Ф феррит нагрева

Выбор температуры закалки. Доэвтектоидные стали нагревают до температуры на 20—30 °С выше точки Ас (рис. 91). В этом случае сталь с исходной структурой перлит (П) + феррит (Ф) при нагреве приобретает структуру аустенита, которая при последующем охлаждении со скоростью выше критической превращается в мартенсит. [c.170]

Основными фазами и структурными составляющими данной системы, от которых зависят свойства сплавов и их поведение при нагружении и нагреве, являются феррит [Ф], аустенит [А] и цементит 1Ц1. Аустенит — это фаза и различимая в микроскоп в виде зерен структурная составляющая, представляющая собой твердый раствор внедрения углерода в уР - [c.23]

При нагреве эти превращения происходят в обратном направлении. На диаграмме железо—углерод указаны области, где существуют аустенит (Л), феррит (Ф), цементит (Ц) и жидкий сплав (Ж), а также такие двухфазные структуры, как эвтектика и эвтектоид. Из-за уменьшения растворимости углерода при снижении температуры из жидкого сплава с концентрацией углерода более 4,3% выделяется первичный цементит, из аустенита с концентрацией углерода [c.30]

При комнатной температуре металл, подвергнутый высокой степени холодной деформации, обладает твердостью и имеет высокие внутренние напряжения. При повторном нагреве до достаточно высокой температуры происходит рекристаллизация, сопровождающаяся разупрочнением — образуются новые кристаллы, В то же время процесс, происходящий при более низкой температуре нагрева, называемый возвратом, вызывает разупрочнение и уменьшает напряжения без каких-либо видимых изменений в структуре. Если температура несколько повышается, то деформированные кристаллы разделяются на маленькие кристаллиты, ориентации которых очень близки и непосредственно связаны с ориентацией исходных зерен. Этот процесс называется полигонизацией. Применяя соответствующие режимы травления, можно выявить границы между этими кристаллитами. Образование структуры типично для различных металлов. Например, феррит даже в очень чистом железе часто имеет субструктуру, называемую прожилками (ф. 149/2,3). Субструктура может появиться после различных режимов термической обработки. По-видимому, она связана с действием напряжений как внутренних, так и внешних. Субструктура чрезвычайно устойчива, и даже длительный отжиг по может устранить ее полностью. [c.77]

Закалка образцов после различных стадий нагрева выше позволяет наблюдать развитие превращения по росту аустенитных областей. На микрофотографии 311/7 показана структура, в которой часть перлита была превращена в аустенит при 735° С. Во время закалки аустенит превратился в мартенсит, феррит почти не изменился. На микрофотографии 311/8 можно видеть, что в некоторых местах аустенит поглощает главным образом перлит. Из микрофотографии 312/1 следует, что рост аустенита задерживается на пластинках цементита, ориентированных перпендикулярно к поверхности микрошлифа из-за отсутствия феррита, необходимого для превращения. После выдержки при той же температуре перлит превратился в аустенит. Так как температура выше Ац , растворение феррита уже началось путем диффузии углерода (ф. 312/2). Аустенит проникает в фер-ритное зерно в виде узких пластинок. [c.11]

В раскисленной алюминием очень низкоуглеродистой стали (ф. 615/3 618 и 619) зерна уже в начале рекристаллизации имеют удлиненную форму (ф. 618/5). На микрофотографии 618/4 показаны удлиненные рекристаллизованные зерна феррита на фоне наклепанного феррита при 515° С росту зерен поперек волокнистой структуры в направлении толщины листа препятствуют строчечные выделения нитрида алюминия [84] или, как например, в медистых сталях, выделения фазы богатой медью [85]. Эти удлиненные зерна образуются по время рекристаллизационного отжига при повторном нагреве мелкие выделения возникают вокруг наклепанных зерен это позволяет предположить, что нитрид алюминия до холодной прокатки был растворен в феррите. Таким образом, введение алюминия позволяет получить при отжиге удлиненные зерна, такая структура благоприятна для некоторых операций глубокой вытяжки (см. настоящую главу, с. 42) и, кроме того, алюминий придает металлу стойкость против старения. При более высокой температуре отжига, например при 760° С (ф. 618/6), зерна растут, оставаясь удлиненными, но растворившийся при этой температуре глобулярный цементит вновь образуется на границах зерен во время охлаждения. [c.41]

