Фазовый в железе

Теоретические представления о структуре, фазовых превращениях, взаимодействии железа и углерода в железо-углеродистых сплавах постоянно совершенствуются и уточняются с появлением новых результатов исследований в этой области. Однако, современная теория металловедения железоуглеродистых сплавов не дает ответа на ряд весьма важных вопросов. Кратко их можно сформулировать следующим образом [c.63]

С. А. Новиков, Ю. И. Тарасов, 1962) привело к экспериментальному обнаружению ударных волн разрежения, возможность которых следует из отрицательности кривизны адиабаты разгрузки (d p/dV <0). В экспериментах, описанных в последних двух статьях, при столкновении встречных волн разрежения, обусловленных обратным фазовым превращением в железе, наблюдался гладкий откол металла, что свидетельствует об очень малой толщине ударных волн разрежения из-за чрезвычайно высоких скоростей обратного фазового перехода е а. Эти исследования явились доказательством существования ударных волн разрежения у веществ, имеющих точки излома на ударной адиабате. [c.274]

Рис. 3.4.7. Затухание (расчетное) ударной волны, вызывающей фазовый переход в железе, при плоском ударе железной пластиной толщиной Ъ = с= 3 мм с различными скоростями го = 1,3 2,0 и 2,5 км/с при различных значениях динамического сдвигового предела текучести в виде т = + + Мр. Штриховые линии соответствуют гидродинамической схеме (т,о = О, М=0) линии 1 — для т о = 0,36 ГПа, М = 0 линии 2 —для = =0,36 ГПа, М =0,014 линии 3 — для т о = 0,36 ГПа, М — 0,04

Численное моделирование экспериментов по изучению эволюции воли, вызывающих фазовые превращения в железе [c.294]

Первый интервал относится к температура.м 500— 600° С, т. е. более низким температурам, при которых не могли иметь место фазовые превращения в железе и структура сохранялась неизменной. Ко второму интервалу относятся температуры, при которых могли иметь место фазовые превращения и соответствующие структурные изменения в железе (до 1 000° С). После получения достаточного количества опытных точек при температурах до 500—600° С проводятся опыты при более высоких температурах, т. е. до 1 000° С. [c.111]

Стабильная фазовая диаграмма сплавов, богатых железом, практически не дает представлений о реальных превращениях в этой системе, в связи с вялостью процессов Диффузионного распада. В железомарганцевых сплавах при температурах ниже 500 °С у-фаза довольно легко переохлаждается и наряду с равновесным распадом в зависимости от состава, превращается без изменения концентрации (бездиффузионно) в фазы а и е, являющиеся твердыми растворами марганца в железе. Эти метастабильные фазы представляют наибольший практический интерес, так как именно они определяют свойства реальных сталей и сплавов. Фазовым превращениям мартенситного типа, а также атомным перестройкам (упорядочению) уделяют основное внимание при изучении железомарганцевых сплавов. [c.25]

Теоретические основы для разработки диаграмм состояния создал основоположник научного металловедения — Д. К. Чернов, открывший в шестидесятых годах прошлого столетия фазовые (структурные) превращения в железе и стали. Большой вклад в изучение диаграмм состояния внес акад. Н. С. Курнаков со своими учениками. Его школой было построено и изучено значительное количество диаграмм состояния двухкомпонентных и многокомпонентных систем. [c.137]

Расщепление ударной волны в железе было обнаружено в уникальных экспериментах с использованием нескольких десятков электроконтактных датчиков, установленных на различных расстояниях от поверхности образца [5]. Появление методов непрерывной регистрации волновых профилей во внутренних сечениях образцов резко упростило фиксацию фазовых переходов не только в ударных волнах, но и в волнах разрежения. На рис.6.2 приведены результаты регистрации манганиновыми датчиками профилей напряжения в армко-железе и высокопрочной конструкционной стали [9]. Нагружение образцов осуществлялось ударом алюминиевых пластин со скоростью 1 — 2 км/с. В случае достаточно большой амплитуды импульса сжатия наблюдается расщепление ударной волны в области перехода а е. Наглядно фиксируется также образование ударной волны разрежения при разгрузке, связанное с обратным переходом е а. [c.232]

