ОТЖИГ СТАЛЕЙ Курс "Теория термической обработки металлов"
ОТЖИГ СТАЛЕЙ Диаграмма состояния системы Fe–C 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 2
УГЛЕРОДИСТЫЕ СТАЛИ n Углеродистые стали – это сплавы на основе железа с содержанием углерода до ~ 2 %. Влияние содержания углерода в отожженной углеродистой стали на ее механические свойства 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 3
Влияние содержания углерода на твердость отожженной (1) и закаленной (2) углеродистой стали 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 4
Состав и механические свойства углеродистых сталей при комнатной температуре Марка стали C, % масс. в, МПа т, МПа , % KCU*), МДж/м 2 Ст1 кп 0, 06 – 0, 12 310 – 400 — 32 – 35 — Ст2 кп 0, 09 – 0, 15 330 – 420 190 – 220 30 – 33 — Ст2 пс 0, 09 – 0, 15 340 – 440 200 – 230 29 – 32 — Ст2 сп 0, 09 – 0, 15 340 – 440 200 – 230 29 – 32 — Ст. Зсп 0, 14 – 0, 22 380 – 490 210 – 250 23 – 26 0, 9 – 1, 1 Ст. ЗГпс 0, 14 – 0, 20 380 – 500 210 – 250 23 – 26 0, 9 – 1, 1 Ст4 сп 0, 18 – 0, 27 420 – 540 240 – 270 21 – 24 0, 7 -1 Ст5 сп 0, 28 – 0, 37 500 – 640 260 – 290 17 – 20 — Ст6 сп 0, 38 – 0, 49 >600 300 – 320 12 – 15 — 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 5
Качественные стали (ГОСТ 1050– 88) маркируют двумя цифрами, указывающими среднее содержание углерода в сотых долях процента: 05 кп, 08 кп, 10 кп, 15 кп, 20 кп, 25, 30, 35, 40 85. По содержанию углерода конструкционные стали подразделяют на низкоуглеродистые (менее 0, 25 % С), среднеуглеродистые (0, 3. . . 0, 5 % С) и высокоуглеродистые (0, 6. . . 0, 8 % С). 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 6
Литейные стали (ГОСТ 977– 88) маркируют так же, как и качественные деформируемые стали, но с добавлением буквы Л в конце марки: 15 Л, 20 Л, 25 Л, ЗОЛ, 35 Л, 40 Л, 45 Л, 50 Л. Они содержат до 0, 9 % Мn, до 0, 52 % Si и не более 0, 06 % S и 0, 08 % Р. KCU, МДж/м 2 Марка стали в, МПа 0, 2, МПа , % 15 Л 400 24 0, 50 50 Л 580 340 11 0, 24 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 7
Инструментальные углеродистые стали (ГОСТ 1435– 99) маркируют буквой У и числом, указывающим среднее содержание углерода в десятых долях процента: У 7, У 8, У 9, У 10, У 11, У 12 и У 13. Эти стали содержат, в %, не более: 0. З Mn, 0, 3 Si, 0, 028 S и 0, 030 Р. Буква А в конце марки (например, У 12 А) означает, что инструментальная сталь высококачественная и содержит несколько меньше серы и фосфора 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 8
ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ При суммарном содержании легирующих элементов: n до 2, 5 % стали называют низколегированными, n от 2, 5 до 10 % – легированными n более 10 % – высоколегированными 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 9
Элементы, присутствующие в легированных сталях, делят на 4 группы: n n Примеси, имеющиеся в любой стали, либо необходимы для производства (Mn, Si), либо полностью неустранимы (P, S). Обычно в любой стали 0, 3 – 0, 7 % Mn; 0, 2 – 0, 4 % Si; 0, 01 – 0, 05 % P; 0, 01 – 0, 04 % S; P и S в сумме должно быть < 0, 05 %. Примеси трудно контролируемые или скрытые – газовые примеси O, N, H. Легирующие элементы случайные: из местных шихтовых материалов, например, Cu – из уральской руды, As – из керченской руды, Sn, Zn, Sb, Pb – с металлоломом из луженой жести, Ni и Cr – с ломом легированных сталей. Специально введённые легирующие элементы: Mn, Cr, Ni, Mo, W, V, Zr, Ti, Nb и др. 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 10
Первая цифра в марке легированной стали показывает содержание углерода в сотых долях для конструкционных сталей, в десятых долях – для инструментальных сталей и для сталей с особыми свойствами, например: 15 Х, 30 ХГСА, 40 ХНМА. 3 Х 2 В 8, 5 Х 4 М, 9 ХС. 2 Х 13, 4 Х 14 Н 14 В 2 М. Если содержание углерода 1 %, то цифру опускают. Например, ХВГ (1 % С), Х 12 М – 1, 6 % С. 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 11
Буквенное обозначение легирующих элементов и его содержание в %. Если оно близко к 1 %, то цифра опускается. Mn обозначается в марке буквой Г, Mo – М, Cu – Д, Cr – Х, Ni – Н, W – В, V – Ф, Ti – Т, Co – К, Si – С, N – А (но не в конце и не в начале марки), Al – Ю, Nb – Б, B – Р (но не в начале марки), Zr и Ca (в начале марки за А) – Ц, P (фосфор) – П, Se – Е. 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 12
