладает роторная сталь Р2М с повышенным содержанием молибдена (до 0,8 – 1,0%). По данным ЛМЗ, повышение содержания молибдена благо­приятно сказывается на уровне механических свойств при ком­натной температуре и обеспечивает удовлетворительную дефор­мационную способность в условиях длительного разрыва. Сталь Р2М используется для крупных роторов с параметрами пара до 580° С и 240 ата.

Сталь 15Х1М1Ф применяется для поковок фланцев, па­трубков, тройников и других деталей корпусов паровых турбин, работающих при температуре до 565° С. В состоянии после норма­лизации с высоким отпуском поковки фланцев типа дисков высо­той 170 мм имеют (на тангенциальных образцах) следующие зна­чения механических свойств: = 33-36 кГ/мм², = 5256 кГ/мм², = 2631 %, =7578%, а_н = 1829 кГм/см². Увеличение высоты поковки до 340 мм приводит к снижению пре­дела текучести до 30-34 кПмм².

Всесторонние исследования опытных поковок из стали 15Х1М1Ф с механическими испытаниями различных зон, прове­денные лабораторией ЛМЗ, показали достаточную однородность их свойств по сечению.

По данным ЛМЗ, механические свойства поковок в закаленноотпущенном состоянии характеризуются следующим уровнем: = 4050 кГ/мм², = 5765 кГ/мм², δ = 2023%, ψ=6570%, а_н = 715 кГм/см².

Рассмотренная группа перлитных жаропрочных сталей имеет весьма благоприятный комплекс технологических свойств, поз­воляющий изготовлять высокоответственные поковки без суще­ственных металлургических затруднений.

Нержавеющая сталь по ГОСТ – марки, виды и классификации

Коррозионностойкие (нержавеющие) стали – группа легированных сталей, основным легирующим элементом которых является хром с содержанием 12-30%. Помимо хрома, в этих сплавах могут присутствовать: никель, марганец, титан, ниобий и другие добавки. Благодаря такому составу, коррозионностойкие стали, выпускаемые в соответствии с ГОСТом 5632-2014, применяются при производстве деталей машин, элементов конструкций и оборудования, эксплуатируемых в контакте с агрессивными средами (соленой водой, кислотах, щелочах).

Какую функцию выполняют легирующие элементы в коррозионностойких марках?

Основные элементы, присутствующие в составе нержавейки:

• Хром. Повышает устойчивость к различным типам коррозии, твердость, прочность. Незначительно снижает пластичность.
• Никель. Повышает стойкость к коррозии, прочностные характеристики, пластичность, прокаливаемость.
• Марганец. При содержании более 1% увеличивает твердость, износостойкость, стойкость к резким механическим нагрузкам.
• Титан. Повышает прочность, обрабатываемость, коррозионную стойкость, измельчает зерно.
• Ниобий. Улучшает устойчивость к коррозии сварных швов, повышает способность контактировать с кислыми средами.

Типы нержавеющей стали и классификация по структуре

В зависимости от типа внутренней структуры нержавеющие марки разделяют на ферритные, мартенситные, аустенитные и переходные группы.

Хромистые ферритные и мартенситные

Железо и хром образуют ряд твердых растворов. При содержании в стали более 12% хром инициирует появление на стальной поверхности оксидной пленки Cr2O3, обеспечивающей высокую коррозионную стойкость. Хром способствует образованию карбидов. Чем выше содержание углерода, тем активнее он образует карбиды хрома, обедняя твердый раствор этим легирующим элементом. Это приводит к снижению коррозионной стойкости стали. Поэтому нержавейка обычно имеет невысокое содержание углерода – до 0,4%. Примеры хромистых марок – 12Х13, 20Х13, 30Х13 (AISI), 40Х13.

Стали с содержанием хрома до 17% подвергают закалке при +1000…+1050°C. Отпуск для сталей ферритного класса осуществляется при +700…+750°C, мартенситного – +700…+750°C. После закалки и отпуска хромистые стали имеют наиболее высокую коррозионную стойкость.

Ферритные, мартенситные, феррито-мартенситные хромистые марки имеют хорошую коррозионную стойкость в атмосферных условиях и сохраняют хорошие эксплуатационные характеристики в слабоагрессивных средах. Такие сплавы широко используются для производства труб и емкостей, предназначенных для производств, работающих с азотной кислотой, в пищевой индустрии и легкой промышленности. Марки 08Х13 и 12Х13 востребованы при производстве деталей, которые в процессе эксплуатации подвергаются ударным нагрузкам. Нержавеющие стали, например марка 12Х17 (AISI 430), с содержанием хрома 17% и более относятся к ферритному классу. Марки с добавками ниобия, измельчающего зерно и уменьшающего склонность к межкристаллитной коррозии, применяют при производстве медицинского и измерительного инструмента, оборудования для пищевой и химической индустрии.

Хромистые стали, благодаря невысокой стоимости хрома, являются самыми бюджетными коррозионностойкими марками. Они обладают хорошими техническими характеристиками. Их основные недостатки – повышенная хрупкость сварных швов из-за образования при сварке крупнокристаллической структуры и склонность к интеркристаллитной коррозии. Для ликвидации этих проблем в сплав вводят титан, способствующий измельчению зерен. Введение в состав даже небольших количеств молибдена повышает стойкость сплавов к агрессивным кислотам, таким как уксусная и муравьиная.

Хромоникелевые аустенитные стали

Большинство хромоникелевых сталей относится к аустенитному классу. Это 08Х18Н10, 12Х18Н9, 12Х18Н9Т. Никель является аустенитообразующим элементом и играет важную роль в повышении коррозионной стойкости стали. Наиболее востребованные марки нержавеющей стали этого класса – 12Х18Н10Т (AISI 321) и 12Х18Н9 (AISI 304).

Хромоникелевые стали сохраняют высокие рабочие характеристики при повышенных температурах: предел прочности, предел текучести, устойчивость к кислым средам. При нормальных температурах аустенитные стали уступают ферритным маркам по прочности, но более пластичны, имеют более высокую вязкость и хорошо свариваются. Аустенитные стали востребованы для изготовления технологического оборудования производственных предприятий, труб, используемых для передачи агрессивных сред и/или эксплуатируемых при высоких температурах и давлении. Они подходят для получения металлоизделий холодной штамповкой и сваркой.

Стали с более низким содержанием никеля (12Х21Н5Т, 08Х22Н6Т, 15Х28АН) относятся к аустенитно-ферритному классу. Они отличаются сочетанием высокой коррозионной стойкости и прочности. При необходимости повышения кислотостойкости сплав дополнительно легируют медью или комплексом медь+молибден. Пример – 08Х23Н28М3Д3Т. Марка Х21Г7Н5 используется в условиях низких температур.

Аустенитно-мартенситные марки имеют меньшую коррозионную устойчивость, по сравнению с аустенитными, но отличаются повышенной прочностью. Стали переходного класса – 09Х15Н8Ю, 09Х17Н7Ю, 20Х13Н4Г9.

Для экономии легирующих элементов практикуется изготовление двухслойных сталей, получаемых сваркой под давлением. Один слой изготавливают из углеродистых сталей обыкновенного качества типа Ст3 или качественных конструкционных типа марки 10, а второй – из нержавеющей стали, такой как 03Х17Н14М3 (AISI 316).

Маркировка коррозионностойких сталей

Для маркировки нержавеющих сталей в России и странах СНГ используются цифровые и буквенные символы. Буквы указывают, какие элементы, помимо железа и углерода, входят в состав конкретной марки, цифры характеризуют количество углерода и легирующих элементов.

Химические элементы, входящие в состав нержавеющей стали:

• Х – хром. Основной легирующий элемент, обеспечивающий коррозионную стойкость сплава.
• Н – никель. Способствует повышению устойчивости к коррозии, улучшает прочность и пластичность.
• Ю – алюминий. Стабилизирует состав и предотвращает образование посторонних включений.
• М – молибден. Повышает устойчивость к агрессивным кислым средам.
• Б – ниобий. Измельчает зерно, снижает склонность сплава к интеркристаллитной коррозии.
• Г – марганец. Благоприятно влияет на свариваемость.
• Т – титан. Измельчает структуру, препятствует появлению коррозии на границах зерен.
• Ф – ванадий. Повышает пластичность.

Первая цифра, присутствующая в маркировке, указывает на содержание углерода в сотых долях процента. Сам элемент буквой не обозначается. Если легирующий элемент содержится в количестве до 1%, то после его буквенного обозначения цифра не ставится. Если процентное содержание добавки более 1%, то ее содержание указывается целым процентом.

Например, в марке 12Х21Н5Т содержится: 0,12% углерода, 21% хрома, 5% никеля и до 1% титана. При содержании в стали марганца и кремния в количестве до 2% в маркировке их обычно не указывают.

Таблица химических составов нержавеющих сталей популярных марок

Стандарты			Содержание углерода и легирующих элементов, %
ГОСТ	AISI	DIN	C	Mn	Si	Cr	Ni	Mo	Ti
Мартенситные
20Х13	420	1.4021	До 0,2	До 0,8	До 0,8	12-14	До 0,6	–	–
Ферритные
12Х17	430	1.4016	До 0,12	До 1,0	До 1,0	16-18	–	–	–
08Х13	409	1.400	До 0,08	До 0,8	До 0,8	12-14	–	–	–
Аустенитные
12Х18Н9	304	1.4301	До 0,12	До 2,0	До 0,8	17-19	8-10	–	–
08Х18Н10Т	321	1.4541	До 0,08	До 2,0	До 1,0	17-19	9-12	–	–
03Х17Н14М3	316S	1.4435	До 0,08	До 2,0	До 1,0	16-18	12-14	2-3	–

Нержавейка для атомных станций (АЭС)

Сделать заказ можно по телефону

Наши специалисты с радостью вам помогут

+7 495 775-50-79

Нержавейка для атомных станций (АЭС) является одним из важнейших материалов. Ее применение практически не имеет ограничений. Оборудование АЭС не должно вызывать сомнений по прочности и надежности. Главное, не ошибиться с выбором типа марки нержавеющей стали.

Применяемые марки стали

Основной составляющей частью нержавейки является хром. Кроме того, присутствует никель, молибден, титан, ниобий, сера, фосфор и некоторые другие составляющие. Для производства оборудования для АЭС применяют сталь следующих марок:

• 200-я серия: AISI 201.
• 300-я серия: AISI 304, 310S, 316, 321, 301, 904.
• 400- серия: AISI 409, 410, 430, 439.

Изделия из нержавейки для АЭС

Комплектующие и оборудование для атомных станций производят из нержавеющей стали, для выпуска которой используется современное оборудование. Это снижает себестоимость материала и количество брака.

• сепараторы-пароперегреватели (СПП) и комплектующие к ним;
• трубопроводы;
• опоры трубопроводов;
• другое оборудование.

Например, для трубопроводов, используемых на АЭС, необходимы разные марки нержавеющего металла. Это зависит от температуры коррозионно-неагрессивной среды. Для внешней части трубы используют углеродистые стали перлитного класса. Трубопроводам главного циркуляционного контура подходит нержавеющая сталь аустенитного класса.

Отличительные свойства нержавейки для атомных станций (АЭС)

Группа антикоррозийных сталей относится к нержавеющим сталям. Их отличает низкое содержание углерода и примерно 10,5% хрома.

Стали перлитного класса обладают меньшим коэффициентом линейного расширения, нежели стали аустетитного класса.

Стали аустетичного класса отличает устойчивость к коррозии (благодаря содержанию хрома и других элементов). Взаимодействуя с высокими температурами, стали этого класса имеют прекрасную степень сопротивления воздействию окисления.

Стали, используемые для атомных станций, отличает повышенная прочность, податливость сварке, антикоррозийность, жаростойкость.

Сталь 20Л для отливок нелегированная перлитного класса

сделать заявку

Сталь 20Л для отливок нелегированная перлитного класса

Заменители: Сталь 25Л, Сталь 30Л

Сталь 20Л применяется: для изготовления арматуры, фасонных отливок деталей общего машиностроения, изготовляемых литьем по выплавляемым моделям; деталей сварнолитых конструкций и других деталей, работающих при температуре от -40 до 450 °С; отливок деталей паровых, газовых, гидравлических турбин и компрессоров, работающих при температурах от -40 до +350 °С; отливок 2-й и 3-й групп деталей трубопроводной арматуры и приводных устройств к ней (корпусов патрубков под приварку и для литосварных конструкций) с температурой рабочей среды от -30 до +450 °С без ограничения номинального рабочего давления; литых центров колесных пар локомотивов и моторных вагонов электропоездов и дизель-поездов железных дорог колеи 1520 мм в климатическом исполнении УХЛ; отливок деталей оборудования (арматуры) атомных электростанций, станций теплоснабжения, теплоэлектроцентралей, опытных и исследовательских ядерных реакторов и установок.

