Аустенитное превращение

Начало перлито-аустенитного превращения сопровождается образованием первых зерен аустенита. Первые зерна аустенита образуются на границе между ферритом и цементитом — структурными составляющими перлита. Так как эта граница весьма разветвлена, то превращение начинается с образования множества мелких зерен. Следовательно, по окончании превращения перлита в аустенит образуется большое количество малых аустенитных зерен. Размер этих зерен характеризует так называемую величину начального зерна аустенита. [c.237]

Начальное зерно определяется размером зерна в момент окончания перлито-аустенитного превращения. [c.91]

При ВТМО сначала проводится аустенитное превращение при 1150—1200 С, затем — подстуживание до температуры Лс,. далее пластическая деформация до 25—30% при температуре выше Ас,,, после чего охлаждение в масле и отпуск при 100—200° G (см. рис.9.15,а). В результате происходит наклеп исходного аустенита и образование мелкоблочной структуры, а при быстром охлаждении образуется структура мелкодисперсного мартенсита. Размер блоков мозаичной структуры уменьшается в 4—6 раз. При этом увеличивается плотность дислокаций вследствие уменьшения ап- [c.131]

При НТМО сначала осуществляется аустенитное превращение при 1000—1100° С, затем подстуживание до температур существования метастабильного аустенита (но ниже температуры начала рекристаллизации), далее пластическая деформация на 75—95% при этих температурах, после чего охлаждение в воде или масле и низкотемпературный отпуск (см. рис. 9.15, б). [c.132]

Легирующие элементы по-разному влияют на условия равновесия. В сплавах железа никель и марганец понижают критическую точку и повышают точку Л4, расширяя тем самым область -фазы (рис. 85, а), т. е. способствуют образованию аустенита. Элементы Сг, W, Мо, Si, V повышают точку A3 и понижают точку Л4, сужая тем самым 7-область (рис. 85, б), т. е. способствуют стабилизации феррита. Большинство легирующих элементов влияют на кинетику превращения аустенита, как правило, замедляя его последнее объясняется тем, что диффузия легирующих элементов, образующих твердые растворы замещения, происходит медленнее, чем диффузия углерода, что задерживает скорость роста зародыша в процессе превращения аустенита. Схемы типичных случаев влияния легирующих элементов на кинетику превращения приведены на рис. 86 (для сравнения штриховой линией показана ветвь С-кривых, для нелегированной стали). Элементы Мп, Ni, Si, не образующие специальных карбидов (за исключением Мп), замедляют аустенитное превращение, не изменяя формы С-кривыХ [c.118]

Нужно отметить, что при ЭМО высокая скорость нагрева способствует неполному аустенитному превращению, но в то же время под действием высоких давлений структура поверхностного слоя настолько измельчается, что превращение происходит даже при высоких скоростях. Однако при достаточно глубоком упрочнении можно наблюдать вблизи переходной зоны участки нерастворившегося феррита и перлита, что объясняется уменьшением действующей силы и температуры по глубине поверхностного слоя. Следовательно, более глубокое упрочнение необходимо осуществлять с меньшими скоростями обработки. [c.19]

Методы специализированных механических (машинных) испытаний предполагают оценку сопротивления образованию холодных трещин при нагружении сварных образцов постоянными нагрузками, моделирующими остаточные напряжения в сварных конструкциях. Образцы для испытаний могут быть различными. Например, в методе МВТУ образец представляет собой сварной тавр небольших размеров (рис. 3.4). К вертикальной стенке тавра прикладывают нагрузку N, создающую напряжения растяжения в шве и околошовной зоне. Образец нагружают при температурах, соответствующих началу аустенитного превращения, и вьщерживают под нагрузкой в течение 20 ч и более после сварки. Серию образцов испытывают при различных нагрузках. Результаты испытаний представляют в виде графика зависимости времени до разрушения от разрушающего напряжения. Показателем, характеризующим сопротивление сварных соединений образованию холодных трещин, служит минимальное напряжение, при котором происходит разрушение образца или в нем появляются трещины. [c.49]

