Кинетика образования аустенита

Рис. 25. Кинетика образования аустенита в стали 20 для различных исходных состояний t = = 750° ,v = 250°С/мин

ПРОЦЕССЫ, КОНТРОЛИРУЮЩИЕ КИНЕТИКУ ОБРАЗОВАНИЯ АУСТЕНИТА [c.71]

В доэвтектоидной стали в нормализованном состоянии кинетика образования аустенита тормозится из-за содержания, кроме перлита, структурно свободного феррита, что существенно задерживает превращения. Металлографическое исследование показывает, что в этом случае при нагреве со скоростями 10—1000° С/с до температур, близких к 910° С, на участках структурно свободного феррита образования устойчивых зародышей не происходит. В этих условиях превращение феррита в аустенит протекает за счет роста аустенитных зародышей, возникших на месте перлита, при одновременной диффузии углерода из бывших перлитных зон. Если к моменту достижения 910° С участки феррита еще остаются, то в них образуются зародыши аустенита и происходит полиморфное превращение в аустенит. Однако для достижения оптимальных свойств в этом случае требуется дополнительный нагрев, обеспечивающий равномерное распределение углерода за счет диффузии. Для доэвтектоидной нормализованной и отожженной стали это может произойти значительно выше 910° С (табл. 7). [c.607]

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]

Кинетика образования аустенита приобретает значение решающего фактора термической обработки, когда в производстве используется нагрев с большой скоростью внутренними источниками тепла (индукционный или контактный электронагрев). При этом изотермические выдержки обычно не делаются, я кинетика описывается диаграммой, где степень превращения представлена как функция температуры при некоторой постоянной скорости нагрева. При любых методах нагрева скорость нагрева с температурой меняется параметром, однозначно определяющ ИМ кинетику превращений, должна служить скорость нагрева в интервале фазовых превращений ф- [c.594]

Расчетные значения параметров, характеризующих механизм и кинетику образования аустенита при нагреве стали 20, приведены в работе [22]. [c.75]

Исследования кинетики образования аустенита проводились как в изотермических условиях, так и при непрерывном нагреве [35, 140, 141 и др.]. Установлено, что механизм образования аустенита в условиях непрерывного нагрева и изотермической выдержки принципиально одинаков, однако кинетика может отличаться. В первом случае, при медленном непрерывном нагреве, диффузионные процессы протекают более интенсивно, чем во втором, что обусловливает более быстрое растворение карбидов (особенно цементита) и ускоряет гомогенизацию аустенита. Однако с увеличением скорости нагрева температура начала заметного превращения существенно возрастает. При этом из-за недостатка времени растворение карбидов запаздывает, и увеличение температуры конца превращения оказывается еще более резким, в результате чего температурный интервал превращения расширяется. [c.81]

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]

Дилатометрический метод. Образование аустенита при нагреве и превращение его при охлаждении связаны с изменением удельного объема, и, следовательно, можно судить о температуре начала и конца превращения аустенита стали и его кинетике. [c.178]

Как известно, первой операцией при осуществлении упрочняющей термической обработки железоуглеродистых сплавов является нагрев, обеспечивающий образование аустенита. От структуры аустенита во многом зависят конечные свойства изделий. Сейчас уже не вызывает сомнений корреляция между получающимися после термической обработки свойствами стали и состоянием аустенита, в частности размером его зерна, характером границ зерен, особенностями блочного строения, наличием в нем дисперсных частиц второй фазы, плотностью и распределением в нем дислокаций. В связи с этим возникает необходимость в изучении закономерностей, управляющих характером и кинетикой формирования у-фазы в различных условиях нагрева для структур разного типа. [c.3]

Для изучения а - 7-превращения многие исследователи применяли термический, дилатометрический, магнитометрический методы. Эти методы эффективны при исследовании кинетики фазового перехода, однако они не могут ответить на вопрос о том, каким же образом происходит образование аустенита. Так, обнаруженное дилатометрическим и термическим анализом повышение критических точек при возрастании скорости нагрева используется для доказательства справедливости как диффузионного, гак и бездиффузионного механизма образования аустенита. Сторонники первого направления объясняют повышение температуры а 7-превращения тем, что при быстрых нагревах а-фаза не успевает насытиться углеродом до эвтектоидной концентрации, поэтому [c.8]

Подытоживая изложенное, можно сделать вьшод, что различие в кинетике и морфологии нормальных и мартенситных превращений является следствием релаксации внутренних напряжений, возникающих при упорядоченном контакте фаз, тогда как сам процесс зарождения происходит единым механизмом — сдвиговой перестройкой решетки. Эти общие положения распространяются и на образование аустенита, что освещено в следующих главах. [c.25]

