Аустенит 2.67, 72, 155, ЗП 6.606610 — Виды зерна

Аустенит 2.67, 72, 155, 311 6.606— 610 — Виды зерна 2.295, 296, 298 — Распад 2.306—309 [c.623]

Следует иметь в виду, что по приведенным выше выражениям можно лишь ориентировочно определять температурные и кинетические параметры процесса превращения аусте-нита. Это связано с тем, что они не учитывают особенностей конкретной плавки стали заданного марочного состава, а вместе с этим и степени завершенности высокотемпературных процессов в аустените при сварочном нагреве. В зависимости от качества шихты, способа выплавки, качества раскисления, содержания неконтролируемых примесей, а также исходного структурного состояния стали эти параметры могут заметно изменяться. Недостаточно полная гомогенизация при сварочном нагреве, особенно связанная с замедленным растворением карбидов, приводит к повышению Т . и Т .к и увеличению вследствие уменьшения содержания углерода и легирующих элементов в аустените. Включения оксидов, нитридов, сульфидов увеличивают 41, укрупнение аустенитного зерна приводит к ее снижению. Более надежно в настоящее время определение упомянутых выше параметров экспериментальным способом путем построения и обработки диаграмм АРА. [c.527]

Марганец обнаруживается в стали в виде сернистого марганца MnS. При нагревании стали он способствует росту зерна аустени-та. Прокаливаемость стали при наличии марганца увеличивается. Даже в небольших количествах марганец вызывает некоторое по- [c.42]

Микроструктура наплавленного сплава состоит из аустени-та, мартенсита и карбидов, причем карбиды выпадают из раствора не только по границам зерен, но и в са.мих зернах основы в виде тонких прожилок и вкраплений. Это явление особенно важно, так как не всегда возможно после наплавки произвести термообработку. Наплавленные ножи грейдера оказались при производственных испытаниях на гравийно-щебеночных дорогах в 2—2,5 раза долговечнее, чем ножи заводского изготовления. [c.95]

Устойчивость переохлажденного аустенита повышается, а критическая скорость закалки уменьшается только при том условии, если легируюш,ие элементы растворены в аустените. Если легирующие элементы находятся в виде избыточных частиц карбидов, то они не повышают устойчивость аустенита и могут ее уменьшить, так как карбиды служат готовыми зародышами, облегчающими распад аустенита. Карбиды титана, ниобия и ванадия при нормально принятом нагреве под закалку обычно не растворяются в аустените и понижают прокаливаемость. Сильно влияет на прокали-ваемость величина зерна аустенита, В углеродистой стали при укрупнении зерна от балла 6 до балла 1—2 (см. рис. И I) глубина закаленного слоя возрастает в 2—3 раза, поэтому увеличение температуры и длительности нагрева повышают прокаливаемость. Легирующие элементы, находящиеся в виде карбидов, не только создают дополнительные центры, способствующие распаду аустенита, но и измельчают его зерно, что также увеличивает критическую скорость закалки и уменьшает прокаливаемость. [c.207]

Существует довольно сложная и не во всех деталях разработанная теория двух вариантов механизма этого (А—М) превращения в зависимости от содержания растворенного в аустените углерода и других факторов. Суть этих вариантов сводится к тому, что в зернах аустенита возникают растущие с огромной скоростью кристаллы мартенсита, имеющие продолговатую сплюснутую форму в виде пластин или в другом случае реек и возросший объем. [c.109]

Большую роль играет способ раскисления стали. Кипящая сталь, раскисленная только ферромарганцем, или спокойная сталь, раскисленная ферромарганцем и ферросилицием, получаются наследственно крупнозернистыми. Спокойная сталь, дополнительно раскисленная алюминием, становится наследственно мелкозернистой. Алюминий добавляют в количестве 0,5 кг на 1 т стали. Алюминий растворяется в жидкой стали и образует с растворенным в ней азотом нитриды. Они также растворяются в стали, но при охлаждении после перехода в твердое состояние растворимость их быстро уменьшается. Нитриды выпадают в виде очень мелких включений по границам зерен и препятствуют их росту. Когда температура возрастает настолько, что нитриды опять могут раствориться в аустените, искусственные барьеры между зернами исчезают, и они начинают быстро расти. Аналогично могут влиять на рост зерна мелкодисперсные карбиды легирующих элементов. [c.125]

