Превращения в промежуточной фазе

Ф и а. 19. Равновесная диаграмма состояния, иллюстрирующая превращение в промежуточной фазе. [c.56]

Микроструктуры и свойства продуктов промежуточного превращения (образующихся при различных температурах) определяются особенностями процессов карбидообразования и перераспределения С в аустените. При наиболее высоких температурах образуется а-фаза, не содержащая С для отвода в остаточный аустенит (структура игольчатого феррита). При более низких температурах превращения образуется перистая структура, а цементит выделяется как из обога щенного С остаточного аустенита, так и из частиц а-фазы при отпуске. С понижением температуры превращения в а-фазе выделяется нарастающее количество цементита. [c.106]

А) При эвтектоидном превращении возникают промежуточные фазы, при эвтектическом - механические смеси. В) Принципиальных отличий нет. Это однотипные превращения. С) При эвтектоидном превращении распадается твердый раствор, при эвтектическом - жидкий. D) При эвтектоидном превращении из твердых растворов выделяются вторичные кристаллы, при эвтектическом - из жидкости - первичные. [c.41]

В предыдущих разделах было показано, что в то время как кривые солидуса можно строить методом термического анализа, другие превращения, протекающие в твердом состоянии, обычно слишком замедленны, для того чтобы их можно было точно зафиксировать этим методом. Хотя в принципе выделение р-фазы из -твердого раствора (фиг. 11) в процессе медленного охлаждения при соответствующем изменении растворимости рва сопровождается некоторым тепловым эффектом, процесс зарождения и роста новой фазы обычно идет слишком медленно, для того чтобы на кривой охлаждения наблюдался четкий перегиб. Если на кривых охлаждения и обнаруживаются критические точки, то из-за сильного переохлаждения на них не следует полагаться как на точные данные. Аналогично превращение однородной промежуточной фазы АВ при медленном охлаждении и переходе через температуру эвтектоидной горизонтали (фиг. 17, а) может вызвать появление критической точки на кривой охлаждения, построенной в коор- [c.91]

В сплавах титана с -стабилизирующими элементами могут происходить различные превращения -фазы, например при легировании титана молибденом и хромом кроме a-превраще-ния может происходить и эвтектоидный распад и превращение в промежуточную метастабильную со-фазу, которая является первым продуктом распада -фазы в температурном интервале 200—500 °С [523]. Не вызывает сомнений, что фазовый состав сплавов титана даже при неизменном химическом составе должен оказывать существенное влияние на устойчивость к агрессивному воздействию среды. Это влияние могут, прежде всего, вызывать две причины во-первых, различная растворимость легирующих элементов в а- и -фазах, что может приводить к существенной химической неоднородности сплава во-вторых, неодинаковая энергия связи атомов титана в разных кристаллических решетках. [c.203]

Если в решетке р-фазы нет плоскости, которая могла бы сочленяться с исходной, то превращение протекает ступенями. На первой ступени образуется промежуточная метастабильная Р -фаза. Решетки этой промежуточной фазы отличаются тем, что она уже имеет такую плоскость, по которой может быть осуществлена когерентная связь р -фазы с исходной решеткой а -фазы. На второй ступени совершается переход р —>р, если между ними может быть осуществлена когерентная связь в противном случае должна образоваться вторая метастабильная фаза и т. д. [c.143]

Эти фазы образуются в редких по составу высоколегированных сталях, преимущественно при низких температурах и могут рассматриваться как промежуточные фазы, т. е. возможна такая цепь превращений [c.268]

В сплавах с 15—25% Мп ниже 400°С наблюдается образование гексагональной е-фазы, которая является промежуточной между у и а-фазами (т. е. превращение в этих сплавах происходит по схеме Образова [c.344]

Структура стали после промежуточного превращения состоит из мартенситной а-фазы, пересыщенной С остаточного аустенита с концентрацией С, отличающейся от средней и цементитных частиц, выделившихся из аустенита и образовавшихся вследствие отпуска а-фазы. Помимо продуктов промежуточного превращения, в структуре стали могут быть перлит и мартенсит. [c.106]

Отпуск при 100° в Первой стадии превращений фиг. 17) приводит при увеличении времени выдержки к уменьшению удельного объёма образца, некоторому увеличению твёрдости и уменьшению отношения осей с а решётки а-мартенсита. За 10 час. основная часть превращения заканчивается. Эти изменения связаны с выделением из тетрагонального мартенсита некоторой промежуточной фазы, что [c.439]

Нередко при распаде твердого раствора вместо стабильной Р-фазы образуется метастабильная Р -фаза, которая по структуре или по составу является промежуточной между а- и р-фазами. Далее метастабильная р -фаза переходит в стабильную р-фазу. Следовательно, распад пересыщенного -раствора происходит по ступеням, при малых структурных (концентрационных) различиях между отдельными стадиями превращения, через метастабильные фазы. [c.60]