В структуре с пластинчатым перлитом превращение начинается несколько раньше (см. рис. 13, кривая 2) и развивается быстрее. В закаленном образце процесс образования аустенита регистрируется через 4-5 мин после помещения образца в печь и завершается после 20-мин выдержки (см. рис. 13, кривая 3). Отпуск при 200°С почти не меняет кинетики а 7-превращения (см. рис. 13, кривая 4). Повышение температуры отпуска вызывает удлинение инкубационного периода и времени завершения а ->7-превращения (см. рис. 13, кривые 5 и 6). [c.39]

Следует оговориться, чго такой метод отражает процесс образования аустенита на свободной поверхности образцов, которая может оказывать некоторое влияние на кинетику фазовых превращений. Однако при сравнительном исследовании особенностей а у-превращения для сталей с различным исходным состоянием этот фактор не может быть определяющим, так как роль свободной поверхности для всех состояний практически одинакова. Кроме того, специально выполненные исследования [ 84, 85] показали не только полную качественную идентичность протекания превращений на поверхности и в объеме металла, но в ряде случаев и совпадение кинетики превращений [85]. Поэтому применение метода вакуумного травления дает вполне представительные результаты для суждения об особенностях процесса образования аустенита в сталях. [c.60]

Исходное состояние сильно влияет на кинетику а - 7-превращения и при скоростном нагреве. В таких условиях нагрева повышаются критические точки Ас и Ас , причем наиболее сильно для состояния А, в котором аустенитизация не завершается даже после нагрева до 1100°С. Сравнение кинетических кривых для трех состояний (рис. 40) показывает, что развитие а - 7-превращения протекает в этих образцах по-разному. В чугунах серии А сначала а - 7-превращение идет с небольшой скоростью, затем наступает замедление, и количество аустенита после достижения 20 % практически не увеличивается, несмотря на непрерывное повышение температуры. Затем образование аустенита ускоряется, но не доходит до конца. В образцах [c.80]

При нагреве со скоростью 40 - 60°С/мин до начала а -+ 7-превращения в образцах при всех степенях деформации успевает пройти рекристаллизация, и, следовательно, а -> 7-превращение протекает в рекристаллизованной матрице (рис. 41, в). Тем не менее его кинетика отличается от образования аустенита в отожженном чугуне. [c.81]

Критические точки, соответствующие температурам превращения, указаны на диаграмме /li(727° ) точка Аз, понижающаяся с увеличением содержания углерода по линии GS и точка Лс , изменяющаяся по линии SE. Смещение критических точек относительно температур, соответствующих равновесному состоянию сплавов, происходящее вследствие теплового гистерезиса, в реальных условиях нагрева и охлаждения условно обозначакзт так A i, Асз — при нагреве, Аг- , Аг — при охлаждении. Для практики термической обработки стали изучение механизма и кинетики образования аустенита имеет большое значение, поскольку превращение аустенита при [c.112]

Фиг. t09. Кинетика образования аустенита по границам частиц црмен-тита в зернистом перлите (X 500).

Исследовались следующие варианты исходного состояния 1) закалка в воду от температуры 880°С 2) отпуск при температурах 200 и 400 С в течение 2 ч и при бОО С в течение 1 ч 3) отжиг на пластинчатый перлит (охлаждение с печью от 1250°С) 4) отжиг на зернистый перлит (пятикратная циклическая обработка вокруг A i с выдержкой при каждом цикле 15 мин) 5) деформация холодной прокаткой отожженных на пластинчатый перлит образцов на 15, 35 и 50 %. Наряду с компактными образцами изучалась кинетика образования аустенита в порошках, напиленных из закаленной стали. Как известно, напиливание обеспечивает чрезвычайно сильные деформации, и несовершенства, присутствующие в порошке, могут значительно отличаться от дефектов, вносимых при [c.38]

Кинетика образования аустенита в звтектоидном интервале существенно зависит от исходной структуры. На рис. 39 приведены кривые аустенитизации чугуна с разным исходным состоянием, полученные методами количественной металлографии при скоросги нагрева около 100 С/мин. Из рисунка видно, что состояния А и В характеризуются большим инкубационным периодом и медленным развитием превращения. В образцах же серии Б образование аустенита начинается уже в процессе нагрева до температуры изотермической выдержки и протекает намного быстрее. При всех температурах эвтектоидного интервала (765 - 860°С) в этих образцах фиксируется гораздо больше аустенита, чем для состояний А и В. Такое различие в кинетике образования аустенита объясняется большей протяженностью границ зерен феррита в структуре Б и повышенным количеством дефектов кристаллического строения, сохранившихся после закалки. Роль же мелких графитных включений, как источников углерода, количество которых одинаково в образцах серий Б и В, оказывается несущественной. [c.79]