Прямая регистрация волновых профилей дает значение напряжений за фронтом первой пластической волны сжатия и перед фронтом ударной волны разрежения в железе, соответствующих началу прямого и обратного переходов а о е, равные 12,6—14 и 12,3 0,4 ГПа [10]. Следует отметить малую (по сравнению со статическими экспериментами [И]) величину гистерезиса давлений начала полиморфных превращений. Уменьшение гистерезиса можно объяснить переходом материала после ударного сжатия в вязкоупругое состояние. В результате внутренние напряжения, появляющиеся в матрице при образовании зародышей новой фазы, быстро релаксируют и не препятствуют развитию превращения. Наложение двух релаксационных процессов — полиморфного превращения и пластической деформации — затрудняет определение кинетики фазового перехода. Сопоставление с данными опытов при пониженных амплитудах нагрузки, а также с анализом динамики процесса по результатам регистрации профилей скорости свободной поверхности дает основание считать, что затянутый спад параметров перед ударной волной разрежения связан, главным образом, с вязкоупругим поведением материала. [c.233]

Исследование фазовых превращений в железе привело А. Г. Иванова, С. А. Новикова и Ю. И. Тарасова (1961,1962) к экспериментальному открытию ударных волн разрежения, которые возникают при обратном превращении разгружающегося металла в исходную фазу (как известно, ударные волны разрежения возможны при наличии на ударной адиабате участков с аномальным ходом). [c.259]

В 6 будут обсуждаться результаты исследования манганиновой методикой ударных волн в железе (А. В. Анаиыш и др., 1973). Аналогичное исследование нитрида бора и графита, когда реализуются фазовые иревращепия в алмазоиодобиые структуры, выполнено А. В. Ананьиным и др. (1978). [c.248]

Сравнение результатов счета для никеля и железа, представленное на рис. 3.5.9 в виде кривых падения давления в ударной волне по глубине образца, показывает существенное влияние происходяпщх фазовых превращений в л елезе на процесс затухания ударной волны. Толщина заряда слабо влияет на затухание максимального давления по глубнпе как никелевого, так и железного образцов до давлений примерно 10 ГПа, по она заметно влияет па скорость падения давления на поверхности контакта. Естественно, что с увеличепием толщины заряда это падение замедляется. Как видно из эпюр объемного содер, ания исходной фазы н елеза (рис. 3,5.8), глубина полных фазовых превращений в железе npit детонации зарядов ВБ толщиной [c.293]

Полученные в настоящих расчетах данные по глубпиам зон фазовых переходов в железе согласуются с результатами изме-реппя упрочнения по схеме с накладным зарядом, нриведенпым [c.294]

Необходимость получения значительно более прочных материалов, чем ныне известные (сейчас уже имеются стали, правда, получаемые пока в лабораториях, с прочностью до 300—400 кПмм ), заставила искать новые пути повышения прочности. К числу их относятся термомеханическая обработка, представляющая собой последовательное сочетание термичёской обработки с холодной деформацией металла фазовый наклеп, в котором используется свойство увеличения объема, занимаемого металлом, при некоторых фазовых превращениях (например, в железе), для деформации внешних слоев под влиянием увеличивающейся в объеме сердцевины магнитная обработка (комбинируется с термомеханической), состоящая в использовании эффекта (правда, весьма незначительного) изменения объема при намагничивании Ре облучение ядерными частицами. Технология термомеханической обработки сложна, но она позволяет получать мартенснтную структуру не в пределах [c.296]

По этой причине в процессе разработки промышленной технологии пришлось за счет снижения прочностных характеристик повысить его деформативную способность. Это достигается путем снижения теплотворной способности термита, т. е. уменьшения содержания в нем восстановителя А1 и повышения содержания окислителя (окалины). Наиболее хорошие результаты были получены при соотношении А1 FejOg = 1 5. Фазовый состав такого слоя состоит из герцинита FeO X AI2O3, корольков восстановленного железа, корунда и твердого раствора алюминия в железе. [c.240]

