Аустенит определение

При непрерывном нагреве стали образование аустенита происходит в определенном интервале температур и чем быстрее, тем шире этот интервал и больше скорость превращения перлита в аустенит. [c.90]

При значительном содержании карбидообразующих элементов и образовании специальных карбидов изменяется характер фазовых превращений при отпуске стали. Выделение специальных карбидов происходит при довольно высокой температуре (около 500—600° С) до этой температуры остаточный аустенит и мартенсит сохраняются, хотя мартенсит вследствие выделения метастабильного цементита теряет определенное количество С. После выделения специальных карбидов из мартенсита и аустенита при высоких температурах отпуска аустенит при охлаждении претерпевает карбидное превращение. Это вызывает [c.170]

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]

Щавелевая кислота имеет ряд преимуществ. Она позволяет, соблюдая определенную длительность травления, выявлять карбиды, аустенит и феррит. Правда, время травления карбидов очень мало, поэтому может произойти перетравливание. В этом отношении более пригодны растворы солей, но при этом различие фаз затруднено. [c.132]

ГОСТ 9391—67 и макроструктуры стали — ГОСТ 10243—62 методы определения структуры чугуна — ГОСТ 3443—57 метод определения содержания альфа-фазы в аустенит-ных сталях — ГОСТ 11878—66. [c.7]

Определение состава фаз [2]. Важная задача фазового анализа сплавов — определение состава фаз (твердых растворов). Например, при исследовании закаленной стали часто представляют. интерес данные о количестве углерода, растворенного в мартенсите и аустените (остаточном). Подобные задачи решаются и в ряде других случаев. , [c.22]

Определение содержания углерода в мартенсите и аустените основано на зависимости периодов их решеток от количества растворенного в них углерода. [c.22]

Следовательно, в мартенсите и аустените содержится углерода более 0,7%, но меньше 1,5%. Для определения количества углерода, растворенного в мартенсите и аустените,. можно применить прием, описанный ниже. [c.29]

При содержании в стали от 10 до 15 % Сг увеличение количества Мп в пределах 6-28 % приводит к снижению температуры фазового превращения у а. Для получения преимущественно аустенитной структуры стали такого состава необходимое содержание Мп составляет 16 % и более. Если же Сг >15 %, а содержание Мп составляет 22-28 %, при определенных температурах в стали образуется аустенит с сг-фазой. Последняя выделяется из а-фазы и, тем самым, обедняет ее Сг, вызывая превращение. Таким образом, Мп как аустенитообразующий элемент оказывает положительное влияние на структуру сталей рассматриваемой группы только при содержании Сг до 15 %. Если Сг больше, то в зависимости от количества Мп формируются следующие двух- и трехфазные структуры а + у при 1000 С а + у и а + у + сг при 20 °С а + у, а + у+ сг или у + сг при 700 °С. [c.35]

Выявление и определение величины зерна. Величина зерна определяется различными методами (ГОСТ 5639—65) цементацией, окислением по ферритной или цементитной сетке и травлением границ зерен. По методу цементации образец доэвтектоидной стали насыщают углеродом при 930 °С в течение 8 ч (см. рис. 107). При этом содержание углерода в аустените, находящемся в поверхностной зоне, достигает заэвтектоидной концентрации. При последующем медленном охлаждении по границам зерна аустенита выделяется вторичный цементит, образующий сплошную сетку, по которой после охлаждения определяют величину бывшего зерна аустенита (рис. ПО, а). [c.162]

При одинаковой твердости стали интенсивность изнашивания уменьшается по мере увеличения содержания остаточного аустенита [80]. По существу, это стали с метастабильным аустени-том. В процессе разрушения микро-объемов металла происходит превращение аустенита в мартенсит при этом Достигается определенное упрочнение поверхностного слоя, создаются сжимающие внутренние напряжения, выделяются мелкодисперсные карбиды по плоскостям скольжения. [c.164]

По достижении определенной температуры (точки на линии 80) аустенит начнет распадаться (А Ф + А) и сталь снова будет состоять из двух фаз (Ф + А). Данный процесс протекает равновесно, если их химический состав изменяется соответственно по линиям РО и 80. [c.100]