При содержании хрома менее 15% левее аустенитной области находятся сплавы аустенито-мартенситного класса, которые представляют большой интерес для разработки кавитационно-стойких сталей. Эти сплавы при температуре аустенизации имеют однофазную структуру у-твердого раствора при охлаждении аусте-нит частично превращается в мартенсит. Металлографические исследования показывают, что мартенсит при этом находится в зернах аустенита в виде крупных игл или пластин. Количество аустенита, превращенного в мартенсит, зависит от содержания в сплаве аустенитообразующих элементов (Мп, С, N, Ni). Не распавшийся при закалке аустенит находится в метастабильном состоянии и легко превращается в мартенсит при микроударном воздействии [44]. [c.167]

Перлитное (эвтектоидное) превращение. В области температур Ai в случае не -слишком сильного переохлаждения (приблизительно до 550° С) превращение аустенита начинается с образования центров зарождения цементита (карбида) по границам зерен аустенита. Центры зарождения цементита вследствие направленной в их стороны диффузии углерода быстро увеличиваются в длину и в ширину, однако их рост в толщину происходит медленно, вследствие чего образуются пластинки цементита. В пространстве между зернами цементита содержание углерода в аустените уменьшается, и аустенит превращается в феррит. В дальнейшем идет рост пластин цементита и феррита. Структуру, представляющую неоднородную смесь, состоящую из пластин феррита и цементита, называют перлитом. Чем больше степень переохлаждения, тем больше количество и меньше размер возникающих зародышей новых фаз, скорость роста которых замедляется из-за уменьшения диффузии. Поэтому зерна цементита становятся все тоньше и тоньше и, кроме того, толщина феррита между ними уменьшается таким образом возникает все более тонкий перлит. Толщина пластинок, находящихся в перлите, в зависимости от температуры превращения колеблется от 0,2 до 10 мкм. Различные по величине виды пластинчатого перлита (эвтектоида) называют просто перлитом, причем даже тогда, когда пластинчатая структура более тонкого перлита может быть различима только при [c.133]

В сплаве Г15 присутствует а-мартенсит двух типов в виде скопления крупных пластин и отдельных правильной формы линз внутри пластин в-мартенсита (рис. 133, б, е). Е-мартенсит в порошковых и литых сплавах идентичен. Но в отличие от литых структурные составляющие в порошковых сплавах могут локализоваться по отдельным зернам (рис. 133, г) и находиться каждая в равновесном состоянии, хотя сплавы изготовлены из однородных по составу распыленных порошков. В этом случае аустенит характеризуется отсутствием в нем дислокационных скоплений и наличием единичных крупных дефектов упаковки. Присутствие такого аустенита смягчает структуру сплава, за счет чего пластичность и вязкость повышаются. С понижением, температуры испытания в аустенитной матрице сплава Г15 появляются большой плотности мелкие дефекты упаковки, расположенные по разным системам плоскостей 111 , что приводит к повышению прочности этого сплава- [c.332]

Аустенит (А) — твердый раствор углерода в у-железе. Максимальная растворимость углерода в 7-железе составляет 2% при температуре 1130° С. Аустенит имеет невысокую твердость — НВ 170 220, достаточно высокую прочность наряду с хорошей пластичностью (5 = 40 50%), большую стойкость против коррозии, высокое электросопротивление немагнитен. Микроструктура аустенита — зерна в виде многогранников. [c.98]

При снижении температуры до Аг, (727° С) аустенит, содержащий 0,8% С (точка S), распадается с образованием перлита. Эти же превращения испытывают все заэвтектоидные стали после охлаждения они состоят из перлита и вторичного цементита, который выделяется в виде сетки по границам бывшего зерна аустенита (см. рис. 89) . [c.142]

При снижении температуры до Ai (727°С) аустенит, содержащий 0,8% С (точка S), превращается в перлит. После охлаждения заэвтектоидные стали состоят из перлита и вторичного цементита, который выделяется в виде сетки по границам бывшего зерна аустенита (см. рис. 74, в), или в виде игл (пластин), закономерно ориентированных относительно аустенита. Количество избыточного (вторичного) цементита возрастает с увеличением содержания в стали углерода. [c.146]