После ковки никелевой цементуемой стали [96] в аустенитной области между 1200 и 850° С, повторного нагрева до 850° С и затем закалки в воде получается мелкозернистая структура (ф. 638/1). Однако после повторного нагрева до 875° С появляется крупнозернистая структура (ф. 639/2), которая соответствует критической деформации в аустенитной области. Такая структура отчетливо видна в рассматриваемом образце, деформация которого неоднородна максимум деформации соответствует диагоналям и в центре квадрата (ф. 639/2). Таким образом, если после горячей деформации аустенитные зерна не рекристаллизуются до их превращения в феррит, то после двойного а -> у-превращения искажения их решеток передаются новым у-зернам. Чтобы произошла рекристаллизация аустенита, температура после ковки должна быть достаточно высокой. [c.45]

Металл шва, соответствующий области А, имеет однофазную аусте-нитную структуру, весьма склонную к образованию горячих трещин кристаллизационного и подсолидусного типа. Шов со структурой А + Ф, т.е. с аустенитно-ферритной структурой, при повторных нагревах претерпевает охрупчивание в результате превращения феррита в сигма-фазу (5 - Fe а). Для швов со структурой Ф (феррит) характерен рост зерна при высоких температурах и хрупкость при нормальных. Швы со структурой М, М + А, М + Ф, М + А + Ф имеют мартенситную составляющую, вызывающую образование холодных трещин. Это осложняет обеспечение свариваемости при сварке сочетаний разнородных сталей, так как различные дефекты возникают не только в шве, но и в околошовной зоне. [c.385]

Выполненные данным методом исследования показали, что морфология образования аустенита при нагреве предварительно закаленной стали сильно зависит от скорости нагрева. При медленном нагреве (v = 1 -2°С/мин) аустенит образуется равномерно по всему образцу (светлые участки на рис. 27). При таких условиях нагрева к моменту начала а -> 7-превращения структура представляет собой сорбит отпуска с равномерно распределенной карбидной фазой (рис. 28, а). В этом случае участки 7ч )азы возникают преимущественно на поверхности раздела феррит-ной (Ф) и карбидной (К) фаз (рис. 28, б). Аустенит образуется не в виде равномерной каймы вокруг карбидных частиц, а лишь в отдельных местах поверхности раздела. При удлинении вьщержки карбидные частицы растворяются, и в структуре регистрируются только а- и 7-фазы (рис. 28, в, г). Образование и рост аустенита происходят ориентированно, о чем свидетельствует определенная направленность кристаллов 7-фазы. Ориентированное расположение участков аустенита сохраняется во всем межкритическом интервале темпера- тур. Высокотемпературные рентеновс-кие съемки показали, что при таких условиях нагрева концентрация углерода в 7-фазе соответствует определяемой из диаграммы равновесия, что согласуется с данными других исследований, выполненных при аналогичных скоростях нагрева. [c.61]

Тройные диаграммы Ре — Сг — N1 и Ре — Сг — Мп приведены на рис. 168. Области ферритных (Ф) и аустенитных (А) сплавов разделены зонами промежуточных структур аустенит + феррит А + Ф) и аустенит + мартенсит А + М). В системе Ре — Сг — Мп (рис. 168, б) вследствие того, что марганец менее эффективен при стабилизации аустенита, области Л + Ф и А М более развиты. Легирование сплавов азотом (углеродом) ведет к расширению области аустенита и повышению его устойчивости. Наоборот, такие элементы, как Т1, МЬ, 51, А1, Мо, Ш, способствуют образованию феррита. В вы oкoxpo п тыx сплавах при медленном охлаждении с высоких температур или длительного нагрева при температуре 700—900° С в феррите или аустените может образоваться а-фаза, охрупчивающая сплав. В присутствии углерода образуются карбиды хрома. [c.291]

Важным источником микропор, катализирующих гра-фитообразование, является диффузионное перераспределение примесей (в первую очередь кремния) при нагреве [105]. Образование диффузионных пор, как известно, наблюдается в системах компонентов с разной диффузионной подвижностью [106, 107]. Более подвижные атомы диффундируют быстрее. Области, из которых они уходят, пересыщаются вакансиями, и здесь растут поры. В белом чугуне подобная ситуация создается при нагреве, когда происходит растворение цементита и часть его трансформируется в раствор (аустенит или феррит). При аличии кремния твердый раствор становится химически неоднородным та его часть, которая образовалась из цементита, содержит меньше кремния. Вследствие этого кремний диффундирует из одних участков в другие. Области, обедняющиеся кремнием, пересыщаются вакансиями, к здесь растут микропоры. Появляются они обычно а исходной новерхности контакта цементита с твердым раствором, где в начале растворения создается наибольший перепад концентрации кремния. Образующиеся здесь микропоры заполняются затем углеродом, который поступает из твердого раствора, и таким образом возникает графит. Микроскопическое исследование сплавов в начале графитизации показывает, что, как правило, графитные включения действительно располагаются на исходных межфазных А/Ц и Ф/Д поверхностях. Встречаются они и в твердом растворе, а в цементите их обычно нет. [c.139]