Буква А в конце марки означает высокое качество по примесям (с содержанием серы и фосфора не более 0, 025 % каждого), особо высокочистые по примесям конструкционные стали обозначают буквой Ш в конце марки после тире, например, 30 ХГС–Ш. Высоколегированные инструментальные стали и стали с особыми свойствами - всегда высококачественные по примесям. Легирование азотом обозначается в середине марки, например, Х 17 Г 9 АН 4 (0, 2 % N). 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 13
Особые обозначения сталей специального назначения – буквы в начале марки: Р – быстрорежущая, далее % основного элемента: Р 18 (18 % W); Р 6 М 5 (6 % W, 5 % Mo). Ш – шарикоподшипниковая , далее Cr в 0, 1%, например, ШХ 6 (1 % С и 0, 6 % Cr); ШХ 15 (1 % С и 1, 5 % Cr) Э – электротехническая , затем в десятых долях % Si, например, Э 12 (0, 8 – 1, 8 % Si) – трансформаторная сталь. ЭИ, ЭП – электросталь исследовательская, пробная, сейчас могут быть и др. буквы с Э, например, ЭК, ЗИ – Златоустовская сталь, ДИ – Днепроспецсталь, далее после этих буквенных обозначений три цифры, указывающие условный порядковый номер стали. 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 14
Классификация легированных сталей n n по равновесной структуре; по структуре после охлаждения на воздухе; по составу; по назначению. 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 15
Классификация сталей По химическому составу - углеродистые (без легирующих элементов); - низколегированные (суммарное содержание легирующих элементов л. э. 2, 5 %); - легированные ( л. э. 2, 5 10 %); - высоколегированные ( л. э. > 10 % при содержании Fe 45 %); - сплавы на основе железа (Fe 45 %, но больше, чем любого другого элемента) По количеству легирующих элементов - марганцовистые; - кремнистые; - хромистые; По назначению - конструкционные; - никелевые; - инструментальные; - хромо-никелевые; - стали с особыми физическими - хромомарганцовистые и т. д. и химическими свойствами По структуре - в равновесном состоянии: - доэвтектоидные; - заэвтектоидные - после охлаждения на воздухе: - перлитные; - бейнитные; - мартенситные; По качеству - стали обыкновенного качества (P 0, 040 %, S 0, 050 %); - ледебуритные; - качественные (P 0, 035 %, S 0, 035 %); - ферритные; - высококачественные (P 0, 025 %, S 0, 050 %); - аустенитные - особо высококачественные (P 0, 025 %, S 0, 015 %) 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 16
Классификация сталей n n n n Машиностроительные стали для холодной штамповки Нестареющие холоднокатаные стали Двухфазные стали для холодной штамповки Улучшаемые легированные стали Стали для цементации и азотирования ПНП–стали Подшипниковые стали Инструментальные легированные стали Быстрорежущие стали Штамповые стали Стали с особыми свойствами Жаропрочные и жаростойкие стали Легированные стали для фасонного литья 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 17
Отжиг первого рода для сталей n n Гомогенизационный (диффузионный) отжиг – уменьшение дендритной (внутрикристаллической) ликвации. Температура нагрева 1100 1250 С Рекристаллизационный отжиг – устранение наклепа, созданного холодной пластической деформацией. Нагрев производится выше температурного порога рекристаллизации (чаще всего до 600 720 С) • Отжиг для снятия внутренних напряжений • Нагрев до 200 700 С 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 18
Диаграмма изотермического образования аустенита в доэвтектоидной стали с 0, 45% С при исходной феррито – перлитной структуре 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 19
Размер аустенитного зерна n n n Мелкие зерна (10 -20 мкм) к концу превращения Ф-А С повышением температуры начальное зерно становится мельче, т. к. с. з. ц. А увеличивается сильнее, чем л. с. р. По окончании аустенизации зерна А растут путем собирательной и вторичной рекристаллизации Наследственно мелко- и крупнозернистые стали Влияние размера аустенитного зерна на свойства при комнатной температуре Структурная наследственность и перекристаллцазация аустенита 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 20
ПЕРЛИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ Диаграмма изотермического распада аустенита в эвтектоидной стали: А – устойчивый аустенит; Ап – переохлажденный аустенит; Ф – феррит; К – карбид 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 21
Структура и твердость эвтектоида в сталях при разных температурах распада аустенита Эвтектоид Температуры Межпластинчатое отжига, ºС расстояние, мкм Твердость, НВ Перлит 650 -720 0, 5 -1 170 -230 Сорбит 500 -650 0, 2 -0, 4 230 -330 Троостит 500 -600 0, 1 330 -400 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 22
Схема зарождения и роста двух перлитных колоний (101)Ц // (112)Ф или (001)Ц // (125)Ф 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 23
Строение перлита около границы колонии 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 24
Структурное вырождение перлита n n В малолегированных сталях – нет двухфазных колоний перлита, эвтектоидный феррит нарастает на кристаллы избыточного феррита. В заэвтектоидных сталях эвтектоидный цементит нарастает на вторичный, способствуя образованию участков свободного феррита – абнормальное эвтектоидное превращение. n n 2/16/2018 Заэвтектоидная сталь с абнормальной структурой Курс "Теория термической обработки металлов" 25
МОРФОЛОГИЯ ФЕРРИТА Микроструктура доэвтектоидной стали ( 100) а – видманштеттова структура литой стали; б – та же сталь после полного отжига 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 26
Видманштеттов феррит Образуется в в сталях с <0, 4%С в интервале температур от (А 3 -50) до 600 -550 ºС. Растет кристаллографически упорядоченно: (110)ф || (111)А. Механизмы: n сдвиговая перестройка, из-за этого повышенная плотность дислокаций по сравнению с Ф, растущем путем нормальной диффузионной перестройки решетки ; n рост видманштеттовых пластин Ф путем миграции ступенек n 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 27
Схемы диаграмм состояния железа с разными легирующими элементами 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 28
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ Схематические диаграммы изотермического распада аустенита в углеродистой (а) и легированной (б) сталях При одинаковой скорости охлаждения степень переохлаждения Т 2 > Т 1 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 29
Отжиг сталей (отжиг 2 -го рода) – это термическая обработка, при которой главными процессами являются аустенизация с последующим перлитным превращением. Полный (перекристаллизационный) отжиг доэвтектоидных сталей (для углеродистых сталей): аустенизация при t = АС 3 + 30 50 С и охлаждение со скоростью 150 200 град/час. Изотермический отжиг – разновидность отжига, применяется для легированных аустенизация + ускоренное охлаждение до 50 100 С + выдержка до полного переохлажденного аустенита. полного сталей: t = АС 1 распада Неполный отжиг доэвтектоидных сталей: нагрев в интарвал АС 1 АС 3 + охлаждение по режиму полного отжига. Нормализация: аустенизация при t = АС 3 + 30 50 С для доэвтектоидных сталей и t = АСm + 30 50 С для заэвтектоидных сталей + ускоренное охлаждение на воздухе. 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 30
Основные разновидности отжига 2 -го рода доэвтектоидной стали 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 31
Температура нагрева сталей для отжига 2 -го рода 1 – полный отжиг; 2 – неполный отжиг; 3 – сфероидизирующий отжиг; 4 – нормализация 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 32
Сфероидизирующий отжиг заэвтектоидых сталей температура Структура стали после сфероидизирующего отжига температура Температура нагрева углеродистых сталей 2/16/2018 Отжиг с непрерывным охлаждением время Изотермический отжиг время Маятниковый отжиг время Курс "Теория термической обработки металлов" 33
ОТЖИГ ЧУГУНОВ График отжига белого чугуна на ковкий I и II – первая и вторая стадии графитизации 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 34
Микроструктура ковкого чугуна на ферритной основе ( 120) 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 35
