Концентрационные изменения при а - у превращении

Нужно отметить, что и без того сложные с физической точки зрения представления о характере перестройки решетки при а -> -у-превраще-нии в сталях нередко еще более запутываются нечеткой терминологией. Разная трактовка одних и тех же терминов приводит к тому, что при одинаковом названии в работах разных авторов речь идет о совершенно различных явлениях. Например, авторы работ [ 3 и 27] в предложенных классификациях отмечают неупорядоченные диффузионные и упорядоченные диффузионные превращения. Однако в работе [ 3] термин диф-фузионное превращение использован для характеристики концентрационного перераспределения элементов между фазами, а упорядочен-ное определяет коллективный согласованный переход атомов и является эквивалентом сдвигового превращения. В работе же [ 27] под терминами диффузионный или "бездиффузионный механизм понимаются не концентрационные изменения, а характер перехода атомов от одной решетки к другой. Что же касается терминов упорядоченное и неупорядоченное превращения, то они отражают только наличие или [c.22]

Таким образом, при медленном нагреве в процессе а - у превращения проходит сложный процесс перераспределения компонентов сплава с образованием широкой и устойчивой концентрационной неоднородности. Необходимо отметить, что подобный медленный нагрев сплава Н32 в закаленном однофазном у-состоянии до 400-550°С не вызывает какие-либо заметные концентрационные изменения -вид спектра практически не меняется. [c.133]

Попытаемся найти взаимосвязь наблюдаемых диффузионных процессов перераспределения никеля со структурными изменениями при нагреве. Очевидно, что скорость нагрева 200 град/мин недостаточна для развития заметной диффузии никеля в сплаве Н32 (см. рис. 3.34) - превращение а у является бездиффузионным и приводит к формированию близкой по ориентации к исходному аустениту крупнопластинчатой у-фазы. Уменьшение скорости нагрева до 0,2 град/мин вызывает указанные сложные концентрационные изменения. [c.133]

Явление наследственной химической микронеоднородности феррита, обусловленной концентрационными изменениями при неполной аустенизации, заслуживает внимания не только в связи с эффектами, которые могут найти применение при анализе некоторых структурных особенностей сплавов с ферритной структурой матрицы. Изменение концентрации примесей при превращении а у может способствовать их перераспределению в отдельных объемах матрицы, особенно интенсивному в условиях многократного изменения температуры в критическом интервале. Возможно 152 [c.152]

Если описанный механизм справедлив для всего температурного интервала бейнитного превращения, то изменение температуры внутри бейнитного интервала приводит к сильным количественным различиям. При высоких температурах вблизи точки е концентрационное перераспределение более значительное, чем при низких температурах вблизи точки М . [c.271]

Изменение микротвердости по глубине хромоникелевого слоя (рис. 4) повторяет концентрационную зависимость (рис. 3), хотя и в менее явной форме. Пик микротвердости ( 7500 Н/мм ) соответствует зоне у— -превращения при насыщении в парах хрома. [c.205]

Увеличение чистоты выплавки железомарганцевых сплавов расширяет область существования е-фазы и повышает температуру начала 7- е-превращения (см. рис. 18). Положение границ а-, е- и у-фаз в сплавах высокой чистоты установлено путем построения фазовой диаграммы (см. рис. 19) и диаграммы прямых и обратных мартенситных превращений (см. рис. 13). Для определения температурных и концентрационных границ существования фаз в сплавах промышленной чистоты необходимо было построить такие же диаграммы, так как изменение свойств железомарганцевых сплавов рассматривали прежде всего с позиций влияния исходного фазового состава. [c.158]

