Кинетика а--т-превращения

В работе [ 7] четко показана зависимость кинетики а 7-превращения именно от величины поверхности раздела ферритной фазы (т.е. от размера зерна феррита), когда дисперсность карбидов сохранялась неизменной [c.6]

Независимость с и G от содержания углерода, т.е. от количества карбидной фазы, и существенное влияние на эти параметры исходного состояния свидетельствуют о том, что в кинетике а - 7-превращения решающая роль принадлежит не величине общей поверхности раздела между ферритной матрицей и карбидными частицами, а энергетическому состоянию самой матрицы. [c.72]

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]

Б. Ф. Т Р А X Т Е Н Б Е Р г, Ю. л. Р А Т и с, м. с. к Е Н и с К РАСЧЕТУ КИНЕТИКИ МАРТЕНСИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ [c.497]

Самая начальная стадия процесса превращения может происходить внутри твердого раствора с последующим образованием промежуточных фаз, отличающихся по составу и структуре от равновесной. Последняя образуется на завершающей стадии. Кинетика процесса зависит от внешних условий (температуры и давления) и от степени различия в составе и структуре начальной и конечной фаз. Существенную роль здесь играет энергия образования поверхности раздела фаз, а также упругая энергия деформации т. е. определяющими являются члены AFs и AFe в уравнении AF = AFy + AFs + AFe- Стремление к снижению поверхностной энергии реализуется при соблюдении в процессе превращения ориентационного и размерного (структурного) соответствия между фазами, что и приводит к образованию метастабильных структур. [c.177]

Мартенситное превращение может иметь место только в аустенитных швах со сверхнизким содержанием углерода (менее 0,04%) в результате охлаждения до очень низких температур. Сверхнизкое содержание углерода обусловливает малую стабильность 7-твердого раствора при отрицательных температурах. Пластическая деформация может вызвать в таких швах превращение 7 > М и при более высоких температурах. Строго говоря, при столь низком содержании углерода в шве из аустенита образуется а-фаза, т. е. идет превращение у а, но эту ферритную фазу принято называть мартенситом ввиду того, что кинетика процесса носит мартенситный, т. е. бездиффузионный характер. [c.125]

Структура этих сплавов определяется температурой и кинетикой мартенситного превращения, т. е. положением линии превращения у М на диаграмме состояния системы Fe—Ni (рис. 122). На рис. 127, а показано влияние содержания никеля на изменение температуры начала (Mj) и конца (Mf) мартенситного превращения. [c.229]

Д у б р о в В.А, Высокотемпературное металлографическое исследование кинетики бейнитного превращения в низколегированной стали. Физика металлов и металловедение 1964, Т. 18, № 1. [c.75]

Сложность исследования металлургии процесса напыления определяется, по крайней мере, двумя факторами [192]. Во-первых, число различных параметров, влияющих на процесс металлизации, очень велико. Отсюда следует, что однозначное определение протекания процесса с металлургической точки зрения и оценки ожидаемого результата практически весьма затруднительны. Во-вторых, при напылении имеется ярко выраженная неоднородность размера различных частич, а следовательно, наличие частиц с различными температурами, кинетикой реакций с газовой фазой, потерей легирующих элементов, условиями охлаждения и соответствующими им структурными превращениями и т. д. [c.169]

Кинетика фазовых превращений т и т а н а и его сплавов при непрерывном охлаждении в условиях термических циклов сварки была изучена в работе [2] на большой группе а- и (а+ -Ьр)-сплавов, содержание газов в которых соответствовало современным требованиям и составляло 0,12—0,14% Ог, 0,03— [c.33]

Общеизвестно значение и распространенность различных методов дилатометрических измерений при исследовании кинетики фазовых превращений в твердых веществах. Последние считаются одними из наиболее чувствительных и надежных. Не вскрывая существа превращений, они дают весьма точную временную характеристику суммарного процесса при применении простой и часто стандартной аппаратуры. Дилатометрический метод физико-химического анализа имеет то основное преимущество исследования фазовых превращений в твердых веществах, в том числе в металлах и сплавах, что величина объемного эффекта, наблюдающаяся при фазовых превращениях первого рода, зависит не от скорости нагрева или охлаждения, а только от температуры. Это позволяет в результате уменьшения скорости изменения температуры записывать объемные эффекты в условиях, приближающихся к равновесным, т. е. изотермическим. Указанное обстоятельство особенно важно, если мы пользуемся дилатометрическим методом при построении диаграммы состояний. Методом дилатометрического анализа, помимо непосредственного определения коэффициентов термического расширения, являющихся одной из основных характеристик материалов, можно также исследовать явления упорядочения и распада твердых растворов, рекристаллизации и вообще все процессы, которые сопровождаются экстремальным изменением объема. Немаловажным преимуществом является также возможность получения непрерывной записи кривых нагрева или [c.41]