Участок диаграммы состояния системы Fe – C со сплошными линиями стабильного и пунктирными линиями метастабильного равновесия 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 36
Графитизирующий отжиг белого чугуна n n n n Первая стадия графитизации: За 10 часов отжига при 900 -1050 ºС получаем структуру А+Гр, При этом реакция Fe 3 C 3 Fe+C не идет, Гр зарождается на границах А/Ц и вдали от Ц, затем растет при одновременном растворении Ц путем диффузии С через А от границ А/Ц к А/Гр (см. точки а, в на предыдущем слайде), Основные места зарождения Гр -несплошности Форму Гр стремятся сделать компактной (шаровидной) Графитизирующий отжиг белого чугуна. Вторая стадия графитизации 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 37
Графитирующий отжиг белого чугуна Диаграмма изотермического превращения А в ковком чугуне 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 38
Вторая стадия графитизации n n n При T 1 - до т. 1 -выделение вторичного Гр на поверхности Гр- включений, образовавшихся на I стадии; Начиная с т. 1 вместе с Гр образуется эвтектоидный Гр (А-Ф+Гр); этот процесс заканчивается в т. 2. При Т 2 - до т. 4 идут те же процессы, что при Т 1, в точке 4 начинается обычное П-превращение АФ+Ц, в т. 5 распад А заканчивается и идет переход Ц в Гр, который заканчивается в т. 6. 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 39
Разновидности отжига серых чугунов 1. Отжиг для устранения отбела 2. Низкотемпературный смягчающий отжиг серых чугунов с перлитной или перлитоферритной матрицей 3. Нормализация серого чугуна с ферритной и феррито-перлитной матрицей 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 40
Отжиг второго рода цветных металлов и сплавов 1. Гетерогенизационный отжиг (главный процесс возможно более полный распад матричной фазы): -смягчающий отжиг деформированных полуфабрикатов; - для улучшения деформируемости слитков; - для повышения коррозионной стойкости. 2. Отжиг с фазовой перекристаллизацией (основной процесс полиморфное или эвтектойдное превращение) 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 41
Схема к объяснению выбора режима полного (Тп. о ) и неполного (Тн. о ) смягчающего гетерогенизационного отжига 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 42
«Рост» уранового прутка: вверху – пруток до воздействия теплосмен; внизу – тот же пруток после 3000 теплосмен в интервале 50 – 550 0 С 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 43
ЗАКАЛКА БЕЗ ПОЛИМОРФНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ Схема к объяснению закалки без полиморфного превращения 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 44
Зависимость энергии Гиббса - и -фаз и двухфазной смеси + от состава в двойной системе при температуре Т 1 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 45
Изменение свойств после закалки без полиморфного превращения n n n Знак и величина изменения свойств разная у разных сплавов После закалки прочность и пластичность могут расти и падать, а могут практически не меняться (зависит от сплава и исходной структуры) Сильного упрочнения и охрупчивания не происходит Причины изменения свойств: - увеличение легированности матрицы, - растворение избыточных фаз, - изменение макро -, микро - и субструктуры матрицы 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 46
Прокаливаемость тем больше, чем правее Скривая, n Глубина прокаливаемости: - расстояние от поверхности до слоя, где начался распад матричного твердого раствора (изменились свойства) -критический диаметр - максимальный диаметр прутка, при котором прокаливаемость сквозная n 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 47
Устойчивость переохлажденного твердого раствора Зависит от: - концентрации легирующих элементов (чем больше легированность, тем неустойчивее раствор) - структуры перед закалкой (чем больше дефектов, тем устойчивее раствор) - наличия частиц избыточных фаз (эти частицы уменьшают устойчивость раствора) - от диффузионной подвижности атомов компонентов твердого раствора (чем больше их подвижность, тем менее устойчив раствор) n 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 48
С – кривые начала распада переохлажденного алюминиевого раствора, соответствующие изменению временного сопротивления на 2 % в сплавах Д 16 и 1915 (на базе системы Al-Zn-Mg) 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 49
