А фаз количественный

Для количественной металлографии двухфазных систем необходимы несколько определений. Согласно работе [86], объемное содержание а-фазы / устанавливается по точкам отсчета и [c.59]

На рис. 14 показано схематически изменение пластичности стали при высоких температурах в зависимости от соотношения в ней феррита и аустенита. Если преобладает а - фаза (феррито-аустенитные стали) или, наоборот, у - фаза (некоторые аустенитные хромоникелевые стали), то пластичность достаточно велика и горячая пластическая деформация не сопровождается образованием трещин, рванин, плен и других характерных дефектов металла. Схема не дает информации об изменениях в стали, которые могут происходить при колебаниях температуры. В частности, возможно количественное изменение в соотношении фаз. Тем не менее она позволяет установить температурно-деформационный режим пластического деформирования стали в сл) ае, когда известна температурная зависимость соотношения основных фаз. При определенном соотношении а - и у - фаз, когда количество той или другой из них превышает 20-25 % при температуре деформирования, пластичность стали уменьшается. Это может вызвать образование характерных дефектов стали, так как условия горячей пластической деформации весьма жестки. [c.43]

Для данного сплава можно определить фазовое состояние при любой заданной температуре, например при Используя правило определения состава фаз, через точку т проводим горизонтальную линию до пересечения с ближайшими линиями диаграммы состояния ЕР и FQ проекции точек пересечения а и 6 на ось концентрации укажут состав фаз. Твердый раствор а имеет состав, соответствующий Хд, а твердый раствор /3-состав, соответствующий Q. Количественное соотношение /3- и а-фаз при будет определяться соответственно отрезками am и mbi (в масштабе всего отрезка abi). [c.93]

На рис. 4.5, в в виде схемы показана пластинчатая эвтектика. Кристаллы а и / здесь имеют форму пластин и равномерно чередуются между собой, образуя колонии. При охлаждении эвтектики при температуре ниже точки С состав /3-фазы не изменяется, а состав а-фазы, входящей в эвтектику, изменяется по линии ЕР, в результате чего выделяются вторичные кристаллы /Зц (см. рис. 4.4). При 20 - 25 °С состав эвтектики в сплаве будет иметь фазы ар + fiq + /Здц. Однако в этом случае наблюдать под микроскопом фазу не удается. Так как эвтектика (а + 13р) содержит фазы строго определенного состава и количественного соотношения, ее принято считать одной структурной составляющей (хотя следует помнить, что она состоит из двух фаз) с присущими ей характерными свойствами. Несмотря на то что диаграмма состояния отражает только фазовый состав, тем не менее на ней часто указывают и структурный состав. [c.94]

Водород повышает стабильность /3-фазы, снижает критическую скорость закалки, а также температуры начала и конца мартенситного превращения, увеличивает прокаливаемость и позволяет при малых скоростях закалки получить большое количество стабилизированных водородом метастабильных фаз. Неравномерно распределяясь между а- и /3-фазами, водород вызывает перераспределение между ними основных легирующих компонентов, т.е. изменяет условия распада водородосодержащей /3-фазы. Это создает напряжения в обеих фазах, при которых зародыши а-фазы теряют связь с матрицей изменяется объемный эффект превращения и количественное соотношение фаз. Все это расширяет возможности управления морфологией и размерами частиц а-фазы. [c.409]

Для построения количественной теории, основанной на вышеизложенной концепции, необходим расчет упругой энергии заключенного в матрице кристалла. Если предположить, что матрица упруго изотропна, расчет этот для эллипсоидального включения может быть проведен путем рассмотрения следующей последовательности мысленных операций (Эшелби [29]). Вырежем из матрицы некоторый объем а-фазы и дадим ему возможность превратиться в р-фазу. Приложим теперь к поверхности этого кристалла напряжения, которые возвратят его размер и форму к размеру и форме полости в матрице. Поместим нашу р-фазу в эту полость, сварим поверхности раздела и дадим напряжениям возможность релаксировать. Таким путем мы оценим упругую энергию при когерентном превращении. Если два кристалла некогерентны, то в расчет принимается только изменение объема в этом случае можно считать, что полость заполнена сжимаемой жидкостью, объем которой равен нормальному объему р-кристалла. [c.336]

