Превращения кристаллические скорость

А) Диффузионный механизм превращения и четкая зависимость температуры превращения от скорости охлаждения сплава. В) Зависимость полноты превращения от температуры аустенизации и малые искажения в кристаллической решетке. С) Слабовыраженная зависимость температуры превращения от состава сплава и малые напряжения в структуре. D) Бездиффузионный механизм превращения и ориентированная структура. [c.76]

Наиболее существенное влияние на характер а -фазы и на механические свойства сплавов оказывают температура превращения и скорость охлаждения. Когда превращение развивается при высоких температурах, т. е. в области малых скоростей охлаждения до ступенчатого понижения температуры начала превращения, образуются более длинные и широкие пластинки а -фазы, что обусловлено значительным размером исходного зерна р-фазы и огрублением ее тонкой структуры. При больших степенях переохлаждения начиная с некоторых критических скоростей охлаждения, благодаря резкому увеличению скорости зарождения кристаллов, а -фаза приобретает характерную мелкоигольчатую структуру с более высокой плотностью дефектов кристаллической решетки. Эта структура отличается более высокой твердостью и прочностью и пониженной пластичностью. Закалочные явления этого типа проявляются при охлаждении со скоростями, выше которых происходит смещение интервала превращения в область более низких температур. [c.31]

Превращение аустенита в мартенсит состоит в изменении вида решетки твердого раствора без его распада. При больших скоростях С охлаждения аустенита кристаллическая решетка у-Ре перестраивается в кристаллическую решетку а-Ре, однако С не успевает ее покинуть. [c.95]

Дислокации наряду с другими дефектами участвуют в фазовых превращениях, рекристаллизации, служат готовыми центрами при выпадении второй фазы из твердого раствора. Вдоль дислокаций скорость диффузии на несколько порядков выше, чем через кристаллическую решетку без дефектов. Дислокации служат местом концентрации примесных атомов, в особенности примесей внедрения, так как это уменьшает искажения решетки. Примесные атомы образуют вокруг дислокации зону повышенной концентрации, которая мешает движению дислокаций и упрочняет металл. [c.14]

Для интенсификации роста диффузионного слоя нужно уменьшить скорость диффузии насыщающего элемента в насыщаемом металле, а также уменьшить стабильность кристаллической решетки исходной фазы. Этого можно добиться путем легирования элементами, повышающими энергию активации диффузии или влияющими на точки фазовых превращений либо область стабильности исходной фазы. [c.21]

На рис. 6-5 представлена р. Г-диаграмма углерода. Как известно, твердый углерод имеет две кристаллические модификации — графит и алмаз, резко отличающиеся по своим физическим свойствам. Из рис. 6-5 видно, что при обычных условиях (атмосферное давление) устойчивой модификацией является графит алмаз же при обычных условиях находится в метастабильном состоянии и сравнительно легко превращается в графит при высоких температурах, при обычных же температурах процесс превращения алмаза в графит идет с совершенно ничтожной скоростью, так что практически алмаз сохраняет свою кристаллическую структуру сколь угодно долго. [c.164]

В табл. 4 приведены данные о кристаллических структурах модификаций плутония. Приведенные во второй колонке таблицы температурные области устойчивости основываются на температурах превращения, установленных Крамером и сотр. [23 46, стр. 355—357, 372—3821 дилатометрическим методом при скорости нагревания окало 0,75 град/мин (рис. 1). Поэтому температуры превращения не соответствуют равновесным условиям, если не считать превращений 6 6 и 6 ->-е, которые приближенно правильны. Три низкотемпературных превращения (н Р, РY и происходят при более высоких температурах, если скорости нагревания выше [33, 199], и при значительно более низких температурах при охлаждении [21 33 46, стр. 372—382 143 148 199]. На рис. 2 показан характер гистерезиса между кривыми нагревания и охлаждения, полученными в дилатометрических опытах с плутонием. [c.522]

Мартенсит, имеющий после закалки кристаллическую решетку с тетрагональной элементарной ячейкой, при нагреве выше 80° С начинает превращаться в кубический. Как всякий пересыщенный раствор, мартенсит неустойчив. Он распадается при комнатной температуре, но скорость распада чрезвычайно мала ввиду малой тепловой подвижности атомов. При температуре выше 80° С подвижность атомов оказывается достаточной для того, чтобы углерод частично перешел из пересыщенного раствора в пластинки карбида толщиной всего в несколько атомных слоев за относительно небольшой промежуток времени. Это превращение происходит в интервале от 80 до 170° С и сопровождается уменьшением искажения кристаллической решетки мартенсита. Внутренние напряжения снижаются, уменьшается удельный объем мартенсита, размеры детали немного сокращаются. Твердость и прочность остаются неизменными, а пластические свойства несколько повышаются. [c.148]