 

Технические характеристики

Химический состав в %

НТД	C	S	P	Mn	Cr	Si	Ni	Cu
ГОСТ 4491-86	0,17-0,25	≤0,025	≤0,030	0,60-0,90	≤0,50	0,20-0,52	≤0,50	≤0,40
ТУ 5.961-11151-92	0,17-0,25	≤0,025	≤0,025	0,45-0,90	–	0,20-0,52	–	–
ГОСТ 977-88	0,17-0,25	≤0,040	≤0,040	0,45-0,90	–	0,20-0,52	–	–
СТ ЦКБА 014-2004	0,17-0,25	≤0,040	≤0,040	0,45-0,90	≤0,45	0,20-0,52	≤0,40	≤0,40

По ГОСТ 977-88 массовая доля содержания S и P указана для 1 группы отливок из основной стали. Содержание серы и фосфора в отливках 2 и 3 групп, в кислой и основной мартеновской стали – см. таблицу 4а в ГОСТ 977-88.
По ТУ 5.961-11151-92 для отливок 1 и 2 классов массовая доля кобальта в стали не должна превышать 0,20 %, а для отливок, находящихся в зоне прямого облучения – 0,15 %.

 

 

Механические свойства

Механические свойства при 20°С

Состояние поставки	Сечение (мм)	t испыт. (°C)	t отпуска (°C)	sТ | s0,2 (МПа)	sB (МПа)	d5 (%)	d4	d	d10	y (%)	KCU (кДж/м2)	HB	HRC	HRB	HV	HSh
Отливки деталей ГТУ. Нормализация при 880-900 °С или Нормализация при 880-900 °С, охлаждение на воздухе + отпуск при 630-650 °С, охлаждение на воздухе
	<100			≥216	≥412			≥22		≥35	≥491	116-144
Отливки для судостроения. Нормализация при 890-920 °С + отпуск при 630-670 °С, охлаждение на воздухе
				≥220	≥420			≥22		≥35	≥500	116-144
Центры литые колесных пар вагонов по ГОСТ 4491-86. Нормализация при 940-960 °С (выдержка 2,5-3,0 ч), ускоренное охлаждение до 300-400 °С со скоростью не менее 0,4 °С·с-1 + Отпуск при 640-660 °С, выдержка 2,5-3,0 ч (KCU+20°/KCU-60°)
	Образец			≥245	≥440			≥22		≥32	≥490/245

Механические свойства в зависимости от сечения литой заготовки

Состояние поставки	Сечение (мм)	t испыт. (°C)	t отпуска (°C)	sТ | s0,2 (МПа)	sB (МПа)	d5 (%)	d4	d	d10	y (%)	KCU (кДж/м2)	HB	HRC	HRB	HV	HSh
Нормализация при 870-890 °С, охлаждение на воздухе до 250-300 °С + отпуск при 630-650 °С, охлаждение на воздухе (указано место вырезки образца)
Край	100			210-245	440-490			30-34		44-64		131-143
Край	200			210-265	430-485			19-37		28-64		131
Центр	10			215-225	450-495			27-37		45-63		131
Центр	100			200-245	420-485			31-33		44-64		131-134
Центр	200			210-255	430-470			14-34		24-61		121-143
Центр	30			200-265	425-480			31-37		48-63		134-143
Центр	50			200-275	460-480			31-33		48-57		124-143

Механические свойства в зависимости от температуры испытания

Состояние поставки	Сечение (мм)	t испыт. (°C)	t отпуска (°C)	sТ | s0,2 (МПа)	sB (МПа)	d5 (%)	d4	d	d10	y (%)	KCU (кДж/м2)	HB	HRC	HRB	HV	HSh
Отливки с толщиной стенки до 100 мм в состоянии поставки по ТУ 5.961-11151-92. Нормализация при 880-900 °C + Отпуск при 630-650 °C. Критическая температура хрупкости Тко ≤ 55 °C.
		20		≥216	≥412			≥22		≥35	≥490	116-144
		200		≥170	≥370					≥35
		300		≥160	≥370					≥33
		350		≥140	≥360					≥32

Технологические свойства

Заварка дефектов	Заварка дефектов отливок после разделки осуществляется обычно без предварительного и сопутствующего подогрева. При полуавтоматической сварке в среде углекислого газа применяется проволока Св-08Г2С диаметром 2 мм при силе тока 380-420 А. Заварка дефектов ручной сваркой осуществляется электродами типа Э42А (ГОСТ 9467) марки УОНИ-13/45. При заварке жесткого контура отливок или выборки объемом более 2000 см3 рекомендуется перед наложением первого валика производить предварительный подогрев на 120-150 °C. При заварке выборки объемом более 5000 см3 необходимо производить предварительный и сопутствующий подогрев до 150-180 °C.
Наплавка	Наплавка уплотнительных поверхностей деталей трубопроводной арматуры в соответствии с ОСТ 26-07-2028-81 производится ручной электродуговой наплавкой электродами типа Э-20Х13 с обмазкой УОНИ-13НЖ, НИИ-48, НИИ-48Ж-1 или проволокой СВ-12Х13 или СВ-20Х13. Подготовка поверхности под наплавку производится механической обработкой. Наплавка производится с предварительным и сопутствующим нагревом детали до 400-450 °C не менее чем в 3 слоя толщиной не менее 4 мм без учета припуска на механическую обработку. Термообработка после наплавки производится путем отпуска при 550-600 °C (выдержка 2-5 ч) на твердость НВ=301-350, при 600-650 °C (выдержка 2-5 ч) на твердость НВ=240-300, при 400-450 °C (выдержка 2-5 ч) на твердость НВ=351-400. Температура печи при загрузке деталей для отпуска должна быть не более 300 °C.
Свариваемость	Сваривается без ограничений. Способы сварки: РДС, АДС под газовой защитой, ЭШС. После исправления дефектов сваркой применяется отпуск при 619-660 °C.
Склонность к отпускной хрупкости	Не склонна.
Флокеночувствительность	не чувствительна.

Температура критических точек

Критическая точка	Температура °C
AC1	735
AC3	854
AR3	835
AR1	680
MN

Ударная вязкость

Состояние поставки температура	+20	-20	-60	-80
Отливки счением 30 мм. Нормализация при 870-890 °C, охлаждение на воздухе до 250-300 °C + отпуск при 630-650 °C, охлаждение на воздухе	550-830	410-640	60-120	30-50

Предел выносливости

Термообработка, состояние стали	s-1 (МПа)	t-1 (МПа)	n	sB (МПа)	s0,2 (МПа)
	211		1Е+7	470	260
НВ 137	196			500	280

Физические свойства

Температура испытания, °С	20	100	200	300	400	500	600	700	800	900	1100
Модуль нормальной упругости (Е, ГПа)	201	196	188	183	173	165	152	132	120
Модуль упругости при сдвиге кручением (G, ГПа)	78	76	73	71	67	63	58	50	45
Плотность (r, кг/м3)	7850
Коэффициент теплопроводности (l, Вт/(м · °С))	54	53	51	48	43	39	35	32	27	27
Уд. электросопротивление (R, НОм · м)	170	220	294	385	490	604	761	932	1101	1139
Коэффициент линейного расширения (a, 10-6 1/°С)		12,2	12,7	13,1	13,5	13,9	14,4	14,9	12,6	12,6	12,4
Удельная теплоемкость (С, Дж/(кг · °С))		487	500	517	533	559	588	638	706	706	706

Литейные свойства

Температура начала затвердевания, °C	1512-1521
Температура начала плавления, °C
Линейная усадка, %	2,2-2,3
Показатель трещиноустойчивости, Кт.у.	1
Жидкотекучесть, Кж.т.	0,9
Склонность к образованию усадочной раковины, Ку.р.	0,9
Склонность к образованию усадочной пористости, Ку.п.	1,0

 

 

Обозначения

Механические свойства: sв – Предел кратковременной прочности, [МПа] sТ – Предел текучести, [МПа] s0,2 – Предел пропорциональности (допуск на остаточную деформацию – 0,2%), [МПа] d5 – Относительное удлинение при разрыве, [ % ] y – Относительное сужение, [ % ] KCU – Ударная вязкость, [ кДж / м2] HB – Твердость по Бринеллю, [МПа] HV – Твердость по Виккерсу, [МПа] HSh – Твердость по Шору, [МПа]

 

 

Микроструктура перлита – обзор

12.10.3 Типичные термические обработки и обработка аустенита

Обсуждаются общие термические обработки, такие как полный отжиг, сфероидизация, нормализация, межкритический отжиг, гомогенизация и упрочнение. Существует множество доступных ресурсов, которые более подробно охватывают различные процессы или дают конкретные термические циклы для данного состава стали ( 2 – 18 ), но здесь кратко излагаются основы этих термических обработок.

Целью полного отжига является стирание предыдущей микроструктуры при комнатной температуре и размягчение ранее деформированного материала, как правило, для облегчения последующей деформационной обработки или механической обработки. Предполагается полный отжиг, когда термин «отжиг» используется без прекурсоров. Чтобы полностью отжечь доэвтектоидную сталь, ее необходимо подвергнуть термообработке до температуры чуть выше Ae ₃ . Например, сталь 1015 (0,15 мас.% Углерода) должна быть отожжена при 900 ° C, а сталь 1045 (0.45 мас.% Углерода) будет отжигаться при 845 ° C, поскольку температура превращения Ae ₃ уменьшается с увеличением содержания углерода ( 13 ). Материал выдерживают при температуре отжига, обычно в течение 1 ч, а затем медленно охлаждают в печи. Эта обработка отжигом дает крупнозернистую феррит-перлитную микроструктуру и самую низкую прочность для данного сплава, что наиболее полезно для последующих процессов холодной деформации.

Для заэвтектоидных композиций отжиг проводят выше температуры Ae ₁ , поскольку предпочтительной микроструктурой для последующей термообработки или механической обработки являются феррит и сфероидизированные карбиды.Например, 52100 отжигают при 790 ° C, а затем материал необходимо охладить очень медленно, чтобы позволить аустениту превратиться в феррит, избежать других превращений и позволить карбидам укрупниться (диффузия углерода в карбиды). Этот тип отжига называется сфероидизирующим отжигом. Если необходимо дополнительно сфероидизировать карбиды для обработки или деформации, последующие обработки выполняются чуть ниже более низкой критической температуры, которая используется для средне- и высокоуглеродистых сталей.Обработка сфероидизацией может занять много часов, но она может быть единственным способом эффективной обработки средне- и высокоуглеродистой стали, которая может иметь высокую прочность даже с крупнозернистой микроструктурой перлита. Для заэвтектоидных сталей циклирование выше и ниже нижней критической температуры также использовалось для улучшения микроструктуры ( 22 ).

Как доэвтектоидные, так и заэвтектоидные стали могут быть нормализованы. Этот процесс используется для стирания микроструктуры, подвергшейся интенсивной холодной обработке, или эффектов горячей штамповки.Нормализация создает мелкий, равноосный размер зерен аустенита и последующую мелкую микроструктурную шкалу при комнатной температуре, которую легче обрабатывать или термообработать, что приводит к повышению ударной вязкости. Нормализация включает нагрев до температур выше верхней критической температуры, позволяющий завершить образование аустенита, и охлаждение на воздухе. Несколько более высокие температуры аустенизации и более высокая скорость охлаждения являются основными различиями между нормализацией и полным отжигом, и они приводят к мелкому, равноосному размеру зерна при комнатной температуре.Следует отметить, что нормализация часто применяется к деталям, откованным при очень высоких температурах, когда размер зерна аустенита может быть очень крупным. Кинетика роста зерен аустенита увеличивается с температурой, и быстрый рост зерен происходит при температуре выше 1050 ° C даже в раскисленных сталях с мелкими выделениями AlN (рис. 3 (a) и 3 (b)) ( 17 , 18 ). Эти выделения контролируют рост зерен аустенита до тех пор, пока не будет достигнута температура растворения, которая совпадает с температурой роста зерен (Рисунок 3 (c)) ( 3 ).Поскольку для ковки могут потребоваться очень высокие температуры, для уточнения размера зерна аустенита и феррит-перлитной микроструктуры при комнатной температуре используется последующая нормализующая обработка.