На рис. 5.7 приведены анизотермические диаграммы превращения аустенита стали 10Г2ФР для двух участков ЗТВ с imax = 1350 °С и шах = 880 °G. При сравнении диаграмм видно, что аустенит высокотемпературного участка характеризуется большей устойчивостью. Соответствующие кривые на диаграмме смещаются при переходе от низкотемпературного к высокотемпературному участку ЗТВ в область больших длительностей <о и пониженных температур. Так, температура, соответствующая началу появления перлита, при распаде аустенита высокотемпературного участка равна 665 °С, а низкотемпературного участка — 730 °С. Изменяются и значения характеристических скоростей охлаждения, соответствующих началу появления в структуре избыточного феррита Шф и перлита Шц/ Для высокотемпературного участка о)ф = 15 °С/с, Шп = 25 °С/с, а на низкотемпературном участке феррит и перлит обнаруживаются во всем диапазоне изменения исследованных скоростей охлаждения. Неоднородность аустенита в наибольшей степени выражена в межкритическом температурном интервале. Она существенно зависит от интенсивности нагрева. Повышение температуры нагрева выше температуры критической точки Лсз способствует выравниванию твердого раствора по содержанию химических элементов. Однако при этом начинает 92 [c.92]

Микрофото1 рафии 313/1, 2 иллюстрирую г образование такой микроструктуры. На микрофотографии 313/1 показана сталь с О, 24(1 С (.N0 135), которая во время нагрева до 790° С переходит н двухфазную область (феррит и аустенит). После закалки аустенит преврапиется в мартенсит и находится в феррите в виде изолированных областей, В процессе охлаждения па воздухе из аустенитных островков на ранее существовавшем феррите выделяется новый феррит. Внутри этого вновь образованного феррита впоследствии появляются островки перлита (ф. 313/2). [c.11]

На микрофотографии 435/3 показана структура образца, закаленного с температуры несколько ниже Асу Иглы исходного (см. ф. 433/4) мартенсита распались на феррит и мелкие частицы цементита и после травления имеют темный цвет. Аустенит еще присутствует. При охлаждении образуется немного новых мартенситных игл (светлых). Образование мартенсита происходит не только на поверхности микрошлифа. При медленном охлаждении от температуры 830° С из аустенита возникает перлит (ф. 434/10) при достаточно высокой скорости охлаждения перлит не образуется, а появляются новые иглы мартенсита (ф. 434/12 435/1). После отпуска при 200° С (ф. 435/4) травление придает этим новым мартенеитным иглам темную окраску. Добиться почти полного исчезновения остаточного аустенита можно только путем повторного нагрева до температуры аустенизации (ф. 435/5). [c.43]

Во время стадии текучести на поверхности образца появляются полосы, составляющие с осью растяжения угол около 50° (ф. 594/1). Эти полосы ясно видны по всей окружности образца и называются линиями Чернова—Людерса. Если скорость растяжения очень мала, то появляется одна или две полосы — они начинаются на краях образца и постепенно покрывают его по всей длине. В этом случае площадка текучести прямолинейна. В момент встречи двух полос на конце площадки появляется небольшая спускающаяся вниз ступенька [74]. При более высоких скоростях растяжения, используемых, например, в заводских испытаниях, полосы более многочисленны и быстро следуют одна за другой, давая горизонтальную ступеньку с зубом текучести. Когда проводятся испытания на растяжения при более высоких температурах (около 200° С), эти внезапные падения напряжения происходят во всей области пластичности и кривая растяжения состоит полностью из зубцов текучести или штрихов. Этот процесс Портевена—Лешателье протекает также во время деформации метастабильного аустенита (ср. гл. 17). Такая неоднородность пластического течения обусловлена наличием внедренных атомов в твердом растворе а- или у-железа, сгруппированных в атмосферы Коттрелла. Перераспределение этих атмосфер в феррите во время и после деформации вызывает деформационное старение мягких сталей. В результате появляются очень мелкие выделения карбидов и нитридов, особенно после незначительного нагрева пластически деформированного материала. Эти выделения позволяют выявить линии Чернова— Людерса внутри деформированного материала. [c.35]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...