Вефер

Рис. 200. Диаграмма изотермического (а) и анизотермического (б) (термокинетического) превращения аустенита а стали 45Х (Ф. Вефер). Состав стали 0,44% С 0,22% S1 0,80% Мп 1,04% Сг. В кружках цифры твердости продуктов распада HR цифры без кружков — количество структурной составляющей

Слева и справа от гомогенной области РеСг находятся двухфазные области, которые в сторону железа распространяются до 28 /оСг (по Веферу) или до 15—200/оСг (по Бейну). [c.329]

Фкг. 136. Диаграммы превращения аустенита стали с содержанием 0,45% С (по Веферу и Розе). [c.210]

Подробное устройство электронного микроскопа и области его применения описаны Раймером [161, электроннооптические исследования европейских бокситов проведены Вефером [81. [c.28]

По Веферу и Иеленгаузу [18], пределы растворимости сг-фазы в а-твердом растворе значительно уже приведенных на рис. 1. [c.20]

Ряд других исследователей [19, 20] указывает, что внешние линии AB на диаграмме состояний рис. 1 должны лежать более полого, чем это указано Вефером. В связи с этим высказывается предположение, что выделение сг-фазы в феррите является причиной отпускной хрупкости, наблюдаемой у некоторых жаростойких сталей с 20—30 % Сг, сплавов железа, хрома и алюминия и у хромоникелевых сталей с содержанием более 23% Сг. Влияние а-фазы на свойства сплавов подробно описано в разделах, в которых рассматриваются свойства того или иного сплава. [c.20]

Рис 1 Влияние легирующих элементов иа вид у области диаграммы железо — легирующии элемент по Ф Веферу [c.9]

По влиянию легирующих элементов на диаграмму состояния их можно разделить на две группы, каждая из которых в свою очередь делится на две подгруппы На рис 1 приведена схема по Ф Веферу, иллюстрирующая классификацию легирующих элементов по их влиянию на полиморфизм железа [c.9]

Аналогичные данные получены Вефером и Кохом на стали, содержащей 0,45% С и 3,50% Сг [П [c.10]

Еще в 1933 г. Ф. Вефер и Б. Пфарр [73] рентгенографическим методом обнаружили увеличение постоянной кристаллической решетки феррита (0,01% С) в результате насыщения водородом при катодной поляризации (1%-ная H2SO4, содержащая H2S Дк=13 А/дм2, время поляризации 1 ч) от 0,28609 нм в исходно1М состоянии, до 0,28614 нм после насыщения. После 15 дней вылеживания при комнатной температуре постоянная решетки уменьшилась до 0,28611 нм, а после отжига полностью возвратилась к исходному значению. [c.21]

Из всего изложенного вытекает упрощенная картина механизма окисления железа при температурах выше 600° С, представленная на рис. 53 см. также статью Энгелла [442]). O j-нако нельзя пренебрегать полностью диффузией кислорода в FeO и Рез04. После длительного окисления (21 ч) прн температуре 1000° С Энгелл и Вефер [393] обнаружили платиновые индикаторы, глубоко внедрившиеся в слой вюстита. Коэффициенты диффузии ионов Ре2+ в РеО, вычисленные по величине концентрационных градиентов и скоростей окисления, оказались [c.161]

В проведенных несколько ранее весьма обстоятельных исследованиях Френча и Клопша, а также Вефера была дана меньшая цифра = 1507сек. Такое расхождение объясняется разной методикой исследонания и, главное, крупными размерами образцов у Френча. Общий же ход изменения критической скорости в связи с содержанием углерода у разных авторов аналогичен. [c.230]

Рис. 9. Влияние легирующих элементов на превращения железа в твердом состоянии в 5ависимости от их атомного радиуса (Вефер)

В дальнейшем Вефер [81 сформулировал следующие положения 1) атомы элементов, имеющие значительно большие радиусы по сравнению с атомным радиусом железа, в последнем нерастворимы и поэтому не влияют на температуры превращений [c.578]

Вефер предпринял попытку связать влияние легирующих элементов на полиморфизм [c.578]

Одновременно или несколько позднее, но в этом же направлении, в каком работала школа С. С. Штейнберга, велись работы зарубежными исследователями. Здесь следует указать в первую очередь на работы американских ученых Р. Мела и Э. Бэйна, а также немщких ученых (Вефера, Эссера, Ганнемана), которые в многочисленных и обстоятельных исследованиях изучали кинетику превращения в различных по составу сталях. [c.165]

Рис. 182. Диаграмма изотермического (а) и анизотермического (термокинетического) (б) превращения аустенита в стали марки ДОХ (Ф. Вефер)

Рис. 58. Классификация железных сплавов (по Ф. Веферу — К. В. Эндрюсу) а — класс I, подкласс А открытая у-область б — класс I, подкласс Б расширенная у-облас подкласс А закрытая -у-область г класс И, подкласс Б суженная "у-область