Рис. 3. Рост зерен аустенита в стали Ck 15 (а) и Ck 45 (б) в зависимости от скорости нагрева и максимальной температуры. Содержание алюминия и азота в стали СК 15 составляет 0,006 и 0,0037 соответственно (полусухое). Содержание алюминия и азота в стали СК 45 составляет 0,014 и 0,0115 соответственно (убитая).Воспроизведено из Orlich, J .; Rose, A .; Wiest, P. Atlas zur Wärmebehandlung der Stähle, Band 3; Verlag Stahleisen M.B.H .: Дюссельдорф, Германия, 1973 и Орлих, Дж .; Петрзенюк, Х.-Ж. Atlas zur Wärmebehandlung der Stähle, Band 4; Verlag Stahleisen MBH: Дюссельдорф, Германия, 1976 г. (c) Обобщенный размер зерна аустенита как функция температуры для медленных скоростей нагрева, показывающий температуру укрупнения зерна для мелкозернистых, раскисленных сталей (около 1050 ° C), что указывает на температура растворения выделений AlN и постепенный рост зерен аустенита в крупнозернистых сталях.

Воспроизведено Krauss, G. Обработка, структура и характеристики сталей ; ASM International: Materials Park, OH, 2005.

Как упоминалось в этой главе, обработка межкритическим отжигом может использоваться для создания микроструктур с фиксированными объемными долями феррита и аустенита, что приводит к контролируемым объемным долям феррита, мартенсита и / или бейнита. Стали, подвергнутые межкритическому отжигу, обычно закаливают в двухфазной среде, и закалка обычно является окончательной термообработкой перед вводом стали в эксплуатацию.Эта практика приводит к продукции с превосходным сочетанием прочности и пластичности и используется, например, для производства двухфазной стали (DP). По этой причине межкритический отжиг является чрезвычайно важным процессом при производстве низкоуглеродистых листов AHSS, и необходимы знания точной фазовой стабильности и контроля содержания сплава.

Гомогенизирующая термообработка используется для уменьшения сегрегации элементов, возникающей при разливке сталей. Стали затвердевают за счет роста дендритных кристаллов, которые отбрасывают легирующие и примесные элементы в жидкость в соответствии с требованиями равновесной растворимости фаз, что приводит к явлению междендритной сегрегации ( 3 ), которая вызывает как макро-, так и микросегрегацию.Макросегрегация относится к постепенным изменениям среднего состава на больших расстояниях (от сантиметров до метров) по мере отверждения, и для стирания может потребоваться очень долгое время (дни) при высоких температурах, что обычно не является практическим средством правовой защиты при промышленной переработке. Микросегрегация относится к локализованным градиентам концентрации, которые являются продуктом затвердевания и охватывают расстояния в миллиметры или меньше. Дендритная сегрегация – распространенный пример, который приводит к полосчатым микроструктурам в рулонном материале.Пример стали с микроструктурными полосами показан на рисунке 4 ( 21 ); это является следствием сегрегации хрома в горячекатаной стали 52100. Шкала полос составляет порядка 50 микрон и варьируется от 1,2 до 2,0 мас.% Хрома. Очевидно, что этот тип изменения состава может повлиять на локальную стабильность фазы, как показано расчетными равновесными фазовыми фракциями на рисунке 4. Удаление этого типа сегрегации по-прежнему требует длительного времени термообработки при высоких температурах. Согласно рисунку 5 ( 21 , 23 ) хром может диффундировать на 10 микрон за 1000 с при 1200 ° C, поэтому устранение этой сегрегации займет минимум 5000 с (приблизительно 1.5 ч), что было бы нежелательно, так как это также привело бы к значительному увеличению размера зерна аустенита. Однако было показано, что реальное время гомогенизации занимает больше времени, чем предполагают оценки диффузии, в первую очередь из-за уменьшения движущей силы по мере уменьшения сегрегации. В гладкоуглеродистых сталях марганцевые ленты часто встречаются в горячекатаных сталях, и исследование ( 24 ), изучающее время гомогенизации, необходимое для удаления 95% сегрегации марганца в горячекатаной стали 4145, показало, что 100 часов при 1200 ° C необходимы.Химически полосчатые микроструктуры вызывают особую озабоченность при рассмотрении компонентов с упрочненной поверхностью, которые подвергаются термообработке с использованием методов высокоскоростного нагрева (индукционная или пламенная закалка) или термообработки, в которой используется межкритический отжиг и контроль локальной фазовой стабильности для создания сложных конечных микроструктур, таких как как и для AHSS ( 1 , 25 – 27 ).

Рис. 4. (a) Оптическая микрофотография сфероидизированной стали 52100, показывающая микроструктурное гашение, параллельное направлению прокатки (стрелка), натальное травление.(б) Результаты микрозонда изменения концентрации хрома в стали, изображенной на (а), более 300 мкм. Равновесное содержание фазы во время (c) растворения феррита в аустенит и (d) карбида, основанное на расчетной фазовой стабильности с вариациями содержания хрома, эквивалентными тем, которые были измерены в микрозондовом анализе в (b). Расчеты выполнены в ThermoCalc.

Воспроизведено по Clarke, K.D. Влияние скорости нагрева и микроструктурного масштаба на образование аустенита, гомогенизацию аустенита и микроструктуру после закалки в трех сталях, подвергаемых индукционной закалке.Кандидат наук. Диссертация, Колорадская горная школа: Голден, Колорадо, 2008 г.

Рис. 5. Расстояние диффузии в аустените в изотермических условиях для указанных времен, оценивается из L = 2√ Dt , где L представляет собой расстояние диффузии в сантиметрах , D – коэффициент диффузии диффундирующих частиц в аустените (см ² с ^{– 1} ), а t – время в секундах.

Воспроизведено по Clarke, K.D. Влияние скорости нагрева и микроструктурного масштаба на образование аустенита, гомогенизацию аустенита и микроструктуру после закалки в трех сталях, подвергаемых индукционной закалке.Кандидат наук. Диссертация, Колорадская горная школа: Голден, Колорадо, 2008. Коэффициенты диффузии взяты из: Shewmon, P. Диффузия в твердых телах , 2-е изд .; TMS: Warrendale, PA, 1989.

Закаливающая термообработка сталей используется для создания мартенситных или, возможно, бейнитных микроструктур, и они требуют высоких скоростей охлаждения аустенита, чтобы избежать превращения в перлит. На рисунке 6 ( 10 ) показана диаграмма непрерывного охлаждения стали, содержащей 0,45 мас.% Углерода. Чтобы избежать образования перлита, необходима очень высокая скорость закалки из-за температуры аустенитизации, при которой материал должен охладиться до температуры ниже 500 ° C в течение нескольких секунд.Для этого сплава способность к закалке достаточно низкая (т.е. требуемые скорости закалки очень высоки), поэтому трудно достичь желаемой скорости закалки для получения полностью мартенситной микроструктуры. Увеличение содержания сплава или изменение размера зерна можно использовать для увеличения прокаливаемости ( 3 ).

Рис. 6. Диаграмма превращения при непрерывном охлаждении для стали 1045, показывающая скорости охлаждения, необходимые для достижения заданной конечной микроструктуры.

Воспроизведено Ericsson, T. Принципы термической обработки сталей, термическая обработка.В ASM Handbook ; ASM International, 1991; Vol. 4. С. 3–19.

сверхвысокая прочность, перлит, проволока, атомно-зондовая томография, растворение, карбид, Холла-Петча, прочность, EBSD, текстура

Показана атомно-зондовая томография перлитной стали после волочения, углерода и карбидов.

Прочность и атомная структура заэвтектоидного перлита 6,3 ГПа (Li, Choi, Goto, Borchers, Raabe, Kirchheim: Acta Mater. 60 (2012) 4005).

Термин «перлит» или «перлитная сталь» относится к композитному состоянию на основе железа.В Перлитная микроструктура характеризуется совместным расположением тонких слоев феррита и цементита, образованных в результате эвтектоидной реакции аустенита.

Пластинчатый вид перлита немного вводит в заблуждение, поскольку отдельные ламели внутри перлитной колонии фактически связаны между собой в трех измерениях; Колония представляет собой взаимопроникающий бикристалл феррита и цементита.

Перлит образуется при достаточно медленном охлаждении в системе железо-углерод в эвтектоидной точке на фазовой диаграмме Fe-C (723 ° C, температура эвтектоида).В чистый сплав Fe-C он содержит около 88 об.% феррита и 12 об.% цементита. Перлит известен своей прочностью, а в сильно деформированном состоянии – чрезвычайно прочным.

В настоящее время перлитные стали являются самыми прочными и в то же время пластичными коммерческими насыпными материалами. Когда учился Под микроскопом он имеет очень характерный вид, создаваемый тонкими пластинчатыми полосами. Термин «перлит» относится к появлению этой фазы сплава при изучении под микроскопом. Он похож на мать жемчуг (перламутр), естественная пластинчатая структура, встречающаяся у некоторых моллюсков.Однако не следует, чтобы перламутр создавался путем естественного осаждения последовательных слоев, а не как перламутр. результат специальной обработки эвтектоидной смеси, но она обладает чертой твердости и прочности, создаваемой последующими тонкими слоями материала.

Перлит был впервые идентифицирован Генри Клифтоном Сорби и, следовательно, первоначально был назван сорбитом, однако сходство микроструктуры с перламутром и особенно оптический эффект, вызванный Масштаб структуры сделал альтернативное название «перлит» более популярным.

Измельчение зерна за счет сильной пластической деформации позволяет синтезировать сверхвысокопрочные наноструктурированные материалы. В этом контексте существуют две проблемы: во-первых, зерно, вызванное деформацией. измельчение ограничено динамическим восстановлением дислокаций и укрупнением кристаллов из-за капиллярных движущих сил; во-вторых, зернограничное скольжение и, следовательно, размягчение происходят, когда размер зерна приближается к нескольким нанометрам. Здесь обе проблемы были преодолены за счет серьезного волочения перлитной стальной проволоки (перлит: пластинчатая структура
из чередующихся слоев железа и карбида железа).Во-первых, при больших деформациях карбидная фаза растворяется за счет механического легирования, превращая первоначально двухфазную перлитную структуру в фаза железа, перенасыщенная углеродом. Эта богатая углеродом фаза железа превращается в столбчатую субзеренную структуру нанометрового размера, которая топологически предотвращает скольжение границ зерен. Во-вторых, Гиббс сегрегация перенасыщенного углерода на границах субзерен железа снижает их энергию границы раздела, тем самым уменьшая движущую силу для динамического восстановления и укрупнения кристаллов на
.Таким образом достигается стабильный размер субзерен в поперечном сечении <10 нм. Эти два эффекта приводят к стабильной столбчатой ​​наноразмерной зеренной структуре, препятствующей движению дислокаций, и обеспечивает предельный предел прочности
на растяжение 7 ГПа, что делает этот сплав самым прочным из известных пластичных объемных материалов.

Конструкционные материалы, используемые для критических с точки зрения безопасности приложений, требуют высокой прочности и одновременно высокой устойчивости против роста трещин, называемой стойкостью к повреждениям.Однако два свойства обычно исключают друг друга, и усилия по исследованию более прочных материалов сдерживаются резкой потерей сопротивления разрушению. Таким образом, дальнейшее развитие романа сверхпрочные объемные материалы требуют фундаментального понимания механизмов определения ударной вязкости. В качестве модельного материала мы используем самый прочный на сегодняшний день металлический объемный материал, а именно наноструктурированная перлитная стальная проволока, и измерил вязкость разрушения на образцах микронного размера в разных направлениях роста трещин и обнаружил неожиданно сильную анизотропию в сопротивление разрушению.Вдоль оси проволоки материал демонстрирует сверхвысокую прочность в сочетании с беспрецедентной устойчивостью к повреждениям. Мы относим это прекрасное сочетание собственности к анизотропия вязкости разрушения, вызывающая высокую склонность к образованию микротрещин
, параллельных оси проволоки. Этот эффект вызывает релаксацию напряжения на вершине трещины и обеспечивает высокую вязкость разрушения без ущерба для прочности материала.

Сверхпрочные и устойчивые к повреждениям металлические объемные материалы: урок наноструктурированной перлитной стальной проволоки
Scientific Reports 6, Номер статьи: 33228 (2016)
DOI: 10.1038 / srep33228
Сверхпрочная устойчивость к повреждениям Scientific R […]
PDF-документ [1,7 MB]

В этом исследовании мы объединили атомно-зондовую томографию (APT) и синхротронную рентгеновскую дифракцию (XRD) для изучения углеродного перенасыщения феррита для двух перлитных композиций стальной проволоки – эвтектоида. и заэвтектоидный. Знание об аккомодации углерода в феррите позволяет контролировать прочность и пластичность наноструктурированных перлитных сталей. Истинные деформации при волочении ε от 0 до 6.52 были проанализированы, что намного превышает изученные ранее деформации вытяжки [22]. Два состава, высокие деформации, сочетание передовых химических и структурных методов определения характеристик, и поддерживающее теоретическое описание, основанное на ab-initio, показывает, что новый механизм образования мартенсита запускается в условиях экстремальной деформации, которые возникают в индуцированном SPD структурное улучшение сверхвысокопрочных перлитных сталей. Фазовое превращение в нанометровом масштабе, вызванное деформацией, обеспечивает новый способ адаптации механических свойств наноструктурированных сталей и стальные поверхности.