Спокойная сталь, дополнительно раскисленная алюминием, становится наследственно мелкозернистой. Алюминий добавляют в количестве —0,5 кг на т стали. Алюминий растворяется в жидкой стали и образует с растворенным в ней азотом нитриды. Они также растворяются в стали, но при охлаждении после перехода в твердое состояние растворимость их быстро уменьшается. Нитриды выпадают в виде очень мелких включений по границам зерен и препятствуют их росту. Когда температура возрастает настолько, что нитриды опять могут раствориться в аустените, искусственные барьеры между зернами исчезают, и они начинают быстро расти. Аналогично могут влиять на рост зерна мелкодисперсные карбиды легирующих элементов. [c.119]

Целью нагрева стали при осуществлении таких видов термической обработки, как закалка," отжиг, нормализация, является перевод исходной структуры в аустенит и создание возможно более мелкого зерна. [c.103]

С понижением температуры аустенит, насыщенный углеродом, распадается, достигнув линии SE, с выделением цементита (вторичного). В диапазоне температур, отраженных на линиях SE и PSK (727 °С), сплав состоит из двух фаз — аустенита и цементита (вторичного). При температуре 727 °С (линия PSK) аустенит содержит 0,8 % С и начинает распадаться на феррит и цементит, образуя перлит. Таким образом, структура заэвтектоидных сталей состоит из перлита и цементита. Цементит обычно выделяется в виде сетки по границам бывшего зерна аустенита. [c.90]

Кристаллы мартенсита, образующиеся в виде пластин в малопластичном аустените, имеют на шлифе игольчатую форму (рис. 105). Скорость образования кристаллов мартенсита очень велика, достигает 1000 м/с. Пластины мартенсита растут до границы аустенитного зерна, либо до имеющегося в стали дефекта. Последующие пластины мартенсита, расположенные под углом к первым (60°, 120°), ограничены их размерами. Размер пластин мартенсита, имеющих в плоскости шлифа вид мартенситных игл, зависит от размера исходных зерен аустенита. [c.153]

Перлитное превращение характерно при сварке среднеуглеродистых сталей и как дополнительное при сварке низкоуглеродистых. Оно происходит при сравнительно невысоких скоростях охлаждения при условии we,/s < гг ф.п . При С <0,8% пре-вращ,ение носит квазиэвтектоидный характер. Перлитное превращение имеет диффузионный механизм и начинается с образования зародышей в виде перлитных колоний на границах аустенит-ного зерна. Вначале вследствие флуктуации концентрации углерода образуется тонкая цементитная (или ферритная) пластина. При ее утолщении окружающий аустенит обедняется (или обогащается) углеродом и создаются условия для возникновения примыкающих к ней пластин феррита (или цементита). Попеременное многократное возникновение пластин цементита и феррита приводит к образованию перлитной колонии, которая начинает расти не только в боковом, но и торцовом направлении. Кооперативный рост двухфазной колонии в торцовом направлении контролируется диффузионным перераспределением углерода в объеме аустенита перпендикулярно фронту превращения и вдоль фронта между составляющими перлитной колонии. [c.522]

При содержании более 0,3% Ti отдельные мелкие включения наблюдаются и в бывших дендритах аустенита, однако карбидные зерна располагаются преимущественно по границам аустенитньп дендритов и особенно в эвтектическом цементите. Это свидетельств вует о том, что карбид титана, или, вернее, карбонитрид, растворим в чугунном расплаве, а не присутствует в виде взвеси кристаллов. В период кристаллизации чугуна и выделения аустенита титан сохраняется в расплаве, и только отдельные мелкие зерна карбида титана наблюдаются в объемах аустенита. По-видимому, образование карбида титана происходит в самом начале эвтектической кристаллизации. Зерна карбида выделяются на границах аустенит-ных дендритов и в самом эвтектическом расплаве. Выделение кристаллов карбида титана из эвтектического расплава свидетельствует о насыщенности аустенита титаном, что является одной иа причин увеличения растворимости углерода в аустените. [c.62]

На величине ЧЦ сказываются и состав стали, и многие другие факторы. Углерод и легирующие элементы, если они находятся в растворе (в аустените), уменьшают её значение, но если они находятся в виде второй фазы (избыточные карбиды, нитриды, оксиды и т п.), то эти частицы служат дополнительными центрами кристаллизации, увеличивая тем самым значение ЧЦ (уменьшают прокаливаемость). Так как кристаллы новой фазы образуются главным образом по границам зёрен, то чем меньше общая протяжённость границ зерна, тем меньше при прочих равных условиях значение ЧЦ (глубже прокаливаемость). Установлено такм е, что чем меньше однородность зерна аустенита, тем больше значение ЧЦ (меньше прокаливаемость). [c.287]

