Аустенит неоднородный

Скорость 3 растет с увеличением времени выдержки. При изменении температуры нагрева изменяются величина и зависимость Уз от переохлаждения (рис. 8.17). Неоднородности в аустените вызывают увеличение Уз, поскольку центры кристаллизации формируются не только на границах, но и внутри зерен. [c.101]

Степень обогащения остаточного аустенита С при промежуточном превращении тем выше, чем выше температура превращения. После частичного промежуточного превращения аустенит становится неоднородным по концентрации С. [c.105]

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]

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]

При быстром охлаждении после цементации в аустените не происходит заметного дробления блоков мозаики и имеет место однородная микродеформация. Дробление блоков мозаики и неоднородная деформация имеют место после длительного испытания на износ. [c.14]

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]

При достижении конца превращения из каждого зерна перлита получается много зерен аустенита. Но эти зерна пока еще имеют неоднородный химический состав. Богаче углеродом те зернышки, на месте которых раньше были пластинки цементита. Зерна, расположенные по прежним участкам феррита, содержат меньше углерода. Выравнивание химического состава происходит процессом диффузии в течение определенного времени. Аустенит с однородным химическим составом называется гомогенным. Процесс гомогенизации аустенита ускоряется с ростом температуры. [c.123]

В момент завершения превращения наблюдается значительная химическая неоднородность аустенита. На месте прежних ферритных зерен аустенит содержит меньше углерода. Но эта неоднородность быстро устраняется благодаря диффузии. [c.123]

После окончания процесса "g образования аустенита последний q получается неоднородным, т. е. а концентрация углерода в различ- ных участках его оказывается л неодинаковой. В местах, где раньше располагался цементит, содержание углерода в аустените будет более высоким, чем в местах, где находится феррит. Для выравнивания состава аустенита по всему объему требуется добавочное время, которое отмечено на фиг. 112 пунктирной кривой. [c.183]

В результате высокой скорости индукционного нагрева аустенит получается чрезвычайно мелкозернистым и неоднородным в отношении содержания углерода и других примесей. При повышении температуры индукционного нагрева диффузия выравнивает со- [c.262]

Эвтектоидная и заэвтектоидная стали подвергаются только неполному отжигу, так как при этих температурах происходит практически полная перекристаллизация перлита, который приобретает зернистое строение вместо пластинчатого. Зернистое строение обеспечивается тем, что при небольшом превышении температуры нагрева над Ас аустенит сохраняет неоднородность и частицы не полностью растворившегося цементита служат зародышами при последующей кристаллизации перлита из аустенита в процессе охлаждения стали. [c.50]

При нагреве заэвтектоидной стали выше температуры точки в аустените начинает растворяться избыточный цементит. Выше точки А (линия ES) сталь состоит только из аустенита, неоднородного по химическому составу. В тех местах, где был цементит, аустенит богаче углеродом, а там, где был феррит, — беднее. Поэтому при термической обработке для выравнивания химического состава аустенита сталь нагревают до температуры, немного выше верхней критической точки А д, и выдерживают при этой температуре. [c.184]

Зародыши новой фазы - аустенита - образуются на межфазных поверхностях раздела феррита и цементита. Переход перлита в аустенит состоит из двух элементарных процессов полиморфного превращения Рбц Fe и растворения в у-железе углерода цементита. Растворение цементита запаздывает по сравнению с полиморфным превращением. Поэтому после превращения феррита в аустенит необходимо дополнительное время для устранения неоднородности аустенита — период гомогенизации аустенита. [c.434]

Если эвтектоидную сталь охладить только до комнатной температуры, то в структуре кроме мартенсита будет присутствовать некоторое количество остаточного аустенита. Наличие остаточного аустенита нежелательно, так как это приводит к неоднородности свойств по сечению и изменению размеров деталей. Последнее обстоятельство объясняется тем, что мартенсит имеет наибольший удельный объем по сравнению с другими структурами, а аустенит — наименьший. Поэтому при переходе от аустенитной структуры к мартенситной объем и размеры деталей увеличиваются. К особенностям мартенситного превращения относится то, что оно происходит только при непрерывном охлаждении. Задержка охлаждения при температу- [c.438]