Особенности М- превращения в углеродистых сталях 1. Идет при быстром охлаждении с температур выше А 1 с бездиффузионном получением М того же состава, что исходный А. 2. В каждой конкретной температура начала М-превращения (Мн) постоянна вне зависимости от Vохл, получить А нельзя ни при каких Vохл. 3. Для развития М-превращения требуется непрерывное охлаждение ниже Мн; при остановке ниже Мн мартенситное превращение прекращается. 4. М-превращение идет без инкубационного периода. 5. Образующиеся М-пластины растут с большой скорость (1 км/с) до какого-то размера, а потом при снижении температуры не подрастают. 6. Между решетками А и М имеется определенное ориентационное соотношение. 7. На полированной поверхности образуется характерный рельеф из-за изменения формы превращенного объема. 8. После мартенситного превращения остается некоторое количество Аост. 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 50
С – диаграмма с мартенситными точками для стали с 0, 8 % С А – устойчивый аустенит; Ап – переохлажденный аустенит; Аост – остаточный аустенит; Мрт – мартенсит Ф – феррит; К – карбид 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 51
Зависимость температур начала (Мн ) и конца (Мк ) мартенситного превращения от содержания углерода в системе Fe – C 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 52
Механизмы перестройки кристаллической решетки 1. Нормальное полиморфное превращение: n n Кристаллы новой фазы растут за счет неупорядоченных, взаимно не связанных перескоков атомов через некогерентную границу с исходной фазой; атомы перемещаются на большие расстояния - идет объемная диффузия Требуется высокая температура для термической активации и достаточная диффузионная подвижность. 2. Массивное превращение: n Разновидность нормального - отличается тем, что неупорядоченные переходы атомов через некогерентную межфазную границу происходят лишь на короткие расстояния - объемной диффузии нет, скорость превращения ~1 см/с. 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 53
Механизмы перестройки кристаллической решетки (продолжение) 3. Мартенситное (сдвиговое) превращение: n n n Отличается упорядоченным, кооперативным, взаимосвязанным перемещением атомов на очень короткие (меньше межатомного) расстояния без обмена атомов местами, что предопределяет когерентность границы между М и исходной фазой. Эта когерентность позволяет межфазным границам двигаться очень быстро (~1 км/с) даже при низких температурах, т. к. для этого не требуется диффузии атомов. По мере роста М-кристаллов на когерентных границах накапливается упругая деформация и вскоре когерентность теряется Сразу же прекращается рост М- кристаллов и дальше они не растут из-за низкой температуры. Кооперативное, направленное перемещение атомов изменяет форму превращенного объема - поверхностный рельеф. М- превращение – бездиффузионное- нет диффузионного обмена атомов местами. 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 54
Условия реализации нормального и мартенситного превращений При высокой Тпп могут реализоваться оба варианта перестройки решетки: n При малых переохлаждениях идет нормальное полиморфное превращение из-за быстрой диффузии n При больших переохлаждениях (низких температурах) выгодное бездиффузионное мартенситное превращение 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 55
Зависимость температур начала мартенситного превращения при охлаждении (Мн), обратного мартенситного превращения при нагревании (Ан) и расчетной температуры равенства энергии Гиббса аустенита и мартенсита Т 0=1/2 (Мн+Ан) от содержания никеля в системе Fe – Ni: пунктирные линии – границы - и -областей на диаграмме стабильных равновесий 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 56
КРИСТАЛЛОГЕОМЕТРИЯ ОБРАЗОВАНИЯ М из А Деформация Бейна, превращающая решетку аустенита (а) в решетку мартенсита (б) 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 57
МИКРОСТРУКТУРА ПЛАСТИНЧАТОГО М Фермообразное расположение пластин мартенсита и остаточный аустенит (светлый фон) в закаленной стали с 1, 86 % С. В пластинах виден мидриб. Габитус в углерод. cталях {225}А, {259}A 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 58