Внутренняя деформация и разложение перлита, вызванное деформацией
Мартенсит, вызванный деформацией: новая парадигма для исключительных сталей С. Джазири, Й. Ли, Г. Нематоллахи, Б. Грабовски, С. Гото, С. Кирхлехнер и др.
Advanced Materials 28 (35), 7753-7757
Djaziri_et_al-2016-Advanced_Materials.pd […]
PDF-Dokument [1,2 MB]

Сегрегация по границам зерен приводит к химическим вариациям на нанометровом уровне, которые могут изменить характеристики материала на порядки величины (например,г., охрупчивание). Чтобы понять это явление, большое Количество границ зерен должно быть охарактеризовано как их пятью кристаллографическими параметрами интерфейса, так и их химическим составом на атомном уровне. Мы демонстрируем, как это может быть достигнута с помощью подхода, сочетающего точность структурных характеристик в просвечивающей электронной микроскопии с трехмерной химической чувствительностью атомно-зондовой томографии. линейный тренд между сегрегацией углерода и углом разориентации ω для малоугловых границ зерен в феррите, который указывает на то, что ω является наиболее влиятельной кристаллографической параметр
в этом режиме.Однако есть значительные отклонения от этого линейного тренда, указывающие на дополнительное сильное влияние других кристаллографических параметров (плоскость границы зерен, вращение ось). Для большеугловых границ зерен не наблюдается общей тенденции между избытком углерода и ω; т.е. плоскость границы зерен и ось вращения имеют еще большее влияние на сегрегационное поведение в этом режиме. Показано, что небольшие отклонения от особых конфигураций границ зерен приводят к неожиданно высоким уровням сегрегации.

Количественная оценка граничной сегрегации зерен в нанокристаллическом материале в атомном масштабе
PRL 112, 126103 (2014)
PhysRevLett.112.126103.pdf
PDF-Dokument [842,8 KB] Образование перлита Термодинамика растворимости углерода в феррите и образование вакансий в цементите в деформированном перлите
Для исследования термодинамической движущей силы экспериментально наблюдаемого накопления C в ферритных слоях сильно пластически деформированных перлитных проволок, стабильность C inte
Acta Mater 61 (2013) 1773-solute-C-in-pe […]
PDF-документ [1.0 MB] Деформированный перлит под контролем ПЭМ Трехмерные карты атомных зондов холоднотянутых перлитных проволок (Acta Mater 2011, т. 59, стр. 3965) Механизмы укрупнения субзерен и их влияние на механические свойства углеродно-пересыщенной нанокристаллической заэвтектоидной стали
Acta Materialia 84 (2015) 110-123
Acta Materialia 84 (2015) 110-123 atom p […]
PDF-Документ [2,4 MB]

Перенасыщенные углеродом нанокристаллические заэвтектоидные стали с пределом прочности на разрыв 6,35 ГПа были получены из сильно холоднотянутый перлит. Нанокристаллический материал размягчается при отжиге при температурах от 200 до 450 ° C. Пластичность с точки зрения относительного удлинения до разрушения имеет немонотонную зависимость от температура. Здесь микроструктурные механизмы, ответственные за изменение механических свойств, были изучены с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), автоматизированной сканирующей дифракции нанолучей на основе ПЭМ и атомно-зондовой томографии (APT).Исследования ПЭМ и APT нанокристаллической заэвтектоидной стали показывают укрупнение субзерен при отжиге, что приводит к снижению прочности по закону Холла – Петча. APT-анализ распределения Mn вблизи субзерен границы и в цементите убедительно свидетельствуют о капиллярном укрупнении субзерен, происходящем через субзерновая пограничная миграция. Выраженное ухудшение пластичности после отжига при температуре выше 350 ° C объясняется образованием цементита на границах субзерен.Общая сегрегация атомов углерода на границы субзерен феррита придают нанокристаллическому материалу превосходную термическую стабильность при отжиге.

Механизмы деформационного разложения цементита в перлите в атомном масштабе
Acta Materialia 59 (2011) 3965-3977
Й.Дж. Ли, П. Чой, К. Борчерс, С.Вестеркамп, С. Гото, Д. Раабе, Р. Кирхгайм
Атомно-масштабные механизмы разложения цементита в перлите под действием деформации
Acta Materialia 59 (2011) 3965 перлит […]
PDF-Документ [1.0 MB] Acta Materialia 59 (2011) 3965; Атомно-масштабные механизмы деформационного разложения цементита в перлите Acta Materialia 59 (2011) 3965; Атомно-масштабные механизмы деформационного разложения цементита в перлите

Перлитная сталь может иметь предел прочности на разрыв более 5 ГПа после сильной пластической деформации, когда деформация способствует измельчению пластинчатой ​​структуры и цементита. разложение.Однако убедительной корреляции между деформацией и разложением цементита в перлите пока нет. В настоящей работе атомный зонд с локальным электродом использовался для характеризуют эволюцию микроструктуры перлитной стали, холоднотянутой с прогрессирующими деформациями до 5,4. Просвечивающая электронная микроскопия также использовалась для выполнения дополнительных анализы микроструктуры. Оба метода дали стабильные результаты. Общее содержание углерода в обнаруженных
объемах, а также концентрации углерода в феррите и цементите были измерены атомным зондом.Кроме того, была определена толщина цементитных волокон. В феррите мы обнаружили корреляция концентрации углерода с деформацией, а в цементите мы обнаружили корреляцию концентрации углерода с толщиной ламелей. Прямые доказательства образования Были обнаружены границы ячеек / субзерен в феррите и сегрегация атомов углерода на этих дефектах. На основании этих данных обсуждаются механизмы разложения цементита
с точки зрения взаимодействия углерод-дислокация.

Гиперэвтектоидная стальная проволока с пределом прочности на разрыв 6,35 ГПа после истинной деформации 6,02 при холодном волочении была отожжена между 300 и 723 К. Сверхвысокая прочность сохранялась при отжиге в течение 30 мин до температуры 423 К, но резко снижалась при дальнейшем повышении температуры. Уменьшение Прочность на разрыв в основном проявлялась в течение первых 2–3 мин отжига. Атомно-зондовая томография и просвечивающая электронная микроскопия показывают, что пластинчатая структура сохраняется до 523 К.После После отжига при 673 K в течение 30 мин в поперечных сечениях наблюдались крупные (суб) зерна гексагонального феррита со сфероидизированным цементитом, преимущественно расположенные в тройных стыках. C и Si сегрегировались на (суб) границах зерен, в то время как Mn и Cr обогащались на границах фаз феррит / цементит из-за их низкой подвижности в цементите. Признаков перекристаллизации не обнаружено. обнаруживается даже после отжига при 723 К в течение 30 мин. Стабильность предела прочности на разрыв при низкотемпературном отжиге (<473 K) и его резкое падение при высокотемпературном отжиге (> 473 K) обсуждаются на основе наноструктурных наблюдений.

Предел прочности на разрыв сверхпрочного перлита в зависимости от температуры отжига при времени отжига 30 мин для холоднотянутой заэвтектоидной проволоки из перлитной стали. (Ли и др. Acta Mater. 60 (2012) 4005) Трехмерные карты атомов углерода заэвтектоидных перлитных стальных проволок с деформацией холодного волочения = 6.02: (а) состояние в деформированном состоянии; б – отжиг при 473 К в течение 30 мин; и (в) отожжены при 673 К в течение 30 мин. Показаны поверхности изоконцентрации для 7 ат.% Углерода. Металлические композиты, обработанные путем экстремальной деформации: к пределам прочности в сыпучих материалах
небольшой обзорный доклад: D. Raabe, PP Choi, YJ Li, A. Kostka, X. Sauvage, F. Lecouturier, K. Hono, R .Кирххейм, Р. Пиппан, Д. Эмбури: Бюллетень MRS 35 (2010) 982-991
Metals_at_extremes-MRS_Bulletin-Dec2010 – […]
PDF-документ [2,2 МБ] Лекция на MSE в Дармштадте: Атомно-зондовый анализ границ раздела в перлите
Атомно-зондовый анализ границ раздела в перлите: Лекция Y. Li, S. Goto, C. Borchers *, P. Choi, M. Herbig, S. Zaefferer , А. Костка, Я.фон Пезольд, А. Нематоллахи, Й. Нойгебауэр, Р. Кирххайм, Д. Рааб
Раабе-MSE-Дармштадт-лекция о перлите – […]
PDF-документ [1,6 МБ] Перлитная проволока (Y.J. Li, P. Choi, S. Goto, C. Borchers, D. Raabe, R. Kirchheim: Acta Materialia, 60, 2012, p. 4005) Исследование градиентов ориентации перлита в доэвтектоидной стали с помощью микроскопии с ориентационной визуализацией
Микроструктуру перлита в доэвтектоидной стали исследовали с помощью микроскопии ориентационной визуализации с высоким разрешением.Систематические градиенты ориентации наблюдались по продольному направлению
Steel Research Int. 78 (2007) перлит […]
PDF-Документ [310.6 KB]

Перлит | Scientific.Net

630 ̊С ± 30 ̊С – узловая (критическая) температура железа и углеродистой стали.

Авторы: Карен Ю.Шахназаров, Евгений Иванович Пряхин, Андрей Владимирович Михайлов

Аннотация: В статье рассматриваются проблемы выдерживания стали и чугуна резкими температурами. Авторы работы обсуждают более плотное железо высокотемпературной γ-модификации, а также максимумы и минимумы воздействия. Кроме того, в статье анализируются превращения железа и аномалии свойств: пик теплоемкости, ускорение диффузии и др. Авторы принимают во внимание консенсус в отношении причин полиморфизма и теоретической модели ферромагнетизма.Кроме того, учитывается «трансформация» при взаимодействии атомов Fe, приводящая к аномалиям свойств стали. Необходимо отметить трансформацию, обнаруженную по аномалиям любых свойств, в том числе механических. В представленной работе авторы сделали попытку доказать превращения в железе при ~ 650 ° C на основе экстремальных значений твердости и микротвердости, металлографической структуры, параметров тонкой структуры, силы сопротивления осадкам в зависимости от температуры.Поэтому был проведен анализ литературных источников по физико-механическим свойствам железа и его производных.

191

Расслоение перлитных стальных проволок: роль деформационного разделения в механических свойствах перлитных проволок

Авторы: Акула Дурга Вара Прасад, Субрата Мукерджи

Реферат: Холоднотянутую проволоку получали путем вытяжки перлитной катанки (5.Диаметром 5 мм). Холодное волочение включало несколько этапов до конечной деформации вытяжки ≈ 2,5. Холодная вытяжка изменяет морфологию перлита. Во время волочения проволоки изменение морфологии зависит от местоположения. Это создаст градиент в режиме окрашивания и деформации между поверхностью и центром. Это привело к разделению деформации между фазами феррита и цементита. Разделение деформации играет важную роль в конечных характеристиках растяжения и скручивания проволоки, тянутой треской. Настоящая работа посвящена экспериментальному и численному моделированию градиентов напряжений и роли перлитной морфологии на свойствах при растяжении и кручении перлитной стальной проволоки.

413

Применение метода анализа изображений в сочетании с измерением микротвердости для определения фазовых долей

Авторы: Аарне Похйонен, Сами Коскенниска, Юха Ууситало, Тун Тун Ньо, Яри Ларкиола, Юкка И. Кёми

Резюме: Мы определили различные фазовые фракции из микроскопических изображений с использованием полуавтоматической техники анализа изображений, и, кроме того, мы классифицировали каждую фазу в соответствии с ее твердостью.Распределение полутоновых пикселей различных фаз сначала охарактеризовано отдельно для каждой фазы, которые взяты из изображения, полученного с микроскопа. После этого подбираются распределения отдельных фаз для получения соответствующего распределения всего изображения. Измерение микротвердости обеспечивает надежность классификации различных фаз на феррит, бейнит или мартенсит. В дополнение к подробному описанию применяемых методов, мы представляем результаты, полученные из анализа для одной стали, подвергнутой экспериментам по изотермической выдержке при различных температурах.

