Диффузионные превращения аустенита при охлаждении

ДИФФУЗИОННЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ [c.159]

Влияние величины аустенитного зерна на термическую обработку следует рассматривать в соответствии с диаграммой изотермического превращения аустенита. При перлитном (диффузионном) превращении образование центров превращения происходит по границам зерен мелкозернистой стали, поэтому петля кривых начала и конца превращения сдвигается влево и превращение аустенита в такой стали начинается гораздо раньше. Следовательно, мелкозернистая сталь в соответствии с верхней частью диаграммы изотермического превращения отличается меньшей устойчивостью аустенита. Чтобы избежать перлитного превращения и получить мартенсит с высокой твердостью, требуется более высокая скорость охлаждения таких сталей, что обеспечивает сохранение аустенита в интервале его наименьшей устойчивости, т. е. при 450—600°. [c.193]

К классу мартенситно-ферритных относят стали с частичным у—>а(м)-превращением. Термокинетическая диаграмма у этих сталей состоит из двух областей превращения. При температурах >600 °С при низкой скорости охлаждения возможно образование ферритной составляющей структуры. При большой скорости охлаждения (<400 °С) наблюдается без-диффузионное превращение аустенита в мартенсит. Количество образовавшегося мартенсита зависит от содержания углерода и скорости охлаждения. [c.70]

С точки зрения коррозионной стойкости оптимальное содержание Сг в стали составляет 12—14 % Такой уровень легирования Сг обеспечивает легкую пассивацию поверхности во многих агрессивных средах, связанных с производством нефтехимических продуктов, а также в воде высоких параметров с борным регулированием При повышении содержания хрома более 12 % коррозионная стойкость практически не увеличивается Вместе с тем в этом случае имеет место проявление склонности стали к охрупчиванию и снижению прочности в связи с формированием в структуре значительного количества ферритной составляющей 13—14 %-кые хромистые стали с частичным у а (М)-превращением относят к мартеиситно-ферритным По структуре мартенситно ферритные стали соответствуют сплавам Ре — Сг, при охлаждении которых полиморфные превращения соответствуют реакции 6->7-1-б- а(уИ)- -б Количество б-феррита в сталях повыщается с увеличением содержания Сг и снижением концентрации С С введением С границы существования области у-твердых растворов сдвигаются в сторону более высокого содержания Сг У 13 %-ных хромистых сталей с <0,25% С термокинетическая диаграмма распада аустенита состоит из двух областей превращения При температурах выще 600 °С в случае достаточно низкой скорости охлаждения возможно образование ферритной составляющей структуры Ниже 400 °С при более быстром охлаждении наблюдается без-диффузионное превращение аустенита в мартенсит Количество образовавшегося мартенсита в каждом из указанных температурных интервалов зависит, главным образом, от скорости охлаждения и содержания углерода в стали [c.245]

Бейнитное превращение сочетает элементы перлитного и мар-тенситного превращений. Ему предшествует диффузионное перераспределение углерода в аустените, в результате чего образуются участки, обедненные и обогащенные углеродом. Дифференциация участков по содержанию углерода тем больше, чем выше температура превращения. При образовании Бв в обедненных участках возникает пересыщенная углеродом ферритная фаза по мартенситному механизму (низкоуглеродистый мартенсит). В обогащенных участках аустенита выделяются карбиды. Окружающий карбиды аустенит с уже пониженным содержанием углерода претерпевает (7а)-превращение. Отдельные обогащенные участки не претерпевают бейнитного превращения, а при дальнейшем охлаждении превращаются в мартенсит или [c.524]

При очень большой скорости охлаждения З/з диффузионный распад аустенита становится вообще невозможным и при охлаждении ниже точки Мн идет мартенситное превращение. Структура стали мартенсит и остаточный аустенит (М+А<,сг),а после обработки холодом - мартенсит (М). [c.55]