Схема образования мартенситных пластин разной длины в одном аустенитном зерне 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 59
Микроструктура пакетного мартенсита 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 60
Субструктура мартенсита n n Пластинчатый М: Мидриб – состоит из множества параллельных двойниковых прослоек (плоскость двойникования {112}) М толщиной 10 -1 – 101 нм На периферии М-пластин = 109 – 1010 см-2, двойников нет Пакетный М: Мидриба нет, сложная дислокационная структура с = 1011 – 1012 см-2; рейки состоят из вытянутых субзерен, немного двойниковых прослоек. Субструктура М формируется в результате аккомодационной пластической деформации в процессе, а также после М-превращения 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 61
Изотермические разрезы тройной системы при температуре закалки (сплошные линии) и комнатной температуре (пунктир) 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 62
Прирост временного сопротивления и предела текучести промышленных сплавов в результате полного старения Металл – основа Ti Сu Аl ВТ 22 Бр. Б 2 Д 16 1915 АЛ 9 МЛ 5 0, 2, % Марка сплава Mg 2/16/2018 0, 2 / в после закалки 72 160 50 70 20 2 после старения 80 0, 93 80 170 90 40 0, 73 0, 50 0, 55 0, 34 0, 98 0, 94 0, 88 0, 78 0, 87 0, 47 Курс "Теория термической обработки металлов" 63
Изменение временного сопротивления дуралюмина при естественном старении и двукратной обработке на возврат после старения 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 64
Зависимость твердости углеродистых сталей разного состава от температуры отпуска 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 65
Зависимость ударной вязкости при 20 0 С от температуры отпуска стали 31 ХН 3 А 1 – после обычной закалки и часового отпуска с последующим охлаждением в воде; 2 – после ВТМО 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 66
Схемы термомеханической обработки стареющих сплавов 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 67
Схема высокотемпературной (ВТМО) и низкотемпературной (НТМО) термомеханической обработки легированной стали, закаливаемой на мартенсит 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 68
Распределение концентрации в однофазной зоне диффузионного обогащения в разные моменты времени при постоянной концентрации на поверхности Сп 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 69
Участок диаграммы состояния системы Fe – C (I) и кривая распределения углерода по глубине диффузионной зоны (II) после науглероживания железа при температуре t 1(схема) 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 70
Микроструктура диффузионной зоны после медленного охлаждения с температуры науглероживания железа. 200 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 71
Диаграмма состояния двойной системы А – В 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 72
Микроструктура диффузионной зоны после насыщения железа молибденом при 1200 0 С в течение 12 ч. 100 (Г. Н. Дубинин) 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 73
Диаграмма состояния системы Fe – N 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 74
Схемы термомеханической обработки стареющих сплавов 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 75
Схема высокотемпературной (ВТМО) и низкотемпературной (НТМО) термомеханической обработки легированной стали, закаливаемой на мартенсит 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 76
Участок диаграммы состояния системы Fe – C (I) и кривая распределения углерода по глубине диффузионной зоны (II) после науглероживания железа при температуре t 1(схема) 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 77
Микроструктура диффузионной зоны после медленного охлаждения с температуры науглероживания железа. 200 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 78
Микроструктура диффузионной зоны после насыщения железа молибденом при 1200 0 С в течение 12 ч. 100 (Г. Н. Дубинин) 2/16/2018 Курс "Теория термической обработки металлов" 79
Скачать презентацию ОТЖИГ СТАЛЕЙ Курс Теория термической обработки металлов
стали_2011.ppt