Мартенсит кривая

При очень большой скорости охлаждения (кривая Ug) превращения аустенита в ферритно-цементитную смесь не происходит весь аустенит переохлаждается до температуры точки Мн и превращается в мартенсит. Кривая охлаждения (касательная к выступу изотермической кривой) характеризует минимальную скорость охлаждения, при которой образуется мартенсит без продуктов перлитного распада, и называется критической скоростью закалки. [c.72]

На рис. Vn.9 штриховыми кривыми 1, 2, 3 изображены различные скорости охлаждения, например при различных способах сварки стали (дуговой, газовой и электрошлаковой при типичных для них значениях n), распад аустенита которой при непрерывном охлаждении характеризуется семейством сплошных кривых, отражающих различные степени распада аустенита. В то время как кривая 1 целиком проходит внутри инкубационного участка кривой и пересекается только с линией мартенситного превращения (следовательно, конечной структурой будет только мартенсит), кривая 2 пересекается с линией более стабильных продуктов распада аустенита (структура в этом случае будет смешанная). Для кривой 3 характерной конечной структурой является сорбит. [c.343]

Согласно этой кривой при охлаждении превращение начинается в точке Ми- Эта температура определяет температуру начала превращения ау-стенита в мартенсит в данной стали . [c.262]

Рис. 211. Диаграмма изотермического прев-ращения аустенита в мартенсит (изотермический). Цифры у кривых показывают степень превращения. Сталь содержит 23% N1. 3.6% Мп. остальное железо (угле рода практически нет) (М. Коэн)

На рис. 197 показаны остаточные напряжения в поверхностном слое после закалки ТВЧ, отпуска и наклепа. Закалка (кривая 1) создает остаточные напряжения сжатия 73 кгс/мм на глубине до 0,8 мм. Отпуск при 100°С несколько снижает напряжения сжатия (кривая 2) в связи с превращением мартенсита закалки в мартенсит отпуска. С дальнейшим повышением температуры отпуска (постепенное превращение мартенсита отпуска в троостит) напряжения сжатия существенно уменьшаются (кривые 3, 4) и при 400°С (полное превращение мартенсита в троостит) практически исчезают (кривая 5). Наклеп (кривые 6-8) создает в поверхностном слое напряжения сжатия 80 кгс/мм почти независимо от вида предшествующей термообработки (при сопоставлении попарно кривых 3 — 7 и 4-8 отчетливо видно наложение напряжений сжатия, вызванных наклепом, на постепенно снижающиеся с повышением температуры отпуска закалочные напряжения). [c.320]

Отпуск при 560° С приводит к интенсивному распаду остаточного аустенита, превращению его во вторичный мартенсит и значительному повышению твердости первого слоя (с 500—600 кгс/мм перед отпуском до 850—925 кгс/мм после отпуска), в то время как микротвердость исходной структуры сохраняется равной 780 кгс/мм (кривая 2, рис. 5). Таким образом, отпуск быстрорежущей стали, подвергнутой нагреву лучом ОКГ, при температуре 560° С приводит к некоторому упрочнению ее по сравнению с исходным состоянием стали, полученным в результате стандартной термической обработки. Повышение микротвердости составляет 70—100 кгс/мм [c.17]

Однако легирование аустенита при шлифовании закаленно-отпущенной стали Р18 находится в зависимости также от отноше--ния в ней С W, а следовательно, и от содержания аустенита в отпущенном мартенсите. На рис. 40, б нанесена кривая содержания у-фазы во вторично закаленном слое в зависимости от отношения С W, построенная для образцов плавок стали Р1в [114], Образцы, закаленные от 1270° С и отпущенные при 560° G [c.92]

Хотя изотермический распад аустенита во второй зоне протекает не до полного превращения, однако при последующем охлаждении аустенит или совсем не превращается в мартенсит (фиг. 79, кривая 4), или превращается частично, но при низких температурах (фиг. 79, кривые 7,2и5). В результате изотермического превращения во второй зоне вместо нормального (около 30%) количества остаточного аустенита в закалённой стали получается его значительно больше, а твёрдость закалённой стали значительно снижается (фиг. 80). [c.457]