При данной температуре в равновесии могут существовать (см. рис. 60, б) одна а-фаза в сплавах, имеющих концентрацию менее С, три фазы а, р и у, в сплавах, имеющих концентрацию в пределах С — С , и состав, отвечающий точкам С , и (изменение состава в пределах от С, до С, не изменяет равновесного состава фаз, а приводит только к изменению количественного соотношения между фазами) одна р-фаза устойчива в сплавах, имеющих концентрацию более С,. [c.94]

Схематически изменение пластичности стали при высоких температурах в зависимости от соотношения количеств аустенита и феррита в структуре показано на рис. 110 [123, 124]. Если значительно преобладает а-фаза при высоких температурах (феррито-аустенитные стали) или значительно преобладает у-фаза (ряд аустенитных хромоникелевых сталей), то пластичность достаточно высока и горячая пластическая деформация не сопровождается образованием трещин, рванин и плен. Приведенная схема, естественно, не учитывает изменений, возможных с понижением или повышением температуры стали, когда изменяется количественное соотношение фаз, но позволяет выбирать температурно - деформационный режим пластической деформации, если известна температурная зависимость соотношения фаз. При некотором соотношении фаз, когда количество а- или у-фазы при температуре деформации превышает 20—25%, пластичность стали уменьшается, что приводит к известным дефектам при жестких условиях горячей пластической деформации. [c.175]

Кроме того, по изменению намагниченности насыщения можно определять количественное соотношение фаз, если известны намагниченность насыщения каждой из них и намагниченность насыщения сплава в целом. Можно, в частности, определять количество присутствующих в закаленной стали остаточного аустенита (парамагнитной фазы) и мартенсита (ферромагнитной фазы). Для этого необходимо определить намагниченность насыщения изучаемого образца стали, в котором могут присутствовать эти обе фазы, и образца той же стали, выбираемого в качестве эталона, в котором должна присутствовать только одна ферромагнитная фаза. Для правильного решения необходимо, чтобы концентрация а-фазы (мартенсита) в образце и в эталоне была бы одинаковой. При изучении углеродистых и низколегированных сталей это условие легко выполняется, если изучаемый образец и эталон закаливают одновременно и в одинаковых условиях, а затем эталон немедленно охлаждают до низких температур (примерно до —70°). Такое охлаждение эталона превращает почти весь остаточный аустенит в мартенсит. [c.183]

Зарисовать наблюдаемую в микроскоп структуру и определить по правилу отрезков примерное содержание углерода в среднеуглеродистой стали, а также количественное соотношение присутствующих в ней фаз и структурных составляющих. Указать свойства фаз и структурных составляющих исследуемых сталей, а также возможные области применения этих сталей в промышленности. [c.280]

С помощью диаграмм состояния определяют температуру плавления и полиморфных превращений в сплавах, сколько фаз и какие фазы имеются в сплаве данного состава при данной температуре, а также количественное соотношение этих фаз в сплаве. [c.109]

Глубина распространения каждой из отмеченных зон, а также количественное распределение фиксируемых фаз опреде-ляются режимами механической обработки и эксплуатации, а следовательно, сочетанием величин температуры и давления в условиях их одновременного импульсного воздействия на сталь. [c.281]

На рис. 5.8 показано качественное изменение основных параметров, а некоторые количественные результаты конкретных расчетов и экспериментов приведены на рис. 5.9, 5.10. Результаты расчетов и экспериментов отражают развитие процесса конденсации. На первой стадии этого процесса (см. рис. 5.8) при достижении достаточно большого перенасыщения зарождаются ядра конденсации, и процесс зарождения ядер завершается на достаточно малой длине, скорость их образования имеет резко выраженный максимум и достигает больших значений — до 10 частиц/см с, после чего скорость образования снижается до нуля. Общее число ядер на первой стадии процесса конденсации также быстро растет и достигает величины 10 частиц/г однако затем число ядер остается неизменным. Далее наступает вторая стадия процесса конденсации, в которой уже в основном происходит рост частиц на образовавшихся ядрах и увеличение массовой доли жидкой фазы. За счет выделе- [c.206]

