Аустенит, границы зерен

Арсенид галлия 39 Аустенит, границы зерен 1,4—7, [c.106]

Аустенит Границы зерен аустенита От —0,10 до —0,05 +0,15 30—120 сек 1—3 мин —0,10 1 Ч На границе пас сивности [c.190]

Легирование титаном или ниобием. Легирование аустенит-ных сплавов небольшими количествами элементов, обладающих большим сродством к углероду, чем хром, предотвращает диффузию углерода к границам зерен. Уже имеющийся здесь углерод взаимодействует с титаном или ниобием, а не с хромом. Сплавы такого рода называют стабилизированными (например, марки 321, 347, 348). Они не проявляют заметной склонности к межкристаллитной коррозии после сварки или нагрева до температур сенсибилизации. Наилучшей стойкости к межкристаллитной коррозии при нагреве сплава до температур, близких к 675 °С, достигают в результате предварительной стабилизирующей термической обработки в течение нескольких часов при 900 °С [14, 19]. Эта обработка эффективно способствует переходу имеющегося углерода в стабильные карбиды при температурах, при которых растворимость углерода в сплаве ниже, чем при обычно более высокой температуре закалки. [c.307]

II) примерно 30 с, причем марганцовистый аустенит в зависимости от ориентации имеет очень высокую контрастность. Границы зерен вследствие незначительной глубины травления проявляются слабо. [c.111]

Тиосульфат натрия (III) выявляет марганцовистый аустенит примерно за 20 с с большей глубиной травления, чем тиосульфат натрия (II). Границы зерен отчетливо видны поверхности марганцовистого аустенита различаются окраской, причем мол<но обнаружить также различия в концентрации (ликвацию в твердом растворе фосфор—железо—марганец) (рис. IV, на цветной вклейке). [c.112]

Растворами тиосульфата натрия (I) и (II) (травитель 88) выделяют карбиды также контрастно, как при травлении цементита. В шарикоподшипниковой стали, например 100 Сгб, и инструментальной стали с содержанием примерно 12% Сг и 2—2,5% С карбидные частицы наблюдаются очень хорошо. Карбиды, расположенные по границам зерен в аустените, как и обедненные хромом (интеркристаллитная коррозия), не выявляются, так как аусте-нитные и ферритные хромистые и хромоникелевые стали пассивируются в растворе тиосульфата натрия. [c.133]

Хрупкое состояние проявляется вследствие наличия выделений, которые связаны в основном с границами бывших аустенит-ных зерен. [c.150]

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]

Наряду с общей коррозией в зонах, прилегающих к сварному шву, наблюдается также межкристаллитная коррозия, которая возникает в результате обеднения хромом границ зерен феррита и концентрации напряжений соприкасающихся фаз феррита и превращенного в мартенсит аустенита. При фиксировании состояния твердого раствора с высокой температуры пе удается сохранить аустенит в чистом виде — всегда образуются в большем пли меньшем количестве продукты его превращения. [c.19]

Наиболее интенсивно процесс дробления зерен, коагуляция карбидной фазы и ее скопление на границах происходят в металле после наклепа 3 и 10% с последующей аустенизацией при 950° С. После аустенизации при 1100° С этот процесс протекает менее активно и лишь после наклепа 20% наблюдается скопление крупных карбидов на границах зерен. Термическая обработка при 1100°С способствует, очевидно, наиболее полному растворению упрочняющей карбидной фазы. Об этом свидетельствует также снижение предела текучести материала, так как аустени-зация при 950"" С способствовала только закреплению структурной неоднородности металла, при которой снижалась термоциклическая долговечность материала. [c.155]