При очень большой скорости охлаждения диффузионный распад аустенита, становится вообще невозможным, и тогда аустенит переохлаждается до точки Мд и при дальнейшем охлаждении превращается в мартенсит (см. рис. 124, а, кривая У5). Превращение аустенита в мартенсит не идет до конца, поэтому в закаленной стали наряду с мартенситом всегда присутствует в некотором количестве остаточный аустенит (см. рис. 124, а, в и 125, в). Минимальную скорость охлаждения (см. рис. 124, а, кривая Од), при которой весь аустенит переохлаждается до точки М и превращается в мартенсит, называют критической скоростью закалки. [c.181]

Термокинетические диаграммы также строят в координатах температура — время на основе анализа серин кривых охлаждения, на которых отмечают температуры начала и конца перлитного и промежуточного превращений и соответственно области этих превращений (рис. 126). Эти диаграммы показывают, что при малых скоростях охлаждения в углеродистой стали протекает только диффузионный распад аустенита с образованием фер-ритно-цементитной структуры различной степени дисперсности (перлит, сорбит, троостит). При высоких скоростях охлаждения (выше диффузионный распад аустенита подавляется и аусте- [c.182]

Основное превращение, протекающее во время охлаждения при отжиге эвтектоидной стали, — это распад аустенита при комнатной температуре ниже точки Ai (727 С) на смесь феррита с цементитом. При скорости охлаждения стали, обеспечивающей полное протекание диффузионных процессов и соответственно близкое к равновесному состоянию стали, в структуре последней согласно диаграмме железо—углерод образуется перлит. [c.436]

В углеродистых и некоторых сталях, легированных никелем, кремнием и медью, максимумы скоростей перлитного и промежуточного превращений наблюдаются при близких температурах. Поэтому на диаграмме изотермического превращения переохлажденного аустенита виден только один минимум устойчивости переохлажденного аустенита, чаще при температуре 500—550° С. При температурах выше этого минимума устойчивости протекает диффузионное перлитное превращение, а при температурах ниже этого минимума — промежуточное (бейнитное) превращение. При непрерывном охлаждении на термокинетической диаграмме для этих сталей отмечается лишь диффузионное перлитное и бездиффузионное мартенситное превращения (см. рис. ЗЗ). [c.309]

Наиболее желательна умеренная скорость охлаждения при высоких температурах (выше критических), высокая (выше критической закалки) в интервале температур —Мд для подавления процессов диффузионного распада переохлажденного аустенита в области перлитного и промежуточного превращения и замедленное охлаждение в интервале температур мартенситного превращения М —Мк- Высокая скорость охлаждения в мартенситном интервале температур резко увеличивает уровень остаточных напряжений. Чем выше скорость охлаждения в мартенситном интервале, тем выше вероятность образования закалочных трещин. В то же время слишком замедленное охлаждение в интервале температур Ms—Mk может привести к частичному отпуску мартенсита и увеличению количества остаточного аустенита вследствие явления стабилизации, что снижает твердость стали. [c.316]

При перестройке решетки атомы не обмениваются местами, а только смещаются друг относительно друга на расстояния, не превышающие межатомные. Мартенситное превращение нельзя подавить быстрым охлаждением, как это можно сделать с диффузионными превращениями, протекающими по обычной кристаллизационной кинетике. Превращение начинается сразу при определенной температуре, называемой температурой начала мартеиситного превращения и обозначаемой . При переохлаждении до температуры, соответствующей точке Л4 , аустенит начинает превращаться в мартенсит. Чтобы мартенситное превращение развивалось, необходимо непрерывно охлаждать сталь ниже температуры М . Если охлаждение прекратить, то мартенситное превращение практически также останавливается. Эта особенность мартеиситного превращения резко отличает его от диффузионного перлитного превращения, которое полностью протекает в изотермических условиях при температуре ниже точки Количество образовавшегося мартенсита в зависимости от температуры, до которой охлажден образец, может быть выражено так называемой мартенситной кривой (рис. 125). При достижении определенной для каждой стали температуры превращение аустенита в мартенсит прекращается. Эта температура называется концом мартеиситного превращения и обозначается Мк- Положение точек и УИ . не зависит от скорости охлаждения и определяется химическим составом аустенита. Чем [c.186]