На рис. 7.13, б приведены кривые переходных процессов по напряжению СГ для этой же ЭЭС и случая несимметричной нагрузки. Последовательность моделируемых режимов такова включение возбуждения СГ, наброс номинальной нагрузки и обрыв фазы А. Во всех примерах апробации ППП Динамика ЭЭС> результаты моделирования дают хорошее качественное и количественное совпадение с результатами эксперимента. [c.230]

При постоянном давлении Р = 3,6 Мпа и температуре Гц = 288 К исходного газа и при степени расширения газа Р Рн = 3-8 было установлено, что конденсат образуется в вихревой камере термотрансформатора, а в холодном и горячем потоках на входе термотрансформатора он практически отсутствует. Количественная оценка экспериментально полученного количества конденсата в работе [34] отсутствует. Однако полученные экспериментальные данные полностью согласуются с расчетными данными, полученными по методике, представленной алгоритмом на рис. 6.5, и выводами, сделанными на основе расчетов и графиков (рис. 9.30) о том, что наибольшее количество жидкой фазы образуется в сечении 0-0 на выходе из вихревой камеры. [c.266]

Л 1еньшее применение по сравнению с только что рассмотренными двумя классами стали - аустенитным и аустенитно-мартенситным — имеют стали аустеннто-ферритного класса (их еще иногда называют двухфазными). Причина за слючается в том, что эти стали отличаются нестабильностью свойств — небольшие колебания и составе (внутри марочного содержания элементов) приводят к существенному изменению количественного соотношения у- и а-фаз и, следовательно, к различию в свойствах. [c.495]

Амплитуды отражённых А г и преломлённых А волн в соответствии с граничными условиями линейным образом выражаются через амплитуду падающей волны, подобно тому, как эти величины в оптике выражаются через амплитуду падающей эл.-магн. волны с помощью Френеля формул. Отражение плоской волны количественно характеризуется амплитудными коэф. отражения, представляющими собой отношения амплитуд отражённых волн к амплитуде падающей == = Аг/А. Амплитудные коэф. отражения в общем случае комплексны их модули определяют отношения абс. значений амплитуд, а фазы задают фазовые сдвиги отражённых волн. Аналогично определяются и амплитудные коэф. прохождения А /Л . Перераспределе- [c.505]

Следует отметить, что сопоставление состава аустенита, экспериментально определяемого при данной температуре, с концентрахщей, соответствующей линии GS равновесной диаграммы, в условиях скоростного нагрева нельзя считать правомерным. Дело в том, что диаграмма состояния характеризует состав сосуществующих при данной температуре фаз для их равновесного количества. При 780°С аустенит в стали 30 будет содержать 0,4 % С, если его количество, в соответствии с диаграммой, достигнет примерно 70 %. В условиях же скоростного нагрева при 780°С появляются, по словам авторов, первые признаки аустенита [3], что связано со смещением в область более высоких температур инструментального начала а -> 7-превращения. По данным В.Н. Гриднева, это должно отвечать примерно 10 % 7-фазы. Таким образом, в данном случае равновесная диаграмма состояния количественно не описывает процесс образования аустенита. При скоростном нагреве одновременно с A i повышается и температура окончания а -> 7-превращения, т.е. смещается вверх и линия GS. Это хорошо видно из рис. 2 при скоростном нагреве а-фаза исчезает при температуре выше 900°С, тогда как равновесное значение Асз для стали 30 800°С. Естественно, что сравнивать состав аустенита, возникшего в таких неравновесных условиях, когдаеговсего 10вместо 70 %, с концентрацией, соответствующей равновесному положению линии GS, нельзя. [c.12]

В структуре сталей с высоким содержанием хрома часто имеется а-фаза (Fe r), природа которой полностью не выяснена. Эта фаза отличается высокой твердостью и хрупкостью. Появление этой фазы в структуре стали приводит к резкому снижению ее эрозионной стойкости. Это объясняется не столько хрупкими свойствами самой с-фазы, сколько возникновением внутренних напряжений в твердом растворе при ее образовании. Выделение а-фазы, как правило, сопровождается значительными изменениями объема, что и является причиной хрупкого состояния стали. Образование ст-фазы зависит главным образом от качественного и количественного состава стали. Легирующие элементы в хромистых сталях по-разному влияют на склонность к образованию а-фазы (табл. 48). [c.157]