Основное возражение против такого механизма сводится к низкой температуре аустенитного превращения (727 против 911°С для чистого железа). В работах А.П. Гуляева [11] этот эффект объяснен с позиций понятия о контактном плавлении, которым обусловливают низкую температуру плавления эвтектик. Применяя эти представления к рассмотрению механизма а -> 7-превращения, А.П. Гуляев делает вывод о том, что 911°С - это температура перехода в 7-фазу границ зерен феррита, находящихся в контакте с такими же ферритными зернами. Температура же превращения в 7-железо пограничных слоев феррита, находящихся в контакте с цементитом, соответствует линии диаграммы состояния. Этим и объясняется возможность протекания а - - 7-превращения при такой низкой температуре. [c.8]

В интервале концентраций от 11,8 до 29,3% Мп наблюдается новая немагнитная фаза е с гексагональной структурой и плотной шаровой упаковкой решетки, е-фаза очень сходна с 7-фазой. При этом в пределах концентрации 12—16% Мп е-фаза присутствует вместе с ферритной фазой, а в интервале 16—20% Мп она присутствует в смеси ферритной и аустенитной фаз. При содержании марганца выше 20% е-фаза встречается вместе с аустенитной. Превращение 67 7 наблюдается в интервале 200—300° С и отличается по резкому увеличению объема при нагревании и резкому сокращению объема при охлаждении. Превращение при [c.415]

Процесс графитизации проходит две стадии. Сначала при нагреве белого чугуна происходит перлитно-аустенитное превращение и растворение вторичного цементита. Во время вьщержки ( 10 ч) при 900-1 050 °С весь эвтектический цементит и остатки вторичного цементита заменяются графитом, и чугун приобретает аустенитно-графитную структуру. [c.418]

Продукт распада мартенсита при нагреве ниже температуры феррито-аустенитного превращения. На начальной стадии отпуска в оптическом микроскопе наблюдается потемнение мартенситных игл. При дальнейшем отпуске при высоких температурах в матрице феррита образуются карбиды сферической формы. При более высоком разрешении электронного микроскопа на начальной стадии отпуска можно наблюдать содержащиеся в структуре выделения мелкодисперсных карбидов железа. При температуре около 260°С (500°F) в структуре происходит увеличение количества цементита в матрице феррита. При дальнейшем отпуске при еще более высоких температурах цементит становится сфероидальным, количество отдельных частиц уменьшается и увеличивается их размер. [c.1060]

Марганец в значительной мере снижает температуру Аз (рис. 83) при его концентрации >3% даже при равномерном замедленном охлаждении аустенит остается в структуре стали до комнатной температуры. При быстром же охлаждении при содержании >10% Мп структура стали чисто аустенитная превращение Y—а подавляется. [c.95]

Хотя аустенитная фаза твердых, вязких, не обладающих теплостойкостью легированных инструментальных сталей при температуре 500° С более стабильна, чем нелегированных инструментальных сталей, однако инкубационный период аустенитного превращения еще не достаточен для проведения низкотемпературной термомеханической обработки. Улучшение свойств этих инструментальных сталей, имеющих большие пределы текучести, возможно путем термомеханической обработки при высоких температурах. [c.172]

Под влиянием уже 1,5% Сг заметно возрастает стабильность аустенита в температурной области перлитных превращений. Это хорошо видно на диаграммах изотермических превращений аустенита для высокоуглеродистых (1,45%) инструментальных сталей, легированных только хромом (сталь К4) или хромом и ванадием (рис. 170, 171), Наименьший инкубационный период аустенитного превращения составляет 10 с. Наименьшее время аустенитного превращения инструментальных сталей особенно большой твердости, а также нелегированных сталей составляет 1 с. Поэтому прокаливае-мость инструментальных сталей, легированных 1,5% Сг, больше, чем нелегированных (см. рис. 161).. [c.180]

В быстрорежущих сталях перлитно-аустенитное превращение протекает при более высоких температурах. [c.12]

Неверно. Температура перлитно-аустенитного превращения у быстрорежущих сталей выше, чем у углеродистых примерно на 100 С, а закалку ведут от температур выше на 300. .. 500 С. [c.12]