Как уже было сказано выше, вследствие существования зоны переохлажденного расплава у поверхности раздела макроскопически плоская поверхность раздела становится нестабильной относительно поверхности раздела, имеющей ячеистую структуру. В д)езультате случайно возникающие изменения формы поверхности раздела теперь не исчезают, а развиваются. Условие оптимизации, выраженное уравнением (24), будет приводить к превращению гладкой поверхности раздела в ячеистую, если при выполнении всех граничных условий выступающие части (головки) ячеек могут продвигаться в расплав дальше, чем гладкая поверхность раздела. Это означает, что в случае чистого материала при положительном температурном градиенте G никакие стабильные изменения формы поверхности раздела невозможны. Действительно, если на поверхности раздела образуется искажение, выступ, его равновесная температура плавления понижается вследствие эффекта Гиббса — Томсона, выступ будет рассасываться и поверхность останется плоской. Однако в расплаве, содержащем примеси, появление выступа на поверхности раздела вызывает, кроме того, боковую диффузию примесей, вследствие чего концентрация примеси вблизи выступа уменьшается, а равновесная температура плавления соответственно возрастает. Сегрегация примеси будет также уменьшать S.H. Если общий эффект изменения Ti и АЯ таков, что кончики ячеек Могут продвигаться быстрее плоской поверхности раздела, в отношении образовавшейся ячеистой структуры поверхности раздела будет выполняться уравнение (24), и при наличии концентрационного переохлаждения эта структура станет стабильной. [c.184]

Фазовые превращения часто проходят с изменением объема. Последнее иногда приводит к деформации, а в некоторых случаях даже к разрушению. При наличии неравномерной концентрации в сплаве могут возникать концентрационные напряжения . Величина этих напряжений вблизи зародыша образовавшейся фазы быстро падает по мере удаления от зародыша новой фазы. [c.164]

Сказанное выше дает основание считать, что с точки зрения структурной коррозии гораздо важнее обращать внимание на такие структурные превращения, которые сопровождаются изменениями химического состава, даже если эти изменения происходят в суб-микроскопических элементах кристаллических решеток. Лишь в случае коррозии в активном состоянии нужно принимать во внимание структурные превращения, не сопровождающиеся появлением заметной концентрационной гетерогенности сплава по основным или сопровождающим элементам и связанные только с перестройкой кристаллической решетки или с изменениями плотности ее дефектов. [c.27]

С нашей точки зрения ни в коей мере нельзя отрицать наличия концентрационного перераспределения углерода в а-фазе и его роли в осуществлении а 7-превращения. Однако следует говорить не о флукту-ационных изменениях, а об образовании устойчивых сегрегащ1Й атомов углерода. Известно, что дислокации, границы зерен и субзерен, полосы скольжения и др. могут быть местами скопления атомов углерода, что доказывается в целом ряде экспериментальных работ. Подробный анализ большого числа исследований, сделанный в работе [20], показывает, что до сих пор недостаточна информация о том, какова же концентрация углерода в этих местах и являются ли данные области участками твердого раствора с измененной концентрацией или же вьщелившейся избыточной фазой. В этой работе приводятся данные о том, что при нагреве выше 400 0 сегрегационный эффект в значительной мере уменьшается либо просто исчезает. Некоторые концентрационные изменения, безусловно, могут сохраниться до температур а у-превращения, но они не могут достигать столь больших значений, как требует флуктуаци-онная концепция. В то же время теоретическое рассмотрение показывает, что даже весьма незначительные отклонения от средней концентрации в сторону приближения к равновесному составу приводит к резкому возрастанию вероятности образования зародыша новой фазы. [c.17]

Рассмотрим в свете сказанного вопрос о местах зарождения аустенит-ных участков. Как уже было отмечено, наблюдения многих авторов свидетельствуют о гетерогенном зарождении у-фазы. Однако возникновение аустенита вовсе не обязательно должно быть свя а1 по именно с поверхностью раздела феррита и карбидов, поскольку пред варительное значительное обогащение а-фазы углеродом не является необходимым условием для протекания а 7-превращения. Очень существенную роль в этом процессе играет само повышение свободной энергии на границах, в том числе на границах феррита, что облегчает формирование зародыша новой фазы в этих местах [17]. Именно поэтому, как указывали авторы цитированных выше работ [5 — 7], как правило, зародыш аустенита возникает не просто на поверхности раздела феррит-карбид, а в тех местах, где карбидные частицы располагаются по границам зерен. Эти места являются предпочтительными для образования у-фазы как в связи с присуствием самой поверхности, обеспечивающей возможность гетерогенного образования зародыша, так и в связи с концентрационными изменениями, которые, безусловно, облегчают образование зародышей 7-фазы в этих местах. Подробнее вопрос о местах формирования 7-фазы в pasHbix условиях будет обсужден в гл. III. [c.18]

