Отпускная хрупкость стали

Отпускная хрупкость

Обычно с повышением температуры отпуска ударная вязкость увеличивается, а скорость охлаждения не влияет на свойства. Но для некоторых сталей наблюдается снижение ударной вязкости. Этот дефект называется отпускной хрупкостью (рис. 41).

Рис. 41 Зависимость ударной вязкости от температуры отпуска

Отпускная хрупкость I рода наблюдается при отпуске в области температур около 300 o С. Она не зависит от скорости охлаждения.

Это явление связано с неравномерностью превращения оппущенного мартенсита. Процесс протекает быстрее вблизи границ зерен по сравнению с объемами внутри зерна. У границ наблюдается концентрация напряжений, поэтому границы хрупкие.

Отпускная хрупкость I рода “необратима”, то есть при повторных нагревах тех же деталей не наблюдается.

Отпускная хрупкость II рода наблюдается у легированных сталей при медленном охлаждении после отпуска в области 450…650 o С.

При высоком отпуске по границам зерен происходит образование и выделение дисперсных включений карбидов. Приграничная зона обедняется легирующими элементами. При последующем медленном охлаждении происходит диффузия фосфора к границам зерна. Приграничные зоны обогащаются фосфором, снижаются прочность и ударная вязкость. Этому деекту способствуют хром, марганец и фосфор. Уменьшают склонность к отпускной хрупкости II рода молибден и вольфрам, а также быстрое охлаждение после отпуска.

Отпускная хрупкость II рода “обратима”, то есть при повторных нагревах и медленном охлаждении тех же сталей в опасном интервале температур дефект может повториться.

Стали, склонные к отпускной хрупкости II рода, нельзя использовать для работы с нагревом до 650 o С без последующего быстрого охлаждения.

Превращение мартенсита в феррито-цементитную смесь. Структура и свойства продуктов превращения мартенсита (дилатометрическая кривая отпуска).

Имеет место при нагреве закаленных сталей. Превращение связано с диффузией углерода.

Мартенсит закалки неравновесная структура, сохраняющаяся при низких температурах. Для получения равновесной структуры изделия подвергают отпуску.

При нагреве закаленной стали происходят следующие процессы.

При нагреве до 200 o С происходит перераспределение углерода в мартенсите. Образуются пластинки – карбидов толщиной несколько атомных диаметров. На образование карбидов углерод расходуется только из участков мартенсита, окружающих кристаллы выделившихся карбидов. Концентрация углерода на этих участках резко падает, тогда как удаленные участки сохраняют концентрацию углерода. В стали присутсвуют карбиды и два -твердых раствора мартенсита (с высокой и низкой концентрацией углерода. Такой тип распада мартенсита называется прерывистым. Скорость диффузии мала, карбиды не увеличиваются, распад мартенсита сопровождается зарождением новых карбидных частиц. Таким образом имеем структуру с неравномерным распределением углерода – это мартенсит отпуска. При этом несколько снижается тетрагональность решетки.

При нагреве до 300 o С идет рост образовавшихся карбидов. Карбиды выделяются из мартенсита и он обедняется углеродом. Диффузия углерода увеличивается и карбиды растут в результате притока углерода из областей твердого раствора с высокой его концентрацией. Кристаллическая решетка карбидов когерентно связана с решеткой мартенсита.

В высокоуглеродистых сталях аустенит остаточный превращается в мартенсит отпуска. Наблюдается снижение тетрагональности решетки и внутренних напряжений. Структура – мартенсит отпуска:

При нагреве до 400 o С весь избыточный углерод выделяется из . Карбидные частицы полностью обособляются, приобретают строение цементита, и начинают расти. Форма карбидных частиц приближается к сферической.

Высокодисперсная смесь феррита и цементита называется троостит отпуска;

При нагреве выше 400 o С изменение фазового состава не происходит, изменяется только микроструктура. Имеет место рост и сфероидизация цементита. Наблюдается растворение мелких и рост крупных карбидных частиц.

При температуре 550…600 o С имеем сорбит отпуска. Карбиды имеют зернистое строение. Улучшаются свойства стали.

При температуре 650…700 o С получают более грубую ферритно – цементитную смесь – перлит отпуска (зернистый перлит).

Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа

Глава I. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ОБРАТИМОЙ ОТПУСКНОЙ ХРУПКОСТИ

1. ПРОЯВЛЕНИЯ И КАЧЕСТВЕННЫЕ ПРИЗНАКИ ОТПУСКНОЙ ХРУПКОСТИ

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

Первоначально отпускная хрупкость была обнаружена при отпуске сталей. Но, как ясно сейчас, термин “отпускная” не соответствует фи­зической сущности явления, поскольку развитие отпускной хрупкости вовсе не обусловлено процессом отпуска продуктов закалки: отпуск­ная хрупкость вполне отчетливо развивается в сталях, предварительно стабилизированных после закалки длительным высоким отпуском или отожженных, не сопровождаясь какими либо изменениями суб- и мик­роструктуры [1—3].

Термические условия развития отпускной хрупкости обусловливают большое практическое значение этого явления. Многие крупногабарит­ные массивные детали из легированных сталей во избежание возникно­вения неблагоприятных внутренних термических напряжений охлажда­ют после высокого отпуска с очень низкой скоростью, и поэтому они длительное время (десятки или даже сотни часов) находятся в опасном диапазоне температур 600-400°С. Кроме того, температуры, при кото­рых эти изделия эксплуатируют, также могут попадать в опасный ин­тервал, что с течением времени будет приводить к охрупчиванию стали и снижению сопротивления детали и конструкции в целом. Наблюдае­мое в результате охрупчивания при замедленном охлаждении и при длительных изотермических выдержках повышение температуры хруп­ко-вязкого перехода стали может достигать сотен градусов [1,4, 5]. Так, при снижении скорости охлаждения после выского отпуска до 2,5—5°С/ч (рис. 1) температура хрупко-вязкого перехода промышлен­ной плавки роторной стали типа 25ХНЗМФА повышается на 80—90°С [2], а для промышленной плавки дисковой стали типа 35ХН4МА значе­ние ΔΓ_κ при таких скоростях охлаждения составило 200—230°С [4]. В процессе длительной (3—5 тысяч ч) изотермической выдержки при 450—480°С (рис. 2) критическая температура хрупкости сталей типа

15ХНЗМФА [2], 35ХНЗМФ [5], 20Х2М [6] повышается на 120-200°С. С увеличением длительности изотермического охрупчивания при 450°С до 35000 ч повышение критической температуры хрупкости достигает для стали типа 35ХНЗМФА, предварительно закаленной и отпущенной на предел текучести около 10 3 МПа, 530°С [5].

Иногда разделяют понятия отпускной и тепловой хрупкости, пони­мая под тепловой, в отличие от отпускной, хрупкость, возникающую в условиях эксплуатации стали под влиянием длительных выдержек при температурах, лежащих ниже температур появления отпускной хрупко­сти.

Однако многие внешние проявления обоих видов хрупкости и фак­торы, их вызывающие, практически идентичны, особенно если прочно­стные свойства и структура стали предварительно стабилизированы вы­соким отпуском достаточной продолжительности, и не изменяютcя в процессе пребывания стали при более низких температурах. Поэтому часто оба вида охрупчивания рассматривают как одно явление, имею­щее общие основные признаки, качественно характеризующее охрупченное состояние стали и процесс охрупчивания и отличающие его от других видов хрупкости. Известны следующие общие признаки, харак­терные как для отпускном, так и для тепловой хрупкости:

1) температурные условия развития хрупкости (кажущиеся отличия в критических температурных интервалах обусловлены длительностью охрупчивающего воздействия) ;

2) обратимость — возможность устранения хрупкости и повторного охрупчивания без изменения других свойств;

3) отсутствие изменений почти всех физических и механических свойств, кроме склонности стали к хрупкому разрушению;

4) увеличение доли межзеренного разрушения в хрупкой составляю­щей излома;

5) усиление травимости границ зерен специальными травителями при неизменной микроструктуре.

К общим признакам можно отнести также обнаруженную и иссле­дованную в последние годы, благодаря в основном развитию Оже-электронной спектроскопии, зернограничную сегрегацию ряда примес­ных и легирующих элементов [5, 7, 8], развивающуюся как при от­пускной, так и при тепловой хрупкости.

В связи с этим в большинстве опубликованных в последние годы работ, посвященных изучению хрупкости (возникающей как при за­медленном охлаждении после высокого отпуска, так и при длительных выдержках в этом же интервале температур) оба вида охрупчивания определяют одним термином — обратимая отпускная хрупкость.