Ф. Вефер, А. Портевен с сотрудниками, исходя из процессов изотермических превращений, первыми попытались объединить явления распада аустенита и выявить природу составляющих. Они предположили, что превращение протекает во времени с двумя различными скоростями, причем превращение при низких температурах протекает очень быстро. По мнению Портевена, разница по сравнению с перлитным превращением заключается в том, что первоначальной контролирующей составляющей является пересыщенный феррит. [c.79]

Рис. 16. Диаграммы анизотермического превращения аустенита стали 23Г в условиях охлаждения при сварке (сплошные кривые — дилатометр ИМЕТ-ДБ) и термообработке (штриховые кривые — данные Вефера и Розе [102]). В таблице указан состав сталей, условия нагрева (см. также рис. 17) и содержание структурных составляющих без учета остаточного аустенита (в скобках — данные Вефера и Розе)

Рис. 17. Термические циклы 1—3) сварки, принятые нами при стандартных дилатометрических исследованиях (а), в сопоставлении с циклами термообработки в печи, применяемыми Вефером и Розе, а также другими исследователями при построении диаграмм анизотермического превращения (б). Для стали г = 5—6 сек, t = 3,5— 4,5 сек, PFh=15u—250 epadj eu (при 800— 1000°), Гтах 1350—1400° для сплавов титана ig = 4,5—5,5 сек, i = 2,5—3,5 сек, Wg = 250— 350 град сек (при 800-1000°), Г ах = 1250-1300° Обозначения те же, что на рис. 10

Первые исследования кинетики превращения аустенита в сталях (после работ Д. К. Чернова [174]) были проведены применительно к условиям непрерывного охлаждения. Уже в работе А. Портевена [172], Н. Т. Гудцова и А. А. Байкова [175], X. Ганнемана [57], Ф. Вефера [102], Г. Френча [176] и др. были установлены основные особенности превращения аустенита (два температурных интервала превращения, различия в кинетике превращения в области температур и А", связь между положением критических точек и характером структуры), введено понятие о критической скорости охлаждения (закалки) и т. д. Однако несовершенство методик исследования затрудняло получение достоверных данных и анализ кинетики превращений аустенита. [c.138]

В гл. IV было показано, что в условиях термических циклов сварки степень гомогенизации аустенита и величина его зерна перед началом превращения при охлаждении в сталях без карбидообразующих элементов и с наличием их существенно различаются. Поэтому при анализе диаграмм анизотермического. превращения, построенных автором, Б. А. Смирновым и В. В. Беловым [100, 124, 125] для условий сварки, и при сопоставлении их с диаграммами Вефера и Розе, построенными для условий термообработки, целесообразно разделить исследованные стали на две группы 1) без энергичных карбидообразующих элементов — [c.144]

Рис. 76. Диаграммы анизотермического превращения аустенита стали 45 в условиях сварки при Ттац- 1350° и = А,5сек сплошныелинии—ИМЕТ) и термообработки при 7 ,ах= 1050° и — 3 мин (штриховые линии—поданным Вефера и Розе [102]). В таблице содержание структурных составляющих указано без учета остаточного аустенита, в скобках данные [102]

Наиболее детально рассмотрим превращение аустенита в сталях 45, 23Г, 40Х и 12ХН2, так как результаты их исследования могут быть количественно сопоставлены с данными Вефера и Розе [102], изучавшими стали такого же состава (табл. 20). Различия в параметрах термических циклов сварки и термообработки показаны на рис. 17. [c.145]

Химический состав сталей, исследованных Вефером и Розе [102] [c.145]

Следует заметить, что исследованная нами сталь 23Г практически не отличалась по химическому составу от стали 19 Мп5, с которой работали Вефер и Розе. Однако в стали 25НЗ было па 0,09% С меньше, чем в аналогичной стали, исследованной этими авторами. Несмотря на это, в стали 25НЗ так же, как и в стали 23Г, устойчивость аустенита в условиях сварки оказалась значительно более высокой, чем в условиях термообработки. Пониженное содержание углерода сказалось только на повышении (см. рис. 79, а). Если учесть, что при сварке аустенит менее однороден, чем после гомогенизирующих выдержек при термообработке, то обнаруженную разницу в устойчивости аустенита в этих сталях можно объяснить только интенсивным ростом зерна и высокой максимальной температурой нагрева при сварке. [c.147]

Еш,е более убедительные данные о преимущественном влиянии размера зерна на повышение устойчивости аустенита этой стали дает сравнение диаграммы для условий сварки. при PFg = 9—10 градкек (сплошные линии на рис. 80) с диаграммой Вефера и Розе для условий термообработки (штриховые линии на рис. 76), так как в обоих случаях была достигнута практически предельная степень гомогенизации аустенита по углероду. [c.148]

Меньшая устойчивость аустенита стали, исследованной Вефером и Розе, при высоких скоростях охлаждения обусловлена тем, что в этой стали содержание углерода на 0,04% ниже, чем в стали 12ХН2. [c.157]

Рис. 234. Область с>1иествования у-фазы в системе железо—алюминий при высоких температурах (по Веферу и Мюллеру [12])

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...