Предполагается, что охрупчивание при низкой температуре может быть вызвано несколькими причинами образованием е-фазы (ГПУ-решетка) и а-фазы (ОЦК-решет-ка) [177] влиянием выделений второй фазы на границах зерен [139] возможным появлением ковалентных межатомных сил связи [1] количественным соотношением мартенсита, образовавшегося при охлаждении и деформации [139], особенностями физических свойств твердого раствора [118, 120]. К особенностям физических свойств железомарганцевых сплавов следует отнести 1) сложный характер межатомного взаимодействия, обусловленный различным электронным строением атомов железа и марганца 2) скомпенсированность атомных магнитных моментов при антиферромагнитном упорядочении 3) близость температур фазовых и магнитных переходов 4) особый механизм зарождения е-мартенсита, зависящий от ближайшего окружения атомов [2]. [c.240]

Упрочнение при отпуске стали, легированной только ванадием, сопровождается практически полным выделением ванадия из аустенита в составе карбида V . Эффективность влияния карбидов ванадия выше, чем интер-металлидов типа NiAl или Н1з(А1 Ti)2, а-фазы типа Fe— Сг и карбида СггзСе [9]. Легирование стали несколькими элементами, обеспечивающими получение в структуре нескольких карбидных фаз, открывает новые возможности повышения прочности. При одновременном легировании ванадием и вольфрамом наблюдается более интенсивное упрочнение не только после отпуска, но уже и в закаленном состоянии. Механизм влияния вольфрама может быть различным. Так как атомные радиусы ванадия и вольфрама близки, то монокарбид вольфрама (W ) может растворяться в карбиде ванадия (V ), но при дисперсионном твердении, если этот процесс и происходит, то количественно он незначителен [2]. При дисперсионном твердении одновременно протекают два процесса образование участков карбидной фазы, когерентно связанной с аусте-нитом, и обособление карбидов, их коагуляция. При содержании вольфрама до 4% коагулированных карбидов почти нет,— вольфрам, не уменьшая общего количества карбидов V , задерживает их обособление и повышает прочность. При содержании вольфрама 6—8% количество образующихся при отпуске карбидов V уменьшается и прочность падает. При этом увеличивается количество карбидов FesWs , которые не растворяясь в аустените, связывают углерод и уменьшают количество вольфрама, участвующего в дисперсионном твердении. Обеднение аустенита углеродом при отпуске приводит к образованию е-фазы, что в свою очередь вызывает дополнительное упрочнение [2]. [c.296]

Эта модель включает фазу нарастания функции А (t) до максимального значения А , фазу продолжительностью — Tj, на которой псевдоогибающая имеет постоянное значение, и фазу затухания. Поскольку в формулу (6.74) входит произведение двух функций, то фактические огибающие ускорения а (t) отличаются от функций А (/). Это отличие в основном количественное, если стационарный случайный процесс ф t) узкополосный, но оно может стать качественным, если спектр процесса ф (t) достаточно широк. В этом причина введения термина псевдоогибающая . [c.246]

Для определения содержания ферритной фазы (а-фазы) в сварных швах изделий пз сталей аустеиитного и аустенптно-ферритного классов разработан прибор МФ-ЮФ. Он лможет быть использован также для контроля содержания ферритной фазы в металлургических полуфабрикатах (прутках, листах, трубах и т. п.) п прп научных исследованиях. В основу метода количественного определения ферритной фазы положено относительное измерение магнитной проницаемости испытуемого материала с помощью описанного выше накладного датчика системы постоянный магнит — феррозонд. [c.80]