Чтобы мартенситное превращение развивалось, необходимо непрерывно, охлаждать сталь ниже температуры Мв. Если охлаждение прекратить, то мартенситное превращение практически также останавливается. Эта особенность мартенситного превращения резко отличает его от диффузионного перлитного, которое полностью протекает в изотермических условиях при температуре ниже точки Ль Количество образовавшегося мартенсита в зависимости от температуры, до которой охлажден образец, может быть выражено так называемой мартенситной кривой (рис. 107). Чем ниже температура, тем больше образуется мартенсита. Количество мартенсита при этом возрастает в результате образования все новых и новых кристаллов, а не вследствие роста уже возникших кристаллов и имеющих некогерентную границу. По достижении определенной для каждой стали температуры превращение аустенита в мартенсит прекращается. Эту температуру окончания мартенситного превращения и обозначают Мк. Положение точек Мв и Мк не зависит от скорости охлаждения и обусловлено химическим составом аустенита. Чем больше в аустените углерода, тем ниже температура точек Мв и Мк (рис. 108,а). Все легирующие элементы, за исключением кобальта и алюминия, понижают точки Мв и Мк (рис. 108,6). [c.197]

По нашему мнению, это явление объясняется тем, что процесс превращения аустенита в сильной степени ускоряет диффузионные процессы, в том числе выделение водорода из заготовки и диффузию его внутри заготовки. При этом количество водорода в участках наибольшего его содержания снижается в других участках водород собирается в молекулярной форме в несплошностях металла и становится безвредным. Так как диффузионные процессы протекают во времени, то изотермическая выдержка при температурах превращения или несколько ниже этих температур дает возможность завершаться диффузионным процессам в большей степени, чем в том случае, если превращение происходит в процессе быстрого охлаждения. [c.70]

При охлаждении ниже А1 свободная энергия аустенита становится выше свободной энергии продуктов его распада, поэтому переохлажденный аустенит становится неустойчивым. Вместе с тем образующиеся фазы — феррит и цементит — существенно отличаются по составу от исходной фазы — аустенита. Поэтому превращение носит диффузионный характер и должно сопровождаться перераспределением углерода за счет диффузии. [c.149]

В углеродистой стали при малых скоростях охлаждения (фиг. 23, о) протекает только диффузионный распад аустенита с образованием фер-ритно-цементитной смеси различной дисперсности (перлит, сорбит, троостит). При более высоких скоростях охлаждения (для эвтектоидной стали выше 115—120° в сек.) диффузионный распад аустенита подавляется и аустенит претерпевает мартенситное превращение (фнг. 23, а). На термокинетических диаграммах для многих легированных сталей (фиг. 23,6) отмечается зона промежуточного превращения аустенита с образованием игольчатого троостита (бейнита), [c.228]

Скорость превращения растет с увеличением контакта между структурными составляющими стали и уменьшается при наличии избыточных фаз (феррита в доэвтектоидной стали и цементита в заэвтектоидной). Карбиды при нагреве электрическим током растворяются быстро, однако, несмотря на это, из-за трудностей диффузионного выравнивания углерода после охлаждения в сплаве часто наблюдаются участки с неоднородным мартенситом. Быстрый нагрев малоуглеродистой стали ведет к превращению в аустенит в первую очередь перлита, а затем феррита. Если длительность нагрева недостаточна для выравнивания аустенита по углероду, то при охлаждении, наряду с образованием участков феррита, возможно образование участков мартенсита. В случае [c.35]

Легированный феррит имеет большую прочность, но по микроструктуре не отличается от феррита углеродистой стали. В то же время эвтектоид легированной стали характеризуется большей дисперсностью поэтому его строение часто трудно различимо даже при значительных увеличениях микроскопа (фиг. 196). Даже в сталях с небольшим содержанием углерода феррит и эвтектоид не всегда четко выявляются при микроанализе. Это объясняется тем, что легирующие элементы снижают температуру превращения аустенита в эвтектоид даже при небольшой скорости охлаждения и, кроме того, затрудняют диффузионные процессы. Поэтому обычный отжиг, переводящий углеродистую сталь в равновесное состояние, не позволяет получить в легированной и особенно в высоколегированной стали полностью равновесные структуры. Для этой цели легированной стали необходимо сообщить при отжиге очень медленное охлаждение, что не всегда применяется на практике. [c.238]