Ферритные хромистые стали подвержены межкристаллитной коррозии. Появление последней связано с выпадением карбидов. Вследствие малой растворимости углерода в феррите карбиды, имеющиеся встали, переходятв твердый раствор при более высоких, температурах, чем в случае аустенитных сталей. При охлаждении карбиды выделяются по границам зерен. При этом, по мнению Э. Гудремона [111,62], происходит обеднение хромом границ зерен и понижение их устойчивости. И. А. Левин и С. А.Гинцберг[П1,154] используя методику микроэлектрохимических исследований, показали, что границы зерен в хромистых сталях поляризуются слабее, чем основное зерно. Диффузия хрома вобъемноцентрированной решетке феррита происходит более интенсивно, чем в аустените. В связи с этим при медленном охлаждении с высоких температур или при длительном отжиге в интервале температур 550—700° С наблюдается коагуляция карбидов и выравнивание концентрации хрома. Ферритные хромистые стали при этом нечувствительны к межкристаллитной коррозии. В полуферритных сталях межкристаллитная коррозия проявляется в более слабой степени. В двухфазной стали границы зерен феррита и аустенита по разному чувствительны к межкристаллитной коррозии после различных видов термообработки. Для феррита опасно быстрое охлаждение, для аустенита — отпуск при температурах 550—700° С. Устраняется межкристаллитная коррозия нагревом при 500—700° С в случае феррита и закалкой при температуре 1050° С в случае аустенита. Поскольку мартенситные хромистые стали (для снятия закалочных напряжений) после сварки всегда подвергаются отжигу, межкристаллитной коррозий они фактически [c.176]

Основой сплава является вязкий аустенит, обусловливающий высокую ударную стойкость и прочно удерживающий карбндные зерна. Содержание карбидной фазы составляет 30—45 %. Для повышения пластичности в стеллиты вводят редкоземельные элементы. Стеллиты выпускаются в виде стержней диаметром 4—7 мм. Их наплавляют на изнашиваемые поверхности деталей и режущие кромки инструментов дуговым, электрошлаковым, газопламенным или индукционным способом в два-три слоя. Износостойкость повышается в 3—5 раз. Твердость и соответственно износостойкость наплавленных слоев мало изменяются до температуры 700 С. Широкому применению стеллитов препятствует дефицитность основных компонентов (кобальта, вольфрама). [c.150]

Сравнение результатов испытания на ударную вязкость, проведенного после закапки при различных температурах, указывает на то, что существует связь микроструктуры с видом микроповерхности изломов. Из данных, приведенных на рис. 13, вытекает, что ударная вязкость стали в поперечном направлении повышается по мере увеличения температуры закалки до 1173 К и затем снова снижается. Уменьшение ударной вязкости после закалки с более низкой температуры указывает на то, что эта температура слишком низка для полного превращения феррита в аустенит, который несмотря на малое его количество (следы) может снижать ударнук) вязкость после закалки вследствие неоднородности структуры. Повышение температуры закалки до определенной величины приводит к выравниванию структуры и увеличению пластичности. Однака чрезмерное повышение температуры закалки приводит к снижению ударной вязкости в результате увеличения зерна аустенита, а также закалочных напряжений. [c.26]

Карбидообразующие элементы (Сг, Мо, V, W, Nb, Ti) влияют на природу и свойства карбидов в стали. Специальные карбиды легирующих элементов способны при нагреве растворяться в аустените, а на стадии отпуска, выделяясь из перенасыщеного твердого раствора в виде мелкодисперсных фаз, упрочнять сталь. Легирование сталей хромом, бором, молибденом повышает их прокаливаемость. Наиболее эффективно повышает прокаливаемость комплексное легирование Сг + Мо, Сг + Ni, Сг + Ni + Мо. Большинство легирующих элементов измельчают зерно, но особенно эффективно это делают ванадий, ниобий, титан, цирконий, алюминий. [c.87]