Рассмотрим основные внешние проявления обратимой отпускной хрупкости.

Температурные условия развития хрупкости

Обратимая отпускная хрупкость развивается в определенных тем­пературных условиях, причем кинетика охрупчивания зависит от тем­пературы. Температурный интервал, в котором развивается обрати­мая отпускная хрупкость, в свою очередь, зависит от длительности процесса охрупчивания, снижаясь с увеличением продолжительности термического воздействия [9, 10]. Как правило, нижняя граница тем­пературного интервала развития обратимой отпускной хрупкости низ­колегированных сталей лежит около 400—500°С, причем при достаточ­но длительных выдержках охрупчивание вблизи нижней границы мо­жет быть значительным. Так, выдержка закаленной и высокоотпущенной стали типа 35ХНЗМФ в течение 3500 ч при 400°С приводит к по­вышению температуры хрупко-вязкого перехода на 110°С [5] при на­личии основных признаков обратимой отпускной хрупкости: полно­стью межзеренного излома в условиях хрупкого разрушения, обога­щения границ зерен примесями и т.д.

Температурный интервал возникновения обратимой отпускной хруп­кости со стороны своей нижней границы может несколько перекры­ваться с интервалом развития необратимой отпускной хрупкости, или (как ее часто называют в зарубежной литературе) хрупкости отпущен­ного мартенсита (250-400°С). Однако, если сталь стабилизирована до­статочно длительным высоким отпуском, то необратимая отпускная хрупкость, связанная с распадом мартенсита [273], не возникает, и нижняя граница температур, при которых развивается охрупчивание, действительно, характеризует температурный интервал обратимой от­пускной хрупкости.

Отпускная хрупкость

Отпускная хрупкость присуща многим сталям. Сталь в состоянии отпускной хрупкости характеризуется низкой ударной вязкостью. На других механических свойствах при комнатной температуре состояние отпускной хрупкости практически не сказывается.

На рисунке схематично показано влияние температуры отпуска на ударную вязкость легированной стали, в сильной степени склонной к отпускной хрупкости. Во многих легированных сталях наблюдаются два температурных интервала отпускной хрупкости. При отпуске в интервале 250 — 400 °С возникает необратимая, а в интервале 450 — 650 °С — обратимая отпускная хрупкость.

Влияние температуры отпуска на ударную вязкость стали

Влияние температуры отпуска на ударную вязкость стали с высокой склонностью к отпускной хрупкости (схема):

1 — быстрое охлаждение в воде или масле;
2 — медленное охлаждение на воздухе или с печью.

Ударная вязкость закаленной стали после отпуска в интервале 250 — 400 °С меньше, чем после отпуска при температурах ниже 250 °С. Если хрупкую сталь, отпущенную при 250 — 400 °С, нагреть выше 400 °С и перевести в вязкое состояние, то повторный отпуск в интервале 250 — 400 °С не возвращает сталь в хрупкое состояние. Скорость охлаждения с температур отпуска в интервале 250 — 400 °С не влияет на ударную вязкость.

Сталь в состоянии необратимой отпускной хрупкости имеет блестящий межкристаллитный излом по границам бывших аустенитных зерен. Эта хрупкость свойственна в той или иной мере всем сталям, в том числе и углеродистым. Поэтому средний отпуск стали, как правило, не используют, хотя он и обеспечивает высокий предел текучести.

Причиной необратимой отпускной хрупкости считают карбидообразование при распаде мартенсита, в частности выделение карбида в виде пленки по границам зерен. Эта пленка при более высоких температурах отпуска исчезает, а при повторном нагреве до 250 — 400 °С не восстанавливается. Кремний в малолегированных сталях, задерживая распад мартенсита, устраняет необратимую отпускную хрупкость.

Ударная вязкость многих сортов легированной стали после высокого отпуска при 450 — 650 °С зависит от скорости охлаждения с температуры отпуска. При быстром охлаждении с температуры высокого отпуска (в воде или масле) повышение температуры отпуска в интервале 450 — 650 °С приводит к нормальному росту ударной вязкости (какой наблюдается у углеродистой стали при любой скорости охлаждения).

После медленного охлаждения с температуры отпуска в интервале 450 — 650 °С (с печью или на воздухе) ударная вязкость многих сортов легированной стали оказывается более низкой, чем после быстрого охлаждения. Сталь в состоянии обратимой хрупкости имеет межкристаллитный излом по границам исходных аустенитных зерен.