При достижении температуры A i в сталях начинается превращение перлита в аустенит. Кристаллы аустенита зарождаются преимущественно на межфазных поверхностях раздела феррита с цементитом (рис. 6.11). Превращение состоит из двух параллельно идущих процессов полиморфного а —> 7 превращения и растворения в Fe->. углерода цементита. Полиморфное превращение идет с более высокой скоростью, поэтому по завершении его аустенит сохраняет неоднородность по углероду, для устранения которой требуется определенное время. [c.163]

Перлитное (эвтектоидное) превращение. В области температур Ai в случае не -слишком сильного переохлаждения (приблизительно до 550° С) превращение аустенита начинается с образования центров зарождения цементита (карбида) по границам зерен аустенита. Центры зарождения цементита вследствие направленной в их стороны диффузии углерода быстро увеличиваются в длину и в ширину, однако их рост в толщину происходит медленно, вследствие чего образуются пластинки цементита. В пространстве между зернами цементита содержание углерода в аустените уменьшается, и аустенит превращается в феррит. В дальнейшем идет рост пластин цементита и феррита. Структуру, представляющую неоднородную смесь, состоящую из пластин феррита и цементита, называют перлитом. Чем больше степень переохлаждения, тем больше количество и меньше размер возникающих зародышей новых фаз, скорость роста которых замедляется из-за уменьшения диффузии. Поэтому зерна цементита становятся все тоньше и тоньше и, кроме того, толщина феррита между ними уменьшается таким образом возникает все более тонкий перлит. Толщина пластинок, находящихся в перлите, в зависимости от температуры превращения колеблется от 0,2 до 10 мкм. Различные по величине виды пластинчатого перлита (эвтектоида) называют просто перлитом, причем даже тогда, когда пластинчатая структура более тонкого перлита может быть различима только при [c.133]

В сплаве Г44, где аустенит является единственной и стабильной структурной составляющей, наблюдается ячеистая структура с невысокой плотностью дислокаций в границах (рис. 99). Дислокационная структура аустенитных железомарганцевых сплавов имеет вид, характерный для аустенитной матрицы после деформации. Этот вопрос требует дополнительных и более тщательных исследований. Такая неоднородность структуры может быть обусловлена сильной концентрационной неоднородностью марганцовистого аустенита ликвационного происхождения. [c.234]

Неоднородность распределения барьеров в аустените приводит к анизотропности величины напряжения сдвига, что объясняет наблюдаемый разброс значений скоростей изотермического роста кристаллов. Отдельные препятствия вызывают остановку растущих пластин, которые через некоторое время, необходимое для термически активируемого преодоления препятствия, возобновляют свой рост. Весьма характерными были случаи эстафетного роста цементитных пластин при достижении ими двойниковых и межкристаллитных границ. [c.60]

Если считать аустенит однородным, когда колебания концентрации хрома иаходятся в пределах 0,05% Сг, то для этой стали с перлитом 2А=1,2 ж/с, при 800° оценочный расчет [21] дает общее время гомогенизации по хрому, превышающее 15 мин. Из этого примера ясно, что даже для среднелегированной стали исчезиовение карбидов не свидетельствует о равномерности распределения легирующих элементов, для которого требуются много большие выдержки. Более того, аустенит, неоднородный по хрому, не может быть однородным и по углероду, так как при этом возник бы градиент активности углерода, вызывающий восходящую диффузию. Неоднородное распределение легирующих элементов. неизбежно поддерживает неоднородность по углероду, так что процессы выравииваиия идут параллельно. Вследствие этого гомогенизация легированного аустенита по углероду может замедляться в тысячи раз по сравнению с углеродистой сталью. [c.594]

В аустените, переохлажденном до соответствующих температур (ниже точки е), происходит диффузионное перераспределение углерода, в результате которого образуются участки аустенита, богатые и бедные углеродом. Образование концентрационной неоднородности приводит к возникновению напряжений, а так как для бедных по углероду участков мартенситная точка лежит выше температуры изотермической выдержки, то пластическая деформация приведет к - а-превращенпю ио мар-тенситной реакции. Превращение 7 0 при бейнитном превращении по мартенситному типу является его характерной особенностью и подтверждается тем, что образование бейнита сопровождается появлением рельефа на полированном шлифе. [c.270]

