Аустенит — Зерна

Восстановленное в результате фазовой перекристаллизации аустенит-ное зерно можно измельчить, повысив температуру нагрева до так называемой точки Ь Чернова, в общем случае не совпадающей с Лсз [1]. Как показано в работе [ 125], этот процесс реализуется и для мелкозернистого комплекса зерен, формирующегося при быстром нагреве отпущенной стали. В этом случае мелкозернистый комплекс заменяется более крупными произвольно ориентированными зернами, а в изломе уже не обнаруживаются следы исходного перегрева. [c.111]

На сталях с содержанием более 0,4% углерода при дисперсной исходной структуре без участков структурно свободного феррита при скоростях нагрева выше 100° С/с удается достигнуть размера начального зерна 4—8 мкм (14—15 баллов). При нормализованной исходной структуре доэвтектоидной стали в процессе диффузионного превращения феррита в аустенит начальное зерно, образовавшееся на месте перлита, успевает вырасти до 30 мкм (12 баллов). [c.607]

Благоприятное влияние алюминия многие исследователи объясняют образованием нитрида алюминия (A1N). Дисперсные частицы A1N, выделяющиеся по границам, задерживают рост зерна аустенита. При высоких температурах нитрид алюминия растворяется в аустените и зерно начинает бурно расти, (см. рис. [c.167]

Необходимым условием для сохранения в аустените мелкого зерна является незначительное превыщение точки Лс, (примерно на 30—50°), так как при повышении температуры аустенита зерно его растет (см. дальше 89). [c.201]

Благоприятное влияние алюминия объясняется образованием нитрида алюминия A1N, который в внде мелких включений располагается по границам зерен и тормозит их рост. При определенной температуре происходит растворение включений в аустените, и зерна начинают расти очень быстро. Наследственную зернистость оценивают баллами по специальной шкале зернистости. [c.68]

Число пакетов бейнита в бывшем аустенит-ном зерне [c.115]

Начало перлито-аустенитного превращения сопровождается образованием первых зерен аустенита. Первые зерна аустенита образуются на границе между ферритом и цементитом — структурными составляющими перлита. Так как эта граница весьма разветвлена, то превращение начинается с образования множества мелких зерен. Следовательно, по окончании превращения перлита в аустенит образуется большое количество малых аустенитных зерен. Размер этих зерен характеризует так называемую величину начального зерна аустенита. [c.237]

Сталь легированная (аустенит склонен к переохлаждению), зона термического влияния узкая, скорость охлаждения после сварки большая. Наблюдается рост зерна аустенита и укрупнение структуры. В этой зоне прочность металла повышается. но пластичность резко падает, часто до нуля (рис. 305,е). [c.399]

Никель, хотя и уменьшает растворимость углерода в аустените (рис. 362) и делает аустенит после закалки менее пересыщенным, тем не менее усиливает склонность стали к межкристаллитной коррозии (рис. 365), что объясняется тем, что никель ускоряет диффузию углерода и поэтому быстрее выделяется по границам зерна карбидная фаза. [c.492]

Выше точки Ас, (и особенно выше и Аст) происходит рост зерна аустенита и вследствие диффузии — выравнивание кон-цен г)щии С в аустените. [c.90]

При скоростном индукционном нагреве ТВЧ образуется неоднородный измельченный аустенит с усложненным внутренним строением зерна. Это положительно влияет на прочность и пластичность стали, [c.136]

На участке неполной перекристаллизации (Гтах в интервале неравновесных температур Лс1 — Лсз) происходит полное или частичное превращение перлитных участков в аустенит и коагуляция цементита и специальных карбидов при сохранении феррита. Конечная структура после охлаждения будет характеризоваться неравномерным размером зерна и неоднородностью структурных составляющих. Если свариваемая сталь находилась в исходном состоянии закалки и отпуска, то в этой зоне происходит разупрочнение, т. е. снижение прочности и твердости. [c.516]

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]

Второй слой состоит из феррита и мартенсита. Последний образовался на месте бывших перлитных зерен. Такая структура характерна для доэвтектоидных сталей при неполной закалке. Ферритные зерна, сохранившиеся во втором слое, имеют микротвердость 270—300 кгс/мм , а микротвердость исходной структуры стали 170—180 кгс/мм . Повышение твердости ферритных зерен можно объяснить тем, что под воздействием луча ОКГ аустенит образуется в первую очередь по границам блоков мозаики феррита, которые содержат повышенное количество углерода. При охлаждении в этих местах образуется мартенсит, что и приводит к повышению твердости ферритных зерен. [c.15]

В условиях низких температур с применением предварительного подогрева стыков до температуры 150°С при охлаждении металла шва аустенит проходит стадии превращения в феррит — — перлит. Перлитная составляющая структуры отличается тонким строением и располагается между зернами феррита, феррито-перлитное строение шва в этом случае неоднородно. [c.77]

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]