Разная степень дефектности матрицы, сохранившейся к началу а 7-превраще-ния, несмотря на развитие рекристаплизационных процессов, естественно, отражается на кинетике образования аустенита. Сопоставление кривых зависимости количества 7-фазы и микротвердости феррита от степени предварительной деформации показывает их хорошую корреляцию (рис. 42, кривые 1 и 4). [c.83]

Опубликованные в литературе данные о механизме и кинетике образования аустенита относятся главным образом к условиям термообработки, когда максимальная температура нагрева не превышает 950 С, а скорости нагрева находятся в интервале 0,052 (нагрев стали толщиной 200 мм) — 0,4 °С/с (нагрев стали толщиной 40 мм). Скорости нагрева при сварке сталей указанных толщин составляют 7,5 (двухпроходная ЭШС с РТЦ стали толщиной 200 мм) и 30 °С/с (ЭШС с ГПМ стали толщиной 40 мм). При дуговой сварке под флюсом интенсивность нагрева металла в ЗТВ сварных соединений достигает сотен градусов в секунду. В связи с этим необходимо проводить соответствующие исследования с целью определения кинетических параметров в условиях быстро изменяющихся температур, характерных для соответствую- [c.75]

Кинетика образования аустенита при нагреве по сварочным термическим циклам исследована с помощью дилатомера типа ИМЕТ-ДБ. Нагрев образцов осуществляли с помощью генератора токов высокой частоты (ТВЧ), обеспечивая их защиту от окисления аргоном. Скорость нагрева Wg образцов изменяли от 12 до 240°С/с и контролировали с помощью термопар. Термический цикл и дилатограмму регистрировали шлейфовым осциллографом Н-700. Температуры критических точек при нагреве опре- [c.106]

Кинетика и механизм образования аустенита из перлита. Образование аустенита из перлита в эвтектоидной стали или из перлита и феррита в доэвтектоидной, или из перлита и карбидов в заэвтек-тоидной является типичным кристаллизационным процессом, подчиняющимся основным законам кристаллизации. Основной движущей силой этого процесса является стремление стали снизить запас своей свободной энергии. [c.180]

Фиг. 110. Кинетика образования центров кристаллизации аустенита в перлите и его роста (X 1000) по Вилелла. [c.182]

В книге рассмотрены современные представления о фазовых и структурных превращениях при нагреве стали и чугуна. Проанализировано влияние исходного состояния и условий нагрева на кинетику и морфологию образования аустенита, его строение и свойства. Рассмотрен механизм а -> -превращения с общих пози-Щ1Й о возникновении метастабильных состояний, развития релаксащюнных явлений и вторичных процессов при фазовых переходах. Особое внимание уделено роли дефектов кристаллического строения в образовании аустенита и их влиянию на формирующуюся структуру, размер зерна и свойства металла после термической обработки. [c.2]

В предлагаемой вниманию читателя книге вделана попыжа обобщить экспериментальные данные о влиянии исходного состояния и условий нагрева на кинетику и морфологию образования аустенита в железоуглеродистых сплавах и на этом основании с единых позиций рассмотреть механизм а - 7-превращения и закономерности, обусловливающие проявления структурной наследственности. [c.4]

В работе [ 69] изучено влияние скорости нагрева на положение A i в условиях изотермического эксперимента. Образцы стали 20 после холодной прокатки (е = 50 %) нагревали до разных температур ниже 725°С со скоростями 500, 900, 3000 и 6000°С/мин. После вьщержки от двух до тридцати минут производилась закалка, и металлографическим методом определялась степень развития а 7-превращения. Исследования показали, что снижение критической точки A i наблюдается после нагрева деформированных образцов со всеми исследованными скоростями, причем при варьировании условий нагрева в указанных пределах фиксируется одна и та же температура начала образования аустенита ( 690°С). Следовательно, изменение скорости нагревает 500 до 6000°С/ /мин не приводит к заметным различиям в степени неравновесности структуры перед началом а 7-превращения, хотя некоторые отличия в кинетике его протекания в йроцессе изотермической выдержки наблюдаются. Так, при ускорении нагрева вначале имеет место некоторое отставание в развитии превращения. Однако после вьщержки в течение 10-15 мин для всех скоростей нагрева фиксируется одинаковое количество 7-фазы. [c.51]

Применение уравнения (16) к анализу процессов распада и образования аустенита в звтектоидных сталях показало удовлетворительное совпадение вычисленных и экспериментальных кривых. В работе [ 89] уравнение того же типа было использовано для описания кинетики мартенситного превращения. Это дает основание считать его достаточно общим, причем часто на основании величины и делаются выводы о механизме превращения [17]. [c.67]