В течение определенного времени остаточный аустенит претерпевает фазовые превращения, приводящие к изменению размеров изделия. Это крайне недопустимо для мерительного инструмента (скобы, пробки, шаблоны и т. д.). [c.114]

На шлифе под микроскопом графитные участки выглядят черными. В процессе подготовки микрошлифа при шлифовке и полировке графит крошится. Поэтому при рассмотрении шлифа под микроскопом мы часто наблюдаем не графит, а полости, в которых он раньше располагался. Разделение аустенита на феррит и графит при охлаждении происходит в течение определенного времени. Надо, чтобы углерод, равномерно распределенный в аустените, успел продиффундировать к чешуйкам графита. Если 4В [c.91]

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]

Если при затвердевании и охлаждении сплавов железа с углеродом графит не успевает выделяться и образуется цементит, то. графитизация в определенных условиях может происходить в твердом состоянии через аустенит и состоит из следующих накладывающихся друг на друга элементарных процессов [c.149]

Определение состава метастабильного аустенита было произведено также авторами работы [73], но они пришли к заключению, что этот аустенит уже в начальный момент своего образования достаточно богат углеродом и является по составу равновесным. В то же время относительное расположение кривых на рис. 23, взятом из работы [ 73], свидетельствует о значительном различии в периодах решетки первых порций аустенита для сталей 30 и У8, что не должно иметь места при образовании равновесной 7-фазы (см. рис. 1). В данном случае применялся относительно медленный нагрев (100°С/мин), и для обеих сталей в отожжен- [c.54]

Выдержка при температуре закалки должна обеспеч1ггь растворение в аустените определенной части карбидов — в пределах возможной их растворимости. Во избежание окисления, обезуглероживания и роста зерен выдержка должна быть непродолжительной для инструмента диаметром (толщиной) 10—50 мм она составляет 10—12 с на каждый миллиметр диаметра или наименьшей толщит инструмента при нагреве в расплавленной соли (чаще Ba I.J и 12—14 с при нагреве в печи. Для получения более высокой твердости стали PGM5 (HR 63) и теплостойкости (HR 59 при 620 °С) выдержку при нагреве под закалку увеличивают иа 25 %. [c.301]

Таким образом, при наложении внешнего электрического поля можно получать неоднородное, стационарное распределение концентрации, из которого можио определить Qe. Обычно в таких случаях возникает градиент температуры и интерпретация данных весьма сложна. Тем не менее использование выражения (2.98) или (1.34) дает оценочное значение для Например, для углерода в аустените определенное таким образом значение Qe=3,7 е [1] почти в соответствии с валентностью (4-4), ожидаемой для углерода. Для водорода в палладии Qe I [2], как и ожидалось. Другие системы имеют значение Qe, не так хорошо согласуемое с валентностью. Обычно расхождение объясняют передачей импульса электронов к перескакн-ваюш ему иону. Дополнительная сила, обусловленная электронами проводимости, влияет на движение ионов в электрическом поле. В результате передачи импульса значение Qe изменяется и становится отличным от ожидаемого значения валентности примеси. [c.67]

Оказывается, что ориентировка пластин мартенсита обусловлена тем, что он может образовываться лишь по определенным кристаллографическим плоскостям и направлениям в аустените. Подобное ориентированное превращение можно рассматривать как сдвиг или смещение какого-то объема металла по определенной плоскости с одновременным а-превраще-нпем. Превращение сопровождается значительным смещением атомов металла в пространстве, по без обмена мест и без значительного изменения расстояний между атомами. Подобное [c.260]

Появление аустеннта в ферритной основе можно рассматривать как образование более жесткого включения, являющегося эффективным барьером на пути движения дислокаций. Образование скоплений дислокаций у таких барьеров приводит к значительной концентрации напряжений и при определенных условиях может служить источником разрушения. Феррит в аустените ослабляет основу и также может вызывать значительную концентрацию напряжений и как следствие — преждевременное разрушение сплава. [c.498]