В) Неверно. Начальное зерно - это размер аустенитного зерна в момент окончания перлитно-аустенитного превращения. [c.85]

В) Неверно. От скорости нагрева при аустенизации зависит температура перлитно-аустенитного превращения. На количество остаточного аустенита скорость нагрева не влияет. [c.85]

А) В быстрорежущих сталях перлитно-аустенитное превращение протекает при более высоких температурах. В) При высоком нагреве более полно растворяются вторичные карбиды и образуется высоколегированный аустенит. С) При высоком нагреве полностью растворяются первичные и вторичные карбиды. [c.139]

При дальнейшем повышении температуры феррит, оставшийся без изменений при перлито-аустенитном превращении, начинает растворяться в аустените. При некоторой температуре, определяемой содержанием углерода в стали, феррит полностью растворяется в аустените и сталь получает структуру только аустенита. Температура, при которой происходит полное растворение феррита в аустените, называется также критической. [c.211]

В связи с изложенным требует объяснения тот факт, что рекристаллизация а-фазы, сопровождающаяся разориентировкой кристаллитов, наблюдается при ускоренном нагреве и отсутствует при медленном, когда условия для ее протекания, казалось бы, наиболее благоприятны вследствие длительности пребывания образцов при высоких температурах. Это прежде всего обусловливается особенностями самого аустенитного превращения, способствующего протеканию рекристаллизационных процессов именно при ускоренном нагреве. [c.111]

Как уже отмечалось, при медленном нагреве аустенит образуется равномерно по всему образцу (см. рис. 1, а), что должно приводить к примерно одинаковому фазовому наклепу всей ферритной матрицы. При ускоренном же нагреве аустенитное превращение локализуется в отдельных участках (см. рис. 2, а, б), поэтому зоны матрицы, примыкающие к образовавшимся областям 7-фазы, должны испытывать больший наклеп, чем удаленные участки. В то же время известно, что обязательным условием возникновения центров рекристаллизации является неравномерность [c.111]

Фиг. 24. Влияние температуры закалки на твёрдость U0 серого чугуна а — интервал пер- уо лито-аустенитного превращения.

Затруднение при сварке этих сталей заключается в том, что в зоне термического влияния при температуре 600—800° С (температуры ниже точки аустенитного превращения) происходит распад аустенита с выпадением карбидов. Это нарушает однородность структуры и приводит к межкристаллитной коррозии, т. е. к разъединению металла по границам зерен. Поэтому при сварке хромоникелевых сталей следует сокращать до минимума продолжительность нагрева и количество вводимого тепла и применять средства отвода тепла в виде медных подкладок, водяного охлаждения и т. д. Применяют также термообработку изделия при температуре 1050—1100°С (закалку). [c.122]

На скорость превращения перлита в аустенит влияет также степень дисперсности перлита — чем мельче пластинки цементита, тем быстрее образуется аустенит, так как в этом случае больше меж-фазная поверхность феррита с цементитом. Перлито-аустенитное превращение сопровождается уменьшением удельного объема примерно на 1 %, поэтому происходит фазовый наклеп аустенита, т. е. деформация его кристаллической решетки. [c.179]

Для обратимых мартенситных реакций свойственна специфическая кинетика, смысл которой в стилизованной форме показан на рис. 1.3. Если в какой-то локальной области кристалла количество мартенсита характеризовать величиной Ф, то, как показывает опыт, ниже некоторой температуры Мк вся эта область будет находиться в мартенситном состоянии. При нагреве до температуры начала аустенитного превращения Лн содержание мартенсита остается неизменным, а затем уменьшается в соответствии с наклоном прямой Л Лк так, что при температуре выше Ац весь мартенсит трансформируется в аустенит. Если теперь производить охлаждение, то первые кристаллы мартенсита начнут возникать при температуре Мц, а завершится этот процесс при температуре Мк- Кроме того, если на каком-то этапе нагрева, [c.22]