1153

In situ Наблюдение EBSD обратного превращения перлит-аустенит в эвтектоидной стали

Авторы: Ань Хоанг Фам, Шигеказу Морито, Такуя Охба, Тайсуке Хаяси

Аннотация: Обратное превращение аустенита из перлита наблюдалось на месте с использованием сложной системы EBSD.Была получена количественная информация о центрах зародышеобразования и выборе ориентации аустенита. Первоначально центры зародышеобразования были ограничены высокоугловой границей зерен (HAB), и все ориентации аустенита были выбраны ориентационным соотношением Курдюмова-Сакса (K-S). В последнее время ограничения были ослаблены, поскольку были задействованы новые центры зародышеобразования. Рост γ происходил преимущественно в перлитные зерна без зависимости K-S. Зарождение и рост на краю HAB могут способствовать образованию крупных зерен γ, тогда как зародышеобразование на уже существующей границе γ важно для измельчения зерен γ-структуры.

42

Усовершенствование метода идентификации марок перлитного зерна высокоуглеродистой катанки

Авторы: И. Шубин, М. Шубина

Реферат: К основным характеристикам качества сортового проката относятся механические свойства в зависимости от состояния микроструктуры.Ключевым показателем для оценки микроструктуры высокоуглеродистой стали можно считать пластинчатый перлит 1-й степени зернистости B _fp . Для применяемого в настоящее время метода диспергирования перлита по ГОСТ 8233-56 характерна субъективность выбора полей зрения для оценки микроструктуры, что снижает качество получаемых результатов. Цель исследования – усовершенствовать методику оценки микроструктуры катанки из высокоуглеродистой стали, снизить погрешность определения перлита пластинчатого 1-го сорта.Эксперименты проводились на образцах катанки из высокоуглеродистой стали с содержанием углерода 0,58 – 0,77%. Дисперсность перлита оценивалась в 27 полях зрения, расположенных на взаимно перпендикулярных диагоналях поперечного сечения образца. Результаты исследования показали возможность снижения погрешности определения расчетной величины дисперсности перлита микроструктуры катанки из высокоуглеродистой стали. Оценка микроструктуры в пяти полях обзора должна проводиться с учетом весовых коэффициентов, определяемых отношением длины зон, занятых перлитом с определенным процентным содержанием перлита 1 сорта, к радиусу катанки.Предлагаемый метод оценки микроструктуры повышает точность оценки, не усложняя процесс ее реализации.

1195

Влияние границы раздела аустенита на трансформационное поведение перлита.

Авторы: Хироси Хасэгава, Тацуя Накагайто, Ёсимаса Фунакава

Аннотация: Исследовано влияние характеристик границы раздела аустенита с ферритом на характер превращения перлита после межкритического отжига.Большинство зерен аустенита располагались в основном на границах зерен феррита и имели отношение Курдьюмва-Сакса (K-S) или близкое к K-S с одним из соседних зерен феррита до перлитного превращения. Перлитное превращение началось в основном с границы зерна аустенита, обращенной к ферриту. Перлитное превращение показало застой. Это указывает на то, что некоторое количество аустенита термически стабилизировано против перлитного превращения. Доля аустенита, имеющего только границу раздела K-S или близкую к границе K-S с соседними зернами феррита, соответствовала доле аустенитных зерен, которая не включает перлит.Перлитное превращение было трудно начать с границы раздела аустенита, имеющей отношение K-S к ферриту, поскольку граница раздела между зернами аустенита и зернами феррита была энергетически стабилизирована в случае их границы раздела, имеющего отношение K-S.

639

Кинетика изотермического перлита в высокохромистых чугунах без дополнительного легирования

Авторы: К.Ю. Окишев, Э. Васюкова, А.Г. Гребенщикова, А.С. Созыкина, Д.А. Мирзаев

Аннотация: Представлена ​​модель кинетики изотермической перлитной реакции в высокоуглеродистых тройных сплавах Fe – Cr – C (чугунах), содержащих карбидную фазу (Cr, Fe) ₇ C ₃ . Модель основана на традиционном подходе Аврами, дополненном температурной зависимостью простого типа с коэффициентом K . Параметры модели для отдельных сплавов определялись по F.Экспериментальные данные Maratray и R. Usseglio-Nanot охватывают диапазон составов от 2,1 до 4,3% C и от 12 до 26% Cr. Определена зависимость параметров (показатель Аврами n , энергия активации U и постоянная шкалы времени C ) от состава гамма-фазы к концу аустенитизации (рассчитанная с учетом кинетики растворения карбида). Таким образом, модель позволяет рассчитать изотермическую кривую C перлита (диаграмма ТТТ) для сплава произвольного состава после заданного режима аустенитизации.Сравнение результатов расчета с экспериментальными данными показывает их достаточную корреляцию.

884

Расширенные возможности быстрой проверки качества в процессах производства проволоки с помощью быстрого анализа микроструктуры

Авторы: Аня Освальд, Розита Шмидтхен, Даниэль Шимек, Давид Рафая, Рудольф Кавалла, Гюнтер Леманн

Аннотация: Разработан новый метод быстрого анализа микроструктуры сильно деформированных многокомпонентных ферритно-перлитных сталей на основе рентгеноструктурных измерений.Его практическое применение было исследовано и доказано при производстве катанки из высокопрочной эвтектоидной нелегированной стали, содержащей 0,81 мас.% Углерода. Для индивидуальных технологических условий деформации решетки и их анизотропия были проанализированы количественно с помощью быстрых измерений дифракции рентгеновских лучей и сопоставлены с результатами комплексных механических испытаний. Полученные взаимосвязи между характеристиками микроструктуры и механическими свойствами были описаны с использованием физически обоснованных моделей и использованы для создания базы данных по конкретным материалам для прогнозирования механических свойств на основе данных дифракции рентгеновских лучей.В зависимости от состояния деформации для прогнозирования макроскопических свойств материала должны применяться разные параметры. Кроме того, быстрый анализ микроструктуры может предоставить более подробную информацию в случае отклонений от требуемых свойств материала из-за технологических отклонений.

73

Термоупругопластический анализ пластичности перлитного превращения при комбинированном изгибно-растягивающем нагружении

Авторы: М.Ариф Хамдам, Кадзуки Такахаши, Хаята Татеока, Кеничи Осита, Сигеру Нагаки

Аннотация: В предыдущем исследовании мы показали анизотропию пластической деформации из-за перлитного превращения и предложили определяющее уравнение, зависящее от гидростатического давления, для описания этого явления. В настоящем исследовании мы оцениваем достоверность этой модели, используя систему нагружения изгибом-растяжением, чтобы экспериментально и численно проанализировать и охарактеризовать пластичность перлитного превращения.Сначала были измерены максимальные прогибы при изгибе из-за превращения аустенит-перлит при различных нагрузках, а затем были определены коэффициенты пластичности при превращении. Кроме того, как это было сделано для испытаний на изгиб-растяжение, пластичность при перлитном превращении моделировалась с помощью Abaqus Standard при тех же условиях аустенизации и нагружения, что и в экспериментах, а результаты расчета пластической деформации перлитного превращения сравниваются с экспериментальными результатами.Результаты показывают, что пластический прогиб при превращении из-за перлитного превращения уменьшается с увеличением приложенного растягивающего напряжения. Кроме того, это поведение можно описать с помощью модели, зависящей от гидростатического давления в теории больших деформаций.

328

Эволюция температурного поля при стыковой сварке рельсов оплавлением.

Авторы: Леонхард Вайнгрилль, Йорг Крутцлер, Норберт Энцингер

Аннотация: В работе исследована стыковая сварка оплавлением железнодорожных рельсов.С этой целью образцы рельсовой стали R260 и профиля 60E1 были измерены и впоследствии сварены на сварочном аппарате Schlatter GAA 100 в промышленных условиях. Цель состоит в том, чтобы получить более глубокие знания о процессе за счет более точного изображения термических циклов для всей последовательности сварки в непосредственной близости от сварного шва, а также в зоне термического влияния (HAZ). Важна подробная характеристика отдельных стадий фазы нагрева процесса. Кроме того, во время экспериментов одновременно измерялось вторичное сварочное напряжение, чтобы охарактеризовать переходное тепловложение.Более того, эти данные использовались при анализе сигналов температуры, чтобы лучше справляться с электрическими помехами. Кроме того, в настоящей работе была разработана модель конечных элементов (КЭ) этого процесса FBW. Его реализация и решение реализованы с помощью программного обеспечения ESI SYSWELD. Использовалась сильно связанная программа термо-электрокинетических и металлургических расчетов. Модель включает переходное сопротивление на сварных поверхностях в качестве основного источника тепла для процесса.Температурно-зависимые свойства материала и соответствующая металлургическая модель, основанная на экспериментальной диаграмме CCT рельсовой стали R350HT, также реализованы в моделировании.

2088

Влияние микроструктуры на поведение напряженно-деформированного состояния и склонность к растрескиванию сталей для трубопроводов

Изучено влияние микроструктуры на деформационное поведение сталей для трубопроводов.Испытания на низкую скорость деформации (2 × 10–6 с ^–1 ) были проведены на сталях марок Х65 и Х100 в силиконовом масле и растворе гидрокарбоната / карбоната. Сталь марки X100 в состоянии поставки при 75 ° C показывала зубчатые кривые напряжения-деформации. Величина зазубрин зависела от скорости деформации и температуры испытания. Отжиг при температуре 600 ° C или выше удаляет зазубрины, но это увеличивает восприимчивость к трансгранулярному растрескиванию в растворе гидрокарбоната / карбоната при потенциалах ниже -800 мВ (с.э.).Также были изучены удаление и преобразование бандажа в стали для трубопроводов. Феррит / перлит выравнивается на этапе горячей прокатки при производстве трубы и вызывает направленность распространения трещин и механических свойств. Была проведена термообработка, которая показала, что полосы марок X65 и X100 можно удалить при температуре выше 900 ° C. Это зависит от гомогенизации углерода, которая также зависит от температуры, времени и скорости охлаждения.

1. Введение

Требования к прочности и ударной вязкости стали для трубопроводов могут быть достигнуты с помощью соответствующих технологий производства стали.Производители используют различные методы усиления, чтобы соответствовать нормам. Механические характеристики и склонность к растрескиванию под воздействием окружающей среды зависят от микроструктуры, поэтому термически обработанные трубопроводные стали с однородной мелкозернистой микроструктурой, такие как бейнит, обычно более устойчивы к коррозионному растрескиванию под напряжением, SCC, чем те, которые состоят из перлита и феррита [1] . Было показано, что некоторые трещины, вызванные водородом, связаны с границей между ферритом и перлитом [2].Такая работа предполагает, что гомогенизация состава и фаз в сталях улучшает их стойкость к растрескиванию.

Полосы перлитного феррита в углеродистой стали связаны с сегрегацией замещающих легирующих элементов, которые повышают или понижают температуру (Ar ₃ ) образования доэвтектоидного феррита при охлаждении [3]. Сегрегация происходит при затвердевании стали и приводит к образованию продольных полос при горячей прокатке [3–5]. Если Ar ₃ поднимается растворенным веществом, то доэвтектоидный феррит сначала зарождается в областях, богатых растворенным веществом.С другой стороны, если температура Ar ₃ понижается из-за растворенного вещества, то зародышеобразование доэвтектоидного феррита начинается в областях, обедненных растворенным веществом. В любом случае атомы углерода, которые быстро диффундируют, отторгаются от доэвтектоидного феррита, образуя богатые углеродом области аустенита, которые в конечном итоге превращаются в перлит [3, 4]. В стали для трубопроводов марганец снижает температуру Ar ₃ , а перлит образуется в областях с более высоким содержанием марганца. Следовательно, удаление ленты в стали для трубопроводов зависит от гомогенизации углерода или марганца.Полосы феррита и перлита определяют направленность распространения трещин [2] и механические свойства [6].

Трубопроводы высокого давления часто зарыты в землю, и в результате преобразования грунтовых вод в раствор с высоким pH во время катодной защиты может образоваться среда для растрескивания [7]. Сообщалось, что растворы гидрокарбоната / карбоната с диапазоном pH между 9,6–12,3 [8, 9] вызывают трещины, которые привели к катастрофическому выходу из строя ряда заглубленных трубопроводов, когда они связаны с плохо применяемыми системами катодной защиты.Раствор с высоким pH вызывает растрескивание IG, тогда как грунтовая вода с низким pH ~ 6,5 способствует растрескиванию TG. Следовательно, растрескивание заглубленных труб является соображением безопасности при оценке новых сталей трубопроводов.

Целью настоящей работы было изучение влияния удаления скачков нагрузки на стойкость стали марки Х100 к растрескиванию в растворе гидрокарбоната / карбоната с использованием метода медленной скорости деформации, а также изучение образования и удаления микроструктурное бандажирование трубопроводных сталей марок Х65 и Х100.