Структура закаленной стали (мартенсит) может быть получена лишь в том случае, если скорость охлаждения превышает критическую скорость закалки iv> т. е. минимальную скорость охлаждения, при которой весь аустенит переохлаждается до мартенситной точки М - На кривой изотермического распада критическая скорость закалки характеризуется касательной к началу распада (см. фиг. 4). Чем выше устойчивость аустенита, тем меньше значение 0к- [c.128]

При высоких скоростях охлаждения (см. рис. 124, а, кривая У4) часть аустенита переохлаждается до точки и превращается в мартенсит. Структура в этом случае состоит из троостита и мартенсита (рис. 125, б). [c.181]

При очень большой скорости охлаждения диффузионный распад аустенита, становится вообще невозможным, и тогда аустенит переохлаждается до точки Мд и при дальнейшем охлаждении превращается в мартенсит (см. рис. 124, а, кривая У5). Превращение аустенита в мартенсит не идет до конца, поэтому в закаленной стали наряду с мартенситом всегда присутствует в некотором количестве остаточный аустенит (см. рис. 124, а, в и 125, в). Минимальную скорость охлаждения (см. рис. 124, а, кривая Од), при которой весь аустенит переохлаждается до точки М и превращается в мартенсит, называют критической скоростью закалки. [c.181]

При очень быстром охлаждении в соответствии с кривой vg переохлажденный аустенит полностью сохраняется до линии Ма и превращается в мартенсит. Происходит закалка стали. [c.134]

Минимальная скорость охлаждения, еще обеспечивающая полную закалку на мартенсит, называется критической скоростью закалки. На схеме рис. 78 охлаждению с критической скоростью соответствует кривая v , касающаяся выступа кривой начала распада аустенита. [c.134]

Описанные изменения микроструктуры сопровождаются падением твердости в шейке образцов, закаленных из межкритического интервала температур. Это можно проследить по кривым, приведенным на рис. И. Здесь представлено распределение твердости по Виккерсу, измеренной вдоль разрывных образцов через 1 мм при нагрузке 300 Я, после кратковременных и длительных выдержек при температурах, близких к A i- В исходном состоянии твердость в шейке повышена за счет наклепа (см. рис. 11, кривая 1). После закалки с кратковременной выдержкой твердость в этом месте еще больше возрастает в связи с образованием при нагреве значительного количества аустенита, превращающегося при закалке в мартенсит (см. рис. 11, кривая 2). После же длительных выдержек образцы приобретают одинаковую твердость вдоль всего образца за счет уменьшения твердости в шейке, вызванного распадом избыточного количества метастабильной -у-фазы (см. рис. 11, кривая 3). [c.37]

В отожженных сталях хром также увеличивает твердость и прочностные характеристики и уменьшает пластичность (рис. 15) [41 ]. При переходе от сталей, закаливающихся на мартенсит, к ферритным (с —15% Сг) наблюдается разрыв в ходе кривых изменения механических свойств. [c.38]

Рис. 61. Дилатометрические кривые стали с 0,12% С 12,75% Сг 0,2% Ni (перелом на нижней кривой соответствует превращению аусте-нита в мартенсит, на верхней кривой — превращению феррита и карбидов в аустенит)

Если в мартенсите растворены два карбидообразующих элемента, температуры образования специальных карбидов которых различаются, то на кривой 3 будет наблюдаться штриховая часть кривой 3) второе интенсивное выделение углерода из мартенсита при температуре При этой температуре возникает специальный карбид второго, бочее сильного карбидообразующего элемента Значения темпе ратуры для хромистых сталей ориентировочно равны 400—500 °С, для ванадиевых и молибденовых 500—550 °С, для ниобиевых и вольфрамовых 550—600°С [c.109]

