У-кристалл

Cтраница 1

У-кристалл рассматривают как совокупность вваимопроникающих сплошных сред с памагниченпос-тями М ( г) для каждой из них. Термодинамический потенциал Ф кристалла записывается с учетом энергии взаимодействия намагниченностей подрешеток и инвариантен к группе симметрии парамагн. Такой подход позволяет исследовать, напр. [1]

Дисперсность у-кристаллов сплава Fe-Ni-Ti может быть связана с дроблением а-матрицы выделяющейся фазой старения. Поэтому была исследована возможность получения подобной структуры в нестареющих Fe-Ni сплавах. [2]

Зависимость CTQ 2 ( измере. [3]

Кроме того, появление тонких у-кристаллов преимущественно вдоль а - границ в пакетном мартенсите практически не изменяет расстояния между структурными барьерами ( в виде границ кристаллов) для перемещения дислокаций в а-фазе, что может быть причиной отсутствия дополнительного упрочнения мартенсита. [4]

Добавка этих элементов увеличивает область устойчивости у-кристаллов и ведет к образованию диаграмм состояния, показанных на фиг. Диаграммы состояния в области, где происходят аллотропич. [5]

Структура сплава Н31 после а у превращения при медленном нагреве до 490 ( а и 520 С ( б, ув, 30000. [6]

Глобулярный аустенит может развиваться путем огрубления у-кристаллов ( см. рис. 3.14 г) как в области дисперсных различно ориентированных у-ппастин, сохраняя текстуру у - а - у превращения так и внутри крупных у-кристаллов, представляя собой обычные кристаллизованные от фазового наклепа у-эерна, которые должны иметь [156] рассеянную текстуру рекристаллизации, отличающуюся от текстуры двойного мартенситного превращения. На рентгенограммах появляются острые точечные рефлексы, подобные отражениям от рекристаллизованных зерен. [7]

Развитие рекристаллизации ( от фазового наклепа преимущественно восстановленного аустенита стали Н26ХТ1 при нагреве со скоростью 150 град / мин до 850 С, ув. 400. [8]

Развитие рекристаллизации путем миграции существующих границ невосстановленных у-кристаллов, приводящей к сохранению текстуры фазового превращения, не наблюдается. Отсутствие миграции этих границ при рекристаллизации можно объяснить 1215 ] малой подвижностью двойниковых границ, которые в основном образуются между невосстановленными пластинами и исходным аустенитом. [9]

Это расхождение объясняется приближенностью расчета и возможным появлением небольшого количества у-кристаллов с направлением бейновской деформации, перпендикулярным плоскости листа. [10]

Анализ плоскостей габитуса ( полюсы 3 4 на рис. 3 27Д) редко расположенных крупнопластинчатых у-кристаллов одноплоскостным методом на фояьгах приводит к большим ошибкам [124] и, вероятно, не может быть принят в качестве достоверного. [11]

На первой стадии а - у превращения при нагреве до 460 С образуются чрезвычайно дисперсные различно ориентированные пластинчатые у-кристаллы ( рис. 3.24, а, б аналогичные кристаллам дисперсной у-фазы в недеформированном сплаве, но заметно мень-шиф по размерам. [12]

Известно ( см. раздел 3.1), что при снижении скорости нагрева до определенной критической величины начинает образовываться новая разновидность у-фазы - чрезвычайно дисперсные реечные у-кристаллы со множеством ориентации, разрешенных мартенситным превращением. [13]

На электронно-микроскопических снимках ( см. рис. 3.16, а, б) в пределах аустенитных глобулей виден размытый полосчатый контраст, который повторяет контуры бывших дисперсных у-кристаллов и объясняется концентрационной неоднородностью сплава Н32, вызывающей появление раэнотолщинности фольги в процессе полировки. [14]

Следовательно, в упрочнение аустенита при быстром нагреве вносит свой вклад обратное мартенситное превращение, приводя к появлению субграниц восстановленного аустенита и большеугловых специальных границ немногочисленных невосстановленных у-кристаллов. [15]

Страницы: 1 2 3