Из ЭТОГО примера следует оделять очень важный вывод о том, что ф о р м к р о 3 а к и е структуры стали (и вообще любого сплава) определяется кинетикой фазовых превращений, т. е. протеканием этих превращений во времени. Практика термической обработки стали основана, если не целиком, то в значительной части именно на учете кинетики фазовых превращений, происходящих при вторичной кристаллизации стали. [c.29]

Изучение кинетики превращения аустенита в феррито-цементитную смесь, т. е. установление зависимости скорости этого превращения от температуры, оказалось экспериментально наиболее удобным производить не при непрерывном охлаждении, а при постоянной температуре, т. е. в изотермиче ских условиях. [c.47]

Что же касается кинетики превращения, то в этом отношении между углеродистыми и легированными сталями существуют отличия и в некоторых случаях весьма существенные. Для сталей, легированных элементами, не образующими карбидов (N1, Си, А1), и Мп при небольшом количестве (до 2—3%), диаграмма изотермического превращения переохлажденного аустенита имеет такой же вид (фиг. 30, а), какой она имеет и для углеродистых сталей, т. е, диаграмма имеет один минимум устойчивости аустенита. [c.61]

В свете наших знаний о кинетике превращений переохлажденного аустенита легко можно дать объяснение этому старому приему термистов. В самом деле, что преследует быстрое охлаждение при закалке Оно преследует цель подавить перлитное превращение аустенита. А для этого вовсе нет необходимости быстро охлаждать сталь во всем интервале температур от температуры закалки до комнатной температуры. Совершенно достаточно быстро охладить только в интервале температур —400°, т. е. именно в том интервале, где аустенит имеет наименьшую стойкость и где происходит его превращение в феррито-карбидную смесь. Если же распад аустенита в феррито-карбидную смесь будет подавлен быстрым охлаждением, то при дальнейшем охлаждении, даже относительно медленном, переохлажденный аустенит может превратиться только в мартенсит. [c.140]

Графически закалка представлена на рис. 101, в. При закалке возможны два варианта структурных изменений 1) а- р, т. е. быстрым охлаждением фиксируется высокотемпературное состояние 2) где а — метастабильная фаза, состав которой одинаков с составом исходной р фазы. В этом случае при охлаждении происходит бездиффузионное превращение, имеющее мартенситную кинетику. Для закалки основными параметрами являются температура нагрева, время выдержки и скорость охлаждения. [c.224]

В результате математического анализа кинетики фазовых превращений, выполненного А. Н. Колмогоровым и И. Л. Миркиным, получена следующая зависимость превращенного объема от времени превращения т. при постоянных величинах с. з. ц. (п) и л. с. р. (с) [c.146]

Кинетика образования аустенита изображается диаграммой изотермических превращений (рис. 87), аналогичной диаграмме на рис. 83. Отличие состоит в том, что, как показывают опыты, перлито-аустенитное превращение начинается сразу же после перехода через температуру равновесия фаз, т. е. линия начала превращения практически сливается с горизонталью при температуре трехфазного равновесия (727°С). Это связано с легкостью зарождения аустенита на феррито-карбидной границе при а— перестройке, рассмотренной выше. Здесь нет противоречий с общей теорией фазовых переходов, так как принципиально фазовое превращение может развиваться при любой малой степени перегрева выше температуры равновесия. Известный пример практически нулевой степени перегрева при фазовом превращении — плавление кристаллов. [c.155]

Крэнгл [7] и Саксмит сделали важный вклад в этот вид термомагнитного анализа применительно к сталям, изучив выделение карбидов и превращение остаточного аустенита. Были определены кривые а — Т для двух карбидов железа. Эти результаты магнитного анализа оказали существенную помощь при последующих исследованиях, позволивших установить кинетику некоторых превращений в сталях (см. [11], где приведены дальнейшие ссылки на литературу, а также гл. VII ), разд. 14.2). [c.317]