У деталей из углеродистых сталей, особенно у деталей большого поперечного сечения при закалке охлаждение сердцевины не успевает еще произойти, а превращение аустенита в мартенсит или троостит на поверхности уже совершилось, поэтому закалка у углеродистых сталей проникает только на небольшую глубину, не затрагивая сердцевины. Следовательно, у этих сталей не удается получить высоких и притом однородных механических свойств по всему сечению. У легированных сталей, где аустенитное превращение начинается значительно позже, достигается большая глубина прокаливаемости. Последующий высокий отпуск создает в зоне закалки, распространяющейся на большую глубину, однородную сорбитную структуру с высокими механическими свойствами. [c.277]

МАГНИТНАЯ ВОСПРИИМЧИВОСТЬ КРЕМНЕМАРГАНЦЕВОЙ СТАЛИ В РАЙОНЕ АУСТЕНИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ [c.25]

Гораздо убедительнее освещается с точки зрения диффузионной гипотезы процесс схватывания при высоких температурах. Авторами работы [271 указывается, что ряд экспериментальных фактов может быть удовлетворительно объяснен только при учете диффузионных процессов. Например, прочность сварного соединения малоуглеродистых сталей повышается с увеличением температуры сварки до точки А . При переходе через температуру аустенитного превращения прочность соединения сначала падает, а затем, при дальнейшем повышении температуры сварки, снова увеличивается. Это явление становится понятным, если учесть, что коэффициент самодиффузии железа в а-фазе в 100 раз больше, чем в 7-фазе. Интенсивная диффузия при температуре несколько ниже точки Аз обеспечивает более прочное соединение. [c.64]

Скорость перемещения межфазной границы при росте одной фазы за счет другой обратно пропорциональна скачку концентраций на границе (на величину этого скачка должна измениться концентрация элемента в приращенном объеме). Так как скачок концентраций на границе А/Ф примерно на порядок меньше, чем на границе А/Ц (оа< ЬК), то скорость роста аустенитного зерна в сторону феррита намного больше, чем в сторону цементита. В результате к моменту исчезновения ферритных промежутков перлита всегда остается неполностью растворившийся цементит. Собственно перлито-аустенитное превращение заканчивается с исчезновением ферритных промежутков. Затем продолжается растворение остатков цементита. По окончании его растворения аустенит неоднороден по концентрации углерода. В тех местах, где ранее находился цементит, концентрация углерода в гамма-растворе повышена. Для выравнивания состава аустенита требуется дополнительное время после окончания фазового превращения. [c.154]

Дальнейшие успехи в создании прочных сталей связаны с тем, что у некоторых многокомпонентных легированных сталей (с относительно небольшим общим содержанием легирующих добавок) при охлаждении с температуры аустенитного превращения в определенном интервале те.мператур (450—550 С) не наблюдается распада аустенита, сопровождающегося образованием твердых феррпто-цементитных смесей. В этом интервале сталь неограниченное время остается в пластичном состоянии ее можно ковать, шта.мповать, прокатывать. Это положило начало термомеханической обработке, представляющей собой сочетание процессов термообработки и пластической деформации. [c.174]

При нагреве и охлаждении стали в процессе термической обработки ее структура претерпевает ряд последовательных превращений, которые определяются диаграммой состояния системы Fe-Fe . Следует представлять за символами отдельных фаз и структур реальные кристаллы с особенностями их строения и состава. Для этого необходимо знать механизм кристаллизации и перекристаллизации, который включает образование центров новых кристаллов и их рост в соответствии с температурными зависимостями изобарных потенциалов жидкой G и твердой Gy фаз. В процессе охлаждения стали, нагретой выше температуры аустенитного превращения, происходят фазовые превра1цения в зависимости от скорости охлаждения. При этом при любом виде термической обработки реализуются четыре основных превращения. Рассмотрим эти превращения для звтектоидной стали (содержание углерода 0,8%). [c.160]

Следующим ответственным технологическим процессом является термическая обработка. От нее зависят механические свойства готового ротора, а также интенсивность и распределение остаточных напряжений. Первоначальная улучшающая термическая обработка должна проводиться до того, как поковка охладится до температуры 600° С, потому что ни слиток, ни термообработанная поковка не способны сопротивляться тем напряжениям, которые возникают при охлаждении до комнатной температуры. Окончательные свойства изделие приобретает после серии температурных циклов в области ферритно-аустенитного превращения и ниже. В табл. 15.6 перечислены применяемые виды термической обра- [c.218]