Отпускную хрупкость, возникшую из-за медленного охлаждения при высоком отпуске, можно устранить повторным высоким отпуском, но с быстрым охлаждением. Ударную вязкость можно вновь снизить, проведя новый высокий отпуск с медленным охлаждением. Вследствие чередования повышения и понижения ударной вязкости при повторных нагревах с разной скоростью охлаждения отпускная хрупкость, возникающая после отпуска в интервале 450 — 650 °С, называется обратимой.

На восприимчивость стали к отпускной хрупкости большое влияние оказывает химический состав. Углеродистая сталь во время испытаний на ударный изгиб при комнатной температуре нечувствительна к скорости охлаждения после высокого отпуска. Фосфор, сурьма, мышьяк и марганец наиболее активно вызывают отпускную хрупкость, а хром действует слабее.

Хромистые стали без других добавок маловосприимчивы к отпускной хрупкости. Введение в хромистую сталь добавок марганца, кремния и никеля резко повышает ее восприимчивость к отпускной хрупкости. Один никель не вызывает отпускной хрупкости, но при совместном присутствии в стали никеля и хрома или никеля и марганца отпускная хрупкость выражена особенно сильно.

Молибден и вольфрам уменьшают склонность стали к отпускной хрупкости. Особенно эффективен в этом отношении молибден, полезное действие которого проявляется уже при концентрации его 0,2%.

Так как конструкционные стали для ответственных изделий подвергают улучшению, то обратимая отпускная хрупкость является серьезной проблемой. О причинах обратимой хрупкости сушествуют различные мнения.

Длительное время большая часть исследователей придерживалась гипотезы «растворения — выделения», согласно которой ударная вязкость падает из-за выделения по границам зерен каких-то фаз (карбидов, фосфидов или др.). При нагревании стали до температуры высокого отпуска эти фазы переходят в α-раствор, а при медленном охлаждении они выделяются из него и сталь становится хрупкой.

Быстрое охлаждение с температуры высокого отпуска предотвращает выделение фаз, понижающих хрупкую прочность. Гипотеза «растворения — выделения» объясняет обратимость отпускной хрупкости.

Применение специальных реактивов приводит к растравливанию границ исходного аустенитного зерна в стали, находящейся в состоянии обратимой отпускной хрупкости. Пониженная химическая стойкость границ зерен в хрупкой стали подтверждает, что при медленном охлаждении с температуры высокого отпуска действительно на границах зерен происходят какие-то структурные изменения.

Они вызывают снижение ударной вязкости, но практически не сказываются на других механических характеристиках, измеряемых при комнатной температуре.

Объясняется это тем, что ударная вязкость — в высшей степени структурно чувствительное свойство, особенно чувствительное к состоянию границ зерен.

Л. М. Утевский утверждает, что обратимая отпускная хрупкость обусловлена не выделением новой фазы, а лишь изменением состава раствора вблизи границ зерен. Так, обогащение приграничных зол фосфором, снижающим работу образования межзеренных трещин, приводит к развитию отпускной хрупкости.

Практические меры борьбы с обратимой отпускной хрупкостью — быстрое охлаждение с температуры отпуска (в воде или масле) и легирование стали молибденом или вольфрамом.

«Теория термической обработки металлов»,
И.И.Новиков

Легирующие элементы, затрудняющие распад мартенсита и коагуляцию карбидов (смотрите Структурные изменения при отпуске сталей), смещают температурную границу начала интенсивного разупрочнения при отпуске с 200 — 300 до 450 — 550 °С. Повышение красностойкости закаленной стали, т. е. способности ее сопротивляться смягчению при нагревании, — одна из основных целей легирования в производстве инструмента. Для конструкционных легированных…

Характер зависимости механических свойств мартенситно-стареющих сталей от температуры отпуска такой же, как у всех дисперсионно-твердеющих сплавов: рост прочностных свойств, достижение максимума упрочнения и затем разупрочнение. По аналогии со старением можно выделить стадии упрочняющего и разупрочняющего отпуска. Упрочнение вызвано образованием сегрегаций на дислокациях и, главное, частично когерентных выделений промежуточных фаз типа Ni3Ti и Ni3Mo. Разупрочнение связано,…