Концепция о сдвиговом характере а -превращения в железе и его сплавах разделяется рядом исследователей [ 26.3S—37идр.],Однако это превращение нельзя относить к числу бездиффузионных. Этот процесс безусловно сопровождается перераспределением углерода как в а-, так и в 7-фазе. Сдвиговое превращение в первую очередь реализуется в участках с повышенной свободной энергией. Ими могут бьпь границы зерен и субзерен, места скопления дислокаций, поверхности раздела фаз, где наиболее вероятно образование устойчивых сегрегаций атомов углерода. Однако речь может идти лишь о небольшом пересыщении матрицы углеродом, поскольку знатательные концентрационные изменения, как было показано в гл. I, не оправданы с термодинамической точки зрения. При этом чем вьипе степень неравновесности исходной структуры, тем менее углеродистый аустенит может формироваться в результате а 7-превращения (см. рис. 3,6). [c.119]

Как видно из сопоставления мессбауэровских и электронно-мик-росжопических данных, концентрационные изменения при нагреве до 470°С связаны с формированием различно ориентированной дисперсной реечной у-фазы. Образование дисперсной у-фазы на первой стадии а - у превращения при медленном нагреве отвечает появлению как высокшикелевого аустенита, содержащего преимущественно до 50% Ni (при нагреве до 400°С), так и аустенита исходной концентрации, Наблюдаемое явление связано, видимо, с тем, что на бездиффузионное сдвиговое а у превращение при медленном нагреве накладывается диффузионный процесс перераспределения никеля меж- [c.133]

Таким образом, наблюдаемая гамма концентраций аустенита при а у превращении в условиях медленного нагрева Fe-Ni сплава объясйяется перераспределением никеля в (а + у) области на развитой межфазной поверхности дисперсная у-фаза - остаточный а-мартенсит и сохранением полученной концентрационной неоднородности сплава при завершении а- у превращения в процессе образования глобул5фного аустенита, проходящего в данных условиях нагрева подобно массивному превращению. Аналогичный характер концентрационных изменений при а- у превращении имеет место и в сплавах типа Н28 с пакетным мартенситом tl36l [c.134]

Наряду с этим необходимо учитывать изменение первичной структуры, в особенности протяженность межфазовых границ аустенит—графит и аустенит—карбид, играющих значительную роль в зарождении и росте эвтектоидных фаз. С ростом концентрации церия или других редкоземельных элементов выше критической уменьшается количество графита в структуре и возрастает содержание эвтектического карбида (см. рис. 2), что должно способствовать развитию эвтектоидного превращения по метастабильному пути. При этом локальные концентрационные изменения, связанные с обогащением церием межфазовой границы аустенит— карбид [7], по-видимому, повышают устойчивость аустенита в соответствующих микрообъемах. Образование при повышенном содержании модификатора тонкодифференцированной аустенито-графитной эвтектики с большой протяженностью графит—аустенит может в свою очередь облегчить зарождение феррита при эвтектоидном превращении. Этим, по-видимому, обусловлено снижение устойчивости аустенита до- и заэвтектических чугунов при содержании церия и лантана более 0,30% (см. рис. 4, а и б). Необходимо, однако, и в этом случае учитывать возможность изменения состояния межфазовой границы в связи с обогащением церием, а также влияние избыточного содержания церия, растворенного в аустените. Эти факторы могут обусловить повышение устойчивости аустенита в пределах бывших эвтектических колоний, в результате чего в условиях непрерывного охлаждения эти участки испытывают превращение при более низких температурах, чем микрообъемы, соответствующие бывшим дендритам избыточного аустенита. Сложная роль редкоземельных модификаторов должна учитываться при определении их дозировки и режимов охлаждения отливок. [c.138]