Кремний замедляет процесс отпуска мартенсита н является полезным легирующим элементом для сталей, подвергаемых изотермической закалке. Стали, содержащие кремний, после изотермической закалки обеспечивают высокую вязкость и пониженную чувствительность к надрезу. Это объясняется тем, что в процессе промежуточного превращения возрастает количество высокоуглеродистого остаточного аустенита и повышается вязкость бей-нита вследствие уменьшения в а-фазе содержания углерода. [c.261]

При понижении температуры конгруэнтно при температуре 625 С и содержании 38 % (ат.) Ir образуется промежуточная фаза е с гексагональной плотноупакованной решеткой (символ Пирсона hP l пр. Гр. РЬ /ттс). При температуре 400 °С область гомогенности фазы е находится в интервале концентраций 22—45 % (ат.) Ir Параметр решетки фазы е внутри области гомогенности возрастает от а = 0,258 нм, с = 0,415 нм (со стороны Fe) до а = 0,265 нм, с = = 0,429 нм (со стороны Ir) [Ш, 1]). При температуре 470 С [3] протекает эвтектоидное превращение (уРе, Ir) (aFe) + е. [c.504]

Диаграмма состояния характеризуется широкой областью несмешиваемости в жидком состоянии и наличием нескольких промежуточных фаз. Диаграмма состояния Fe—Sn представлена на рис. 304 согласно работе [2] с учетом дополнительных сведений по температурам монотектического превращения и концентрациям участвующих в нем фаз, приведенных в работе [1]. Протекающая при температуре 1130 °С монотектическая реакция имеет вид Ж (aFe) + Ж2). Область расслоения в жидком состоянии располагается в интервале концентраций -32—69 % (ат.) Sn. Критическая температура кривой [c.556]

Последовательное фазовое превращение. На рис. 2.2 показана кривая электросопротивление — температура для сплава TisoNi47Fe3, в котором происходит классическое двухступенчатое превращение. Видно, что при охлаждении (/) образца электросопротивление увеличивается в соответствии с превращением высокотемпературной фазы /, образующейся в точке М ц в промежуточную фазу II. В точке происходит превращение промежуточной фазы II в низкотемпературную фазу III. При этом электросопротивление быстро уменьшается. При нагреве последовательное превращение происходит в обратном порядке III—II—I. [c.60]

При быстром охлаждении сплавов Т1—N1, имеющих избыточную концентрацию никеля по сравнению с эквиатомным составом, из высокотемпературной однофазной области.при увеличении концентрации никеля значительно понижается. В сплаве Т1 — 51 % (ат.) N1 >й 90°С, а в сплаве Т1 —52% (ат.) N1 — ниже температуры жидкого азота. Применение этих сплавов в качестве специальных материалов ограничивается возможностью использования их псевдоупругости превращения или областью чрезвычайно низких температур. Однако если эти сплавы подвергнуть старению при Г< 550 °С, то избыточный N1 переходит в чрезвычайно дисперсные выделения, концентрация никеля в матрице уменьшается, повышается M , между исходной фазой, имеющей упорядоченную структуру типа СзС1, и мартенситной фазой, имеющей моноклинную структуру, выделяется промежуточная фаза, имеющая ромбическую гранецентрированную структуру, и наблюдается описанное ранее двух-ступенча ое превращение. Как и в других сплавах, дисперсные частицы в начальный период выделения имеют с матрицей межфазную границу, характеризуемую когерентной деформацией. Это обусловливает поле внутренних напряжений, достаточное для управления мартенситным превращением в исходной фазе. Но и превращение исходной фазы в [c.88]

Сверхструктуры найдены не только в первичных твердых растворах, но также и в промежуточных фазах некоторых систем сплавов. Хорошо известное превращение Р-латуни является примером последнего типа сверхструктуры. Так, при высоких температурах (рис. 29) р-латунь имеет неупорядоченную oб ьeмнoцeнтpиpoвaннyю кубическую структуру, тогда как при низких температурах решетка остается кубической объемноцентрированной, но оба сорта атомов в этом случае располагаются упорядоченно, как в структуре хлористого цезия. Критическая температура лежит в области 460° в этом случае теория и эксперимент указывают, что при абсолютном нуле стабильным состоянием будет состояние полного порядка с повышением температуры порядок непрерывно нарушается, хотя большая часть дальнего порядка исчезает в районе 460°. Здесь нет никаких точек разрыва непрерывности, и некоторые авторы называют такие превращения фазовыми перехо- [c.44]

Содержание до 7% снижает, а затем повышает точку Ася. Повышает точку A i- Хромистый феррит обладает повышенными прочностными свойствами, при содержании до 2% Сг уменьшает склонность феррита к хрупкому разрушению, смещает максимальную скорость превращения аустенита в перлитной области к более высоким температурам уменьшает скорость перлитного превращения,, уменьшает скорость превращенйя в промежуточной области и смещает максимум ее к более низким температурам. В случае полного растворения карбидов и, таким образом, значительного насыщения твердого раствора углеродом и хромом мартенситная точка стали существенно-снижается и в стали сохраняется много остаточного аустенита. Хромистая сталь обладает повышенной устойчивостью против отпуска (вследствие выделения специальных карбидов и уменьшения скорости рекристаллизации а-фазы). Хром повышает прокалнваемость.стали, способствует получению высокой и равномерной твердости наличие карбидов хрома или карбидов цементнтного типа, легированных хромом, обеспечивает стали повышенную износостойкость. При содержании хрома в твердом растворе свыше 12 — 13% значительно повышается устойчивость стали против коррозии и окисления [c.75]

