Коагуляция

При сварке сплавов системы Л1—Zn—Mg возможно замедленное разрушение — образование холодных трещин через некоторое время после сварки, обусловленное действием сварочных напряжений первого рода и выпадением и коагуляцией интерметаллидов. [c.355]

Другими словами, в третьем превращении при отпуске происходит ряд изменений, приводящих к снятию внутренних напряжений и карбидным превращениям. При 400°С третье превращение заканчивается, и сталь состоит из феррита и цементита. Дальнейшее повыщение температуры приводит, к коагуляции частиц феррита и цементита, что легко наблюдать по микроструктуре при больших увеличениях. [c.274]

Это связано с тем, что процессы при отпуске имеют диффузионный характер и большинство легирующих элементов замедляет карбидное превращение, в особенности на стадии коагуляции. [c.358]

Чтобы сталь устойчиво сохраняла твердость при нагреве, нужно ее легировать такими элементами, которые затрудняли бы этот процесс коагуляции карбидов. [c.421]

Описанное явление носит название вторичной закалки или вторичной твердости, так как мы знаем, существенный момент,. характеризующий закалку в стали — образование мартенсита. Если температура отпуска не превышает 600°С, то повторение операции отпуска не снижает твердости, наоборот, твердость по сравнению с закаленным состоянием даже несколько увеличивается (рис. 321). При отпуске выше 600°С твердость снизилась бы вследствие распада мартенсита и коагуляции карбидов. [c.428]

Как известно, на начальных стадиях распада эффект упрочнения велик, а затем при коагуляции выделяющихся частиц не снижается. [c.461]

Для этой цели подходящим будет сплав i в системе А — В. В данном случае важное значение приобретает скорость коагуляции второй фазы, приводящей к разупрочнению чем быстрее протекает этот процесс, тем короче срок службы сплава п тем ниже его рабочая температура. Более сложный состав сплава и особенно выделяющейся фазы обеспечивает высокое значение жаропрочности 2) если сплав предназначен для длительной службы, то большую роль получает так называемая структурная стабильность. Известно, что в процессе фазовых и структурных изменений прочность сплава снижается, поэтому протекающий процесс коагуляции будет отрицательно влиять на жаропрочные свойства сплава. [c.462]

После образования зон Г. П.-2 повышение температуры или увеличения выдержки при повышенных температурах, например 100°С, приводит к преобразованию зон Г. П.-2 в фазу, обозначаемую через 6. Это уже выделения, т. е. новая фаза, которая имеет отличную решетку от твердого раствора и от стабильной 0-фазы (СиСЬ), но когерентно связанную с маточным твердым раствором. При дальнейшем повышении температуры 0 -фаза превращается в стабильную 0-фазу и происходит ее коагуляция. [c.574]

Коагуляция карбидов при отпуске происходит в результате растворения более мелких и роста более крупных частиц цементита при одновременном обеднении углеродом а-твердого раствора. Структуру стали после высокого отпуска называют сорбитом отпуска. [c.187]

Легирующие элементы Мо, W, V, Сг замедляют процесс коагуляции. Поэтому после отпуска при одинаковой температуре сталь, легированная этими элементами, сохраняет более высокую дисперс- [c.187]

Старение при 600—S50 "С предназначено для выделения упрочняющих сталь дисперсных фаз из твердого раствора. Температура старения не должна вызывать заметной коагуляции избыточных фаз, [c.291]

В [Л, 250] выполнены расчеты, применительно к частицам золы, движущимся в топочных камерах котлов. Несмотря на некоторую условность исходных величин, заложенных в расчет (/ 1 000° С <ст = 200" С Лт = 0,5-н60 вп град-, п=Ю вт1м п = 5 15 Рт = = (1,60н-10) 10 н/.и и /у = 0,01н-0,3 и = 2-н5 м сек и др.), а также на некоторые погрещности (оценка ряда сил по закону Стокса при варьировании размера частиц до 6 мм, игнорирование коагуляции, слипания частиц, эффекта Магнуса и пр.), эти результаты довольно показательны (рис. 2-12). Так можно полагать, что для частиц диаметром 0,4—20 мк наиболее существенными силами поперечного переноса частиц являются силы термофореза, а перенос под действием [c.72]

IV — процесс коагуляции карбидных частиц начинается при ннзкнх температурах отпуска (150°С), но с наибольшей интенсивностью протекает выше 400°С. [c.274]

Стали, содержащие элементы, образующие термически стойкие, т. е. не склонные к коагуляции нитриды (алюминия, а также хрома и молибдена), так называемые нитраллои, отличаются наиболее высокой твердостью азотированного слоя. Обычные конструкционные стали после азотирования имеют меньшую твердость, а твердость азотированных углеродистых сталей совсем невысока, так как в них специальные нитриды не образуются, а нитриды железа при 500°С и выше оказываются скоагулированными. [c.334]