2. Экспериментальная

Две испытанные стали для трубопроводов были поставлены в соответствии со спецификациями API-5L и имеют состав, указанный в таблице 1. Микролегирование и контролируемая прокатка полностью раскисленной стали обеспечивает высокую прочность за счет измельчения зерна. Микроструктуры сталей, рассматриваемые в трех различных плоскостях: короткой поперечной (толщина), продольной и периферийной, показаны на рисунке 1. Вид сверху на рисунке представляет собой периферийную поверхность трубы.Зерна в коротком поперечном и продольном направлениях удлинены за счет прокатки. Микроструктуры сталей были выявлены путем установки кубических блоков 10 мм в бакелите, мокрого шлифования бумагой из карбида кремния, полировки алмазных полотен до поверхности 1 мкм мкм и, наконец, травления 2% азотной кислотой в спирте (Nital). . Среднее межцентровое расстояние между полосами и размер зерен измеряли путем подсчета количества полос или зерен в каждом образце с использованием передвижного микроскопа.

Марка стали C Mn Si Al P S 9015 903 903 903 903 903 903 0,19 <0,07 0,013 0,002 X100 0,06 1,82 0,16 0,03 0,011 0.002

Образцы для испытаний на медленную скорость деформации (SSRT) длиной 90 мм были обработаны для получения параллельных калибров 12,7 мм и 2,5 мм в диаметре, отполированных до карбида кремния с зернистостью P1200 и затем очистили этанолом. Образцы вырезали из стенки изготовленных труб так, чтобы их большие оси поперек продольной оси труб. Основная ось бандажа была перпендикулярна поверхности образца.

Испытания на крекинг в условиях окружающей среды были проведены в 1 М гидрокарбонате натрия – 0.5 М раствор карбоната натрия (pH ~ 9,5 при комнатной температуре) под потенциостатическим контролем. Образцы содержались в стеклянных ячейках с внешним электрическим нагревом и были закрыты с каждого конца резиновыми заглушками, которые позволяли вставлять образец, платиновый противоэлектрод, конденсатор и термопару для контроля температуры. Проводящий солевой мостик вёл от раствора к внешнему насыщенному каломельному электроду сравнения (СЭ). Объем раствора 85 см. ³ . Испытания проводились при скорости деформации 2 × 10 ⁻⁶ с ⁻¹ , температуре 75 ° C и в диапазоне приложенного потенциала от −800 до −1100 мВ (с.Перед SSRT некоторые образцы подвергались термообработке при различных температурах в предварительно нагретой, продуваемой азотом трубчатой ​​печи, а затем применялись различные режимы охлаждения. Перед термообработкой образцы очищали этанолом и сушили.

Средняя скорость трещины была определена из металлографического поперечного сечения путем измерения самой глубокой вторичной трещины в любом одном образце и деления ее на время пластической деформации для испытаний, анодных для потенциала свободной коррозии (-890 мВ (эт.)) где возникает SCC.Для трещин, образованных при потенциалах, катодных по отношению к потенциалу свободной коррозии, что может быть результатом водородного охрупчивания, время от UTS до разрушения использовалось при расчете средней скорости трещины, так как здесь начало растрескивания происходит после образования шейки.

3. Результаты и обсуждение

3.1. Зубцы

Испытания, проведенные при скорости деформации 2 × 10 ⁻⁶ с ⁻¹ и температуре 75 ° C, дали зубчатые кривые напряжения-деформации для полученной стали марки X100 (рис. 2).Зубцы характеризуются серией внезапных падений нагрузки с последующим увеличением с градиентом, аналогичным градиенту упругой части кривой. Падение нагрузки в большинстве случаев происходит вскоре после образования шейки, и его величина постепенно увеличивается до разрушения. Наблюдаемые зазубрины похожи на сообщенные [10–12] «зубцы типа B», которые поднимаются и опускаются примерно на общем уровне кривой напряжения-деформации. Это явление динамического деформационного старения, скорее всего, включает в себя блокировку дислокаций с последующим либо разблокированием дислокаций, чтобы позволить им двигаться, и / или созданием новых дислокаций, чтобы позволить дальнейшую деформацию [13, 14].Нагрузка увеличивается до тех пор, пока не произойдет разблокирование и / или образование новой дислокации, и дислокации не будут отделены от препятствий, таких как атомы растворенного вещества, что приведет к падению нагрузки. Этот процесс происходит многократно и вызывает скачки на кривой зависимости напряжения от деформации при пластической деформации [15, 16].

Было высказано предположение [15], что межузельные атомы, такие как углерод и азот, взаимодействуют с полем деформации дислокаций в стали, и дислокации могут быть заблокированы в своем положении путем образования межузельной «атмосферы» из углерода или азота в стали. вблизи дислокаций, но может быть освобожден путем увеличения напряжения или температуры, вызывающих дальнейшую деформацию.В попытке лучше понять природу механизма зазубрин был проведен ряд SSRT, и результаты показывают, что зазубрины не зависят от того, проводятся ли испытания в силиконовом масле или растворе карбоната при 75 ° C, поскольку оба дают зазубренные кривые. На зубцы влияет скорость деформации (рис. 3), и размер максимального падения нагрузки из-за зубцов уменьшается по мере увеличения скорости деформации в испытанном диапазоне. Испытание при скорости деформации 2,3 × 10 ⁻⁵ с ⁻¹ и температуре 75 ° C не дало зазубрин, что согласуется с предыдущей работой [16–18] и указывает на то, что зазубрины возникают при соответствующей комбинации деформации. скорость и температура для низкоуглеродистой стали.Скорость деформации для появления зазубрин при 75 ° C составляет приблизительно 1 × 10 ⁻⁵ с ⁻¹ . SSRT для стали марки X65 при 75 ° C дает кривые растяжения без зазубрин при 2 × 10 ⁻⁶ с ⁻¹ , и это, вероятно, связано с различием в микроструктуре и составе.

Зубцы в исходном материале были полностью удалены путем охлаждения на воздухе через 30 минут при 600 ° C (Рисунок 2), и полученная микроструктура показана на Рисунке 4 (a).Эта термообработка удаляет углерод и, возможно, азот из раствора и, таким образом, уменьшает препятствия для движения дислокаций внутри зерен [13].

Процесс удаления углерода из раствора весьма заметен при немного более высокой температуре 700 ° C (рис. 4 (б)). Зубцы также удаляются отжигом при температурах выше 600 ° C; однако затем происходит значительное изменение механических свойств (рис. 5). Изменение микроструктуры из-за термообработки при 600 ° C является результатом удаления углерода из раствора за счет образования глобулярных карбидов (сорбита).Это изменение увеличивает восприимчивость стали марки X100 к транскристаллическому растрескиванию (рис. 6) в карбонатном растворе в диапазоне потенциалов от -800 до -1100 мВ (с. При потенциалах, анодных по отношению к потенциалу свободной коррозии, -890 мВ (с. Об изменении режима растрескивания SCC с межкристаллитного при больших анодных потенциалах на трансзернистый по мере того, как сталь для трубопровода приближается к потенциалу свободной коррозии, ранее сообщалось Li et al.[19].

3.2. Бандаж

Удаление перлитных / ферритных полос в стали марки Х65 зависит от температуры термообработки и скорости охлаждения (рис. 7). Был опробован диапазон скоростей охлаждения: охлаждение печи – самое медленное, а закалка в воде – самое быстрое. Закалка в масле и воде от 900 ° C дает бейнитную микроструктуру, тогда как охлаждение на воздухе от 1175 ° C дает структуру Видманштеттена. Воздушное охлаждение от 1000 ° C и вентиляторное охлаждение от 950 ° C дают слегка полосчатую микроструктуру перлита / феррита.Сильно полосчатая перлитно-ферритная структура получается при охлаждении в печи от 1000 ° C. Нелинейные микроструктуры получают преобразованием аустенита в неравновесную микроструктуру с использованием более высокой скорости охлаждения. Более высокая скорость охлаждения подавляет обогащение аустенита диффузией углерода на границе раздела аустенит / феррит во время охлаждения, и это может привести к выделению карбидов внутри феррита. Это процесс удаления полосы, препятствующей сегрегации углерода в богатые марганцем области.

Другой подход заключается в удалении полос путем гомогенизации марганца посредством диффузии, поскольку концентрация Mn в перлитной полосе выше, чем в ферритной полосе. Результат попытки устранить сегрегацию Mn посредством диффузии показан на рисунке 8. Это демонстрирует, что с увеличением времени выдержки увеличивается расстояние между центрами перлита. Вероятно, это связано с удалением промежуточных полос более низкой концентрации за счет диффузии. Другие виды термообработки, рассматриваемые в попытке устранить образование полос, приведены в таблице 2.

Температура (° C) Время выдержки Режим охлаждения Микроструктура Размер зерна ( мкм м) 903 903 950 60 ч FC Полосатый со средним шагом * (AS) 201 μ м 24 1 1175 1 ч полосатость с большими площадями перлита и некоторыми Widmanstätten 29 1 1175 затем 1000 1 час затем 20 минут FC полосатая AS 60 μ м 12 1175 5 ч FC Без полосок с ферритом / перлитом и некоторыми Widmanstätten 50 1 11 75, затем 950 5 часов, затем 20 минут FC, затем AC Без полос (феррит / перлит) 9 2 1175 затем 950, затем 1000 5 часов, затем 20 минут, затем 20 минут FC, затем AC, затем FC с полосой AS 130 μ м 10 3 1200 затем 1000 20 минут затем 20 минут FC с полосой AS 52 μ м 13 2

* Среднее расстояние между полосами перлита и средний размер зерен в состоянии поставки: 19 и 6 мкм м соответственно.

Эти результаты показывают, что образование и удаление полосы со стали трубопровода зависит от температуры термообработки, времени выдержки и скорости охлаждения. Медленное охлаждение от аустенитных температур приводит к появлению интенсивных полос (при условии, что средний размер зерна примерно в два раза меньше среднего расстояния между полосами), и интенсивность уменьшается с увеличением скорости охлаждения. Полосы полностью удаляются закалкой или воздушным охлаждением от более высокой температуры (рис. 7).Быстрое охлаждение подавляет диффузию углерода из области низкой концентрации марганца в область более высокой концентрации марганца во время образования доэвтектоидного феррита. Удаление ленты путем гомогенизации марганца путем диффузии требует более длительного времени и более высокой температуры, чем для углерода (рис. 8 и таблица 2). Практически полная гомогенизация марганца была достигнута охлаждением печи через 5 часов при 1175 ° C, и это полностью удалило полосчатость из-за роста зерна.Средний размер зерна был уменьшен путем охлаждения на воздухе через 20 минут при 950 ° C без возврата полос (рис. 9 (b)).

Эти результаты согласуются с тенденциями в литературе, касающимися удаления полос путем закалки или воздушного охлаждения при более высоких температурах, и согласуются с работой Wilms [20] и Grossterlinden et al. [21]. Хотя гомогенизация марганца посредством высокотемпературной диффузии согласуется с более ранней работой [22–24], в этом исследовании гомогенизация была достигнута при более низкой температуре.Гомогенизация при температурах выше 1200 ° C может привести к перегреву стали, поэтому удаление полос выше этой температуры считалось нецелесообразным [21]. В этом исследовании удаление полосы посредством высокотемпературной гомогенизации с последующей нормализацией было повторно исследовано с помощью третьей термообработки, включающей охлаждение в печи через 20 минут при 1000 ° C. Снова появились широко разнесенные следы полос (рис. 10), указывающие на то, что гомогенизация марганца не завершена. В процессе медленного охлаждения небольшие различия в концентрации марганца способствуют сегрегации углерода, но пороговая разница не установлена.Когда эти результаты из стали марки X65 были применены к стали марки X100, были получены аналогичные результаты, хотя здесь средний интервал между полосами меньше, чем у стали марки X65. Результаты показывают, что ключом к удалению полос является знание среднего расстояния между полосами и коэффициента диффузии марганца в сталях. Время гомогенизации марганца было основано на коэффициенте диффузии марганца в углеродистой стали [20], но настоящая работа предполагает, что скорость диффузии марганца в трубопроводной стали марки X65 немного ниже.

Сравнение поверхностей излома SSRT образцов с полосами и без полос показывает, что полосатость вызывает овальность поверхности трещины (отношение двух перпендикулярных диаметров на поверхности трещины). В исходном материале овальность более выражена, чем в термообработанных образцах, поскольку эффект прокатки частично устраняется отжигом. Зерна равноосны, а распределение углерода довольно равномерное из-за охлаждения воздухом от более высоких температур. Именно перлитные полосы способствуют овальности, а не сегрегации марганца.Полосы перлита / феррита создают слоистую структуру твердых и мягких областей, и во время уменьшения поперечного сечения легче сжать более мягкие ферритные полосы, чем перлитные полосы. Таким образом, уменьшение площади больше в направлении, перпендикулярном полосе, чем параллельно ей. Следовательно, устранение сегрегации важно для устранения направленности для достижения изотропии в области восстановления.