Как видно на рис. 19, в, промежуточная фаза у в этой системе сушествует только до температуры перитектической горизонтали /р. Фаза у образуется при кристаллизации в ходе перитектического превращения из жидкости состава с и кристаллов р-раствора ё. Сплавы, составы которых находятся между точками с и g, кроме перитектического, испытывают еще один вид нонвари-антного превращения — эвтектический. Неизрасходованная при перитектическом превращении часть жидкой фазы при понижении температуры кристаллизуется с образованием промежуточной фазы у, пока не достигнет точки Е, после чего происходит эвтектическое превращение Ж- а-гу. [c.82]

Для сплава е 8% Мо мартенситное превращение происходит при 350— 200°С. Выше этой температуры имеется две области различных превраше- ний нормальное Р- -а-превращение в интервале 800—500°С (с сохранением для данного сплава достаточно большого количества остаточной Р-фазы) и образование а-фазы через промежуточную о)-фазу (реакцию можно запи- [c.515]

Промежуточные фазы в системе отсутствуют. При температуре 1494 °С происходит перитектическое превращение Ж + (аРе) (уРе). Между (уРе) и высокотемпературной модификацией (аСо) образуется непрерывный ряд твердых растворов (уРе, аСо) кривые ликви- [c.22]

Диаграмма состояния Сг—Mn (рис. 68) построена преимущественно по данным работ [1—4]. При этом богатый Мп участок диаграммы построен по данным работы [4], в которой эта область исследована методом высокотемпературной металлографии. В системе существуют две промежуточные фазы а(СгМп2) и а(СгМПз), а также твердые растворы (Сг) и различных модификаций Мп ( Мп), (рМп), (уМп) и (бМп). Фазы а и о претерпевают полиморфные превращения. Фаза [c.137]

Диаграмма состояния Сг—S (рис. 89) построена на основаняи результатов термического, микроструктурного, рентгеновского ана-я-зов и измерения твердости в работе tU- Сплавы выплавляли в дуговой печи в атмосфере Аг из Сг чистотой 99,98 % (по массе) и Si чистотой 99,97 % (по массе). Промежуточные фазы в системе отсу,-ствуют. Между твердыми растворами (Сг) и (S ) образуется эвтект ка при температуре 1090 С и содержании 60—65 % (ат.) S . (г понижает температуру полиморфного превращения S до температуры эвтектоидного превращения 990 °С. Растворимость Сг в (aS ) np i 990 °С составляет 0,4 % (ат.), в (pS ) при 1090 °С — 2 % (ат ). Растворимость S в (Сг) составляет менее 0,1 % (ат.) [Э]. В работе [c.176]

Установлено, что в системе образуются две промежуточных фазы Г ре2 и TiFe, со стороны исходных компонентов наблюдаются превращения, связанные с полиморфными переходами Ре и Ti. [c.569]

По данным работы [2], в области эквиатомного состава в 7 зсрдоМ состоянии обнаружена промежуточная фаза o(FeV). На диагр показано, что эта фаза образуется в результате превращения [c.576]

В системе существуют пять промежуточных фаз ы, ф, к, X Л низкотемпературная модификация А.) и е. Фаза (уМп) претерпе- превращение при температуре 620 °С (уМп) [c.615]

Диаграмма состояния Hf—Pu (рис. 481) построена во всем интервале концентраций в работе [1]. Система характеризуется образованием промежуточных фаз 0 и р и протеканием нескольких нонвари-превращений в твердом состоянии, связанных с полиморфиз-йом Hf и Pu. При кристаллизации из жидкой фазы сплавов, богатых pu, протекает перитектическое превращение при 765 °С. Фаза 0 образуется по перитектоидной реакции (бРи) + (o Hf) 0 при 340 °С. [c.897]

Pr2Zn, 7 И PtZuj претерпевают полиморфное превращение при температурах 775 и 550 °С соответственно. Фаза состава -PrZn 25 при систематическом изучении и построении диаграммы состояния в работе [1] обнаружена не была. Кристаллическая структура промежуточных фаз системы Pr-Zn приведена в табл. 358. [c.45]

Смотреть страницы где упоминается термин Превращения в промежуточной фазе : [c.67] [c.92] [c.136] [c.57] [c.613] [c.383] [c.134] [c.105] [c.534] [c.369] [c.439] [c.89] [c.187] [c.193] [c.535] [c.549] [c.633] [c.641] [c.823] [c.879] [c.79] [c.101]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...