Особенностью отливок серого чугуна в отличие от стальных является отсутствие прямой связи между составом и свойствами чугуна. Структура в отливке определяется не только составом, но и в большей степени условиями первичной кристаллизации исходными материалами, температурой перегрева, присадками и скоростью охлаждения. Форма и расположение включений графита при термообработке существенно не изменяются и происходят только изменения металлической основы аналогично превращениям переохлажденного аустенита в стали. Наличие в чугуне графитовых тел ускоряет диффузионные процессы насыщения и растворения аустенита и сокращает соответствующие периоды термообработки. [c.701]

Структура малоуглеродистой стали состоит из двух структурных составляюших пластичного феррита, который является основной структурной составляющей, и хрупкого цементита. В зависимости от химического состава стали и условий охлаждения горячекатаных полос цементит может выделяться в виде самостоятельных выделений или находиться в стали в виде пластинчатого перлита. Феррит и перлит образуются путем превращения аустенита при температурах ниже Лгз и Лгь в то время как структурно свободный цементит образуется путем диффузионного распада пластинчатого перлита при медленном охлаждении полосы с температуры выше Лг1 или путем выпадения из феррита при охлаждении с температуры Лг) до комнатной температуры (третичный цементит) [47]. [c.77]

На этих принципах и построена классификация стали по структуре, получаемой при охлаждении на воздухе, предложенная французским ученым Гийе. По этой классификации сталь разделяют на три основных класса аустенитный, мартенситный и перлитный. Для определения принадлежности стали к тому или иному классу ее в виде образцов толщиной 15—20 мм нагревают до состояния аустенита и затем охлаждают на воздухе. Если испытуемая сталь приобретает структуру аустенита или мартенсита, ее соответственно относят к аустенитному или мар-тенситному классу. К перлитному классу по этой классификации относят условно сталь, которая в результате охлаждения на воздухе испытывает любое диффузионное превращение аустенита, т. е. приобретает структуру перлита, сорбита или троостита-закалки. [c.293]

Перлитное превращение характерно при сварке среднеуглеродистых сталей и как дополнительное при сварке низкоуглеродистых. Оно происходит при сравнительно невысоких скоростях охлаждения при условии we,/s < гг ф.п . При С <0,8% пре-вращ,ение носит квазиэвтектоидный характер. Перлитное превращение имеет диффузионный механизм и начинается с образования зародышей в виде перлитных колоний на границах аустенит-ного зерна. Вначале вследствие флуктуации концентрации углерода образуется тонкая цементитная (или ферритная) пластина. При ее утолщении окружающий аустенит обедняется (или обогащается) углеродом и создаются условия для возникновения примыкающих к ней пластин феррита (или цементита). Попеременное многократное возникновение пластин цементита и феррита приводит к образованию перлитной колонии, которая начинает расти не только в боковом, но и торцовом направлении. Кооперативный рост двухфазной колонии в торцовом направлении контролируется диффузионным перераспределением углерода в объеме аустенита перпендикулярно фронту превращения и вдоль фронта между составляющими перлитной колонии. [c.522]

Изотермическая закалка позволяет в значитёльной степени устранить большую разницу в скорости охлаждения поверхности и сердцевины изделий, являющуюся основной причиной образования термических напряжений. Кроме того, при изотермической закалке бездиффузионное мартенситное превращение заменяется диффузионным промежуточным превращением, которое протекает постепенно и одновременно по всему сечению, что уменьшает образование структурных напряжений. При охлаждении после изотермической выдержки, благодаря закончившемуся превращению аустенита, структурные изменения уже не происходят. [c.228]