Напряжения второго рода возникают вследствие неоднородности кристаллического строения и различия физико-механических свойств фаз и структур сплавов. Фазы, например в черных металлах, феррит, аустенит, цементит, графит обладают различной кристаллической решеткой их плотность, прочность и упругость, теплопроводность, теплоемкость, характеристики теплового расширения различные. Структуры, представляющие собой смесь фаз, например перлит в сталях, а также закалочные структуры, в свою очередь, обладают отличными от смежных структур свойствами. Различие кристаллической ориентации зерен металла обусловливает анизотропию физико-механических свойств микрообъемов металла. В результате совместного действия этих факторов возникают внутри-зеренные и межзеренные напряжения еще в нронессе первичной кристаллизации и при последующих прев эащениях во время охлаждения. При высоких температурах напряжения уравновешиваются благодаря пластичности материала. Однако они проявляются в низкотемпературной области, возникая при фазовой перекристаллизации и выпадении вторичных и третичных фаз (фазовый наклеп), при каждом общем или местном повышении температуры (из-за различия теплопроводности и коэффициентов линейного расширения структурных составляющих), приложении внешних нагрузок (из-за различия и анизотропии механических свойств), а также нрп наклепе, наступающем в результате общего или местного перехода напряжений за предел текучести материала. [c.152]

Протекание пластической деформации в микрообъемах двухфазного металла шва (сталь 12Х18Н10Т — аустенит и 8 феррит, сплав АМгб — твердый раствор на основе алюминия и интермсталлидные фалы) носит неоднородный характер, а морфология второй фазы оказывает на нее существенное влияние вне зависимости от материала. [c.147]

Исследование деформации сварных швов стали Х18Н10Т выявило ту же зависимость более неоднородное протекание деформации при зернограничном расположении второй фазы и разрушение металла в этом случае при меньших напряжениях (табл. 2). Возникновение трещин до момента разрушения наблюдалось в сварных швах, выполненных электрошлаковой сваркой. Микрорентгеноспектральный анализ показал, что при этом способе сварки б-феррит более обогащен хромом, чем аустенит (22% Сг в б-феррите и 17,2 Сг в аустените). Микротвердость феррита также выше, чем аустенита 260 кге/мм и 210 кге/мм со- [c.149]

Пороками цементованных деталей являются мягкие места на их поверхности после закалки. Происхождение их связано с образованием троостита закалки (фиг. 172, д х 100) вследствие неоднородности концентрации углерода в исходном аустените, а главное из-за недостаточно быстрого охлаждения при закалке. Мягкие места на поверхности цементованных деталей могут образоваться и вследствие недостаточного науглероживания. Микроструктура закаленной поверхности недоцементованной стали (фиг. 172, е X 100) обнаруживает мартенсит и феррит. [c.283]

Сравнение результатов испытания на ударную вязкость, проведенного после закапки при различных температурах, указывает на то, что существует связь микроструктуры с видом микроповерхности изломов. Из данных, приведенных на рис. 13, вытекает, что ударная вязкость стали в поперечном направлении повышается по мере увеличения температуры закалки до 1173 К и затем снова снижается. Уменьшение ударной вязкости после закалки с более низкой температуры указывает на то, что эта температура слишком низка для полного превращения феррита в аустенит, который несмотря на малое его количество (следы) может снижать ударнук) вязкость после закалки вследствие неоднородности структуры. Повышение температуры закалки до определенной величины приводит к выравниванию структуры и увеличению пластичности. Однака чрезмерное повышение температуры закалки приводит к снижению ударной вязкости в результате увеличения зерна аустенита, а также закалочных напряжений. [c.26]

Недостатками углеродистых сталей яв яется малая прокаливаемость и закаливаемость Она не озволяет применять эти стали для инструмента сечением олее 20—25 мм Стали нетеплостойки, высокая твердость X сохраняется лишь до температур 250—200°С Стали имеют высокую чувствительность к перегреву вследствие астворения избыточных карбидов в аустените Может аблюдаться неоднородная твердость на поверхности ин-трумента вследствие возможности частичного распада па перлитной ступени при переносе инструмента из печи в охлаждающую среду [c.358]