Термоциклирование влияет на диффузионную подвижность атомов.. Благодаря температурным градиентам возникают напряжения, что само по себе может быть причиной изменения скорости диффузии. Диффузионной проницаемости способствуют дефекты атомно-кристаллического строения, появляющиеся в результате термоциклирования. Увеличению плотности дислокаций, развитию границ и субграниц, являющихся путями облегченной диффузии, способствуют и фазовые превращения. Так, многократные полиморфные превращения увеличивают диффузионную подвижность атомов [47, 85, 144]. Эффект термоциклирования может проявиться и в связи с чередующимися процессами растворения и выделения избыточных фаз. [c.151]

Структурные превращения в аустенито-ферритных сталях достаточно сложны, что определяется наличием двух составляющих с разным типом кристаллических решеток и разной скоростью диффузии в них легирующих элементов. [c.32]

Процессы, основанные на использовании мелкозернистой структуры, широко применяются в промышленности. Сверхпластичность наблюдается при горячем деформировании сплавов в непосредственной близости к температурам полиморфного превращения или плавления. В этих случаях микроструктура сохраняется, но кристаллическая решетка основы сплава оказывается неустойчивой например, модуль упругости уменьшается в 2 - 3 раза. При малых скоростях деформирования металл способен деформироваться без разрушения на десятки процентов. [c.140]

Охлаждение со скоростью выше критической ведет к превращению аусте-нита в мартенсит. Суть превращения состоит в перестройке кристаллической решетки аустенита (ГЦК) в решетку феррита (ОЦК). При этом углерод, растворенный в аустените, оказывается полностью в решетке феррита. Таким образом, мартенсит представляет собой пересыщенный твердый раствор углерода в феррите. Кристаллическая решетка мартенсита - тетрагональная (искаженная решетка феррита с увеличенным параметром с). [c.72]

Возникновение поверхностного микрорельефа при образовании видманштеттового феррита служит в этом случае доказательством мартенситного механизма перестройки кристаллической решетки [1, 2, 7, 10] и позволяет рассматривать видманштеттовый феррит, бейнит и мартенсит как родственные продукты превращения аустенита. Данные о скорости продольного роста игольчатых кристаллитов видманштеттового феррита в углеродистых сталях приведены в ряде работ 12, 6, 11, 15]. [c.70]

При механической обработке металл впереди резца переходит в пластическое состояние под действием сил резания и повышенной температуры. Глубина поверхностного слоя с разрушенной кристаллической структурой зависит от режимов резания и вязкости материала. При точении, фрезеровании, протягивании, т. е. при процессах, производящихся с относительно небольшими скоростями, но с большими силами резания, поверхностный слой наклепывается на значительную глубину. При шлифовании вследствие высоких температур в поверхностном слое возникают структурные превращения на глубине нескольких сотых миллиметра. Например, после [c.18]

Для промежуточного превращения, в результате которого образуется бейнит, характерны признаки как мартенситного, так и перлитного превращения. Бейнитному превращению предшествуют диффузионное перераспределение углерода в аустените. Это подтверждается увеличением периода кристаллической решетки непревратившейся еще части аустенита. Последующее уменьшение периода кристаллической решетки свидетельствует о выводе углерода из твердого раствора в карбидную фазу и способствует реализации сдвигового (мартенситного) механизма превращения [35]. Скорость продвижения межфазной границы феррит—аустенит, а следовательно, и скорость роста бейнита определяются при этом скоростью диффузии углерода. Подтверждением реализации мартенситного механизма превращения является образование микрорельефа на поверхности шлифа. [c.83]