Кратковременный нагрев аустенитно-ферритных швов при температурах до 700—750° С не вызывает превращения б Повышение температуры до 800—850° С вызывает коагуляцию феррита и постепенное растворение его в аустените. Нагрев при 900° С ускоряет превращение 6- -7 (рис. 40, б). В результате отпуска четко выявляются границы столбчатых кристаллов аустенита, которые, как указывалось, не удается выявить в двухфазном (7 б) сварном шве в натуральном состоянии (рис. 40, а). Нагрев при 1000° С приводит к почти полному завершению превращения б -> 7, одновременно идет процесс рекристаллизации — преобразования столбчатых кристаллов в равноосные зерна (рис. 40, в). Если исходное содержание феррита в шве невелико (до 2—3%), то при 1100—1300° С шов сохраняет равноосную чистоаустенитную структуру (рис. 40, г, д, е). Если феррита в шве больше (3—5%), то нагрев при 1300° С может вызвать появление высокотемпературного феррита в виде мелких частиц округлой формы внутри зерен аустенита и на их границах (рис. 40, ё). Нагрев до 1400—1420"С вызывает появление высокотемпературного феррита в виде дендритных образований (рис. 40, ж). Дендритный характер феррита позволяет считать, что его появление вызвано частичным оплавлением шва. Феррит, образовавшийся в результате нагрева шва до высоких температур (1300—1350° С) или вследствие частичного оплавления, в отличие от б-феррита назовем б -ферритом или б -фазой. Первичный 6-феррит образуется в процессе первичной кристаллизации сварочной ванны. Его отличительной особенностью является относительно большая стабильность. Этот феррит превращается в аустенит только при сравнительно длительном нагреве в интервале температур 1000—1200° С. Появлению высокотемпературного б -феррита предшествует аустенитизация шва, т. е. превращение 6 -> 7. Характерной особенностью б -фер-рита, образующегося из твердой фазы, является его исключительно малая стабильность. В одном из исследований, посвященных металлографии б-феррита, убедительно показано, что даже непродолжительное пребывание феррита, возникшего в результате нагрева стали типа 18-8 до 1350° С, т. е. б -феррита по нашей терминологии, при температурах 600—950° С вызывает его распад. [c.131]

Рост цементитного кристалла сопровождается увеличением его длины и толщины. Утолщение цементитной пластины приводит к диффузии атомов углерода из объемов аустенита, распололсенных по боковым сторонам пластины. Обеднение боковых объемов аустенита углеродом создает благоприятные условия для зарождения пластин феррита путем 7 -превращения Боковой рост пластины феррита сопровождается оттеснением в аустенит атомов углерода, что в свою очередь облегчает появление новых пластин цементита. Многократное повторение этого процесса приводит к возникновению перлита. Образования перлита в виде чередующихся пластин цементита и феррита (см. рис. 2, а, б) называются перлитными колониями. Перлитная колония может зародиться не только на границе зерна аустенита, но и на границе колонии перлита, т. е. развиваться по схеме 4, 5 (см. рис. 2, а). Размер перлитных колоний зависит от отношения л. с. р./с. з, ц. Поскольку с увеличением степени переохлаждения аустенита с. з. ц. возрастает быстрее, чем л. с. р., указанное отношение становится меньше. Поэтому перлитные колонии с увеличением переохлаждения уменьшаются. [c.7]

Образование видманштеттовых пластин не зависит от размера зерна, содержания углерода и скорости охлаждения и протекает по мартеыситной реакции (атер-мической). Несмотря на предварительное диффузионное перераспределение углерода в аустените, цементит в области между линиями ES и SG выделяется в виде сетки вокруг аустенита, претерпевающего затем перлитное или другое превращение. [c.47]

Мартенситностареющие стали. Такого типа стали обладают благоприятной особенностью высокими технологической пластичностью после закалки, прочностью и достаточной пластичностью после искусственного старения. В связи с этим режимы обычных ТО и ТЦО делят на два вида смягчающие (предварительные) и упрочняющие (окончательные). Известно из практики ТЦО аустенитных сталей, что термоциклирование стабилизирует аустенит. Следовательно, вызывая это явление в мартенситностареющих сталях, можно добиться увеличения В их структуре количества аустенита, что сделает сталь еще более пластичной — лучше обрабатываемой давлением и резанием. В этом суть смягчающих ТЦО. С другой стороны, ТЦО, измельчая зерна в стали и делая остаточный аустенит более стабильным (более отпускоустойчивым), приводит к тому, [c.109]