Если сталь содержит кобальт, то последний, частично замещая атомы желез к карбиде МеС, осложняет его состав, затрудняет процесс коагуляции и поэтому иовыиьзст к1)асиостой-кость и режущие свойства. [c.426]

Естественно, упрочнение сплава вследствие дисперсионного твердения повышает прочность в то же время перестарива-ние сплава, т. е. его разупрочнение вследствие коагуляции избыточной фазы снижает жаропрочность. [c.461]

Типовая термическая обработка заключается в нагреве до 1050—1100 С с последующим охлаждением в воде или на воздухе, после чего следует так называемая стабилизация (отпуск) при 750 С, приводящая к коагуляции имеющихся в этих сталях небольших количеств второй фазы (главным образом карбидов хрома типа МгзСб) и стабилизации структуры. [c.470]

Рис. 352. Коагуляция частиц Nis Ti. All в сплаве нимоник после закалки и старения при 850° С в течение различного времени. Х15 000 а — 104 6— 100 в — 1000

Жаростойкость дисперсноупрочненных композиций зависит также от метода их получения (повышают жаростойкость методы получения композиций, обеспечивающие меньшую степень коагуляции частиц упрочняющих окислов в металлической матрице), пористости композиций (которая снижает жаростойкость), температуры (которая не-только повышает скорость окисления, но и изменяет стабильность упрочняющих окислов в металлической матрице, механизм их попадания в окалину, а также механизм и характер контроля процесса окисления), температуры спекания композиций, изменения летучести окалины, отслаивания окалины и др. [c.111]

П1)оцессы коагуляции и сфероидизации происходят путем переноса ве цества (дпффузин) через твердый раствор. При коагуляции более мелкие частицы р-фаз),1 растворяются, более кругшые растут, причем матричный твердый раствор при этом обедняется избыточ. ным компонентом. [c.111]

Коагуляция карбидов четвертое превраи ение при отпуске). (500—680 °С). Повышение температуры отпуска сверх 400 -500 С в углеродистых и многих низко- и среднелегированных сталях не вызывает изменения фазового состава. Однако с повышением температуры изменяется микроструктура происходит коагуляция и сфероидизация карбидов и изменяется субструктура а-фазы (рис. 121, а—в). [c.187]

В результате коагуляции размер частиц карбидов становится - 1 мкм, тогда как после отпуска при 400—450 °С (троостит отпуска) их величина 0,3 мкм (рис. 121, в). При температурах, близких к и точке Ai, образуется еще более грубая феррито-карбидпая структура (диаметр карбидных частиц 3 мкм), называемая зернистым перлитом (правильнее перлитом с зернистым цементитом). При этих температурах происходит рекристаллизация феррита и во многом устраняется его субструктура. [c.187]

Это объясняется уменьшением содержания углерода в а-растворе, с )Ывом когерентности на границе между карбидами и а-фазой, развитием в пей сначала процессов возврата, а прп высокой температуре рекристаллизации, а также коагуляцией карбидов. [c.188]

Все легированные стали, особенно содержащие карбидообразующие элементы, после отпуска при одинаковых сравниваемых температурах обладают более высокой твердостью, чем углеродистые стали (рис. 122, а), что связаг 0 с замедлением распада мартенсита, образованием и коагуляцией карбидов. В сталях, содержащих большое количество таких элементов, как хром, вольфрам или молибден, в результате отпуска при высоких температурах (500—600 °С) наблюдается даже повышение прочности и твердости, связанное с выделением в мартенсите частиц специальных карбидов, повы-и1ающих сопротивление пластической деформации (рис. 122, а). [c.188]

Гомогенизация диффузионный отжиг). Диффузионный отжиг применяют для слитков легированной стали с целью уменьшения дендритной или внутрикристаллитной ликвации, которая повышает склонность стали, обрабатываемой давлением, к хрупкому излому, к анизотропии свойств и возникновеЕшю таких дефектов, как шифер-ность (слоистый излом) и флокены (тонкие внутренние трещины, наблюдаемые в изломе в виде белых овальных пятен), Диффузионный отжиг способствует более благоприятному распределению некоторых неметаллических включений вследствие частичного растворения и коагуляции. [c.191]

При отжиге стали, кроме рекристаллизации ( еррита, может протекать ироцесс коагуляции и сфероидизации ттементита. Это повышает пластичность, что облегчает холодную обработку давлением (глубокую вытяжку). Рекристаллизационному отжигу часто подвергают электротехнические, нержавею1цие и другие стали. [c.192]

Охлаждение при сфероидизации медленное. Оно должно обеспечить распад аустенита на феррито-карбидную структуру, сфероиди-зацию и коагуляцию образовавшихся карбидов, при охлаждении до 620—680 "С. Чаще применяют изотермический отжиг, требующий меньше времени. В этом случае сталь медленно охлаждают (30— 50 С/ч) до 620—680 °С- Выдержка при постоянной температуре, не- [c.197]