Диффузионная подвижность атомов легирующих элементов, растворенных в α-железе по способу замещения, на много порядков ниже, чем диффузионная подвижность атомов углерода, который растворен в железе по способу внедрения. При температурах отпуска ниже примерно 450 °С в матрице не происходит диффузионного перераспределения легирующих элементов: из α-раствора выделяются карбиды железа, в которых концентрация легирующих элементов такая же, как…

Мартенситностареющие стали — это безуглеродистые сплавы на базе системы Fe — Ni, легированные дополнительно кобальтом, молибденом, титаном и другими элементами. Типичный пример — сплав железа с 17 — 19% Ni, 7 — 9% Со, 4,5 — 5% Мо и 0,6 — 0,9% Ti (Н18К9М5Т). Сплавы этого типа после воздушной закалки на мартенсит подвергают отпуску при…

Изменение свойств углеродистых сталей Закаленная углеродистая сталь характеризуется не только высокой твердостью, но и очень большой склонностью к хрупкому разрушению. Кроме того, при закалке возникают значительные остаточные напряжения. Поэтому закалку углеродистых сталей обычно не применяют как окончательную операцию, хотя она и может сообщить стали высокую прочность (σв = 130 / 200 кгс/мм2). Для увеличения вязкости…

Отпускная хрупкость стали

Конструкционные стали, подвергаемые закалке и отпуску, имеют склонность к отпускной хрупкости.

После отпуска при определенных температурах и условиях наблюдается повышение температуры вязко–хрупкого пере­хода (рис. 2.12). На многих сталях охрупчивание наблюда­ется и по снижению ударной вязкости (рис. 2.13). Однако изменение температуры перехода является более надеж­ным критерием склонности стали к отпускной хрупкости. Различают два рода отпускной хрупкости (рис. 2.13).

Отпускная хрупкость I рода, или необратимая, проявляется при отпуске около 300 °С, и отпускная хрупкость II рода, или обратимая, обнаруживается после отпуска выше 500 °С.

Необратимая отпускная хрупкость (I рода) присуща практически всем сталям, углеродистым и легированным, после отпуска в области температур 250–400°С. Повтор­ный отпуск при более высокой температуре (400–500 °С) снимает хрупкость, и сталь становится к ней не склонной даже при отпуске вновь в район опасных температур. В связи с этим эта хрупкость получила название необра­тимой. Этот род хрупкости не зависит от скорости ох­лаждения после отпуска.

1 – закалка; сталь склонна к отпускной хрупкости; 2 – ВТМО; сталь не склонна к отпускной хрупкости Рисунок 2.12 – Влияние температуры испытанияна переход стали 37ХНЗА из вязкого состояния в хрупкое

1 – закалка; сталь склонна к отпускной хрупкости; 2 – ВТМО; сталь не склонна к отпускной хрупкости Рисунок 2.13 – Влияние температуры отпуска стали 37ХНЗА на ударную вязкость и твердость

Легирующие элементы, за исключением кремния,невлияют существенно на развитие хрупкости I рода. Крем­ний сдвигает интервал развития хрупкости в область более высоких температур отпуска (350–450°С). Высокотемпе­ратурная термомеханическая обработка (ВТМО) уменьша­ет склонность к отпускной хрупкости (см. рис. 2.13).Напрактике для исключения охрупчивания стали избегают проведения отпуска в области опасных температур.

Хотя природа необратимой отпускной хрупкости стали окончательно не установлена, считается, что наиболее ве­роятной причиной охрупчивания является выделение кар­бидных фаз по границам зерен на начальных стадиях рас­пада мартенсита. Вследствие этого создается неоднородное состояние твердого раствора, возникают пики напряжений, и сопротивление разрушению по границам заметно меньше, чем по телу зерна, происходит межкристаллитное разру­шение.

Обратимая отпускная хрупкость (II рода) в наиболь­шей степени присуща легированным сталям после высоко­го отпуска при 500–650 °С и медленного охлаждения от температур отпуска. При быстром охлаждении после от­пуска (в воде) вязкость не уменьшается, а монотонно возрастает с повышением температуры отпуска. Отпускная хрупкость усиливается, если сталь длительное время (8–10 ч) выдерживается в опасном интервале температур.