Для повышения сопротивляемости росту зерна при нагревах до высоких температур сталь имеет углерод в количестве 0,06—0,12%. Листы поставляют в закаленном на аустенит состоянии с 1100—1120 С (по газовой среде) с охлаждением на воздухе или в воде. В этом состоянии материал обладает хорошей штампуемостью. При изготовлении изделий из листов методом глубокой вытяжки применяют промежуточную закалку с 1060—1100° С и для снятия наклепа — окончательную закалку с 1100— 1120° С (по металлу) с охлаждением на воздухе. [c.155]

Все легирующие элементы уменьшают склонность аустенит-ного зерна к росту. Исключение составляют марганец и бор, которые способствуют росту зерна. Остальные элементы, измельчающие зерно, оказывают различное влияние никель, кобальт, кремний, медь (элементы, не образующие карбидов) относительно слабо влияют на рост зерна хром, молибден, вольфрам, ванадир , титан сильно измельчают зерно (элементы перечислены в порядке роста силы их действия). Это различие является прямым следствием различной устойчивости карбидов (и нитридов) этих элементов. Избыточные карбиды, не растворенные в аустените, препятствуют росту аустенитного зерна (см. теорию барьеров, гл. X, п. 2). Поэтому сталь при наличии хотя бы небольшого количества нерастворимых карбидов сохраняет мелкозернистое строение до весьма высоких температур нагрева. [c.358]

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]

По отношению к исходному аустенит-ному зерну вызванное воздействием водорода разрушение стали может быть как межзертн-ньш, так и внугризеренным. [c.162]

Склонность к росту зерна стали зависит, с одной стороны от содержания в ней легирующих элементов — почти все легируюпще элементы (за исключением марганца) тормозят рост аустенит-ного зерна. Наиболее сильно тормозят рост аусте-нитного зерна V, Ti, А1 и Zr. Хорошо тормозят рост зерна аустенита W, Мо и Сг, слабо действуют Ni и Si. Основной причиной такого действия легирующих элементов считается образование труднорастворимых в аустените карбидов и оксидов, которые являются барьерами для растущего зерна. [c.435]

С) Неверно. Наследственная зернистость - это склонность аустенит-ного зерна к росту. [c.87]

Различные смеси пикриновой кислоты, хлорной меди и смачивающего вещества предложены для выявления границ зерен аустенит-ного зерна в углеродистых и низколегированных сталях [ИЗ]. Время травления До 25 мин. [c.36]

Если после обычной закалки и низкого отпуска временное сопротивление сталей не превышает 2000— 2200 МПа, а удлинение б составляет 3—4 %, то после ВТМО Ов — 2200- 2600 МПа и б = 7-=-8 %, а после НТМО Ств = 28004-3300 МПа и б = 5-=-7 %. Повышение прочности стали, особенно при НТМО, объясняется тем, что при деформациях 75—95 % аустенит наклепывается, зерно его сильно измельчается и возрастает плотность дислокаций, а после закалки мелкозернистый наклепанный аустенит превращается в мартенсит тонкого строения с высокой плотностью дислокаций. После ВТМО упрочнение стали менее значительно, так как деформация происходит на 20—30 % и при высоких температурах, когда невозможно избежать рекристаллизации, но ВТМО обеспечивает повышение ударной вязкости, понижение порога хладноломкостп и повышение пластичности. [c.134]

Р ост зерна. В сплаве, испытывающем полиморфное превращение, при гомогенизадии в области высокотемпературной фазы может вырасти крупное зерно (о причинах роста зерна после перехода че(рез точку полиморфного превращения ом. 23). Так, при гомогенизационном отжиге легированных сталей, который п/роводят при высоких температурах, вырастает крупное аустенит-ное зерно. В слитках это зерно измельчается при последующей обработке давлением, а фасонные отливки из легированной стали для устранения нежелательных последствий перегрева приходится после гомогенизационного отжига подвергать отжигу 2-го рода или нормализации для измельчения зерна (см. 25). [c.27]

Существенное влияние на качество подшипников оказывает температурный режим горячей механической обработки деталей. Нагрев под ковку до излишне высокой температуры приводит к сильному росту зерен аустенита, границы которых сохраняются при последующих термических операциях и приводят к хрупкости стали в закаленном состоянии. В результате резко снижается выносливость стали при циклических нагрузках. При высоких температурах окончания горячей механической обработки аустенит-ное зерно измельчается недостаточно, в результате чего прочность стали после закалки также получается пониженной. Слишком иизкие температуры окончания ковки дают строчечные структуры, также неблагоприятно отражающиеся на прочности [167]-Горячую механическую обработку стали ШХ15 производят при температуре, указанной в табл. 83 (нормали ВНИПП, 1966 г.). [c.384]

Основные параметры сварочного термического цикла. Термический цикл сварки (СТЦ, рис. 1.10) во многом определяет свойства различных зон сварного соединения, поэтому расчет его основных параметров (максимальная температура СТЦ, скорости нагрева и охлаждения при заданных температурах, время пребывания материала выше заданной температуры) представляет значительный практический интерес. Так, например, при сварке сталей при температурах > 1000 С растет аустенит-ное зерно, что приводит к охрупчиванию стали. Степень роста зерна зависит от максимальной температуры СТЦ и времени пребывания стали при температурах > 1000 °С. Структурное состояние стали (степень закалки) определяется скоростью охлавдения в интервале температур минимальной устойчивости аустенита. [c.24]