Легирование стали N тормозит рост зерна при высоких температурах, однако без существенного увеличения ударной вязкости. N принято вводить в сталь в количестве 1/75-1/100 от содержания Сг, так как в этом случае зерно измельчается в литом состоянии за счет модифицирующего действия нитридов хрома. Ограничение роста зерна при высоких температурах в деформированной стали связано с образованием аустенита по границам зерен феррита. Для этого в сталь вводят 1-2 % Ni. N в системе Fe- r, подобно С, смещает границу у - фазы в сторону более высокого содержания Сг. Как N, так и С имеют малые атомные радиусы и образуют твердые растворы внедрения. Их растворимость в феррите ниже, чем в аустените, вследствие чего в высокохромистых сталях присутствуют, как правило, карбиды и нитриды Сг. Легирование стали Х28, содержащей N, 1,5 % Ni повышает ее прочность и особенно ударную вязкость, значения которой тем больше, чем значительнее суммарное содержание N и Ni. Однако высокая ударная вязкость сохраняется только при условии проведения предварительной закалки стали с относительно невысоких температур. В случае высокотемпературных закалки и отпуска (при 700 - 800 °С) ударная вязкость резко снижается. [c.19]

Выявление и определение величины зерна. Величина зерна определяется различными методами (ГОСТ 5639—65) цементацией, окислением по ферритной или цементитной сетке и травлением границ зерен. По методу цементации образец доэвтектоидной стали насыщают углеродом при 930 °С в течение 8 ч (см. рис. 107). При этом содержание углерода в аустените, находящемся в поверхностной зоне, достигает заэвтектоидной концентрации. При последующем медленном охлаждении по границам зерна аустенита выделяется вторичный цементит, образующий сплошную сетку, по которой после охлаждения определяют величину бывшего зерна аустенита (рис. ПО, а). [c.162]

При эксплуатации перегревательных труб из аустенит-ных сталей обнаружилась интенсивная коррозия металла по границам зерен (межкристаллитная коррозия) с образованием сквозных трещин в напряженных участках (гибы, сварные швы) [19]. [c.236]

Подобно своим аналогам на Ni и Fe основах, жаропрочные кобальтовые сплавы представляют собой сложный химический и кристаллографический комплекс. Он состоит из аустенит-ной матрицы и разнообразных фазовых выделений, таких как карбидные и интерметаллидные соединения, относящиеся к геометрически плотноупакованным (г.п.у.) и топологически плотноупакованным (т.п.у.) структурам (электронного или "размерного" типа). Вообще говоря, при температуре эксплуатации суперсплавы не являются подлинно равновесной системой, поскольку претерпевают воздействие "динамической среды" в виде напряжений, температуры, времени и окружающей поверхность сплава атмосферы. Диффузионный обмен элементами между фазами, вдоль границ зерен, между поверхностью и внутренними объемами сплава создает благоприятные условия для разнообразных твердофазных реакций, постоянно меняющих концентрационные соотношения и оказывающих сильное влияние на фазовую стабильность. [c.180]

При введении в сталь ванадия, титана, ниобия и циркония образуются труднорастворимые в аустените карбиды. Эффективность воздействия этих элементов (измельчение зерна, снижение порога хладноломкости, уменьшение чувствительности стали к концентраторам напряжений) проявляется лишь при их малом содержании в стали (до 0,15%) при большем количестве они вызывают снижение прокаливаемости и сопротивления стали хрупкому разрушению, что обусловлено выделением по границам зерен значительного количества карбидов типа МеС (УС, Т1С и др.). [c.153]

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]

По мнению Гуляева [222], плоскость сдвига (сдвиг имеется в аустените еще выше Тц и возникает под действием напряжений) является двумерным зародышем кристалла мартенсита. Мартенсит растет перпендикулярно к этой плоскости. Поле напряжений в аустените может возникнуть по разным причинам из-за изменения температуры при охлаждении, градиента температуры по сечению образца, вследствие анизотропии теплового расширения, различного состояния атомов на поверхности, внутри и по границам зерен, а после начала превращения в результате различия удельных объемов аустенита и мартенсита. [c.260]