Обратимся снова к сталям. На фазовой диаграмме железо — углерод мартенситной области нет. Значит, свободная энергия смеси феррита и цементита долЖ на быть ниже свободной энергии мартенсита. И легко убедиться, что это действительно так. Нагрейте мартенсит, чтобы активизировать диффузию (но не залезая в аустенитную область диаграммы), и он распадается на феррит и цементит. [c.229]

Сказанное обусловлено тем, что у всех этих структур совершенно одинаковый фазовый состав — Ф -н Ц, причем феррит обладает минимальным содержанием углерода, способного раствориться в железе, а цементит имеет обычный состав, отвечающий формуле РсзС. [c.108]

Регистрируемое на различных этапах термоцикла изменение размеров образцов является суммарным и состоит из деформации нормальной ползучести (внешние напряжения не превышают предел текучести ни одной из фаз), объемного эффекта фазового превращения и трансформационной деформации. Поэтому величина деформации за цикл должна зависеть от темпа смены температур и величины температурных градиентов. Авторы работы [294] такой зависимости не обнаружили. Однако в железе высокой чистоты, например при термоциклировании с перепадом температур, появляются деформации, которые не являются следствием внешней нагрузки [331]. В связи с этим авторы работ [287, 348] при изучении эффекта внешней нагрузки предприняли меры с целью устранения влияния продольных температурных градиентов. В отличие от работы [294], на железе и стали обнаружена зависимость остаточной деформации от скорости фазового превращения. Клинард и Шерби [287] дифференцировали размерные изменения, обусловленные трансформационной деформацией, нормальной ползучестью и различием удельных объемов феррита и аустенита как и авторы [294], они пришли к выводу, что трансформационная деформация при нагреве образца значительно больше, чем. при охлаждении. Петче и Штанглер [348] варьировали в широком диапазоне длительность термоцикла, интервал температурных колебаний и скорость изменения температуры. Ими показано, что при широком температурном интервале (примерно 200° С), в котором полиморфные превращения железа происходят полностью, деформация за определенное время пропорциональна числу циклов и трансформационная пластичность почти не зависит от скорости изменения температуры и длительности цикла. При узком интервале температурных колебаний (примерно 60° С) деформация за одно и то же время испытания почти одинакова и не зависит от числа циклов и скорости изменения тем- [c.69]

Юнг и Ратенау [293] обнаружили, что трансформационная деформация пропорциональна объемному эффекту AWF превращения и обратно пропорциональна прочностным свойствам материала при температурах фазового превращения. Механические свойства металла являются струк-турно-чувствительными характергютиками и с изменением упаковки атомов меняются. Естественно ожидать, что с появлением внутренних напряжений, связанных с изменением объема или формы превращенной области, деформация будет неоднородной преимущественно должна деформироваться фаза с более низким сопротивлением деформации. В железе, например, предел текучести аустенита значительно выше, чем у феррита, а скорость ползучести на установившейся стадии при 910° С почти в 200 раз меньше [365]. Поэтому преимущественно при фазовом превращении должен деформироваться феррит. О развитии пластической деформации в момент полиморфного превращения свидетельствуют приведенные выше данные об изменении структуры, связанном с накоплением дислокаций и развитием субструктуры феррита. [c.71]

Сагарадзе [515] исследовал один из способов МЛ — растворение дисперсных частиц вторых фаз (К1зТ1, V и др.) в железо-никелевом аустените при холодной деформации, приводящее к изменению состава твердого раствора в частности, вогфеки диаграмме фазового равновесия, в двухфазной области у + y ( П) при температурах деформации 20 С или [c.322]

Принято температуры равновесных превращений, совершающихся в железе и сталях в твердом состоянии, обозначать буквой А с соответствующим индексом. Температуры фазового равновесия указаны на диаграмме состояния Fe - Fea , поэтому обозначения связаны с линиями этой диаграммы (см. рис. 4.11). [c.110]

Для измерения давления применяются также датчик дацле-ния на основе эффекта ударного намагничивания и размагничивания. Датчики этого типа основаны на явлении изменения магнитных свойств материалов под действием давления и температуры в ударных волнах. При этом может происходить как потеря магнитных свойств, так и намагничивание. Изменение магнитных свойств в значительной мере зависит от состава ферромагнитного материала. Так, в [45] приведена зависимость изменения магнитных свойств от давления в ударной волне при исследовании углеродистого железа с содержанием 81 3.25 % по весу. На этой кривой отчетливо проявляется фазовый переход 1-го рода в железе, начало которого соответствует давлению 14.5 ГПа и окончание — -22.5 ГПа. [c.276]