После деформации с обжатием 26—28% изменяются в основном микроискажения кристаллической решетки, размеры областей когерентного рассеяния мало изменяются во всем интервале температур деформации. Физическое уширение линии (220) изменяется в зависимости от температуры деформации так же, как величина микроискажений кристаллической решетки а-фазы. После прокатки углеродистых сталей с обжатием 26—28% отношение ширины линии (220) к ширине линии (ПО) укладывалось в пределах три—шесть, но для большинства температур прокатки, в том числе в интервале температур динамического деформационного старения, оно было ближе к шести. Согласно данным работы [519], это указывает на то, что уширение рентгеновских линий происходит преимущественно за счет микроискажений кристаллической решетки а-фазы и в меньшей мере — за счет малости блоков. В этих условиях микроискажения могут быть рассчитаны по истинному физическому уширению линий вполне достоверно [506]. Малый вклад блоков в уширение рентгеновских интерференционных линий после прокатки с обжатием 26—28% обусловлен, по-видимому, тем, что блоки, как известно, интенсивно дробятся при увеличении степени деформации до 10 15%, при дальнейшем увеличении степени деформации размеры их практически не изменяются [506, 520]. Количественную зависимость между характеристиками механических свойств и тонкой кристаллической структуры устанавливали на основании статистической обработки с определением критериев значимости полученных зависимостей по методике Браунли [521]. [c.278]

Температура деформации огнеупорных материалов в основном определяется их химико-минералогической природой, т. е. наличием тех или иных кристаллических фаз, ха рактером строения, а также количественным соотношением между кристаллической я стекловидной (аморфной) фазами и, наконец, вязкостью жидкой фазы, образующейся при плавлении более легкоплавких кристаллической и стекловидной фаз. Некоторое значение имеет также строение ог-неулара, характер его зерново(го состава. У более плотных и прочных изделий начало деформации (начало размягчения, 4 и 40% сжатия) наступает дри более высоких температурах. На температуры конца деформации (20— [c.135]

ЩИХСЯ в равновесии при данной Т (аЪ на рис. 2, а). Все точки коноды соответствуют смеси двух фаз. Количественное соотношение фаз определяется правилом рычага весовые (объемные или молярные) количества фаз, находящихся в равновесии при данной Т, обратно пропорциональны отрезкам коноды от точки, соответствующей составу вещества, до границ равновесия с каждой фазой (на рис. 2, а количества жидкой и твердой фаз для точки с относятся при темп-ре Т, как сЪ к ас). Правило рычага вытекает из условия постоянства колр1чества вещества при фазовых превращениях. [c.588]

Карбидную фазу количественно выделяют г помощью анодного растворения стали в различных условиях электролиза, определяемых коррозионной стойкостью стали и химическими свойствами карбидов. В результате электрохимичезкого процесса основная металлическая фаза переходит в раствор, а карбиды остаются а поверхности образца в виде слоя осадка, который собирают и анализируют. [c.159]

Кроме то го, по изменению магнитного насыщения двух разных сплавов можно производить количественное определение фаз, если известны величина магнитного насыщения каждой из них и насыщение сплава в целом. Можно, в частности, определять количество присутствующих в стали остаточного аустенита (парамагнитной фазы) и а-фазы (ферромагнитной фазы). Так, например, если известно магнитное насыщение стали 47г./ (эо, имеющей только ферромагнитные фазы (многие сталипосле отжига или после закалки и высокого отпуска), и магнитное насыщение 4т У ,яа.) этой же стали после закалки, когда в ней наряду с ферромагнитной а-фазой (мартенситом) присутствует некоторое количество аустенита (А /о), то количество последнего определится по соотношению [c.157]

Гетерофазные сплавы. Коррозия двухфазных сплавов с математической точки зрения легче поддается изучению, так как при условии, если катодный деполяризатор или не необходим, или же если и необходим, но подводится в избытке, можно ожидать, что катодные и анодные площади будут независимы от скорости коррозии и определяются отношением площадей двух фаз. В тех случаях, когда анодные и катодные продукты образуют при взаимодействии слаборастаоримые вещества, при уменьшении величины составляющих вероятность торможения повышается. В отсутствии такого усложнения скорость коррозии можно вычислить, если известны анодные и катодные поляризационные кривые, методом пересечения этих кривых, а если проводимость жидкости низка, — при помощи выделения отрезка между двумя точками (фиг. 65). Необходимо заметить, что так как поляризация зависит от плотности тока, а не от абсолютной силы тока, анодные кривые становятся круче с уменьшением количества анодной фазы, и скорость коррозии вообще уменьшается пропорционально количеству разрушаемой фазы. Количественного электрохимического изучения этого случая не было, но надо надеяться, что такое изучение будет проведено. [c.519]