Повышение скорости нагрева до 10б /мин вызывает существенное изменение металлографической картины а -> 7-превращения. В этом случае оно осуществляется в локальных участках исходной матрицы, не связанных с поверхностью раздела феррит - карбид. В первую очередь аустенит зарождается по границам зерен (рис. 29,а). С повышением температуры (или удлинением вьщержки) участки 7-твердого раствора образуются и внутри зерен исходной структуры (рис. 29, б). При этом количество образующегося аустенита превышает то, которое соответствует диаграмме состояния при рассматриваемой температуре межкристаллитного интервала. [c.61]

Если сталь, в которой не произошло выпадения карбидов и углерод зафиксирован в твердом растворе, медленно нагревать, подвнжг[ость атомов увеличивается. В соответствии с этим увеличивается и способность их к диффузии и восстановлению равновесия в твердом растворе, в котором аустенит зафиксирован в пересыщенном и неустойчивом состоянии, что приводит к образованию и выделению карбидов из пересыщенного твердого раствора. Этот процесс начинается при температуре 400 — 500° С, но вследствие малой скорости диффузии идет медленно с образованием карбидов преимущественно по границам зерен. [c.283]

Коррозионная стойкость стали обеспечивается содержанием более 12 % Сг, а содержание 8 % Ni стабилизирует аустенит-ную структуру и сохраняет ее при нормальных температурах(сталь 10Х18Н9Т и др.). При сварке этих сталей на режимах, обусловливающих продолжительное пребывание металла в области температур 500—800 °С, возможна потеря коррозионной стойкости металлом шва и 3. т. в. Причиной этого является образование карбидов хрома на границах зерен и обеднение приграничных участков зерен хромом. В результате металл сварного соединения становится склонным к так называемой межкристаллитной коррозии. [c.233]

Напряжения, возникающие на границах зерен при образовании карбидов, способствуют уменьшению коррозионной стойкости границ зерен, но для сталей типа Х18Н9 с содержанием углерода, превышающим предел растворимости хромистых и железохромистых карбидов й аустените при температуре отпуска, играют, по-видимому, подчиненную роль. [c.423]

Перлитное превращение переохлажденного аустенита носит кристаллизационный характер и начинается по диффузионному механизму. Это следует из того, что аустенит, наиример, углеродистой стали (рис. 102), практически однородный по концентрации углерода, распадается с образованием феррита (почти чистое железо) и цементита, содержащего 6,67 % С, т. е. состоит из фаз, имеющих резко различную концентрацию углерода. Ведущей, в первую очередь возникающей, фазой при этом является карбид (цементит). Как правило его зародыши образуются на границах зерен аустеннта. [c.164]

Оставшаяся часть 8-фазы (сердцевина зерна) при 1320—1350° С распадается с образованием смеси а-кристаллов и карбидов (8-эвтек-тоид). При более низкой температуре по границам зерен утвердого раствора кристаллизуется двойная эвтектика скелетообразной формы (аустенит - -сложные карбиды) (рис. 14.15). [c.251]

Сплав II является заэвтектоидным От точки 3 до точки 4 идет кри-статлизацим аусгенига. В точке 4 кристаллизация завершается и сплав охлаждается без фазовых превращений до точки 5, которая соответствует предельной растворимости углерода в аустените. По мере охлаждения содержание углерода снижается до 0,8%, Избыток углерода идет на образование це-.ментита вторичного (Цп)- При температуре 727 °С идет эвтектоидное превращение (точка 6). В результате охлаждения сплава до комнатной температуры образуется цементит третичный (Цш)- Стр тоура стали - перлит и цементит вторичный (располагается по границам зерен перлита). [c.45]