Легирующие элементы, присутствующие в легированных сталях, оказывают определенное влияние на процессы превращения перлита в аустенит. Они в больпшнстве случаев растворяются в аустените, образуя твердые растворы замещения. Диффузия легирующих элементов (Ti, Zr, V, Mo, W) происходит значительно медленнее, чем диффузия углерода. Поэтому легированные стали нагревают до более высоких температур и задают более длительную выдержку при температуре нагрева для получения однородного аустенита, в котором растворяются карбиды легирующих элементов. [c.161]

Здесь следует заметить, что существует такая достаточно большая скорость охлаждения аустенита, начиная с которой он уже не успевает распадаться на феррито-цементнуую смесь, а переохлаждаясь до вполне определенной температуры, превращается в пересыщенный твердый раствор внедрения углерода в a-Fe. Этот раствор, называемый мартенситом, очень тверд и хрупок. Его твердость составляет 600 кгс/мм НВ. Мартенситное превращение требует непрерывного охлаждения от температурной точки М (начало мартенситного превращения) до точки М (конец мартенсит-ного превращения). Оно происходит в результате бездиффузионно-го аллотропического превращения v-Fe а a-Fe (ГЦК-решетки в ОЦК), при котором вследствие отсутствия диффузии из-за низкой температуры весь находившийся в аустените растворенный углерод остается в новой ОЦК-решетке и оказывается растворенным в а-Ре. Но так как растворимость углерода в a-Fe значительно меньше, то получается пересыщенный раствор с большими искажениями решетки и внутренними напряжениями. Эти искажения и напряжения называются закалочными, их появлению способствует очень большая плотность возникающих дислокаций. [c.34]

Деформированный металл имеет большую плотность, и поэтому в нем развиваются при определенных условиях флокены, причем. флокены развиваются при температурах ниже 100—ISO "С не сра.чу, а по истечении определепиого времени в зависимости от химического, состава стали и образующейся структуры при превращении аустени-та, т. е. существует так называемый инкубационный период для их образования. Дальнейшее их развитие, т. е. увеличение размеров флокенов, происходит во времени. ч [c.12]

Перлитная сталь 12Х1МФ обладает значительно больщей пластичностью и может поэтому выдержать в определенных условиях несколько тысяч циклов до появления трещин. То, что аустенит-ная сталь является более чувствительной к резким охлаждениям с точки зрения возникновения термоусталостных трещин, чем перлитная сталь, хорошо oглa yeт с имеющимися экспериментальными данными и практическими наблюдениями. [c.239]

Нетравленый шлиф стали, "содержащей, % С 0,07 Сг 27 Мо 2 и отпущенной при 650° С в течение 1000 ч, исследуют методом оптического фазового контраста или с помощью травителя 107в. При этом карбиды сильно вытравливаются, в то время как ст-фаза вследствие легкого подтравливания располагается ниже ферритной матрицы. При термическом травлении при 500° С в течение 5 мин карбид темнеет, феррит окрашивается в цвета от желтого до коричневого, а ст-фаза остается светлой. Этим методом выявляют обедненные хромом области вокруг карбидов и ст-фазу по различию в степени потемнения. Термическое травление позволяет также определять размеры карбидных частиц. Карбиды по границам зерен остаются светлыми, если их размер не превышает определенную величину. Аустенит имеет желто-коричневый цвет, приграничные области зерен, особенно вблизи мельчайших карбидов, окрашиваются в цвета от коричневого до фиолетового (вследствие обеднения легирующими элементами). [c.142]

Полученные закономерности подтверждаются анализом результатов испытания на изнашивание сплавов с однотипной структурой. Наплавки, имеющие структуру перлит-Ь цементит и мартенсит, разрушающиеся хрупко и независимо от энергии удара, повышали износ при увеличении твердости. Износ сплавов, имеющих структуру феррит-h перлит, аустенит и аустенит- -продукты распада и обладающих определенным запасом вязкости, утленьшался с повышением их твердости. [c.171]