Это уравнение называют логарифмическим. Соответственно, график, построенный в координатах у — g t + onst) или у — — Ig t (при t > onst) имеет вид прямой линии. Логарифмическое уравнение, впервые полученное Тамманном и Кестером [11], отражает поведение многих металлов (Си, Fe, Zn, Ni, Pb, d, Sn, Mn, Al, Ti, Та) на начальных стадиях окисления. Вначале справедливость этого уравнения ставилась под сомнение. Были сделаны попытки вывести уравнения на основе предположений о существовании специфических свойств оксидов, таких как наличие диффузионных барьеров и градиентов ионной концентрации и других. Эти предположения не получили экспериментального подтверждения. С другой стороны, было показано, что логарифмическое уравнение можно вывести из условия, 4TQ скорость окисления контролируется переходом электронов из металла в пленку продуктов реакции, причем эта пленка имеет пространственный электрический заряд во всем своем объеме (7, 12]. Преобладание заряда, обычно отрицательного, в оксидах вблизи поверхности металла, подобно электрическому двойному слою в электролитах, было установлено экспериментально. Таким образом, любой фактор, изменяющий работу выхода электрона (энергию, необходимую для удаления электрона из металла), например ориентация зерен, изменения кристаллической решетки или магнитные превращения (точка Кюри), изменяет скорость окисления, что и наблюдалось в действительности [13—15. Когда толщина пленки превышает толщину пространственно-заряженного слоя, определяющим фактором обычно становится скорость диффузии или миграции сквозь пленку. При этом начинает выполняться параболический закон, и ориентация зерен или точка Кюри перестают оказывать влияние на скорость окисления. Исходя из этого, можно сказать, что в начальной стадии оксидная пленка на металлах [c.193]

Мартенсит — метастабильная фаза, для которой характерна высокая плотность дефектов кристаллической решетки, особенно дислокаций. Практически сразу после образования мартенсит начинает претерпевать превращения в направлении достижения более равновесного состояния. Этот процесс называется отпуском. Отпуск представляет собой совокупность фазовых и структурных превращений, которая включает перераспределение растворенных компонентов, распад с выделением метастабильных и стабильных фаз и перегруппировку дефектов кристаллической решетки. В зависимости от диффузионной подвижности атомов растворенного компонента отпуск может протекать при комнатной температуре и особенно ускоряется при нагреве. Отпуск возможен также в период завершения охлаждения в случае, когда скорость охлаждения замедляется. Этот процесс называется самоот-пуском. [c.496]

При переходе металла из одной полиморфной модификации в другую происходит фазовая перекристаллизация, связанная с образованием новых зерен в структуре металла при полиморфном превращении (в отличие от магнитного превращения) изменяется макро- и микроструктура металла. Процесс перекристаллизации в твердом состоянии при полиморфном превращении подчиняется тем же закбнам, что и процесс кристаллизации, рассмотренный выше. Внутри трансформирующейся фазы возникают центры новой фазы, в которых атомы перестраиваются из одной кристаллической решетки в другую в дальнейшем эти участки увеличиваются вследствие перехода атомов из старой фазы в новую. Число центров зарождения новой фазы и скорость их роста зависят от степени перенагрева или переохлаждения выше или ниже критической точки. [c.51]

Атомный номер олова 50, атомная масса 118,69, атомный радиус 0,158 нм. Известно 20 изотопов, стабильных и радиоактивных. Электронное строение [Kr]4rf 5s 5p . Электроотрицательность 1,4. Потенциал ионизации 7,332 эВ. Кристаллическая решетка при температуре ниже 13 °С серое а-олово с кубической решеткой типа алмаза с параметром 0=0,65043 нм, выше 13 °С белое -олово с тетрагональной решеткой с параметрами а = 0,58312 нм, с=0,31814 нм, с/о=0,546. Переход - в а-олово сопровождается увеличением объема и образованием кристалликов серого цвета (оловянная чума). Скорость превращения при ОХ 0,2 мм/сут и максимальная при —33 X. Контакт с серым оловом ускоряет превращение. Чистое белое олово без соприкосновения с серым может сохранить свою структуру до температуры —272 X. При длительном вылеживании при 20 X серое олово превращается в белое повышение температуры ускоряет процесс плавление способствует мгновенному переходу серого олова в белое. Плотность белого олова 7,295, серого 5,846 т/м . /пл = 232Х, /квп=2270Х. Температурный коэффициент линейного расширения при ОХ =21-10 К . Упругие свойства олова =55 ГПа, 0=17 ГПа. [c.56]

Выделение в окружающую среду тепловой энергии А2ф во время фазового или полиморфного превращения вызвано изменением характера и энергии межатомного взаимодействия при перестройке кристаллической решетки, причем избыток этой энергии выделяется в виде тепла. Если охлаждать металл от температуры 7ф с большой скоростью, часть этой энергии не успевает выделиться в виде тепла из металла в силу конечных значений его релаксационных и теплофизических свойств, наследуется металлом и может быть израсходована на другие структурные превращения. В этом случае энергия из тела не выделяется в окружаютцую среду в виде А<2ф п, а остается в металле, причем в идеальном варианте А дис=А 2ф При этом в металле возникают новые диссипативные структуры - мартенсит, бейнит или другие. [c.177]