Далее мы покажем, что многократное циклирование процесса, наводороживание—дегазация приводит к развитию иерархической дефектной структуры, обуславливающей фрактальную зависимость и т) потенциального рельефа по объему кристалла. Это приводит к критическому замедлению процесса дегазации, обеспечиваемого обратным /3 —> а превращением [131]. Однако отсюда вовсе не следует, что после такого циклирования кинетика наводороживания, задаваемая прямым ар превращением, будет значительно отличаться от дебаевской. Действительно, если обратное превращение р а требует последовательного термоактивируемого прохождения межфазной границы по всему потенциальному рельефу, то прямое а /Э превращение обеспечивается пропусканием [c.163]

Эффект упрочнения во многом связан с мартенситным переходом в аустенитной фазе при Г = при закритйческих скоростях охлаждения (дпя углеродистых сталей Укр > 200 К/с). При >10 Вт/м скорость охлаждения Уохл К/с в области (х) < 10 К, и уточнение глубины упрочнения требует знания кинетики процессов структурных превращений при быстром нагреве и последующем охлаждении. При величине удельной мощности электронагрева д 10 Вт/м времена выдержки поверхностного слоя при Т > Асз сравнимы, а при gs > 4-10 Вт/м они меньше времен, необходимых для гомогенной аустенитизации за счет углерода, диффундирующего в решетке ферритной матрицы (размер зерен перлита в этом случае 5-ь20 мкм). В такой ситуации дальнейшее повышение уровня электронагрева д теряет смысл, если не перевести при высокочастотной индукционной закалке часть поверхностного слоя в состояние подплавления, резко сократив времена диффузионного массопереноса и гомогенизации состава в нагретом слое. [c.498]

По своему механизму перечисленные выше превращения в твердом состоянии разделяются на диффузионные и без диффузионные. Из числа фазовых превращений к диффузионным относятся превращения третьего и четвертого видов, т. е. эвтектоидный распад, распад пересыщенных твердых растворов и обратные им превращения. Полиморфные превращения могут протекать как по диффузионной ( нормальной ), так и по бездиффузион-ной (мартенситной) кинетике. Однако между полиморфными превращениями, характеризующимися нормальной кинетикой, и диффузионными превращениями третьего и четвертого видов имеются существенные различия. При полиморфных превращениях величина смещений атомов не превышает межатомного расстояния, а при превращениях третьего и четвертого видов происходит значительно большее смещение атомов. [c.10]

Кинетика изменения пределов разброса микротвердости АЯ при нагреве в техническом титане (см. рис. 5) и в сталях имеет много общего. В обоих случаях росту зерна предшествует уменьшение АЯ, т. е. процесс гомогенизации способствует началу роста зерна. После развития неоднородности в процессе ар превращения (920—1040°) АЯпри последующем нагреве уменьшается. С началом первого интервала роста зерна (1080—1200°) АЯ почти не изменяется вплоть до замедления роста при 1200°, а затем вновь уменьшается, пика не начнется второй интервал роста зерна (выше 1280 ). Таким образом, в титане, как и в сталях, процесс гомогенизации обнаруживается по изменению ДЯ тогда, когда рост зерна либо еще не начался, либо уже завершился. [c.25]

О кинетике изменения и величине внутренних деформаций и напряжений в околошовной зоне при сварке титана данных очень мало. Однако, располагая сведениями о коэффициенте линейного расширения титана (8,5 10 " 1/°С при 0—100° в сравнении с 11,7 10 1/°С для железа), о модуле упругости (11250 в сравнении с 21000 кГ/мм для железа) и характере изменений удельного объема при протекании фазовых превращений, можно в первом приближении оценить знак и порядок величин остаточных деформаций и напряжения. Превращение [3 а в титане и его а- и а + 13-снлавах, а также превращение (3 со в а+13-сплавах титана протекают пе с увеличением объема, как превращение а в железе и стали, а с небольшим уменьшением его. Едипствепное превращение в титане и его сплавах, которое происходит с увеличением объема, — это гидридное (на 15% при Т1Н 100%). Однако расчеты показывают, что при содержании 0,01% Ы изменение удельного объема технического титана вследствие гидридного превращения не превышает 0,1%. При полном превращении аустенита в мартенсит, например в стали с 0,38% С и 1,4% Сг, удельный объем увеличивается в среднем на 5%, т. е. в 50 раз больше Столь малый общий объемный эффект гидридного превращения в око.яо-шовной зоне, вероятно, не может привести к изменению знака остаточных продольных растягивающих деформаций и напряжений первого рода. [c.49]