В соответствии с рассмотренным бейнитное превращение в изотермических условиях не идет до конца (сохраняется высокоуглеродистый аустенит). Структура бейиита неоднородна и зависит от температуры изотермического превращения. Обычно различают верхний и нижний бейнит (рис. 41). [c.49]

Диффузионные процессы в микрообъемах металла, примыкающих непосредственно к поверхности трения или к пленкам вторичных структур, могут приводить к значительным структурным изменениям в этих микрообъемах. Фрикционный нагрев способствует протеканию в поверхностном слое процессов отпуска, возврата и рекристаллизации, что приводит к разупрочнению поверхности, снижению ее несущей способности, усилению схватывания. В тяжелых условиях трения (высокие скорости и давления, отсутствие смазки), когда имеет место интенсивный фрикционный нагрев, в поверхностном слое стали может происходить а -> Y превращение. Возникает так называемый аустенит трения. И. М. Любарский с сотр. обнаружил на поверхности трения стали 20Х2Н4А аустенитный слой толщиной в несколько микрометров. После прекращения трения в процессе охлаждения этот аустенит полностью или частично распадался [20.40]. Аустенит трения в ряде случаев обладает повышенной устойчивостью и может сохраняться в структуре после охлаждения до комнатной и более низких температур. Это объясняется высоким уровнем его легированности, а также стабилизирующим влиянием деформационного и фазового наклепа. Поверхностный слой обогащается легирующими элементами в результате их диффузии из глубинных слоев металла (термодиффузия, восходящая диффузия), а также из окружающей среды. Так, при термическом разложении смазки в зоне контакта поверхность металла может насыщаться углеродом и другими элементами, содержащимися в смазке. Аустенит трения, обладая повышенной прочностью, теплостойкостью, может, увеличивать сопротивление стали изнашиванию. Образование аустенита при трении и его ускоренное охлаждение (вторичная закалка) приводят к формированию нетравящихся ( белых ) слоев на поверхности стальных деталей. Белые слои обладают высокой микротвердостью Я = 9 — 15 ГПа и значительной хрупкостью. Структура белых слоев и условия их возникновения при трении были рассмотрены в работах Б. Д. Грозина, К- В. Савицкого, И. М. Любарского и др. Установлено, что белые слои характеризуются высокой дисперсностью структуры, химической неоднородностью и сложным фазовым составом. В них присутствуют аустенит (20—80%), так называемый скрытноигольчатый (или мелкокристаллический) мартенсит и карбиды. В условиях динамического нагружения белые слои из-за высокой хрупкости интенсивно выкрашиваются, что и ведет к ускоренному повреждению поверхности. [c.396]

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]

Наибольшее практическое значение в настоящее время имеет межкристаллитная коррозия металлов в электролитах, рассмотрению методов изучения которой и будет посвящена настоящая глава. Относительно низкая коррозионная стойкость металлов ло границам зерен связывается с повышенной электрохимической неоднородностью в этих районах. Обычно последнее является следствием выделения но границам зерен вторичных фаз, которые могут быть либо эффективными анодами, либо катодами по отношению к близлежащим участкам твердого раствора. Такими фазами, например, при нагреве многих хромистых и хромоникелевых сталей до температуры 450—850° С могут быть хромовожелезные карбиды Сг4(Ре)С, сигма-фаза, обедненный хромом аустенит [109], а при нагреве после закалки до 150° С многих алюминиевых сплавов — металлическое соединение СиАЬ [110]. Разрушение этих материалов имеет наибольшее практическое значение. Однако даже для них еще не разработаны методы определения склонности к межкристаллитной коррозии, полностью удовлетворяющие исследователей и практиков. [c.96]

Таким образом, мы видим, что как в отношении аустенит-ных, так и в отношении ферритных сталей вопрос об объяснении сущности наблюдаемых явлений все еще остается опорным. Тем не меяее все эти теории, по нашему мнению, должны считаться с тем фактом, что даже при высоких температурах твердый раствор не является однородным. Неоднородность раствора может быть обусловлена тем, что он включает в себя продукты, образовавшиеся в момент затвердевания раствора, как например временно появившийся дельта-феррит, либо тем, что твердый раствор подвергся дегомогенизации под воздействием явлений сегрегации, существование которых было доказано экспериментально. [c.161]