Мартенситное превращение сопровождается изменением формы превращенной области, что проявляется в образовании рельефа на плоской поверхности образца. Движение межфазной поверхности при мартенситном превращении по своему характеру близко к распространению двойниковых границ. В обоих случаях перестройка решетки осуществляется перемещением частичных дислокаций (трансформационных или двойникующих) вдоль межфазной поверхности. Вследствие этого скорость роста мартенситных кристаллов велика и мало чувствительна к изменению температуры. Со сдвиговым характером перестройки решетки связано и образование многочисленных дефектов кристаллической решетки Б мартенситной и исходной фазах. Дефекты являются следствием пластической релаксации упругих напряжений, возникающих в связи с изменением формы превращающейся области. Мартенситные превращения называют также превращениями с изменением формы [1191. [c.31]

Различный характер структурной перекристаллизации часто объясняют изменением характера образования зародыша 7-фазы. Считается, что при медленном и очень быстром нагревах принцип кристаллогеометрического соответствия соблюдается. При промежуточных же скоростях нагрева реализуется неориентированное зарождение 7-фазы. Таким образом, ориентированное и неориентированное зарождение аусте-нита в работе [ 1] рассматривается как конкурирующие процессы, степень реализации которых обусловливается скоростью нагрева. Изменение характера зарождения аустенита объяснялось в рамках теории размерного соответствия Данкова. Согласно этим представлениям, если энергия деформации Е кристаллической решетки, вызванная возникновением кристаллика новой фазы с отличаюш имся удельным объемом, не превышает работы образования трехмерного зародыша А, этот зародыш оказывается связанным ориентационно и размерно с исходной фазой. Если же Е превышает А, протекает неориентированное фазовое превращение. Поскольку основным фактором, определяющим энергию деформации Е, является степень перенагрева, возрастающая с увеличением скорости нагрева, ускорение нагрева должно способствовать дезориентированному образованию зародышей. [c.90]

Мартенситные превращения связаны с перестройкой кристаллической решетки и совершаются путем кооперативного движения атомов. Теоретические исследования у—а мартенситных превращений проводятся с использованием кристаллогеометрического, термодинамического и волнового подходов. Однако только волновой подход способен описать динамику у—а мартенситных превращений. Это направление связано с работами Кащенко [395], развившим волновую модель роста мартенсита при у—а-превращении в сплавах на основе железа. Модель базируется на экспериментальных данных, показывающих, что скорость торцевого роста кристаллов инвариантна к температуре, близка по порядку величины к скорости звука и, возможно, превышает скорость распространения продольных упругих волн. Это указывает на нелинейный характер волнового процесса и его адиабатичность. Сочетание этих факторов с переохлаждением (ЛТ = 200К ниже температуры Tq равновесия фаз), значительными тепловым и объемным эффектами превращения приводят к большим градиентам температуры и химического потенциала электронов в меж-фазной области. Это показывает, что у—а мартенситные превращения — сильно неравновесные процессы с характерными признаками самоорганизации структур. [c.248]

Мартенситное превращение. При нагреве низкотемпературная -модификация титана, имеющая гексагональную ячейку, переходит н (3-фазу с объемноцентрирован-ной кубической ячейкой. Однако закалкой из р-области р-фаза не фиксируется в нелегированном тптане, поскольку происходит превращение ее в а -фазу по мартенсит-ной схеме путем мгн0вепн01 0 сдвига кристаллической решетки даже при самых высоки.ч скоростях охлаждения порядка 10 0007с [40]. [c.200]

Поверхностная диффузия должна быть особенно большой, при высоких скоростях растворения сплава. Если атомы В не успевают занять вакантные места, в кристаллической решетке поверхностных слоев может происходить ковденса ция вакансий, а затем и образование- трещин. Это явление наблюдается, например, в анодном растворении Ag,Au- плa-, ВОВ при потенциалах, выше критических [82, 83]. В том слу- чае, когда концентрация компонента А в сплаве очень вы сока, атомы В не способны к образованию сплошного поверхностного слоя диффундируя по поверхности, они вначале агрегатируются в двухмерные, а затем и в трехмерные зародыши новой фазы В°. В результате на поверхности растворяющегося сплава формируются отдельные кристаллы собственной фазы положительного компонента — имеет мес- то СР с фазовым превращением [15, 91, 101, 121]. - [c.133]