Как показано в работах днепропетровской школы металловедов, в реальных чугунах в процессе первичной кристаллизации кремний распределяется в матрице весьма неравномерно. Наиболее обогащены кремнием осевые зоны дендритов аустенита, вьщеляющихся при первичной кристаллизации, и зоны вокруг графитных включений [ 99, 100). Это накладывает отпечаток и на кинетику, и на морфологическую картину образования аустенита, поскольку, в соответствии с диаграммой стабильного равновесия Fe- -Si, первые порции аустенита должны быть беднее по кремнию, чем исходный феррит. [c.75]

При нагреве стали выше критических точек с образованием аустенита исходной структурой чаще всего является смесь феррита и цементита — перлит. Превращение перлита в аустенит в точном соответствии с диаграммой железо-углерод происходит лишь при очень медленном нагреве. В реальных условиях нагрева при термообработке превращение перлита в аустенит запаздывает и имеет место перегрев. Скорость превращения зависит от степени перегрева. Чем выше температзфа, тем больше степень перегрева и тем быстрее идет превращение. Кинетику превращения можно проследить на диаграмме изотермического превращения перлита в твердый раствор аустенит эвтектоидной стали (рис. 8.2). [c.434]

Образование аустенита длительное время идет в изотермических условиях. За 2 часа при 565 0 (на 75° ниже Aj , определенной при скорости нагрева 10 град/мин) а у превращение в сплаве Н26ХТ1 практически заканчивается, а при 515 и 540°С до конца не доходит. Вероятно, скорость изотермического а- у превращения контролируется диффузионными процессами. Так как в аналогичных условиях нагрева в близких по составу аустенитных Fe-Ni сплавах (без титана) изотермическое а- у превращение не идет, кинетику этого преврашения в Fe-Ni-Ti сплаве можно объяснить, в частности, растворением в а-фазе при 515-565°С tl70l ранее вьщелившихся частиц NI3TI [1 71], что должно привести к снижению температурного интервала а- у преврашения и к развитию этого превращения по мере перехода в а-раствор богатой никелем фазы старения. Существование изотермического а у превращения подтверждено на сплавах Fe-Ni-Ti других составов. [c.76]

Сравнение кинетики упрочнения и образования аустенита стали Н18К9М5Т при изотермических нагревах, когда одновременно со старением происходит обратное превращение, показало, что нет прямой связи между началом разупрочнения и появление аустенита. При изотермическом нагреве в двухфазной области а+у максимуму упрочнения будет соответствовать большее количество аустенита, хотя, конечно, величина этого максимума с повышением температуры будет понижаться. Максимальной твердости после изотермического нагрева при 500°С соответствуют 5% аустенита, при 600°С— 25% и при 650°С—35% аустенита. [c.123]

Фиг. Типичная кривая изотермического распада аустенита я — кривая кинетики распада аусто-нита б — кривая кинетики образования- мартенсита.

Механизм образования аустенита при быстром нагреве. Образование аустенита при быстром нагреве совершается па первых стадиях, так же как и при медленном нагреве, прежде всего в местах, представляющих границы раздела фаз. При этом и механизм образования зародышей аустенита не зависит от скорости нагрева. На последующих стадиях нагрева имеют место существенные особенности не только кинетики, но и механизма образованияаустенита. [c.312]

Снижение скорости нагрева со 150 до 14 °С/с приводит к повышению уровней минимальной и максимальной микротвердостей (особенно для участка неполной перекристаллизации), но не изменяет кинетику процесса гомогенизации аустенита ЗТВ сварного соединения. Влияние системы легирования проявляется в основном в степени неоднородности аустенита высокотемпературного участка. Полученные совместно с В. В. Антоновым и А. К. Прыгаевым данные позволяют отметить следующие особенности процессов образования аустенита и его гомогенизации при сварочном нагреве [c.108]

Важнейшим фактором, от которого зависит кинетика графитазации и форма графитных включений, является химический состав чугуна, так как наличие основных элементов и примесей, всегда присутствующих в ковких чугунах, сушественно влияет на относительные скорости роста графита в разных направлениях, т.е. на образование аустенита, цементита по границам или субграницам зерен, а от этого, в свою очередь, зависит компактность графитных включений. [c.696]

Кинетика превращения аустенита стали 12ГН2МФАЮ (рис. 10.2) исследовалась для интервала скоростей охлаждения б/5 = 75-н1,6 °С/с. При этих условиях превращение происходит в мартенситной и бейнитной областях. Ферритное и перлитное превращения отсутствуют. При 11Уб/5 = 75 °С/с мартенситное превращение начинается при 440 °С и заканчивается при 250 °С, твердость мартенсита НУ 380. В интервале скоростей охлаждения 36—2,7 °С/с превращение аустенита с образованием бейиит-но-мартенситной структуры происходит при температурах, начало 515—620 °С, конец 270—420 °С. С уменьшением скорости [c.186]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...