Кроме раствора цианида натрия Шафмайстер рекомендует использовать 10%-ный раствор нитрата аммония, который хорошо выявляет карбиды и не требует такого тщательного обращения, как очень ядовитый раствор Na N. Оба раствора травят только границы зерен, содержащие карбиды. Чистый аустенит требует значительно более длительного травления. Также применяют другие растворы солей, например 2,5%-ный раствор оксалата натрия или 10%-ный раствор хлората натрия. Растворы галоге-нидов непригодны, так как оказывают слабое травящее действие и вызывают язвенную коррозию. При слишком большой плотности тока отдельные карбиды становятся едва различимы. При слишком длительном травлении границы зерен проявляются только как линии. [c.133]

Нетравленый шлиф стали, "содержащей, % С 0,07 Сг 27 Мо 2 и отпущенной при 650° С в течение 1000 ч, исследуют методом оптического фазового контраста или с помощью травителя 107в. При этом карбиды сильно вытравливаются, в то время как ст-фаза вследствие легкого подтравливания располагается ниже ферритной матрицы. При термическом травлении при 500° С в течение 5 мин карбид темнеет, феррит окрашивается в цвета от желтого до коричневого, а ст-фаза остается светлой. Этим методом выявляют обедненные хромом области вокруг карбидов и ст-фазу по различию в степени потемнения. Термическое травление позволяет также определять размеры карбидных частиц. Карбиды по границам зерен остаются светлыми, если их размер не превышает определенную величину. Аустенит имеет желто-коричневый цвет, приграничные области зерен, особенно вблизи мельчайших карбидов, окрашиваются в цвета от коричневого до фиолетового (вследствие обеднения легирующими элементами). [c.142]

Сформировавшийся в результате такой обработки аустенит обладает низкой термической стабильностью, и в процессе эксплуатации происходит интенсивное выделение вторичных фаз, содержащих хром (а-фаза, М23С6). Кроме того, идет дальнейшее развитие рекристаллизационных процессов с миграцией границ зерен. В результате этого в структуре стали при металлографическом исследовании выявляются широкие приграничные зоны, которые отличаются по травимости от тела зерна. Оба процесса приводят к разупрочнению металла и снижению его длительной прочности. [c.59]

Пароперегревательные трубы из стали 12Х18Н12Т, имеющие величину зерна аустенита 3—7 балл, надежны в эксплуатации до 50—70 тыс. ч. Дальнейшая работоспособность труб зависит от интенсивности процессов, которые протекают в аустените при эксплуатации. При длительном воздействии высоких температур, стационарных и циклически изменяющихся нагрузок, а также рабочей среды в структуре стали происходят существенные изменения, идет процесс перераспределения легирующих элементов между телом зерна и границами зерен. [c.61]

Легирование титаном стали, содержащей до 3% Сг, в литом состоянии приводит к значительному повышению твердости и устойчивости против истирания (см. табл. 9). Микроструктура плавки Л Ь 249 представляет собой аустенит, крупноигольчатый мартенсит и участки троостита. По границам зерен располагается тонкая це-ментитная сетка. Высокая твердость стали сохраняется как в закаленном состоянии, так и после отпуска однако коэффициент относительной износостойкости сталей в закаленном состоянии невелик и находится в пределах 3,45—3,58 (см. табл. 8). [c.103]

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]

Ливкой в металлические формы (кокили). В структуре отливок до термической обработки имеются карбиды, располагающиеся по границам зерен аустенита, что и обусловливает высокую ее износостойкость. Для устранения хрупкости стали карбиды необходимо растворить. Поэтому отливки из стали Г13Л закаливают с 1 050— 1 150° С в воде. При нагреве под закалку карбиды растворяются, а быстрое охлаждение препятствует их обратному выделению. В результате получается пересыщенный углеродом аустенит. [c.359]