Аустенитные материалы имеют более низкую (на 50... 100 °С) температуру солидуса, чем ферритно-перлитные. Это снижает степень перегрева ОШЗ и ограничивает рост аустенит-ного зерна. Кроме того, аустенитная структура обладает на порядок более высокой растворимостью и меньшим коэффициентом диффузии водорода. Эти факторы способствуют предотвращению ХТ без применения подогрева. Аустенитные материалы, как правило, используют для сварки среднелегированных сталей с Сэкв > 0,6 %, где Сэкв эквивалент углерода. [c.39]

Скорость роста является структурнонечувствительной характеристикой при определенной температуре распада она постоянна во времени. Скорость роста практически не зависит от величины аустенит-Hoiro зерна и от температуры и времени выдержки в аустенитной Области, если эта выдержка ti приводит К изменению со ста-ва. аустенлта. [c.603]

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]

Образование зародышей аустенита е содержанием 0,8% С возможно благодаря флуктуациям концентрации углерода в феррите. Зародыши аусте- ита возникают на межфазной границе разде.па феррита и це.ментита, где больше вероятность флуктуационного возникновения в феррите участков критического размера с содержанием углерода примерно 0,8%. Образовавшиеся зародыши аустенита растут благодаря интенсивной диффузии атомов углерода в аустените, что приводит к растворению цементита и превращению а —> у, одновременно зарождаются новые зерна аустенита (рис. 32). [c.48]

Микроструктура белых слоев, полученных в результате различной обработки стали и чугунов, представляет собой мелкоигольчатый мартенсит и остаточный аустенит с карбидами. Дисперсность мартенсита в среднем на 2—3 балла меньше по сравнению с мартенситом обычной закалки, особенно в эвтектоидных и зазвтектоидных сталях и сталях, легированных элементами, способствующими измельчению мартенсита. Дисперсность карбидов в белых слоях в 2—3 раза больше, а размер зерна остаточного аустенита на порядок меньше, чем в стали после закалки и низкого отпуска. При этом количество остаточного аустенита в белом слое увеличивается с повьпиением содержания углерода в исходной стали и не зависит от способа поверхностной обработки. Наибольшее количество остаточного аустенита наблюдается в поверхностных слоях после ФРУО, приводящей к наибольшему увеличению содержания углерода в бейом слое. [c.115]

При ТМО сталей наблюдается весьма сложное взаимодействие процессов пластической деформации и фазового превращения. Известно, что при пластической деформации в области стабильного аустенита (выше точки Асз) зерна аустенита дробятся на более мелкие и процесс блокообразования протекает более интенсивно. Последующая закалка, при которой температура стали быстро снижается ниже температуры рекристаллизации (чем предотвращается развитие собирательной рекристаллизации), позволяет сохранить блочную структуру деформированного аустенита до начала мартенситного превращения, которое протекает в пределах блочной структуры аустенита. Чем мельче будут получаемые при высокотемпературной деформации блоки в аустените, тем более дисперсной окажется структура мартенсита. Это и понятно, так как в тонкой структуре аустенита с нарушенным строением кристаллической решетки в областях границ блоков имеется большое число центров, энергетически выгодных для образования зародышей кристаллов мартенсита, а это предопределяет развитие тонких мартенситных пластинок. Превращение аустенита в мартенсит сопровождается дальнейшим измельчением областей когерентного рассеивания внутри кристаллов мартенсита до 10 — 10- см [19]. [c.15]

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]

Микроструктура образцов стали 110Г13Л с ванадием в литом состоянии представляет собой аустенит с мелкодисперсными карбидами, причем карбидов в ней значительно больше, чем в стали без ванадия. Карбиды располагаются в основном внутри зерен аустенита и отличаются высокой дисперсностью. Уменьшение размеров зерна отмечено при содержании 0,3—0,4% ванадия, что положительно влияет на механические свойства стали и абразивный износ. [c.240]

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]

Аустенит с трооститом значительное количество вторичного цементита в отдельных зернах мартенсит, цементит Аустенит, карбоборид-ная эвтектика, цементит и карбобориды титана Аустенит, карбидная эвтектика, цементит [c.92]

Аустенит снижает вязкость разрушения, что показано на сплавах с повышенным содержанием никеля, имеющих остаточный аустенит. Результаты исследования показали, что вязкость разрушения сильно снижается в сплавах, в которых основной вредной примесью является кислород. Основная роль химически активного металла — алюминия— состоит в удалении таких примесей путем связывания их в соединения. Кроме того, добавка алюминия измельчает размер зерна, что способствует повышению прочности и вязкости разрушения. Сплав Fe—12Ni—0,5А1, сваренный дуговой сваркой вольфрамовым электродом в среде защитного газа с последующей термообработкой после сварки, имеет вязкость разрушения в зонах шва и термиче- [c.258]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...