Поэтому, когда образуется при испытании мартенсит, кривые Оп и Оо,2 рас.чодятся (рис. 367,а), и соотношение Оо.г/Ов уменьшается. Сталь Х18АГ19 не содержит никеля н несмотря на аустенитную структуру в ней при тем iiepaiypav ниже (—80) — (— 100)"С появляется в изломе хрупкая составляющая, В этом случае пластичность снижается, предел текучести при снижении т. -.-пературы быстро повышается, кривые 00,2/Ов сближаются (рис. 367,в) и отношение а /ао.2 становится больиге 0,5, достигая 1. [c.499]

При очень большой скорости охлаждения нерлитньп распад ау-стенита становится вообще невозможным и тогда аустеипт переохлаждается до точки уИ , и превращается в мартенсит (кривая V,- па [c.181]

Рнс. 18. Зависимость степени превращения остаточного аустенита в мартенсит (кривая 17) и количества o tsi-точного аустенита (кривая 2) от температуры охлаждения для стали Р18 [c.55]

В закаленных структурах (троостит, мартенсит) кривая изменения количества аустенита в зависимости от удельного давления имеет ярко выраженный максимум, причем при удельном давлении 21 кг/см количество аустенита уменьшается до 10—12%, но в то же время увеличивается количество карбидов в поверхностном слое. Величина износа, после некоторого уменьшения, при удельном давлении 16,5 кг1см снова возрастает и далее растет с увеличением удельного давления. [c.204]

Образующаяся ниже изгиба С-кривой ]1гольчатая структура получила название бейнит. Превращение аустенита в бейнит имеет общие черты с перлитным и мартенситным превращениями, поэтому с бейнитным превращением следует познакомиться после изучения превращения аустенита в мартенсит. [c.250]

Чем больше углерода в стали, тем больше искаженность тетрагональной решетки мартенсита и больше его твердость. Твердость мартенсита зависит в первую очередь от содержания в мартенсите (в стали) углерода. Мартенсит в стали, содержащей 0,1 % С, имеет твердость примерно HR 30. При 0,7% С твердость мартенсита достигает максимального значения (Я С 64), и при дальнейшем увеличении содержания углерода она существенно не увеличивается (рис. 222, кривая 2). Впрочем, эта кривая не характеризует твердость закаленной стали, так как сталь, кроме мартенсита, содержит то или иное количество остаточного аустенита. Если нагрев под закалку был произведен выше точки Лсз и весь углерод был переведен в твердый раствор, то твердость закаленной стали при увеличении содержания углерода свыше 0,8% снижается из-за резкого возрастания количества остаточного аустенита (рис. 222, кривая 1, см. также рис. 210). [c.277]

Предположим, что имеем цилиндрическую деталь. Кривые охлаждения центра, поверхности и сечения, расположенного на половине радиуса от поверхности, наложенные на С-диграмму, показаны на рис, 235,6. Для данной стали при данных условиях охлаждения на поверхности получится мартенситная структура, в центре—перлитная, на расстоянии половины радиуса получится мартенсит+тростит. [c.294]

Так как в стали типа Х12 количество остаточного аустенита изменяется в широких пределах (почти от О до 100%), то естественно, что и изменение объема, которое наблюдается при закалке, также сильно изменяется. При закалке на мартенсит сталь приобретает объем больший, чем исходный, а при закалке на аустеиит — меньший (см. кривую А/ на рис. 326). При некоторой температуре соотношение по.пучающегося аустенита и мартенсита таково, что объем закаленной стали точно равен исходному. Как следует из графика, приведенного на рис. 326, это будет происходить при закалке с 1120°С, когда фиксируется около 40% остаточного аустенита при твердости около HR 58 (в этом случае Д/=0), Однако возможные колебания в температуре закалки, условиях охлаждения и других деталях термического режима, как правило, приводят к тому, что размеры штампа не окажутся точно равными исходным. [c.436]