На политермическом разрезе с 0,15% С аустенитная область простирается до 14,05% Сг включительно (рис. 3.9, а). При этом однофазная аустенитная структура во всем интервале температур наблюдается только в сталях с 2,12 и 3,89% Сг. В сталях с более высоким содержанием хрома при понижении температуры происходит выделение избыточной фазы — карбидов СгазСб, располагающихся в основном по границам зерен. Вследствие недостаточной стабильности аустеиита сталей с 2—14% l образуется мартенситная структура, причем стали с 2,12 и 3,89% Сг имеют преимущественно структуру а-мартенснта, стали с более высоким содержанием хрома — е-мартенсит+аустенит. Стали с 16—22% Сг в интервале [c.106]

Если сталь легирована элементами, обладающими большим сродством к кислороду, чем железо, эти элементы предохраняют железо, являющееся основой стали, от окисления. Такими элементами является хром, алюминий и некоторые другие металлы. Пленка этих окислов обладает защитными свойствами и обеспечивает жаростойкость стали в том случае, если плотно покрывает всю поверхность детали и прочно соединена с основным металлом детали [80, 143, 158]. Коэффициент линейного расширения пленки должен быть близок к коэффициенту линейного расширения той стали, из которой изготовлена деталь. Наилучшую по свойствам пленку дают окислы хрома. В качестве добавки в нержавеющие стали вводятся титан и ниобий, препятствующие обеднению хромом границ зерен и тем самым появлению у нержавеющей стали склонности к интеркристаллитной коррозии. Так, например, широко распространенная нержавеющая аустенит-ная сталь 1Х18Н9Т до введения в ее состав титана была подвергнута интеркристаллитной коррозии, особенно в сварных соединениях. [c.25]

При выбранных уровнях нагрузки циклическое термическое деформирование осуществляется в основном за счет сдвиговых процессов, при которых происходит упрочнение тела зерна, что наиболее характерно для циклически упрочняющейся аустенит-ной стали на начальном этапе ее термоциклирования (см. рис. 31). Одновременно с внутризеренными сдвигами в металле увеличивается плотность дислокаций у границзерена.Это приводит к возникновению концентраций напряжений, ускорению направленных диффузионных процессов и образованию микротрещин на границах зерен. [c.86]

Аустенит, практически однородный по концентрации углерода, распадается с образованием феррита (почти чистое нселезо) и цементита, содержащего 6,67 % С, т. е. состоит из фаз, имеющих различную концентрацию углерода (рис. 113), Ведуш,ей, в первую очередь возникающей фазой при этом является карбид (цементит). Его зародыши, как правило, образуются на границах зерен аустени та. [c.167]

После закалки от 1000—1050°С сталь имеет аустеиитную структуру с 5— 15 % S-феррита при нагреве до 600— 800 С в аустените преимущественно по границам зерен выделяется карбидная фаза типа r2sQ присутствие карбидной сетки оказывает отрицательное влияние на ударную вязкость, особенно при низких температурах. В связи с этим изделия, которые подверглись в процессе технологических операций иагреву в интервале 600—800 С, должны подвергаться термической обработке, состоящей в аакалке с 1000—1050 °С в воду. [c.499]

Хромоникелевые стали (в частности, типа Х18Н9) имеют весьма высокие антикоррозионные свойства во многих агрессивных средах. После закалки на аустенит эти стали однородны по структуре, что обеспечивает стойкость также против электрохимической коррозии. Однако в условиях повышенных температур, которые возникают при изготовлении детали или изделия, в этих сталях происходит распад аустеиита с выделением но границам зерен богатых хромом карбидов и обеднением границ зерен хромом. [c.12]

Сера практачески нерастворима в аустените и присутствует в сталях и сплавах в виде хрупких сульфидов FeS и MnS, входящих в эвтектику с температурой плавления 985°С. Причем эта эвтектика, как правило, кристаллизуется по границам зерен. Пределы содержания серы как технологической примеси составляют 0,035...0,06%. [c.153]