Многие крупные ученые старшего поколения отдали свои знания и опыт делу развития металловедения и технологии термической обработки металлов и сплавов в первые пятилетки индустриализации страны. Н. С. Курнаков (1861—1941 гг.) — крупнейший металлофизик, создатель науки о физических методах исследования сплавов и законах их образования. С. С. Штейн-берг (1872—1940 гг.) — создатель Уральской школы металловедов-терми-стов, внесший большой вклад в изучение проблемы аустенит и его превра-ш ения во всем многообразии связанных с этим преврагцением явлений и получением конечных результатов. Н. А. Минкевич (1883—1942 гг.) — руководитель и непосредственный участник работ по определению, назначению и разработке технологических процессов термической обработки различных марок стали для деталей самолетов, автомобилей, тракторов и изделий оборонной промышленности периода первых пятилеток. Им разработано большое количество конструкционных и инструментальных марок стали. [c.145]

С увеличением содержания марганца в углеродистой стали наблюдается последовательная стабилизация аустенита, в результате чего структура металла в литом состоянии или после нормализации переходит от перлитной к сорбитной, троостит-ной, мартенситной и, наконец, аустенитной. Однако марганцовистый аустенит, в отличие от никелевого, характеризуется метастабильностью, сказывающейся в повышенной склонности к наклепу. В сильно деформированных сплавах наблюдаются определенные предкристаллизационные процессы, сопровождающиеся иногда появлением ферромагнетизма. [c.383]

Специальные примеси (легирукяцие элементы) вводятся (добавляются) в сталь в определенных количествах с целью изменения ее строения и свойств (повышение прочности, получение особых физико-химических свойств и т. д.). Легируюццге элементы преимущественно растворяются в основных фазах железоуглеродистых сплавов (феррите, аустените, цементите) или образуют специальные карбиды. [c.363]

В настоящее время известен ряд методов определения коэффициента диффузии в твердых толах без разрушения образца. С помощью метода радиоактивных индикаторов определены весьма малые коэффициенты диффузии, до 10 г1м 1сек. Этим методом установлено, что в стали уменьшение величины энергии активации при диффузии углерода в аустените пропорционально повышению содержания углерода в растворе. [c.5]

Определение намагниченности насыщения исследованных сталей показало, что этот благоприятный эффект сохраняется и при рекомендованных изменениях состава. Указанное количество аустенита в стали 7ХГ2ВМ определяется преимущественно марганцем при принятом снижении содержания марганца его влияние на аустенит возмещается никелем. " [c.69]

Лустенит гомогенный — Предельный состав в тройных системах 3 — 337 -— остаточный — Определение 3 — 178 Лустенитная сталь — см. Сталь аустенитная А-устенитные сплавы —см. Сплавы аустенит-ные [c.15]

Для определения количества углерода в мартенсите и аустените для закаленных и низкоотпущенных сталей можно применить также графические методы. Рассмотрим некоторые из них. [c.29]

При определенных режимах терми- ческой обработки благодаря стабили- зацни некоторого количества аустени-та наряду с высокими упругими характеристиками сталь Н18К9М5Т обладает также и элинварными свой- [c.36]

Пробы для химического и спектрального анализов наплавленного металла отбирают из трех верхних слоев восьмислойной наплавки. Для определения содержания ферритной фазы магнитным методом выполняют семислойную наплавку аустенит-ными электродами контролируемой марки и вырезают контрольные образцы (рис. 2.7). [c.200]

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]

Известно также значительное количество работ, в которых были предприняты попытки прямого определения состава 7-фазы в момент ее формирования. Большинство измерений проведено в условиях скоростного нагрева, когда, как справедливо считали авторы, затруднены диффузионные процессы, что давало надежду зафиксировать раздельно эффект перестройки решетки и последующее растворение карбидной фазы и насыщение аустенита углеродом, если процесс образования аустенита действительно происходит в две стадии. Однако трактовка результатов этих работ затруднена значительным смещением в область более высоких температур регистрируемого начала а -> 7-превращения при скоростном нагреве. Так, в работе [ 13] о составе 7-фазы судили по температуре мартенситного превращения, которая, как известно, зависит от содержания в аустените углерода. Бьшо показано, что после скоростного нагрева до 850 - 870°С в сталях У8, У12, ШХ15 фиксируются две мартен-ситные точки одна в районе 500 — 600°С, что соответствует малоуглеродистому аустениту (0,1 - 0,2 % С), вторая около 300°С, что соответствует 7-фазе с содержанием углерода 0,6 — 0,7 %. Однако, поскольку температура образования малоуглеродистого аустенита в этой работе не зафиксирована, его можно рассматривать либо как метастабильное состояние, либо, как это делают авторы, объяснять его происхождение смещением температуры его образования до 850 - 870 С, при которой концентрация 0,1 — 0,2 % С соответствует линии GS равновесной диаграммы. [c.10]