Бейнитное превращение. Превращение аустенита, охлажденного ниже 550° С, вследствие сильно пониженной диффузии начинается с возник1 овения центров зарождения феррита по границам зерен аустенита. Зародыши феррита имеют игольчатую форму и вырастают в кристаллиты феррита, непосредственно связанные кристаллографически с аустенйтом 1111 Г 1110 ( j.Содержание растворенного углерода в кристаллитах феррита больше, чем в равновесном состоянии, т. е. образуется слегка пересыщенный твердый раствор. Если перед иглами феррита содержание углерода значительно возрастает, начинают выделяться зерна карбидов. Однако скорость роста феррита в этом интервале температур выше, чем скорость диффузии атомов углерода. Поэтому из аустенита, игольчатого феррита или слегка пересыщенного твердого раствора феррита вырастают зерна цементита (карбидов), выделяющихся в форме мельчайших дисков. Такую структуру игольчатого феррита, содержащую мелкие диС1 й карбидов, называют бейнитом . Бейнитная структура протравливается лучше мартенситной, т. е. до более темного цвета. Это является Следствием неоднородности структуры бейнита. Чем ниже температура превращения, тем меньше выделяющиеся частицы цементита (карбидов), тем более округленную, менее вытянутую форму они принимают. Кроме того, увеличивается насыщенность игольчатого феррита атомами углерода (0,02—0,15%) Это вызывает искажение кристаллической решетки. Вследствие этого твердость обработанной термическим путем на бейнит стали значительно выше, чем в равновесном состоянии, но вязкость ее все же остается удовлетворительной. Вей-нит по отношению к мартенситу с таким же содержанием углерода имеет все же более мелкую структуру. [c.134]

Специальные методы охлаждения. Возможность уменьшения коробления и возникающих при закалке (при охлаждении) тепловых напряжений следует искать в устранении возникновения разности температур или, по крайней мере, в ее снижении. Следует использовать такие способы охлаждения, которые обеспечивают наименьшую разность температур между отдельными частями детали в то же время это дает возможность частично или полностью избежать предэвтектоидных превращений и получить требуемую твердость. Известно, что мартенситное превращение, способствующее возникновению наибольших напряжений, ниже температуры М происходит независимо от скорости охлаждения. Поэтому в наиболее простом случае охлаждение в воде или в масле продолжают только до тех пор, пока деталь не охладится до температуры Мш, в дальнейшем сильное охлаждающее воздействие воды ослабляется. По истечении этого времени деталь вынимают из охлаждающей жидкости, т. е. закалку прекращают. Тепло, направляющееся наружу из внутренних частей детали, частично способствует дальнейшему равномерному охлаждению и в то же время препятствует образованию очень искаженного мартенсита с тетрагональной кристаллической решеткой. [c.164]

Закалка приводит к образованию неравновесных структур, несвойственных сплаву при комнатной температуре по равновесной диаграмме состояния. Процесс закалки характеризуется тем, что нагретый до некоторой закритической температуры металл охлаждают с такой большой скоростью, что в нем не успевают происходить все фазовые превращения, так что фиксируется структура, отражающая состояние при более высокой температуре. Например, если сталь, нагретая выше линии LKJG (рис. 50), выдержана при этой температуре, а затем быстро охлаждена, то в однородном аустените происходит превращение у-же-леза в а-железо без выделения растворенного карбида Feg . При этом кристаллическая решетка оказывается искаженной и напряженной. Такой раствор называют мартенситом. Таким образом, в стали при закалке возникают начальные напряжения. Распределение этих напряжений неоднородно, так как разные части изделия охлаждаются с различной скоростью и, следовательно, испытывают неодинаковые структурные превращения. [c.77]