Износостойкость деталей обычно в первую очередь обеспечивается повышенной твердостью поверхности. Однако высокомарганцевая аустенитная сталь 110Г13Л (1,25% С, 13% Мп, 1% Сг, 1% N1) при низкой начальной твердости (180—220 НВ) успешно работает на износ в условиях абразивного трения, сопровождаемого воздействием высокого давления и больших динамических (ударных) нагрузок (такие условия работы характерны для траков гусеничных машин, щек дробилок и др.). Это объясняется повышенной способностью стали упрочняться в процессе холодной пластической деформации. Так, при пластической деформации, равной 70%, твердость стали возрастает с 210 НВ до 530 НВ. Высокая износостойкость стали достигается не только деформационным упрочнением аустенита, но и образованием мартенсита с гексагональной (е) или ромбоэдрической (е ) решеткой. При содержании фосфора более 0,025% сталь становится хладноломкой. Структура литой стали представляет собой аустенит с выделившимися по границам зерен избыточными карбидами марганца (МпзС), снижающими прочность и вязкость материала. Для получения однофазной аустенитной структуры отливки закаливают в воде с температуры 1050—1100 °С. В таком состоянии сталь имеет высокую пластичность 5 = 34—53%, / = 34—43%, низкую твердость 180—220 НВ и невысокую прочность ст, = 830—654 МПа. [c.167]

Большой запас аустенитности металла шва позволяет предотвратить образование малопластичных участков с мартенситной или карбидной структурой в корневых швах и слоях, примыкающих к перлитной стали в условиях неизбежного колебания долей их участия. Однако для этого варианта технологии будет характерна высокая склонность к возникновению горячих трещин в однофазном аустенитном металле шва, образующихся по границам зерен, сформированных в результате миграции (см. рис. 10.6, б). Для их предотвращения в швах со стабильно аустенит-ной структурой наплавленный металл легируют элементами, снижающими диффузионные процессы при высоких температурах, применяют электроды типа Х15Н25АМ6, содержащие 6 % Мо и 0,2. .. 0,3 % N. Они препятствуют развитию высокотемпературной ползучести и межзеренного проскальзывания в твердом металле при сварке, повышая при этом пластичность в температурном интервале хрупкости и тем самым предотвращают образование горячих трещин. Более сложный вариант технологии необходим при сварке жестких узлов из аустенитной и среднеуглеродистой стали мартенситного класса, когда в корневых слоях из-за увеличения до 0,5 доли участия основного металла возможно образование горячих трещин, а в верхних слоях - холодных трещин типа "отрыв" и "откол". В этом случае корневые слои выполняют электродами, содержащими до 60 % Ni и 15 % Мо. [c.397]

Отпускная хрупкость второго рода вызывается не превращением мартенсита и аустени-та, а диффузионными процессами перемещениями атомов легирующих элементов, углерода и азота в кристаллической решетке твердого раствора к дислокациям и другим дефектам решетки, большая часть которых сосредоточена по границам зерна и блоков. Это понижает свободную энергию решетки, так как, занимая места в растянутых или сжатых участках решетки в зависимости от своего диаметра, атомы примесей занимают термодинамически более выгодное положение. Такое расположение атомов примесей тормозит перемещение дислокаций, препятствует пластической деформации на границах зерен и блоков и создает отпускную хрупкость второго рода при разрушении по границам зерен. Обратимость этой хрупкости объясняется тем, что при повторных нагревах примеси благодаря диффузии могут снова пepepa пpeдeJ ять я в кристаллической решетке. При [c.318]

Такое количество углерода при нагреве выше 1000 С растворяется в аустените и, сохраняясь в нем после закалки, пересыщает его. Псюледующие нагревы, например, при сварке или при работе в условиях повышенных температур, ведут к выделению углерода из твфдого раствора и образованию хромистых карбидов. Располагаясь по границам зерен аустенита (фиг. 234, а), карбиды обедняют его в этих местах хромом. Выделение карбидов происходит при 500— 700° С. У аустенитной нержавеющей стали карбиды вызывают склонность к межкристаллитной коррозии (фиг. 234, б), [c.389]