Роль состояния матрицы в протекании а -> 7-превращения четко иллюстрируется экспериментами, выполненными на деформированных образцах [58]. Стандартные разрывные образцы из сталей 20, 40, 40Х, 35ХГС доводили до разрушения. В образовавшейся шейке получался градиент деформаций по длине образца и, следовательно, набор состояний с различным количеством дефектов кристаллического строения. В отдельных точках образца деформация находилась определением относительного поперечного с) ения. В шейке максимальная деформация ф для разных сталей менялась от 55 до 40 % и резко убывала по мере удаления от места разрушения. Подготовленные таким образом образцы нагревались до температуры A j, выдерживались от 10 до 30 мин, закаливались в воде и подвергались металлографическому анализу. Образовавшийся при нагреве аустенит в результате закалки превращался в мартенсит, резко отличающийся по травимости от исходной структу- [c.31]

Эти общие положения хорошо подтверждаются экспериментально. Наглядное представление о смещении Ас в сталях с различным исходным состоянием дают металлографические исследования. Закаленный, отожженный и деформированный на 50 % холодной прокаткой образцы стали 20 нагревались в совершенно идентичных условиях (одновременно) до различных температур от 725°С (равновесная точка i) и ниже через каждые 10° и после 10-мин вьщержки охлаждались. Средняя скорость нагрева составляла 250 - 300°С/мин. Для облегчения идентификации исходной и вновь сформировавшейся при нагреве структур для разных состояний применялись различные условия охлаждения. Образцы с ферритоперлитной структурой после нагрева до соответствующей температуры подвергались закалке, в результате которой образовавшиеся участки аустенита превращались в мартенсит, легко обнаруживаемый в исходной матрице. Предварительно закаленная сталь охлаждалась на воздухе. При этом аустенит распадался на феррито-кар-бидную смесь, которая выглядела темными участками на фоне исходной структуры и тоже легко идентифицировалась. Количественные определения степени развития а 7-превращения осуществлялись на основании статистических подсчетов. [c.47]

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]

Двухфазные сплавы (типа аустенит—мартенсит) — интересный объект для исследования фрактальности микроструктуры. Хорнбоген [126, 129] развил следующий метод для ее определения. Он включает [c.80]

Хромоникелевые стали типа 18-8 без дополнительного легирования другими примесями, наряду с ценными свойствами, характерными для аустенитных сталей, обладают существенным недостатком — склонностью к межкристаллитной коррозии (после воздействия так называемых критических или опасных температур), возникающей в результате выпадения сложных карбидов железа и хрома по границам кристаллов аустенита и обеднения пограничных слоев аустенита хромом. Закалка, как уже указывалось, фиксирует аустенитное строение и этим самым предотвращает опасность межкристаллитной коррозии. С помощью закалки представляется возможным получить листовую катаную сталь типа 18-8, которая в состоянии поставки обладает стойкостью против межкристаллитной коррозии. При сварке такой стали определенные участки основного металла, расположенные по обе стороны от шва, подвергаются более или менее длительному нагреву в температурной области, ограниченной линиями GK и GE. Здесь foжeт развиться межкристаллитная коррозия. Чтобы этого не произошло, необходимо принять специальные меры — либо снизить содержание углерода в стали до предела растворимости в аустените при комнатной температуре, либо предотвратить обеднение аустенита хромом путем легирования стали элементами, обладающими большим сродством к углероду, чем хром. С этой, целью стали типа 18-8 легируют дополнительно титаном или ниобием с танталом. Оба эти элемента повышают прочность и жаропрочность стали. [c.35]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...