Банди также показал, что при высоком давлении железо может кристаллизоваться в виде гексагональной плот-ноупакованной модификации [51]. Он построил равновесную диаграмму фазового состояния железа и установил параметры равновесного существования всех трех фаз (а, [c.35]

Прежде всего представляет интерес рассмотреть зависимость пластичности технически чистого железа от температуры деформации и установить ее связь, с фазовыми превращениями и изменениями микроструктуры при нагреве, В железе при нагреве ферритные зерна нестабильны, рост происходит интенсивно. При температурах, соответствующих критическим точкам железа, микроструктура крупиозернистая. Наиболее высокие удлинения в технически чистом железе, как. отмечено в работе [324], наблюдаются при температурах, близких к началу превращения. Автор исследовал пластичность технически чистого железа, содержащего 0,006 % С, в области фазовых превращений. При приближении к температуре начала а- -у-превращения удлинение заметно увеличивается, достигая максимума (50%) при 850°С — самой высокой температуре существования однофазного состояния (феррита). Появление аустенита при переходе в аусте-нито-ферритнук> область приводит к резкому снижению удлинения до 5 %. В аустенитной области удлинение с ростом температуры повышается и при 1000°С составляет 30 %, Напряжение течения монотонно снижается с повышением температуры деформации. В области фазового превращения отмечается некоторое повышение напряжения течения. [c.219]

Фазовое а у-нревращение в железе сопровождается такими изменениями объема, которые вызывают механические напряжения, достаточные для пластической деформации образцов. Металлографическое исследование монокристаллов очищенного в водороде армко-железа показало, что эта деформация действительно протекает, причем ее признаки очень схожи с признаками высокотемпературной ползучести (внутризеренное скольжение, скольжение по границам зерен, образование субзерен) [53]. Анализ деформации образца железа, подвергнутого циклической термо- [c.451]

Легирующие элементы оказывают влияние на температурный интервал превращений, структуру стали и фазовые превращения при нагреве. Никель и марганец снижают критическую точку Лсь хром, вольфрам, титан, и кремний повышают ее никель и кобальт увеличивают скорость распада карбидов и ускоряют фазовые превращения при нагреве стали кремний не образует в стали карбидов, снижает коэффициент диффузии углерода в железе, повышает температуру фазовых превращений. Карбидообразующие легирующие элементы хром, вольфрам и йанадий замедляют процессы фазовых превращений. Марганец снижает температуру фазовых превращений и образует карбиды. Интервал оптимальных закалочных температур сталей, легированных карбидообразующими элементами, имеет узкие пределы. [c.58]

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]

Превращения в стали при нагреве (условия образования аустенита). Цель нагрева стали при термической обработке — получение структуры аустенита. Структура доэвтектоидной стали при нагреве до точки Лс, состоит из зерен феррита и перлита (рис. 44). В точке начинается фазовая перекристаллизация перлита, который превращается в мелкозернистый аустенит. При нагреве сплава от температур Л , до Ас феррит растворяется в аустените. Взаэвтектоидной стали при нагреве выше точки Ас, перлит превращается в аустенит, а при дальнейшем нагреве цементит растворяется в аустените. Выше точки Ас будет только аустенит. Образование аустенита обеспечивает перестройку а-железа в - --железо с растворением в нем углерода. [c.101]

Можно также предцолагать, что высокая износоустойчивость фос- фатных пленок обусловлена особым эпитаксиальным сращением кристаллов фосфатов с металлической подложкой и близостью значения параметров кристаллической решетки фазовых составляющих железа (а-Ре — 5,73 и 11,46) и фосфатной пленки (гопеита — 5,03 и 10,64). Важным фактором, обусловливающим высокую износостойкость пленок, может также являться и соответствующая твердость их фазовых составляющих [25]. Значения твердости (по шкале Мооса) минеральных составляющих наиболее часто применяемых. фосфатных пленок приведены в табл. 63. [c.246]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...