Прерывистая закалка (в двух средах) (рис. 9.5, кривая 2) осуществляется последовательным охлаждением деталей вначале в воде до 300—350° С, а затем в масле или на воздухе более замедленным охлаждением в интервале мартенситного превращения. В этом случае уменьшаются внутренние напряжения, возникающие при переходе ауетенита в мартенсит. Недостатком прерывистой закалки является сложность регулирования времени выдержки в первом охладителе. [c.119]

Теплостойкость (°С) по Мартенсу. Метод испытания (ГОСТ 21341—75) предусматривает определение температуры (°С), при которой образец (120х X15X10 мм), нагреваемый со скоростью 5°С за 6 мин, под действием постоянного изгибающего момента деформируется на заданную величину. Метод неприменим для материалов с теплостойкостью по Мартенсу ниже 40° С и если кривые деформации от температуры имеют S-образную форму. [c.241]

При применении ступенчатой закалки (фиг. 1, ///) температура Мц- - (20-н н- 40° С) по всему сечению стальной детали выравнивается до начала мартенсит-ного превращения (в точке /И ) поэтому разница между температурами поверхности и сердцевины детали в момент начала мартенситного превращения очень мала и напряжения получаются чрезвычайно малыми. Отставание охлаждения сердцевины детали (центральной части) от охлаждения ее поверхности при закалке в воде видно из кривых фиг. 2. [c.674]

Диаграмма состояния Со—Ru, приведенная на рис. 33, построена по данным работ [X, 1]. Положение равновесных фазовых границ известно лишь при температурах между 1000 и 1200 °С, при более низких температурах кривые указывают начало и конец мартенсит-ного перехода г а, а при более высоких являются гипотетическими . Перитектическая реакция протекает при температуре -1450 °С. Рентгенографическим методом установлена непрерывная растворимость между (еСо) и Ru. Поскольку сплавы, содержащие 9 и 12 % (ат.) Ru, частично оплавлялись при 1400 С, на кривых ликвидус—со-лидус твердого раствора (аСо), по-видимому, имеется минимум. [c.73]

Деформация до точки б кривой напряжение — деформация обусловлена упругой деформацией исходной фазы. В образцах, соответствующих точке б, начинают появляться пластинчатые образования. По данным нейтронографического анализа и исследований микроструктуры установлено, что указанные образования — это /3 1-мартенсит типа 1ВЯ, возникающий под действием напряжений. Следовательно, увеличение деформации от точки б до точки г обусловлено вызванным напряжениями превращением /З1 —/З ]. Образец в точке г является монокристалли-ческим образцом, почти полностью состоящим из (3 1-мартенсита. Деформация от точки г до точки б обусловлена упругой деформацией /З )-мартенсита. Если в этот момент снять напряжения, то деформация образца прежде всего упруго возвращается к точке а, затем в результате обратного превращения происходит возврат деформации до точки вблизи б. В конце концов деформация становится равной нулю в результате возврата упругой деформации исходной фазы. Обратное превращение при снятии напряжений обусловлено тем, что при приложении напряжений при температуре выше точки образуется совершенно нестабильный мартенсит. Следует особо отметить тот факт, что плоскость габитуса /3)-мартенсита при прямом и обратном превращениях одна и та же. Этот факт является весьма характерным с точки зрения обратимости превращения. [c.42]

Влияние внешних сил на мартенситное превращение не ограничивается только простым смещением температуры превращения. На рис. 1.29 показаны кривые напряжение — деформация при растяжении монокри-сталлических образцов из сплава, % (по массе) Си—14,0А1—4,2Ni при разных температурах испытания в направлении приблизительно <001) исходной фазы. Характерной особенностью является то, что в зависимости от температуры испытаний кривые состоят из двух или большего числа ступеней. Методами нейтронографического и рентге-ноструктурного анализов при воздействии напряжений установлено, что каждая стадия обусловлена мартенситным превращением, отмеченным на рисунке. Указанные на этом рисунке фазы у, P i. и ai — это мартенсит, имеющий кристаллическую структуру, показанную на рис. 1.30, (6—(3). Периоды решетки каждой из этих фаз приведены [17] ниже [c.50]