Превращения в стали при охлаждении (превращения аустенита), Аустенит устойчив только при температурах выше линии GSE (рис. 2.9). При охлаждении ниже этой линии он становится неустойчивым и начинает распадаться. При медленном охлаждении стали образуются структуры, соответствующие диаграмме Fe-Feg . Вначале происходит выделение феррита (в доэв-тектоидных сталях) или вторичного цементита (в заэв-тектоидных сталях). При достижении критической точки содержание углерода в аустените достигает 0,8 % и происходит превращение аустенита в перлит. Это превращение заключается в распаде аустенита на феррит, почти не содержащий углерода и цементит, содержащий 6,67 % С. Поэтому превращение сопровождается диффузией, перераспределением углерода. Диффузионные процессы происходят в течение некоторого времени, причем скорость диффузии резко падает с понижением температуры. [c.114]

Нагрев металла в ЗТВ до температуры плавления с постепенным понижением температуры по мере удаления от сварного шва определяет протекание различных процессов в разных температурных зонах. Протекание превращений аустенита в ЗТВ при охлаждении во многом зависит от превращений, происшедших при нагреве во время сварки. Процессы при нагреве определяются скоростью нагрева, максимальной температурой нагрева зоны и продолжительностью пребывания выше температуры и Ai. Увеличение скорости нагрева и сокращение времени пребывания выше температуры А (см. рис. 1) ограничивает протекание диффузионных процессов и обусловливает либо сохранение нерастворившихся карбидных частнц в аустените, либо образование негомогенного аустенита. Наличие ие-растворившихся карбидов или негомогенности аустенита уменьшает его устойчивость при последующем охлаждении и сдвигает кривые начала и конца распада влево на диаграммах изотермического превращения аустенита. В табл. 3 приве- [c.409]

Для того чтобы количество остаточного аустенита в сталях со значительным содержанием углерода не было слишком велико и вследствие этого не был низким предел упругости, до минимума ограничивают содержание марганца. Именно поэтому прокаливае-мость таких сталей не наилучшая. Характерным примером для этого служат сталь марки W7 с относительно большим (4%) содержанием вольфрама и подобные ей инструментальные стали (рис. 168). С увеличением содержания вольфрама или ванадия инкубационный период превращения аустенита в области низких температур бейнитных превращений возрастает, однако в целях подавления диффузионных процессов все же требуется большая скорость охлаждения. Такие стали пригодны для комбинированной закалки (сначала охлаждение в воде, а затем в масле). Эти инструментальные стали содержат, кроме цементита, карбидные фазы типа МвбС и МеС, которые не растворяются при обычной для закалки температуре 840—880° С. Наличие карбидов наряду с высокоуглеродистым мартенситом придает таким сталям чрезвычайно вы< сокую твердость и износостойкость. Они не склонны к крупнозерни-стости. Следствием наличия карбидов вольфрама и ванадия является также и то, что их устойчивость против отпуска выше, чем у нелегированных или легированных только хромом инструментальных сталей (рис. 169). Вследствие большой твердости их вязкость и предел прочности при изгибе небольшие (о в= 1600-4-2000 Н/мм ). Чем больше содержание вольфрама, тем более хрупкой становится сталь, поэтому наиболее благоприятным является содержание 3— 4% W, В целях уменьшения графитообразования эти стали легируют еще и хромом. [c.178]