При данной температуре в равновесии могут существовать (см. рис, 54, г) одна фаза (а) в сплавах, имеющих концентрацию мсиее С три фазы (а, у н (i) в сплавах с концентрацией в пределах С, — Сц и состава, отвечаю1цего точкам С , и Ср (изменение состава в пределах от С до С . ) не изменяет равновесного состава фаз, а меняет только количественное соотношение между фазами) одна фаза (Р) устойчива в сплавах, имеющих концентрацию более Ср. [c.87]

В процессе кристаллизации меняется не только состав фаз, но и количественное соотношение между ними. Для определения количественного соотношения фаз, находящихся в равновесии при данной температуре, пользуются правилом отрезков (рычага). Согласно этому правилу (например, для определения массового или объемного количества твердой фазы) необходимо вычислить отношение длины отрезка, примыкающего к составу жидкой с[лазы, к длине всей ко-иоды для определения количества жидкой фазы — отношение длины отрезка, ирим ,1кающего к составу твердой фазы, к длине коноды (см. рис. 57, а). Следовательно, количество твердой фазы (в процентах) (например, при температуре (2) определится отношением отрезка к длрте коноды т п. о. 100 %. [c.92]

В данном параграфе рассмотрены основные эффекты, возникающие при обтекании одиночной сферы бесконечным потоком жидкости. Эти эффекты, конечно, сохраняются и в дисперсных смесях, а в смесях с малой объемной концентрацией дисперсной фазы а, количественно онисываются формулами, полученными для обтекания одиночной сферы. [c.249]

Необходимо отметить, что для современного этапа развития механики многофазных сред характерны экспериментальные исследования, интенсивно проводимые с целью изучения физических особенностей процессов движения и накопления их количественных характеристик. Однако опытное изучение таких течений связано со значительными трудностями, так как необходимо разрабатывать п применять новые методы измерений, позволяющие фиксировать дисперсность и скорости дискретной фазы, а также параметры течения газовой фазы. До сих пор такие методы окончательно не разработаны, но уже достигнуты результаты, показывающие, что напбо.тее перспектпвны.ми следует считать оптические, оптико-электронные и оптико-радиометрические методы измерений. [c.6]

В Лейдене, Кембридже, Оксфорде и в США производились измерения теплопроводпости сверхпроводников (как в нормальном, так и сверхпроводящем состояниях). Эти измерения могут быть качественно интерпретированы с точки зрения двухжидкостной модели сверхпроводимости, в которой предполагается, что сверхтекучие электроны не несут энтропии и не взаимодействуют с решеточными волнами. Так, в сверхпроводящем состоянии электронная часть теплопроводности уменьшается, а решеточная возрастает. В промежуточном состоянии наблюдается добавочное рассеяние границами сверхпроводящей и нормальной фаз как элel тpoнoв так и решеточных волн. Вследствие отсутствия теории сверхпроводимости нельзя сделать каких-либо количественных выводов по этому поводу, а также объяснить некоторые наблюдающиеся на опыте особенности. [c.225]

В случае нелинейной зависимости фазы (частоты) от амплитуды график зависимости амплитуды возмущения а (х, Г ,)) принимает вид острых клиньев (рис. 1.3) [6 . При многомодовой неустойчивости возмущения, принадлежагцие широкой полосе спектра волновых чисел, возбуждаются и растут (рис. 1.4) [6]. Амплитуды симметричных относительно центра волнового пакета мод не равны одна другой. Энергия возмущения достаточно равномерно распределена по спектру возбужденного волнового пакета. Траектории первоначально близких систем расходятся экспоненциально. В системе развивается многомодовая турбулентность. Для количественной характеристики нелинейного взаимодействия возмущений, рассмотренного в обоих случаях, применялись показатели Ляпунова [11]. [c.12]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...