Рассмотрим в свете сказанного вопрос о местах зарождения аустенит-ных участков. Как уже было отмечено, наблюдения многих авторов свидетельствуют о гетерогенном зарождении у-фазы. Однако возникновение аустенита вовсе не обязательно должно быть свя а1 по именно с поверхностью раздела феррита и карбидов, поскольку пред варительное значительное обогащение а-фазы углеродом не является необходимым условием для протекания а 7-превращения. Очень существенную роль в этом процессе играет само повышение свободной энергии на границах, в том числе на границах феррита, что облегчает формирование зародыша новой фазы в этих местах [17]. Именно поэтому, как указывали авторы цитированных выше работ [5 — 7], как правило, зародыш аустенита возникает не просто на поверхности раздела феррит-карбид, а в тех местах, где карбидные частицы располагаются по границам зерен. Эти места являются предпочтительными для образования у-фазы как в связи с присуствием самой поверхности, обеспечивающей возможность гетерогенного образования зародыша, так и в связи с концентрационными изменениями, которые, безусловно, облегчают образование зародышей 7-фазы в этих местах. Подробнее вопрос о местах формирования 7-фазы в pasHbix условиях будет обсужден в гл. III. [c.18]

При второй схеме зарождения - вдали от карбидной частищ.1 (рис. 34, в) - выражение (17) несколько изменяется. В этом случае углерод переносится к возникшему зародышу 7-фазы от перлитного зерна или частицы третичного цементита через ферритную матрицу, и в выражение (17) вместо Dy следует подставлять коэффициент диффузии углерода в а азе Da. Роль х здесь играет расстояние от карбидной частицы (перлитного участка) до аустенитного центра, соответствующее по порядку величины размеру зерна, поскольку, как уже отмечалось, в начале а - 7-превращения аустенит образуется преимущественно на границах зерен. Меняются также значения градиента концентраций по участку и разности концентраций на границах аустенитного участка и а-фазы. В этом случае аустенитный участок с обеих сторон граничит с о-фазой, поэтому в рассмотрение должна вводиться только разность концентраций углерода в феррите и аустените на границе их раздела ( Су а). Величина градиента концентраций, под влиянием которого углерод диффундирует от карбидной частицы в аустенит, определяется в данном случае разностью концентраций углерода в феррите на границе раздела с карбидной частицей (Са к) и аустенитным участком (С -у) [c.73]

Действительно, при относительно медленном нагреве (1 - 100 с/мин) фазовая перекристаллизация в чугунах с ферритной матрицей начинается в местах с наименьшей концентрацией кремния (периф1ерийные участки эвтектических колоний, стыки и границы зерен вдали от графита). В последнюю очередь аустенит образуется в [c.75]

При скорости нагрева 60 - 100°С/мин для всех вариантов исходной структуры образование 7-фазы начинается в низкокремнистых участках матрицы, причем преимущественными местами зарождения аустенитных кристаллов являются стыки и границы зерен феррита, а не межфазные поверхности раздела феррит - графит, несмотря ка наличие в образцах серий Б и В мелких графитных включений, расположенных в обедненных кремнием областях (рис. 36). Поскольку эти включения обладают повышенной растворимостью и обеспечивают пересыщение углеродом прилегающих областей ферритной матрицы в соответствии с флуктуацион-ной теорией, следовало ожидать образования зародышей 7-фазы именно здесь. Тем не менее аустенит в первую очередь появляется в менее обогащенных углеродом областях ферритной матрицы, на границах зерен и субзерен. Эти данные свидетельствуют о том, что в чугуне, так же как и в стали, образование аустенита по границам зерен связано прежде всего с их неустойчивостью с термодинамической точки зрения. Концентрационные же изменения играют вторичную роль, хотя, несомненно, оказывают влияение на а - 7-пре-вращение. [c.77]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...