Диффузионные процессы в микрообъемах металла, примыкающих непосредственно к поверхности трения или к пленкам вторичных структур, могут приводить к значительным структурным изменениям в этих микрообъемах. Фрикционный нагрев способствует протеканию в поверхностном слое процессов отпуска, возврата и рекристаллизации, что приводит к разупрочнению поверхности, снижению ее несущей способности, усилению схватывания. В тяжелых условиях трения (высокие скорости и давления, отсутствие смазки), когда имеет место интенсивный фрикционный нагрев, в поверхностном слое стали может происходить а -> Y превращение. Возникает так называемый аустенит трения. И. М. Любарский с сотр. обнаружил на поверхности трения стали 20Х2Н4А аустенитный слой толщиной в несколько микрометров. После прекращения трения в процессе охлаждения этот аустенит полностью или частично распадался [20.40]. Аустенит трения в ряде случаев обладает повышенной устойчивостью и может сохраняться в структуре после охлаждения до комнатной и более низких температур. Это объясняется высоким уровнем его легированности, а также стабилизирующим влиянием деформационного и фазового наклепа. Поверхностный слой обогащается легирующими элементами в результате их диффузии из глубинных слоев металла (термодиффузия, восходящая диффузия), а также из окружающей среды. Так, при термическом разложении смазки в зоне контакта поверхность металла может насыщаться углеродом и другими элементами, содержащимися в смазке. Аустенит трения, обладая повышенной прочностью, теплостойкостью, может, увеличивать сопротивление стали изнашиванию. Образование аустенита при трении и его ускоренное охлаждение (вторичная закалка) приводят к формированию нетравящихся ( белых ) слоев на поверхности стальных деталей. Белые слои обладают высокой микротвердостью Я = 9 — 15 ГПа и значительной хрупкостью. Структура белых слоев и условия их возникновения при трении были рассмотрены в работах Б. Д. Грозина, К- В. Савицкого, И. М. Любарского и др. Установлено, что белые слои характеризуются высокой дисперсностью структуры, химической неоднородностью и сложным фазовым составом. В них присутствуют аустенит (20—80%), так называемый скрытноигольчатый (или мелкокристаллический) мартенсит и карбиды. В условиях динамического нагружения белые слои из-за высокой хрупкости интенсивно выкрашиваются, что и ведет к ускоренному повреждению поверхности. [c.396]

Для объяснения закономерностей обратимой отпускной хрупкости значительный интерес представляет построение не только изотермических, но и термокинетических диаграмм охрупчивания, развивающегося в процессе охлаждения стали после высокого отпуска, т.е. в условиях непрерывного изменения как адсорбционной емкости границ зерен, так и диффузионной подвижности примесных атомов. Кинг и Вигмор [144] предложили метод построения термокинетических диаграмм охрупчивания, основанный на наложении кривых охлаждения (графиков изменения во времени температуры образца или детали при охлаждении с различной скоростью) на диаграмму изотермического охрупчивания стали. Однако такой метод построения термокинетических диаграмм изменения свойств стали при непрерывном охлаждении по данным, полученным в изотермических условиях, приводит, как показано, например, для случая С-образных и термокинетических диаграмм фазовых превращений переохлажденного аустенита [152], к существенным количественным ошибкам. Такого недостатка лишен предложенный для прогнозирования развития отпускной хрупкости стали в условиях замедленного охлаждения после отпуска метод расчета кинетики зернограничной сегрегации фосфора и соответствующего охрупчивания при непрерывном снижении температуры [27, 142, 143] Этот метод использован для расчета термокинетических диаграмм охрупчивания Сг - N1 -Мо конструкционных сталей с различными концентрациями никеля и фосфора [27, 143]. [c.102]

При температурах ниже 200° С (линии Мн, рис. 44) диффузионные процессы в железе практически не имеют места и поэтому при охлаждении аустенита ниже 200° С кристаллы цементита образоваться не могут. Однако при понижении температуры произойдет аллотропическое превращение гранецентрированной решетки у-железа в объемноцементированную решетку а-железа. В этом случае, поскольку диффузия углерода отсутствует, образовавшийся феррит должен будет содержать то же количество углерода, что и аустенит, из которого он возник. Максимальная растворимость углерода в а-же- [c.99]

При медленном охлаждении стали с температур выше А с, происходит эвтектоидное превращение аустенита с образованием смеси феррита и цементита (перлита) вследствие превращения -(-железа в а-железо, при этом из аустенита выделяется углерод в виде цементита. Аустенит превращается в перлит диффузионно углерод, выделяясь из аустенита, образует зародыши цементитовых включений. Количество зародышей и скорость их роста определяют степенью переохлаждения при малой степени переохлаждения аустенит превращается в смесь крупных частиц феррита и цементита, т. к. число образовавшихся центров мало, и они успевают вырасти. При повышенной степени переохлаждения, вследствие возникновения большого числа центров и малой длительности их роста, можно получить более тонкую смесь феррита с цементитом — перлит. В результате этого твердость и прочность стали возрастают, а показатели пластичности снижаются. [c.82]