Высокий отпуск ( низкий отжиг- ). После горячей механической обработки сталь чаще имеет мелкое зерно и удовлетворительную микроструктуру, поэтому не требуется фазовой перекристаллизации (отжига). Но вследствие ускоренного охлаждения после прокатки или другой горячей обработки легированные стали имеют неравновесную структуру сорбит, троостит, бейпит или мартенсит и, как следствие этого, высокую твердость. Для снижения твердости на металлургических заводах сортовой прокат нодвергакгг высокому отпуску при 650—680°С (несколько ниже точки Л,). При нагреве до указанных температур происходят процессы распада маргеисита и (или) бейнита, коагуляция карбидов в троостите и в итоге снижается твердость. Углеродистые стали подвергают высокому отпуску в тех случаях, когда они предназначаются для обработки ре , апием, холодной высадки или волочения. После высокотемпературного отпуска доэвтектоидная сталь лучше обрабатывается резанием, чем после полного отжига, когда структура — обособленные участки феррита и перлита. Структурно свободный феррит налипает на кромку инструмента, ухудшает качество поверхности изделия, снижает теплоотдачу, и поэтому снижает скорость резания и стойкость п г-струмента. Для высоколегированных сталей, у которых практически не отмечается перлитного превращения (см. рис. 118, в), высокий отпуск является единственной термической обработкой, позволяющей понизить их твердость. [c.198]

При 740—800 °Г, происходиг коагуляция карбидов хрома, нарушается сплошная карбидная сетка и выравнивается копттеитрация [c.280]

Для получения высокой окалиностойкости иикель легируют хромом ( -20 %), а для повышения жаропрочности — титаном (1,0—2,8 %) и алюминием (0,55—5,5 %). В этом случае при старении закаленного сплава образуется интерметаллидная -фаза типа Ы1з(Т1, А1), когерентно связанная с основным у-раствором, а также карбиды Ti , Сг2яС и нитриды TiN, увеличивающие прочность при высоких температурах. Чем больше объемная доля у -фазы, тем выше рабочая температура сплава. Предельная температура работы сплавов на никелевой основе составляет 0,8Т л- При более высоких температурах происходит коагуляция и растворение 7 -фазы в 7 растворе, что сопронождается сильным снижением жаропрочности Хром и кобальт понижают, а вольфрам повышает температуру пол ного растворения у -фазы. Увеличение содержания А), W и дополни тельное легирование сплава Nb, Та, V позволяет повысить их рабо чую температуру. Дальнейшее увеличение жаропрочности достигается легированием сплавов 2,0—11 % Мо и 2,0—11 % W, упрочняющим твердый раствор, повышающим температуру рекри- [c.293]

С) приводит к образованию в местах, где располагались зоны ГП-2, дисперсных (тонкоиластинчатых) частиц промежуточной 0 фазы, не отличающейся ио химическому составу от стабильной 0-фазы ( uAl. ), но имеющей отличную кристаллическую решетку. 0 -фаза частично когерентно связана с твердым раствором (рис. 161,в). Повышение температуры до 200—250°С приводит к коагуляции метастабильной фазы и к образованию стабильной 0-фазы (рис. 161, г), имеющей с матрицей некогерентные границы. Таким образом, при естественном старении образуются лишь зоны ГП-1. При искусственном старении последовательность структурных изменений в сплавах А1—Си можно представить в виде следующей схемы ГП-1 [c.325]

Материаловедение Учебник для высших технических учебных заведений (1990) -- [ c.60 ]

Металлургия благородных металлов (1987) -- [ c.134 ]

Восстановление деталей машин (2003) -- [ c.103 ]

Теплотехнический справочник том 1 издание 2 (1975) -- [ c.626 , c.628 ]

Справочник рабочего-сварщика (1960) -- [ c.161 ]

Общая технология силикатов Издание 4 (1987) -- [ c.104 ]

Термическая обработка металлов (1957) -- [ c.43 ]

Технология металлов и конструкционные материалы Издание 2 (1989) -- [ c.103 , c.104 ]

Металловедение и технология металлов (1988) -- [ c.156 ]

Справочник сварщика (1975) -- [ c.15 ]

Техническая энциклопедия Том16 (1932) -- [ c.0 ]

Материаловедение Технология конструкционных материалов Изд2 (2006) -- [ c.373 ]

Котельные установки (1977) -- [ c.377 ]

Технический справочник железнодорожника Том 1 (1951) -- [ c.352 , c.353 ]

Металлургия стали (1977) -- [ c.97 , c.282 ]

Атмосферная оптика Т.4 (1987) -- [ c.94 , c.100 , c.104 ]

Теплотехника (1985) -- [ c.390 ]

Основы металловедения (1988) -- [ c.149 ]

Котельные установки (1977) -- [ c.0 , c.377 ]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...