Рентгеновский фазовый анализ, однако, успешно использовали при исследовании сложных тройных систем. Общий подход к решению таких задач заключается в медленном охлаждении сплавов различного состава из жидкого состояния до комнатной температуры и последующем получении их рентгенограмм, но которым обычно можно легко сказать, сколько (одна, две или три) фаз в исследуемом сплаве анализ рентгенограмм позволяет определить кристаллические структуры встречающихся фаз. Следует подчеркнуть, что, хотя этот метод и позволяет обнаружить по меньшей мере некоторые из фаз, образующихся в системе, он не дает результатов, отвечающих равновесному состоянию получаемые данные дают только приблизительное представление о фазовых равновесиях в исследуемой системе при комнатной температуре после специальной термической обработки и заданной скорости охлаждения. В частности, если компоненты А, В и С тройной системы А — В — С заметно отличаются друг от друга по температурам плавления, то приближение к равновесию в углу диаграммы состояния, отвечающему самому тугоплавкому металлу, характеризует состояние, зафиксированное при более высокой температуре, чем аналогичное равновесие в углу, отвечающему самому легкоплавкому металлу. Фазы, устойчивые только при высоких температурах, не обнаруживаются превращения, протекающие при более низких температурах, не фиксируются, и в результате частичного протекания превращений исследуемые сплавы при комнатной температуре могут оказаться в неравновесном состоянии. Этот метод только указывает, какие фазы могут встретиться при более тщательном исследовании сплавов и примерные интервалы сЬставов, в которых они образуются. [c.107]

Большие сложности вызывает объяснение начальной стадии превращения перлита и части доэвтектоидного феррита при температуре, близкой к 750 °С Асх), хотя температура фазового превращения а-железа в -железо при отсутствии цементита составляет 910 °С. Известно, что первые зародыши аустенита при нагреве до точки Асг образуются на меж-фазиых границах феррита с цементитом. Установлено также, что превращение перлита в аустенит идет по мере растворения цементита и насыщения углеродом до 0,8 % зон, прилегающих вначале к цементиту, а потом к новой фазе — аустениту. По мере насыщения новой фазы углеродом— до 0,8% и более — идет дальнейшее превращение феррита в аустенит. Этот диффузионный механизм превращения перлита (цементита-1-феррита) в аустенит хорошо изучен и не вызывает сомнений, если скорость нагрева меньше 1 "С/мин. При малой скорости нагрева дефекты кристаллического строения исходных структур исчезают еще до начала превращения. В таком случае бездефектный доэвтектоидный [c.36]

Впоследствии было выяснено [76], что сталь 15Х очень чувствительна при ТЦО к температуре, скорости и числу нагревов. Установлено, что с возрастанием числа циклов количество аустенита образующегося при фиксированной максимальной температуре цикла/ уменьшается в ряде случаев в 2—3 раза. В процессе ТЦО изменяется морфология аустенитного превращения. Если при первом нагреве формируются отдельные достаточно крупные участки уфазы, то при последующих нагревах аустенит образуется преимущественно по границам ферритных зерен, не претерпевших ранее превращения. Отмечено также, что при ТЦО с ростом числа циклов резко измельчаются не только зерна, но и продукты распада аустенита. При этом постепенно уменьшается количество пластинчатого перлита и увеличивается доля сфероидизированных карбидов. Десятикратное циклирование с нагревом до температуры A i + IO позволяет получить довольно однородную й мелкую структуру зернистого перлита. ТЦО с нагревами до температуры 50 °С приводит к формированию крайне неоднородной структуры с дисперсными участками феррита и перлита, претерпевшими а v- Превращения, имеются в структуре крупные зерна феррита. Измеряли твердость стали 15Х в зависимости от числа циклов. На кривой этой зависимости были ярко выраженные чередующиеся максимумы и минимумы. Это свидетельствует о том, что в процессе ТЦО происхЬдит-чередование явлений накопления дефектов кристаллического строения (твердость возрастает) и их аннигиляции (твердость снижается). Повышение максимальной температуры при ТЦО низкоуглеродистой стали 15Х до Температуры >1сз —10°С вновь приводит к наиболее дисперсной и однородной структуре. Заметим, что при подобных экспериментах на стали 18Х1Т это явление не наблюдалось. [c.96]

С понижением температуры заготовки до значения Лсцдии) исчезает термодинамический стимул а - -у-превращения, и последующее деформирование может вызвать лишь появление новых порций а-фазы при распаде оставшегося аустенита. Снятие искажений кристаллической решетки а-фазы становится возможным только за счет процессов полигониза-ции и рекристаллизации, полнота прохождения которых зависит от времени. Поэтому резкое охлаждение из этого состояния нежелательно охлаждение заготовки до температуры Аг следует вести со скоростью, обеспечивающей распад оставшегося аустенита в диффузионной области. [c.180]

Прежде всего рассмотрим явление полиморфизма с точки зрения структурных изменений путем сравнения кристаллических фаз, принимающих участие в фазовом превращении. Затем охарактеризуем его термодинамически, рассматривая изменение различных функций состояния в точке превращения, и кинетически, принимая во внимание скорость превращения. [c.163]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...