4. Выводы

(1) Испытания на медленную скорость деформации на сплаве X100 в состоянии поставки при 75 ° C дают зубчатую кривую удлинения нагрузки.Зубцы при 75 ° C и скорости деформации 2 × 10 ⁻⁶ с ⁻¹ были удалены воздушным охлаждением через 30 минут при 600 ° C (смоделированная закаленная область ЗТВ). Эта термообработка увеличивает восприимчивость к трансгранулярному растрескиванию при потенциалах более отрицательных, чем -800 мВ (с.о.), по сравнению с микроструктурой в исходном состоянии. Удаление зазубрин и увеличение восприимчивости связано с выделением карбидов из раствора в результате термической обработки. (2) Охлаждение печи через 5 часов при температуре 1175 ° C устраняет образование полос в трубопроводной стали марки X65, но увеличивает среднее зерно. размер.Это было очищено без возврата к полосчатости путем охлаждения на воздухе через 20 минут при 950 ° C. Таким образом, полосы удаляли при относительно низкой температуре, но с более длительным временем выдержки. Закалка в масле или воде от 900 ° C удаляет полосчатость, но получаемые микроструктуры тверже, чем исходные.

Благодарность

Работа поддержана Фондом развития нефтяных технологий (PTDF), Нигерия, которому авторы выражают свою благодарность.

Дуктильный непрерывный чугун Dura-Bar® – Пруток из высокопрочного чугуна

Ковкий чугун

Ковкий чугун Dura-Bar® – экономичная альтернатива низко-среднеуглеродистым сталям.Ковкий чугун Dura-Bar® часто используется в качестве альтернативы простой углеродистой стали и обладает аналогичной прочностью при отличных характеристиках свободной механической обработки. Dura-Bar® 65-45-12 – хорошая замена для таких марок низкоуглеродистой стали, как 1018, 1117, 1212 и 12L14. 80-55-06 может быть альтернативой среднеуглеродистым сталям, таким как 1141, 1144 и 1045. Марка SSDI (Solution Strengthened Ductile Iron) сочетает в себе повышенную механическую прочность перлитного высокопрочного чугуна с преимуществами обрабатываемости ферритного высокопрочного чугуна. .Все марки одинаково подвержены закалке. Графит с шаровидным графитом обеспечивает те же преимущества бесплатной обработки, что и свинец, без проблем с обработкой и удалением отходов. Пластичные сорта будут соответствовать стандарту ASTM A536, с основным отличием, которое заключается в большом количестве конкреций и мелком размере зерна, присущих процессу непрерывной разливки Dura-Bar®. Различные сорта производятся путем управления структурой матрицы вокруг графитовых конкреций. Подробнее см. Допуски на запасы железа Dura-Bar.

65-45-12 Пластичный

Ковкий чугун Dura-Bar® 65-45-12 содержит шаровидный графит в матрице феррита с небольшим количеством перлита.Ферритная структура обеспечивает отличную обрабатываемость с хорошей обработкой поверхности, а также оптимальной ударной вязкостью, усталостными свойствами, электропроводностью и высокой магнитной проницаемостью. Этот чугун имеет примерно такой же предел прочности и текучести, как сталь AISI 1020, в состоянии после прокатки. Эта спецификация соответствует классу 65-45-12 ASTM A536.

Микроструктура

Микроструктура состоит из шаровидного графита типов I и II, как определено в ASTM A247. Матрица представляет собой феррит с содержанием перлита примерно 5-25%.Кромка или обод будут иметь большее количество узлов и будут в основном из феррита. Охлажденные карбиды будут менее 5% на любом поле при 100-кратном увеличении и будут хорошо диспергированы.

Реакция с термообработкой

Dura-Bar® 65-45-12 может подвергаться закалке в масле от 1600 ° F (885 ° C) до минимум C 50 по Роквеллу на внешней стороне стержня. Твердость сердцевины будет меньше, чем твердость внешних поверхностей. Ковкий чугун любой марки может быть подвергнут закалке и отпуску до 50 – 55 Rc.

Этот сорт также хорошо реагирует на методы поверхностного упрочнения, такие как термическая обработка пламенем или индукционная термообработка.Он хорошо подходит для закалки из-за низкого остаточного содержания сплава, а высокоферритная матрица обеспечивает предсказуемый рост с минимальным тепловым искажением. Получите более подробную информацию, включая типичную кривую конечной закалки Джомини, методы и время цикла, а также температурные эффекты, загрузив Dura-Bar® Heat Treatment Guide .

80-55-06 Пластик

Ковкий чугун Dura-Bar® 80-55-06 будет содержать шаровидный графит в матрице из феррита и перлита. Перлитно-ферритная структура обеспечивает более высокую износостойкость и прочность по сравнению с высокопрочным чугуном из феррита.Этот материал легко поддается механической обработке с хорошей обработкой поверхности. Пределы прочности и текучести аналогичны стали AISI1040 в состоянии после прокатки. Эта спецификация аналогична стандарту ASTM A536 сорт 80-55-06.

Микроструктура

Микроструктура состоит из шаровидного графита типа I и типа II, как определено в ASTM A247. Матрица перлитно-ферритная. Кромка или обод имеет большее количество узелков и более высокое содержание феррита. Охлажденные карбиды будут менее 5% на любом поле при 100-кратном увеличении и будут хорошо диспергированы.

Реакция с термообработкой

Dura-Bar® 80-55-06 может подвергаться закалке в масле от 1600 ° (885 ° C) до минимальной твердости Rockwell C 50 на внешней стороне стержня. Твердость по внутреннему диаметру будет меньше, чем C 50 по Роквеллу. Более низкая твердость при закалке по внутреннему диаметру является результатом более крупных графитовых конкреций, а не потери твердости матрицы. Получите более подробную информацию, включая типичную кривую конечной закалки Джомини, методы и время цикла, а также температурные эффекты, загрузив Dura-Bar® Heat Treatment Guide .

100-70-03 Пластик

Ковкий чугун Dura-Bar® 100-70-03 содержит шаровидный графит в матрице перлита с небольшим количеством феррита. Перлитная структура обеспечивает максимальные характеристики прочности и износостойкости нелегированного высокопрочного чугуна в литом состоянии. Для получения дополнительной информации о обрабатываемости 100-70-03 щелкните здесь. Эта спецификация аналогична ASTM A536 100-70-03.

Микроструктура

Микроструктура состоит из шаровидного графита типа I и типа II, как определено в ASTM A247.Матрица высокоперлитная с небольшим количеством феррита. Кромка или обод будет иметь большее количество узелков и немного более высокую концентрацию феррита по сравнению с центром. Охлажденные карбиды будут менее 5% на любом поле при 100-кратном увеличении и будут хорошо диспергированы.

Реакция с термообработкой

Dura-Bar® 100-70-03 может подвергаться закалке в масле от 1600 ° F (885 ° C) до минимальной твердости Rockwell C 50 на внешней стороне стержня. Твердость внутреннего диаметра будет меньше C 50 по Роквеллу.Более низкая закалочная твердость на внутреннем диаметре является результатом более крупных графитовых включений, а не потери твердости матрицы. Получите более подробную информацию, включая типичную кривую конечной закалки Джомини, методы и время цикла, а также температурные эффекты, загрузив Dura-Bar® Heat Treatment Guide .

SSDI (высокопрочный высокопрочный чугун)

Dura-Bar® SSDI – это марка ковкого чугуна, сочетающая повышенную механическую прочность перлитного ковкого чугуна с преимуществами обрабатываемости ферритного ковкого чугуна.Сочетая в себе лучшие из обоих желаемых свойств, Dura-Bar® SSDI представляет собой привлекательный сорт ковкого чугуна, который обеспечивает ряд преимуществ при проектировании и производстве металлических компонентов. Обладая повышенной прочностью и пластичностью, SSDI является отличной альтернативой стали 1045, используемой в различных нефтегазовых и гидравлических системах. SSDI показал повышение производительности примерно на 30%, а также отсутствие отрицательного воздействия на износ инструмента.

Микроструктура

Микроструктура состоит из шаровидного графита типов I и II.Атрибуты микроструктуры можно суммировать как узловатость 85%. Процент перлита в центре и на краю стержня составляет от 5 до 30% и от 0 до 15% соответственно.

Реакция с термообработкой

Первоначальные результаты испытаний доказывают, что Dura-Bar® SSDI может подвергаться закалке в масле от 1650 ° F (898 ° C) до твердости по Роквеллу C 35-40. На основании этих тестов можно сделать вывод, что существует общая однородность и согласованность оценки SSDI. В необработанном состоянии микроструктура SSDI в основном ферритная, однако при термообработке микроструктура изменяется и становится мартенситной.Для получения более подробной информации о термообработке щелкните здесь.

Применение высокопрочного чугуна (все марки)

Строительная и тяжелая техника:

• Втулки, маховики, шестерни, корпуса подшипников, шкивы, шкивы, поршни, боковые рамы, гайки рулевой тяги, крышки подшипников

Сельское хозяйство:

• Шестерни, направляющие клапанов, различные гидравлические системы, корпуса насосов, шкивы

Инфраструктура:

• Цементные ролики, многочисленные гидравлические компоненты, направляющие ролики, прижимные ролики, ролики выносного стола

Перекачивание жидкости:

• Блоки цилиндров, торцевые крышки, кожухи зубчатых реек, героторы, сальники, коллекторы, роторы, клапаны, гидравлические редукторы, поршни гидроцилиндров, направляющие штока цилиндров, катушки, гильзы, винтовые винты

Машинное оборудование:

• Вращающиеся винты, роторы компрессоров, ступицы муфты, шестерни, шкивы, звездочки, корпуса патронов, штампованные блоки, корпуса шпинделя, поворотные столы, ролики с цилиндрическими валами, втулки, ролики цепного шкива, маховики, зубчатые рейки, сваебойные головки, нажимные цилиндры, стяжки Штанговые гайки

Нефть и газ:

• Плунжеры, шестерни масляного насоса, стержни пони, плунжерные пальцы, статические цементные пробки

Энергия:

• Муфты с гибким валом, шкивы, шестерни, втулки, втулки, крышки подшипников, тормозные пальцы, изнашиваемые пластины

Производство и обработка общего назначения:

• Ступицы муфты, шестерни, шкивы, проставки рельсов, звездочки, дисковые тормоза мотоциклов, распределительные валы, держатели

Прокаливаемость стали – в лупе

Многие виды стали хорошо поддаются термической обработке, известной как закалка.Одним из важнейших критериев при выборе материала заготовки является прокаливаемость. Прокаливаемость описывает, насколько глубоко металл может быть упрочнен при закалке от высокой температуры, и также может упоминаться как глубина закалки.

Сталь в микроскопическом масштабе:

Первый уровень классификации сталей на микроскопическом уровне – это их кристаллическая структура, способ, которым атомы расположены в пространстве. Телоцентрированная кубическая (BCC) и гранецентрированная кубическая (FCC) конфигурации являются примерами металлических кристаллических структур.Примеры кристаллических структур BCC и FCC можно увидеть ниже на рисунке 1. Имейте в виду, что изображения на рисунке 1 предназначены для отображения положения атомов и что расстояние между атомами увеличено.

Рисунок 1: Пример кристаллической структуры BCC (слева) и кристаллической структуры FCC (справа)

Следующий уровень классификации – фаза. Фаза представляет собой однородную часть материала. обладающий такими же физическими и химическими свойствами. У стали есть 3 разных фазы:

1. Аустенит: гранецентрированное кубическое железо; также сплавы железа и стали, имеющие кристаллическую структуру FCC.
2. Феррит: объемноцентрированное кубическое железо и стальные сплавы, имеющие кристаллическую структуру ОЦК.
3. Цементит: карбид железа (Fe ₃ C)

Последний уровень классификации, обсуждаемый в этой статье это микроструктура. Три фазы, показанные выше, можно объединить, чтобы сформировать различные микроструктуры стали. Примеры этих микроструктур и их общие механические свойства показаны ниже:

• Мартенсит: самый твердый и прочный микроструктура, но самая хрупкая
• Перлит: твердый, прочный и пластичный, но не особо прочный
• Бейнит: имеет желаемую прочность-пластичность комбинация, тверже перлита, но не так твердая, как мартенсит

Упрочнение в микроскопическом масштабе:

Прокаливаемость стали зависит от содержания углерода. содержание материала, других легирующих элементов и размер зерна аустенит.Аустенит – это гамма-фазовое железо, и при высоких температурах его атомарное структура претерпевает переход от конфигурации BCC к конфигурации FCC.