В зависимости от исходной структуры и режимов упрочнения толщина этой зоны может доходить при обработке деталей вращения до 0,3 мм. Впервые светлая полоска была обнаружена В. П. Кравз-Тарновским при испытании стальных образцов на удар. Н. Н. Давиденков [17] и И. Н. Мнролюбов объясняют эффект Кравз-Тарновского тем, что в результате местной деформации по одной плоскости сдвига происходит разрушение и измельчение вещества. При очень быстром скольжении благодаря сильному трению сначала образуется большое количество теплоты, которое затем с чрезвычайно высокой скоростью отдается основной массе образца. Поэтому в местах локализации деформации, где температура, вероятно, выходит за критическую точку, происходит сначала аустенитное превращение, а затем интенсивная закалка. Вещество прослойки находится в состоянии мартенсита, который не имеет характерной игольчатой структуры, так как оно образовалось в особых и еще малоизучен- [c.21]

Стали с регулируемым аустенитным превращением при эксплуатации (стали с РАПЭ) [c.407]

При изотермической аустенитизации сталь очень быстро нагревают выше заданной температуры A i и выдерживают до тех пор, пока не закончится превращение. По изменениям физических свойств стали можно судить о начале и о конце превращения. Кривые, характеризующие начало и конец превращения, имеют вид гипербол. Из рис. 120 можно видеть, что чем выше температура аустенитизации, teM раньше начинается Перлито-аустенитное превращение, тем раньше растворяется цементит (карбид) перлита (эвтектоида) и воз-ЙИКает гомогенный аустенит, в котором распределение легирующих компонентов является однородным. Равномерное распределение ле [c.136]

При увеличении содержания хрома до 2,5—5% в сталях с 4— 5% W (например, ЭИ956 и т. д.) время аустенитного превращения в интервале температур бейнитных превращений больше и поэтому уменьшается возможность образования вредного верхнего бейнита.. Наличие 1% Si в таких сталях повышает окалиностойкость, а также устойчивость против отпуска и предел текучести (предел упруго- [c.271]

В поверхностных слоях стружки может происходить аустенит-ное превращение и, если обрабатываемый материал имеет высокое содержание углерода, аустенитная фаза может быть прочнее карбидов инструментального материала. Степень аустенитного превращения будет зависеть от первоначального содержания углерода, структуры обрабатываемого материала, времени и температуры контакта между стружкой и инструментом. Твердые сплавы на основе карбида титана менее склонны к диффузионному переносу углерода и поэтому изнашиваются меньше, чем твердые сплавы на основе карбида вольфрама. Сфероидизированиая высокоуглеродистая сталь, содержащая крупные карбиды, обладает лучшей обрабатываемостью, так Kai. для их перевода в твердый [c.116]

Немаловажное значение для появления бездиффузионного механизма превращения части феррита в аустенит после точки Ас пер-литно-аустенитного превращения имеют дефекты, искажения кристаллического строения феррита в его приграничных зонах. Эти дефекты и межфазные напряжения возникают при неполном структурном превращении, т. е. тогда, когда перлит претерпевает превращение, а феррит запаздывает с превращением. В этом случае ослабевают внутрикристал-лические силы взаимодействия атомов в поверхностных слоях контактирующих фаз. Однако известно, что при нагреве исчезающая фаза (феррит) теряет устойчивость, энергию взаимодействия атомов, а новая (аустенит) —увеличивает свою внутреннюю энергию. [c.37]

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]

Картина роста сформировавшихся зародышей аустенита более ясна. Рассмотрим изотермическое иерлито-аустенитное превращение при температуре на рис. в6. При этой температуре в соответствии с диаграммой состояния на границе с ферритом равновесная концентрация аустенита должна изображаться точкой а и на границе с цементитом — точкой Ь. Внутри аустенитного зерна устанавливается градиент концентраций аЬ (рис. 86, б). На гра- [c.153]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...