На рис. 1.33 показана кривая напряжение — деформация, получанная при растяжении монокристаллического образца сплава (% по массе) Си — 13,8А1 —4,0N вблизи М , а на рис. 1.34 представлены микрофотографии, полученные с помощью светового микроскопа и иллюстрирующие структуру поверхности образца, соответствующую отдельным точкам кривой, приведенной на рис. 1.33 [17]. На рис. 1.34,а показано начальное состояние образца, состоящего из монодомена с характеристической плоскостью габитуса -у, -мартенсита. Если к этому образцу приложить напряжения, то, как показано на рис. 1.34,5, постепенно исчезают двойниковые дефекты внутри -у ]-мартенсита и возникает монодомен -у ]-мартенсита. Если еще больше увеличить напряжение, то на кривой напряжение — деформация появляется начальная стадия. Она обусловлена превращением у —0 1. Плоскость габитуса /-мартенсита — (1, о, 13) 7 1, в этом мартенсите существуют двойниковые дефакты (10 0,10) ]. В конце рассматриваемой стадии двойниковые дефекты также исчезают, образец становится монокристаллом -мартен- [c.53]

И ориентировки деформировать при 100 то при одинаковых напряжениях образцы находятся в упругом состоянии и мартенсит под действием напряжений не образуется. При этом образцы не разрушаются [591, даже если осуществить 4600 циклов деформации. Исходя из этих результатов можно считать, что причиной усталостного разрушения монокристаллических образцов является образование и движение поверхности раздела исходной и мартенситной фаз. Как показывает кривая напряжение — деформация на этом рисунке, наблюдается полный кажущийся возврат деформации. Даже если прямое и обратное превращение полностью обратимы, в микромасштабе существуют необратимые процессы, в результате накопления которых происходит усталостное разрушение. На рис. 2.63 приведены [63] данные, характеризующие усталостную прочность монокристаллических образцов из сплава Си — А1 — Ni, полученные Брауном /) и Самаматой (2). В общем, нельзя утверждать, что усталостная долговечность монокристаллических образцов значительно выше усталостной долговечности поликристаллических образцов. [c.118]

С помош,ью прецизионной методики была исследована начальная стадия микродеформации мартенсита (е Ы0 ) при достаточно низких (77° К) температурах, при которых практически исключались эффекты, связанные с диффузией углерода (Джонстон). Исследовались сплавы, содержавшие от 20 до 30% Ni и от 0,02 до 0,6% С (Мн = —35°С). Приведенные на рис. 147 результаты показывают, что пластическая деформация сплавов начинается при очень низких напряжениях и начальная часть кривой совершенно нечувствительная к содержанию углерода, которое проявляется, как это вытекает и из iPH . 147, лишь после макроскопической деформации. Старение. закаленного мартенсита при комнатной температуре (1 ч) приводило к заметному увеличению напряжения микродеформации при 77° К, тем большему, чем выше было содержание углерода в мартенсите (рис. 148). [c.336]

Согласно этой кривой мартенситное превращение начинается при температуре, отвечающей точке М , и заканчивается при температуре точки Мк, и чем ниже температура мартенситного превращения, тем больше образуется мартенсита. В большинстве случаев мартенситное превраще1ше не доходит до 100% и оставляет в структуре некоторое количество светлых полей остаточного аустенита (фиг. 129, а), окрашенные в темный цвет иглы — мартенсит. Под [c.203]

Локальное поведение сплава при восстановлении формы иллюстрируется рис. 4.5.10, дополняющим рис. 4.5.8. Восходящая ветвь кривой напряжение-деформация (см.рис. 4.5.10) до точки Д соответствует переориентацци кристаллов мартенсита вследствие приложения механических напряжений при температуре Т 2 < Месли мартенсит был сформирован [c.249]

П — перлит С — сорбит Т — троостит Б —бейилт М—мартенсит А—аусте-иит а, в, д, ж, з—кривая начала превращения б, г, е, и — иривая конца превращения аустенита Vi, v, v,, V4 — скорости охлаждения аустеиита [c.41]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...