Эффекты второго типа связаны со способностью некоторых малых примесей влиять на образование упрочняющих выделений, изменяя кинетику их роста и превращений, а иногда и морфологию. Такие эффекты особенно существенны в сплавах серии 5000, где вероятна последовательность формирования второй фазы [123] (здесь р—интерметаллид Mg5Al8). Явных свидетельств пред-выделения, т. е. возникновения зон Гинье — Престона (ГП) перед образованием р не имеется. Эти сплавы легко получить в виде метастабильных твердых растворов А1 — Mg, особенно при сравнительно низких концентрациях магния (как в случае сплавов 5083 и 5456), поскольку выделение равновесной р-фазы протекает довольно медленно. Фаза р возникает в результате гетерогенного зародышеобразования, особенно вероятного на границах зерен. Фаза р формируется медленно и при этом стремится образовать сплошной слой. Очевидно, что такие р-слои, существенно анодные по отношению к матрице [128], могут вызывать сильную межкри-сталлитную коррозию (не обязательно КР). Как уже отмечалось, для других систем (и это справедливо такхге для рассматриваемых сплавов [2]). восприимчивость к КР иногда, но не всегда, коррелирует с межкристаллитной коррозией. Таким образом, увеличение содержания магния повышает нестабильность сплава (т. е. тенденцию образовывать р-фазу в процессе эксплуатации), поэтому были разработаны многочисленные методы обработки и легирования сплавов серии 5000 с целью их стабилизации и предотвращения формирования зернограничной р-фазы. Например, холодная деформация с последующим высоким отжигом в области а-ьр [c.83]

Ф. о. 1-го рода. Точка Ф. п. 1-го рода характеризуется равенством уд. Шобса энергий (термодинамич. потеюдаалов) двух фаз, между к-рыми происходит переход Ф] (Г, Р, Н) = =Ф2(Г, Р, Н). При этом производные термодинамич. потенциалов Ф1.2 по параметрам Т, Р... т. е. энтропия, уд. объём и т. п.), вообще говоря, не совпадают. Поэтому Ф. п. 1-го рода связаны со скачкообразными изменениями этих величин. В нек-рой окрестности точхи Ф. п. 1-го рода в обеих фазах реализуются локальные минимумы термодинамич. потенциалов одна из фаз является абсолютно устойчивой, а другая—метастабильной (см. Мета-стабильное состояние). Для каждой из фаз, рассматриваемых по отдельности, точка Ф. п. 1-го рода ничем не выделена, в частности процессы установления термодинамич. равновесия не испь1тывают замедления в окрестности этой точки, в то время как процесс превращения одной фазы в другую резко замедляется (см. Кинетика фазовых переходов). Поэтому для Ф. п. 1-го рода характерны явления гистерезиса напр., переохлаждение и перегрев), когда первоначально стабильная фаза при прохождении точки равновесия фаз сохраняется как метастабильная в нек-ром интервале параметров. В точке равновесия обе фазы могут сосуществовать бесконечно долго, в этом случае имеет место т. п. фазовое расслоение. [c.272]

Создание эффективных оптических нелинейных и акустоопти-ческих материалов для прецизионных перестраиваемых фильтров и параметрических генераторов света в диапазоне 150 нм — 25 мкм требуется для строгого исследования структуры и состава вещества и кинетики превращений (в том числе без изменения химического состава) методами спектроскопии оптического диапазона, а также для резонансного воздействия при возбуждении вращательно-колебательных переходов молекул в биофизике, химической технологии и других областях, включая процессы горения, разделения изотопов, лазерную имплозию и т. п. Не исклю- [c.271]

В настоящей работе изучали кинетику роста видманштеттового феррита в малоуглеродистых низколегированных сталях. Основной задачей исследования являлось выяснение вопроса о том, как изменяется скорость роста игольчатой а-фазы при переходе из феррито-перлитной области в бейнитную, т. е. при переходе от видманштеттового феррита к бейниту. Переход от бейнита к мартенситу изучался ранее [3]. На основании диаграмм изотермического превращения аустенита ряда доэвтектоидных легированных сталей (у которых наблюдается увеличение общей скорости превращения аустенита при переходе из феррито-пер-литной области в бейнитную, хотя распад аустенита в обеих областях начинается с выделения а-фазы) можно было ожидать, что при указанном переходе скорость роста игольчатых кристаллитов а-фазы также должна возрастать. [c.70]

Если сплавы Ре—N1—71 подвергаются предварительному старению, то кинетика мартенситного у - а превращения претерпевает существенные изменения (рис, 5.11) При отсутствии предварительного старения изотермическое мартенеитное превращение в сплаве Н25ХТ2 протекает в интервале -100 г -170°С, а Мд атермического превра- щения находится при -140 С, т,е, внутри этого интервала (рис, 5,11, а) [c.180]