Комбинированный метод травления рекомендуется также для выявления структурных составляющих и химической неоднородности в марганцовистых чугунах [2]. Шлиф после слабого травления 2%-ным раствором нагревают до 250—300°С, т. е. до появления на поверхности желто-фиолетового или желто-синевато-фиолетового цвета. При этом цементит приобретает фиолетовый или сине-фиолетовый цвет, силикокарбид железа — светло-желтый, перлит — коричневый или синеватый, мартенсит — темно-коричневый, аустенит — желтовато-коричневый цвет. Феррит не травится. [c.6]

Реактив предложен для травления закаленных сталей. Троостит и троостосорбит окрашиваются в темно-коричневый цвет мартенсит и аустенит не травятся. Травление данным реактивом позволяет в определенной степени выявить неоднородность перлита в отожженной стали, содержащей марганец и хром [88]. [c.13]

Процесс растворения карбидов сопровождается диффузией углерода в аустенитные области, что сказывается в появлении по границам у-фазы характерной светлой каемки (рис. 2, б, б). Эта каемка представляет собой аустенит с повышенной по сравнению с центральными областями концентрацией углерода. Особенно наглядно неоднородность в структуре как матрицы, так и дустенит- [c.105]

На электронно-микроскопических снимках (см. рис. 3.16, а, 5) в пределах аустенитных глобулей виден размытый полосчатый контраст, который повторяет контуры бывших дисперсных у-кристаллов и объясняется концентрационной неоднородностью сплава Н32, вызывающей появление разнотолщинности фольги в хфоцессе полировки. При перемещении границы глобуля на второй стадии а - у превращения (490-520°С) диффузия проходит, как при массивном превращении, лишь на короткие расстояния, сохраняя концентрационную неоднородность по никелю (на месте приграничных районов дисперсных у-ппастин, вероятно, - повышенную концентрацию никеля, а на месте прилегающих к ним участков а-фазы - пониженную концентрацию). Аустенит с концентрацией никеля, близкой к исходной, появляется в тех местах остаточной а-фазы и образующихся у-кристаллов, где ранее не прошла диффузия, а также на месте остаточного аустенита (концентрационная неоднородность сплава обнаруживается и в световом микроскопе, выявляющем неоднородно травящиеся следы бывшего а -мартенсита, проявляющиеся в структуре мелкозернистого глобулярного аустенита). [c.134]

Увеличение температуры и времени нагрева способствует рас-творению 7-фаэы, присутствующей на границах зерен, и устранению химической неоднородности аустенита. Такое изменение структуры сопровождается повышением пластичности и при известных условиях приводит к получению механических свойств, не отличающихся от свойств после фазового наклепа с применением обработки холодом (табл. 5.3). Само собой разумеется, что нельзя допускать повышение температуры нагрева при обратном а у превращении до температуры рекристаллизации фазонаклепанного аустенита и его полного разупрочнения. Заключительное низкотемпературное старение эффективно упрочняет фазонаклепанный аустенит и при оптимальных условиях обеспечивает высокий комплекс прочностных и пластических свойств. Вместе с тем, когда упрочнение фазовым наклепом осуществляется на базе мартенсита старения, следует остерегаться перестаривания и снижения пластичности не только в процессе предварительного старения, но и при заключительном низкотемпературном старении фазонаклепанного аустенита (см. рис. 5.24). [c.197]

Расчеты численных значений автокорреляционной функции и частотных характеристик показали, что при упрочняющей ТЦО аустенит, получающийся в результате ускоренной перекристаллизации, обладает некоторой неоднородностью, которая обусловлена невозможностью полной реализации самодиффузионных процессов. Это позволяет унаследовать , транслировать дефекты (типа двойников, дислокаций и т. д.) из низкотемпературной области в уфэзу и обратно. Степень фазового наклепа определяется конкуренцией между накоплением упрочняющих искажений решетки (механизм дислокационный) и неупрочняющей (диффузионной) релаксацией напряжений. [c.31]

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]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...