Диаграммы превращения I типа (Шф>Шц) и II типа (г Ф = гг п) с температурными областями диффузионных превращений, не отделенными от областей промежуточного и мартенситного превращений, характерны для большинства исследованных углеродистых и низколегированных сталей. На примере пяти сталей типа хромансиль можно видеть резкое повышение устойчивости аустенита с увеличением содержания углерода. Сталь 40Х практически во всем диапазоне скоростей охлаждения при сварке имеет структуру мартенсита с остаточным аустенитом. Так же ведут себя и стали 45ХНМТА и 40ХГСНМТА. [c.23]

Овернутая в р-улон полоса охлаждается при комнатной температуре на воздухе. При этом полоса после определенного времени отжигается за счет тепла, аккумулированного в рулоне при температурах свыше 550°С. При достаточно интенсивном охлаждении горячекатаных полос температура превращения Аг достигает 675 °С 1[29]. При температуре Аг происходит эвтектоидное превращение аустенита в перлит. Если свертывать полосу в рулон при температурах, близких к точке Аг, то по границам ферритных зерен из перлита за счет диффузионного распада образуются крупные включения струк- [c.70]

Аустенит заготовки стали ШХ15 в процессе охлаждения превращается быстро в перлит, вследствие чего влияние этого превращения на диффузионные процессы относительно слабое, а при выдержке при 300—400° превращения аустенита не происходит, следовательно, скорость диффузионных процессов из-за пониженной температуры замедленная. Необходимо отметить, что изотермическая выдержка достаточной длительности при 300° предотвращает появление флокенов в заготовках из всех исследованных сталей. Выдержка же при 200 и 100° заготовок из стали ШХ15 и при 100° заготовок из стали 25ХНМА и [c.70]

Более того, если мы переохладим аустенит до температур его относительной стабильности (скорость диффузионного распада очень мала), то, как показал С. С. Штейнберг, при последующем очень медленном охлаждении (2—3 град мин) превращение начинается приблизительно при той же температуре, что и при непрерывном охлаждении аустенита с громадной скоростью, равной 10 ООО град1сек. Следовательно, температура превращения аустенита в мартенсит не зависит от скорости охлаждения. [c.196]

Влияние температуры нагрева в межкритическом интервале (МКИ) на количество образовавшегося аустенита в стали 10Г2С1 и полноту его превращения по диффузионному и бездиффузион-ному механизмам у а-превращения при охлаждении можно проследить по номограмме, представленной на рис. 5.8. На номограмме выделяются три области, отличающиеся степенью устойчивости аустенита. Первая область — область наибольшей устойчивости, соответствует максимальной температуре нагрева, при которой образуется 10—30% [c.94]

Когда мартенситное превращение развивается вслед за диффузионными и промежуточными превращениями (И ш—И уг) м. н и 7 ,, могут заметно изменяться. В сталях с изменением скорости охлаждения в пределах — количество продуктов промежуточного превращения увеличивается, а температура Г,, обычно снижается главным образом за счет стабилизирующего эффекта фазового наклепа, вызываемого промежуточным превращением. При этом либо не изменяется, либо немного повышается (см. рис. 69, е). Хотя это объяснение и является наиболее общим, но, по-видимому, не единственно возможным. Например, в ряде случаев снижение Г,, может быть обусловлено также и обогащением нераспавшейся части аустенита углеродом к концу промежуточного превращения, о чем свидетельствует увеличение тетрагональности мартенсита [5]. На повышение Г,, (особенно вблизи может оказывать влияние также и снижение дополнительного эффекта механической стабилизации аустенита в процессе самого мартенситного превращения, так как с уменьшением скорости охлаждения количество высокотемпературных продуктов превращения аустенита (феррит и перлит) возрастает и наклеп остаточного аустенита и уровень сжимающих напряжений в нем на завершающих стадиях мартенситного превращения понижаются. [c.137]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...