Высокая закаливаемость относится к способности сплава образовывать высокий процент мартенсита по всей массе материала при закалке. Закаленные стали создаются путем быстрой закалки материала при высокой температуре. Это предполагает быстрый переход от состояния 100% аустенита к высокому процентному содержанию мартенсита. Если сталь больше 0.15% углерода, мартенсит приобретает сильно деформированную объемно-центрированную кубическую форму и перенасыщается углеродом. Углерод эффективно закрывает большинство плоскостей скольжения в микроструктуре, создавая очень твердый и хрупкий материал. Если скорость закалки недостаточно высока, углерод будет диффундировать из аустенитной фазы. Затем сталь становится перлитом, бейнитом или ферритом, если выдерживается достаточно долго. Ни одна из указанных микроструктур после отпуска не имеет такой же прочности, как мартенсит, и обычно считается неблагоприятной для большинства применений.

Успешная термообработка стали зависит от трех факторов:

1. Размер и форма образца
2. Состав стали
3. Способ закалки

1. Размер и форма образца

Во время процесса закалки тепло должно передаваться на поверхность образца, прежде чем оно может быть отведено в закалочную среду. Следовательно, скорость охлаждения внутренней части образца зависит от отношения площади его поверхности к объему.Чем больше это соотношение, тем быстрее будет охлаждаться образец и, следовательно, тем сильнее будет эффект упрочнения. Например, 3-дюймовый цилиндрический стержень диаметром 1 дюйм будет иметь более высокую закаливаемость, чем 3-дюймовый стержень диаметром 1,5 дюйма. Из-за этого эффекта детали с большим количеством углов и кромок легче поддаются закалке, чем детали правильной и округлой формы. На рис. 2 приведен пример диаграммы температурно-временного преобразования (TTT) кривых охлаждения закаленного в масле стержня диаметром 95 мм. Поверхность превратится в 100% мартенсит, в то время как ядро ​​будет содержать некоторое количество бейнита и, следовательно, будет иметь более низкую твердость.

Рисунок 2: Пример диаграммы временного температурного преобразования (TTT), также известной как диаграмма изотермического преобразования.

2. Состав стали

Важно помнить, что разные сплавы стали содержат разный элементный состав. Соотношение этих элементов относительное к количеству железа в стали дают широкий спектр механических характеристики. Увеличение содержания углерода делает сталь тверже и прочнее, но менее пластичный. Преобладающий легирующий элемент нержавеющих сталей – хром, что придает металлу сильную устойчивость к коррозии.Поскольку у людей есть возились с составом стали более тысячелетия, число комбинаций бесконечно.

Потому что существует так много комбинаций, которые дают так много различные механические свойства, стандартизованные испытания используются для классификации разные виды стали. Распространенным тестом на прокаливаемость является тест Джомини, показано на Рисунке 3 ниже. Во время этого теста стандартный блок материала нагревают до 100% аустенита. Затем блок быстро перемещается в аппарат, где его закаливают в воде.Поверхность или область, контактирующая с вода немедленно охлаждается, и скорость охлаждения падает в зависимости от расстояние от поверхности. Затем на блок шлифуется квартира по длине образца. По этой плоскости измеряется твердость в различных точках. Этот данные затем наносятся на диаграмму прокаливаемости с твердостью в качестве оси Y и расстояние по оси абсцисс.

Рисунок 3: Схема образца для закалки в конце Джомини, установленного во время закалки (слева) и испытания на твердость после (справа)

Кривые прокаливаемости построены на основе результатов испытаний Джомини.Примеры нескольких кривых для стальных сплавов показаны на рисунке 4. При уменьшении скорости охлаждения (более резкое падение твердости на коротком расстоянии) больше времени дается для диффузии углерода и образования большей доли более мягкого перлита. Это означает меньшее количество мартенсита и меньшую закаливаемость. Материал, который сохраняет более высокие значения твердости на относительно больших расстояниях, считается высокотвердеющим. Кроме того, чем больше разница в твердости между двумя концами, тем ниже закаливаемость.Для кривых прокаливаемости характерно то, что с увеличением расстояния от закаленного конца скорость охлаждения снижается. Сталь 1040 изначально имеет такую ​​же твердость, как 4140 и 4340, но очень быстро остывает по длине образца. Сталь 4140 и 4340 остывает более плавно и, следовательно, имеет более высокую закаливаемость. 4340 имеет менее экстремальную степень охлаждения по сравнению с 4140 и, таким образом, имеет самую высокую закаливаемость из всех трех.

Рисунок 4: Диаграммы прокаливаемости сталей 4140, 1040 и 4340

Кривые прокаливаемости зависят от содержания углерода.Чем больше процент углерода в стали, тем выше ее твердость. Следует отметить, что все три сплава на Рисунке 4 содержат одинаковое количество углерода (0,40% C). Углерод – не единственный легирующий элемент, который может влиять на прокаливаемость. Различия в прокаливаемости между этими тремя сталями можно объяснить с точки зрения их легирующих элементов. В таблице 1 ниже показано сравнение содержания легирующих элементов в каждой из сталей. 1040 представляет собой простую углеродистую сталь и поэтому имеет самую низкую прокаливаемость, поскольку нет других элементов, кроме железа, которые блокируют выход атомов углерода из матрицы.Никель, добавленный к 4340, позволяет образовывать немного большее количество мартенсита по сравнению с 4140, что дает ему самую высокую закаливаемость среди этих трех сплавов. Большинство металлических легирующих элементов замедляют образование перлита, феррита и бейнита, поэтому они повышают прокаливаемость стали.

Стол 1: показывает содержание легирующих элементов 4340, 4140 и 1040. сталь

Тип стали:	Никель (мас.%):	Молибден (мас.%):	Хром (мас.%):
4340	1.85%	0,25%	0,80%
4140	0,00%	0,20%	1,00%
1040	0,00%	0,00%	0,00%

В пределах одного группа материалов. При промышленном производстве стали всегда есть незначительные неизбежные изменения элементного состава и средней зернистости размер от одной партии к другой.В большинстве случаев способность материала к упрочнению составляет представлены максимальными и минимальными кривыми, установленными как пределы.

Прокаливаемость также увеличивается с увеличением размера аустенитного зерна. Зерно – это отдельный кристалл в поликристаллическом металле. Представьте себе витраж (как тот, что показан ниже), цветное стекло – это зерна, а материал для пайки, удерживающий его вместе, будет границами зерен. Аустенит, феррит и цементит – это разные типы зерен, которые составляют различные микроструктуры стали.Именно на границах зерен образуются перлит и бейнит. Это пагубно сказывается на процессе упрочнения, поскольку желаемой микроструктурой является мартенсит, а другие типы мешают его росту. Мартенсит образуется в результате быстрого охлаждения аустенитных зерен, и процесс его превращения до сих пор недостаточно изучен. С увеличением размера зерна появляется больше зерен аустенита и меньше границ зерен. Следовательно, существует меньше возможностей для образования микроструктур, таких как перлит и бейнит, и больше возможностей для образования мартенсита.

Рисунок 5: Цветные кусочки стекла представляют собой зерна аустенита, который при закалке превращается в желаемый мартенсит. Черные участки между цветными участками представляют границы зерен. Участки, на которых при закалке образуется перлит или бейнит.

3. Способ закалки

Как указывалось ранее, тип закалки влияет на охлаждение. темп. Использование масла, воды, водных агентов гашения полимеров или воздуха дает разная твердость внутри заготовки.Это также сдвигает кривые прокаливаемости. Вода производит наиболее сильную закалку, за ней следует масло и затем воздух. Водные полимерные тушители обеспечивают скорость тушения между вода и масло и могут быть адаптированы к конкретным приложениям, изменив концентрация и температура полимера. Степень возбуждения также влияет на скорость отвода тепла. Чем быстрее закалочная среда движется по образца, тем больше эффективность закалки. Охлаждение маслом обычно используется, когда закалка в воде может быть слишком жесткой для данного типа стали, так как она может треснуть или деформироваться при лечении.

Рисунок 6: Закалка отливок слесарем в масляной ванне

Обработка закаленной стали

Тип фрезы, который следует выбрать для обработки инструментов, выбранных для обработки заготовки после закалки, зависит от нескольких различных переменных. Не считая геометрических требований, специфичных для конкретного применения, двумя наиболее важными переменными являются твердость материала и его закаливаемость. Для некоторых применений с относительно высокими напряжениями требуется минимум 80% мартенсита, который должен быть произведен во внутренней части заготовки.Обычно для деталей с умеренными нагрузками требуется всего около 50% мартенсита по всей заготовке. При обработке закаленного металла с очень низкой способностью к закалке стандартный твердосплавный инструмент с покрытием может работать без проблем. Это связано с тем, что самая твердая часть заготовки ограничена ее поверхностью. При обработке стали с высокой способностью к закалке рекомендуется использовать фрезу со специальной геометрией, предназначенной для этого конкретного применения. Высокая закаливаемость приведет к тому, что заготовка будет твердой по всему объему.В каталоге Harvey Tool имеется ряд различных фрез для закаленной стали, включая сверла, концевые фрезы, фрезы для шпонки и граверы.

Магазин Harvey Tool предлагает полностью укомплектованные концевые фрезы для закаленной стали

Закаленная сталь, обобщенная

Прокаливаемость – это мера глубины, до которой сплав черных металлов может быть упрочнен за счет образования мартенсита по всему его объему, от поверхности к сердцевине. Это важное свойство материала, которое вы должны учитывать при выборе стали, а также режущего инструмента для конкретного применения.Закалка любой стали зависит от размера и формы детали, молекулярного состава стали и типа используемого метода закалки.

В качестве члена группы разработки новых продуктов Harvey Performance Company Роберт разработал стратегию новых продуктов, которые будут представлены в каждом новом каталоге, выпускаемом коллекцией брендов Harvey Performance Company.

Перлит – SN Чугун

Перлит

Перлит представляет собой двухфазную пластинчатую (или слоистую) структуру, состоящую из чередующихся слоев альфа-феррита (88 мас.%) И цементита (12 мас.%), Которая встречается в некоторых сталях и чугунах.Фактически, внешний вид ламелей вводит в заблуждение, поскольку отдельные ламели внутри колонии связаны в трех измерениях; Таким образом, отдельная колония представляет собой взаимопроникающий бикристалл феррита и цементита. В сплаве железо с углеродом во время медленного охлаждения перлит образуется в результате эвтектоидной реакции, когда аустенит охлаждается ниже 727 ºC (1341 ºF) (температура эвтектоида). Перлит – это обычная микроструктура, встречающаяся во многих марках сталей.

Эвтектоидный состав аустенита приблизительно равен 0.76% углерода; Сталь с меньшим содержанием углерода будет содержать соответствующую долю относительно чистых кристаллитов феррита, которые не участвуют в эвтектоидной реакции и не могут превращаться в перлит. Точно так же стали с более высоким содержанием углерода будут образовывать цементит до достижения точки эвтектоида. Долю феррита и цементита, образующихся выше точки эвтектоида, можно рассчитать из диаграммы состояния равновесия железо / железо-карбид с использованием правила рычага.

Стали с перлитной (эвтектоидный состав) или почти перлитной микроструктурой (почти эвтектоидный состав) могут быть вытянуты в тонкую проволоку.Такая проволока, часто связанная в веревки, коммерчески используется в качестве проволоки для фортепиано, веревки для подвесных мостов и в качестве стального корда для армирования шин. Высокая степень волочения проволоки (логарифмическая деформация более 3) приводит к получению перлитной проволоки с пределом текучести в несколько гигапаскалей. Это делает перлит одним из самых прочных конструкционных объемных материалов на Земле. Некоторые заэвтектоидные проволоки из перлитной стали, когда холодная проволока протягивается до истинной (логарифмической) деформации выше 5, может даже показать максимальную прочность на разрыв выше 6 ГПа.Хотя перлит используется во многих инженерных приложениях, происхождение его чрезвычайной прочности до конца не изучено. Недавно было показано, что холодная вытяжка не только упрочняет перлит за счет улучшения структуры ламелей, но также одновременно вызывает частичное химическое разложение цементита и даже структурный переход от кристаллического цементита к аморфному. Вызванное деформацией разложение и изменение микроструктуры цементита тесно связано с несколькими другими явлениями, такими как сильное перераспределение углерода и других элементов сплава, таких как Si и Mn, как в цементитной, так и в ферритной фазе; изменение аккомодации деформации на границах раздела фаз из-за изменения градиента концентрации углерода на границах раздела; и механическое легирование.