Исследование рельефа мартенситного превращения стали Х12Н5М4К9 в литом и в аустенизированном по разным режимам состояниях показало определяющее влияние концентрационной неоднородности на устойчивость остаточного аустенита в микрообъемах по границам и телу зерна. После однократной аустенизации при 840° С, 5 мин и охлаждения рельеф - а-превращения наблюдается но телу зерна, в местах, где при нагреве фиксируется рельеф а -превращсния. В приграничных областях ( проталинах ), характеризующихся повышенной концентрацией аустенитостабилизирующих элементов, рельеф не образуется (рис. 3, а). Еще два нагрева до 850° и один до 960°С продолжительностью каждый по 5 мин с последующим охлаждением до 20° С практически не привели к изменению структуры проталин (рис. 3, б). Только выдержка 1,5 ч при 960° С привела к образованию мартенситного рельефа в проталинах . [c.114]

Идея создания концентрационно-неоднородных метастабильных аус-тенитных порошковых сталей основана на реализации заданного распределения легирующих добавок. Установлена возможность роста прочности (в процессе наведенного деформацией мартенситного перехода) в результате увеличения напряжений, достаточных для раскрытия характерных дефектов. При этом улучшение трещиностойкости обусловлено дополнительными энергетическими затратами, необходимыми для структурных превращений в поверхностных слоях зоны разрушения. Непосредственные измерения показали совпадение изменения термодинамического потенциала зоны разрушения и дополнительной энергии, расходуемой на разрушение образцов с метастабильным аустенитом. [c.284]

Анализ приведенных концентрационных зависимостей свидетельствует об аналогичном характере изменения порога хладноломкости и энергии дефекта упаковки [100]. Оба эти параметра являются структурно-чувствительными характеристиками и изменяются по кривой с минимумом, соответствующим границе (е+у)- и у-областей. Несовпа-)дение по содержанию марганца при одинаковом фазовом составе объясняется различной чистотой выплавки взятых для исследования сплавов [12, 100]. По мере приближения к температуре начала мартенситного превращения Мп энергия дефекта упаковки уменьшается. В сплавах, расположенных на границе (e-fl-y)- и -областей температура М-а близка к комнатной, при этом энергия дефекта упаковки минимальная, что свидетельствует о снижении устойчивости кристаллической решетки [100, 108]. Наблюдается особое предмартенситное состояние, когда возникает ближ- ний порядок динамических смещений атомов, что характеризуется появлением диффузного рассеяния электронов и [c.246]

Структурные изменения на конечной стадии а - у превращения (535-550°С) связаны с развитием неравноосных у-зерен, которые поглощают дуплекс-структуру (рис. 3.24, г). Плотность дислокаций в растущих зернах меньше, чем в поглощаемых. В полиэдрических у-кристаллах имеется размытый внутренний контраст, свидетельствующий [135] о концентрационной неоднородности аустенита. [c.98]

Поданным работы [1] и М. Хансену и К. Андерко (см. т. И [6]), при 20— 25% (ат.) Rh на концентрационной кривой магнитной восприимчивости наблюдается резкий излом, который можно интерпретировать как разрыв на кривой растворимости по аналогии с системами Pt—1г, Pd—Th и Pd—1г. Для этого разрыва растворимости предсказывается критическая температура 780° С [2]. Результаты измерения [3] коэффициента деформационной чувствительности (изменение электросопротивления в зависимости от деформации) в сплавах с содержанием Rh до 30% (ат.) подтверждают образование метастабильных твердых растворов, фиксирующихся при закалке. Полиморфные превращения в чистом Rh описаны в работах [1., 4—7]. Данные высокотемпературных определений периода решетки [8] не согласуются с результатами работы [9]. Здесь необходимы дальнейшие исследования. [c.343]

Кроме того, по изменению физических свойств можно фиксировать внутрифазовые превращения (концентрационное расслоение, упорядочение, магнитное превращение), поскольку эти свойства изменяются при перераспределении атомов и электронов внутри фаз. [c.116]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...