Пограничные выделения вторичного цементита в заэвтекто-идной стали также являются браковочным признаком- Вторичный цементит появляется в результате изменения раствори.мости углерода в аустените при охлаждении по линии 5Е (см. рис. 58). Вторичный цементит располагается в виде сетки (а в объеме в виде оболочек) вокруг аустенитных зерен, которые при дальнейшем охлаждении в результате эвтектоидной реакции превращаются в перлитные зерна. При травлении 3%-ным раствором азотной или пикриновой кислоты цементитная сетка остается ярко-белой (рис. 62,а), при травлении горячим щелочным раствором пикрата натрия цементит окрашивается в коричневый, а при длительном травлении—в черный цвет (рис. 62,6)- Выделение вторичного цементита в виде сетки вокруг зерен, так же как и выделение его в виде игл. придает стали повышенную твердость и низкую ударную вязкость. Для смягчения структуры, улучш ения обрабатываемости и повышения вязких свойств необходимо игольчатую или сетчатую форму цементита перевести в глобулярную или зернистую. Для этого проводят специальную термическую обработку. [c.126]

Твердость и другие свойства всех перечисленных структур зависят от степени их измельченности и искажения их решетки, от состава стали, размера исходного зерна аустенита, из которого они образовались, и других моментов. Практически эти структуры встречаются в виде смеси структур аустенит и мартенсит мартенсит и игольчатый троостит троостит закалки, сорбит закалки и диференцирован-ный пластинчатый перлит. [c.173]

Полный отжиг обычно применяют для доэвтектоидной стали. Изделия нагревают до температуры на 30—50° С выше точки Асз (см. рис. 120,5), что обеспечивает полную перекристаллизацию— превращение исходной фер-ритно-перлитной структуры в аустенит. При такой температуре нагрева аустенит получится мелкозернистым, следовательно, при охлаждении сталь будет иметь также мелкозернистую структуру (рис. 121, а). Если при отжиге нагреть изделия значительно выше Лсз, то зерна аустенита могут вырасти до крупных размеров. После охлаждения получится грубая структура, состоящая из крупных зерен феррита и перлита. Сталь с такой структурой обладает пониженной пластичностью. Иногда фер-ритные выделения имеют вид игл, такая структура называется видманштеттовой (см. рис. 121, б). [c.251]

Аустенит —А (по имени У. Робертса-Аустена — английского металлурга) —твердый раствор углерода в ужелезе. Он немагнитен, отличается высокой пластичностью, значительными прочностью и вязкостью. Твердость аустенита НВ 170—220. Микроструктура аустенитг. представляет зерна в виде многогранников. Кристаллическая решетка — кубическая гранецентрированная, [c.64]

В. Д. Садовский [18, с. 31] предложил для измельчения структуры перегретых сталей применять нагрев их до температуры значительно выше Лсз, при которой проис.ходнт рекристаллизация аустенита, определяемая фазовым наклепом, возникающим при превращении о. — у. Он указывает, что возниковение в аустените дефектов, определяющих возможность его рекристаллизации, зависит от исходной структуры и условий нагрева. Этот метод применяют в основном для высоколегированных сталей. Оптимальные режимы высокотемпературного предварительного нагрева (одного или нескольких) приходится подбирать для каждой стали отдельно. При этом следует иметь в виду, что чем больше легирована сталь, тем выше температура рекристаллизации не только а, но и 7-фазы, следовательно, тем трудее измельчить зерно. С этой точ ки зрения преимущества ссавнительно малолегированных сталей неоспоримы. [c.21]

Схематическое изображение роста зерна в наследственно крупнозернистой и мелкозернистой стали приведено на фиг. 174. Наследственная зернистость зависит от состава стали и метода ее раскисления. Наследственно мелкозернистыми сталями являются стали, раскисленные при выплавке алюминием, ванадием, титаном. При затвердевании таких сталей происходит образование устойчивых окислов AlgOg, V2O5, TiOg и нитридов (например, A1N), которые, располагаясь в виде мельчайших включений по границам зерен, препятствуют их росту при нагреве. Но такое торможение роста зерна аустенита происходит только до определенной температуры нагрева, превышение которой вызывает растворение в аустените оксидов и нитридов и интенсивное увеличение размера зерна, даже в большей степени, чем в наследственно крупнозернистой стали (фиг. 174). [c.205]

Бейнитные участки, в отличие от перлитных структур, имеют игольчатый хара.чтер. Зерна перлитных структур имеют округлую форму, так как образуются в сравнительно мягком аустените. При понижении температуры участки бейнита образуются в упругой среде и структура приобретает игольчатую форму. При увеличении под электронным микроскопом можно видеть, что иглы бейнита состоят из мельчайших пластинок цементита и феррита. [c.153]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...