Н26ТЗ, но и для ряда других стареющих сплавов, поэтому в общем виде может быть представлена на рис. 6.2 э координатах Угол ф характеризует кинетику деформационного у а преврашения в зависимости от условий предварительного старения (см. рис. 6.1,5). Точка А на рис. 6.2 соответствует значению удлинения при tgф =0 ф= О), т.е. когда после старения аустенита мартенеитное превращение при растяжении отсутствует. Точка С соответствует значению относительного удлинения при 90°), т.е. такому старению, когда при растяжении весь аустенит практически мгновенно и полностью превращается в мартенсит. Остальные точки функции 5= /(tg< ) отвечают тем значениям удлинения, которые имеют место при промежуточных степенях превращения. [c.208]

Неравновесная сегрегация, обусловленная особенностями зернограничной кинетики карбидных превращений, должна быть локализована не в нескольких атомных слоях, а в приграничных зонах значительно большей ширины (сопоставимой с размерами карбидных выделений, т.е. не менее 0,1 мкм [20]. Эффект неравновесной сегрегации, вызванной различной подвижностью компонентов твердого раствора, включая вакансии, также приводит к обогащению приграничной зоны примесями на расстояниях порядка 1 мкм от границы [52]. Наблюдаемое при развитии обратимой отпускной хрупкости столь сильное обогащение примесями нескольких атомных слоев у г( >аниц зерен возможно только благодаря межкристаллитной внутренней адсорбции, т.е. обратимой равновесной сегрегации, движущей силой которой является снижение энергии границ зерен. [c.43]

Представленные для изучения коллекции микроструктур сплавов систем сурьма—свинец, сурьма—олово и сурьма—медь дают возможность познакомиться с фазами и структурными составляющими различного вида. Затвердевание сплавов сурьма-свинец протекает с образованием эвтектики. В структуре сплавов можно наблюдать эвтектику с избыточными кристаллами свинца в доэвтектических или сурьмы в заэвтектических сплавах. В системе сурьма—олово идут превращения перитектического характера и в структуре сплавов этой системы наблюдаются пе-ритектические смеси. В структуре сплавов сурьма—медь видны кристаллы химического соединения, окруженные эвтектикой. Диаграмма состояния не дает точного представления о структуре сплава, а характеризует лишь равновесие фаз при различной температуре. При формировании структуры решающее значение имеет кинетика структурообразования, зависящая от скорости охлаждения (или переохлаждения), скорости диффузии компонентов и т. д. [c.78]

Диаграмма состояния Ре—С дает представление о фазовых и структурных превращениях в условии равновесия, т. е. при очень малой степени переохлаждения (перенагрева). Повышенные скорости охлаждения тормозят диффузионные процессы, а при больших степенях переохлаждения они полностью прекращаются. Поэтому состав и строение фаз структурных составляющих, образующихся при термической обработке в процессе высоких скоростей охлаждения, значительно отличаются от равновесных. Вследствие этого изменяются и свойства сплавов железа. В основах теории термической обработки лежат фазовые превращения, протекающие в неравновесных условиях. Поэтому ниже рассматривается влияние температуры и времени превращения, т. е. его кинетика, на структуру и свойства сплавов на железной основе. [c.162]

Лабораторные работы для определения критических точек выполняются дифференциальным методом, а для определения кинетики превращений — простым методом, что позволяет использовать дилатометры разных конструкций — ДКМ, Шевенара и т. п. [c.115]

Механизм бейнитного превращения, своеобразие его кинетики, близость и к перлитному, и к мартеноитному превращениям можно объяснить следующим. Бейнитное превращение происходит при температурах ниже 500—450°С, т. е. ниже порога рекристаллизации железа. Это означает, что в бейнитном интервале практически полностью подавлено диффузионное перемещение атомов основного компонента—железа. Поэтому становится невозможным образование феррита путем неупорядоченной у— -а-перестройки, т. е. подавляется перлитный распад. Но выше 200—250°С еще достаточно активно идет диффузия углерода, которая делает возможным выделение карбида из аустенита и феррита. Р. И. Энтин считает, что в аустените, переохлажденном до температур промежуточного интервала, т. е. ниже 500—450°С, но выше 200—250°С, перераспределяется углерод в одних местах образуются участки, богатые им, а в других— обедненные. Участки аустенита с низкой концентрацией углерода претерпевают мартенситное у а-превращенпе. [c.255]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...