Отпускная хрупкость II рода может быть устранена по­вторным высоким отпуском с быстрым охлаждением и вы­звана вновь высоким отпуском с последующим медленным охлаждением. Поэтому такую отпускную хрупкость назы­вают обратимой. Развитие обратимой отпускной хруп­кости не сопровождается какими–либо изменениями других механических свойств, а также видимыми при световой и электронной микроскопии структурными изменениями. Лишь при травлении шлифов поверхностно–активными ре­активами наблюдается повышенная травимость по грани­цам аустенистных зерен. По этим границам происходит и межзеренное хрупкое разрушение.

Легирование стали Сr, Ni, Мn усиливает отпускную хрупкость. Особенно сильно охрупчивается сталь при со­вместном легировании Сr + Ni, Сr + Мn, Сr + Мn + Si и др.

Введение до 0,4–0,5 % Мo и до 1,2–1,5 % W уменьшает, а иногда полностью подавляет склонность стали к обрати­мой отпускной хрупкости; при более высоком содержании этих элементов хрупкость вновь усиливается.

В последние годы достоверно установлена связь обра­тимой отпускной хрупкости с обогащением границ зерен примесями, в первую очередь фосфором и его химически­ми аналогами: сурьмой, мышьяком, а также оловом. По степени влияния на охрупчивание элементы располагают­ся в ряд Sb, Р, Sn, Аs, где наиболее сильное влияние ока­зывает сурьма. Так, содержание сурьмы 0,001 % уже вы­зывает значительное развитие хрупкости, повышая порог хладноломкости после окрупчивающего отпуска почти на 100 °С. При таких же содержаниях фосфор смещает порог хладноломкости на 40 °С. С помощью методов электронной микроскопии (ожеспектроскопия, метод обратного рас­стояния быстрых ионов) проведена оценка сегрегации ука­занных примесей на границах зерен. Установлено, что сегрегация примесей в приграничных участках превышает объемную концентрацию этих элементов в 100–1000 раз, а толщина приграничного слоя сегрегации составляет лишь несколько атомных слоев (до 1–2 нм).

Исследованиями этими же методами выявлена значи­тельная сегрегация на границах зерен легирующих эле­ментов (Cr, Ni, Mn и др.), которые значи­тельно увеличивают термодинамическую активность приме­сей и их приток к границам. Мо и W при оптимальных содержаниях не сегрегируют к границам. Вследствие падения поверхностной энергии межзеренного сцепления более чем на порядок происходит разрушение стали по границам аустенитных зерен.

Разработаны и нашли широкое практическое примене­ние методы борьбы с обратимой отпускной хрупкостью:

1. Легирование стали молибденом (0,2–0,4 %) илиегоаналогом вольфрамом в количестве 0,6–1,2 %.

2. Ускоренное охлаждение (вода или масло) после вы­сокого отпуска.

3. Снижение содержания вредных примесей, особенно фосфора.

Необходимо также отметить, что применение вместо обычной закалки высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО) позволяет подавить склонность, как к необратимой, так и к обратимой отпускной хрупкости (см. рис. 2.13). Причина такого влияния ВТМО состоит в том, что при такой обработке увеличивается протяженность границ благодаря образованию зубчатых большеугловых границ и развитой структуры, вследствие чего уменьшается сегрега­ция примесей и возрастает прочность межзеренного сцепления.

Контрольные вопросы

1. Какое влияние оказывают легирующие элементы на полиморфные превращения в железе, положение характерных точек диаграммы железо–углерод?

2. Какое влияние оказывают легирующие элементы на диффузию углерода и самодиффузию железа, кинетику перлитного и бейнитного превращений, температурный интервал и кинетику мартенситного превращения и морфологию мартенсита?

3. Назовите основные механизмы упрочнения сталей и сплавов.

4. Как классифицируются легированные стали по структуре в отожженном и нормализованном состояниях?

5. Какими свойствами обладает легированный феррит?

6. Какими свойствами обладает легированный аустенит?

7.Как протекает перекристаллизация в углеродистых и легированных сталях с исходной неупорядоченной и упорядоченной структу­рой при нагреве и охлаждении?

8. Какие факторы оказывают влияние на рост зерна аустенита?

9. Как влияют легирующие элементы на устойчивость переохлажденного аустенита?

10. Какие процессы протекают при отпуске? Что называется вторичной твердостью, дисперсионным твердением и дисперсионным упрочнением?

11. Обратимая и необратимая отпускная хрупкость, причины ее обусловливающие, методы предотвращения.

Дата добавления: 2016-06-02 ; просмотров: 6523 ; ЗАКАЗАТЬ НАПИСАНИЕ РАБОТЫ