Карбиды (тр) морфология

Таким образом, мнения, по-видимому, колеблются между признанием допустимости и желательности присутствия углерода в границах зерен суперсплавов. И все же сегодня большинство исследователей чувствуют, что карбидные выделения оказывают благоприятное влияние на длительную прочность сплавов при высокой температуре. Совершенно ясно и то, что карбиды способны влиять на пластичность и химическую стабильность матрицы, поскольку отбирают от нее элементы, вступающие в реакцию. Следовательно, для конструктора сплавов понимание, к какому химическому составу, классу и морфологии карбидных выделений следует стремиться, приобретает критическое значение при выборе состава сплавов и режима их термической обработки. [c.145]

Русские добавляют в железоникелевые суперсплавы V, чтобы повысить их горячую деформируемость [16]. Первоначально V вводили в сплав А-286 для улучшения его горячей пластичности при наличии надрезов [17]. Углерод используют в качестве раскислителя для образования карбидов МС, сдерживающих рост зерна в процессе горячей деформационной обработки, и для формирования благоприятных зернограничных карбидных выделений. В качестве раскислителей иногда вводят Мп и редкоземельные элементы. Показано, что Mg благоприятно влияет на длительную прочность и пластичность железоникелевых сплавов как при отсутствии, так и при наличии концентраторов напряжения, поскольку модифицирует зернограничные выделения в сплавах, улучшая их морфологию [18, 19]. [c.218]

Чтобы предотвратить межзеренное растрескивание отливок со стержнями в процессе кристаллизации, в сплавы, предназначенные для изготовления изделий со столбчатым зерном, обычно добавляют Hf. В его присутствии меняется химический состав и морфология карбидных выделений. Когда содержание Hf превышает 1 %, выделения Hf образуются в дополнение к смешанным карбидам МС, присутствующим в большинстве высокопрочных литейных суперсплавов. Тугоплавкие выделения Hf , по-видимому, образуются в расплаве, в отличие от смешанных карбидов МС, возникающих в жидко-твердой грибовидной зоне. Следовательно, частицы Hf равноосны и практически лишены атомов других металлов. Фаза смешанных карбидов содержит Hf совместно с Ti, Та, Nb или W в зависимости от того, какие элементы, образующие карбиды типа МС, присутствуют в сплаве. Будучи образованным в грибовидной зоне, смешанный карбид МС более склонен к приобретению дендритной формы, равноосная форма для него менее характерна, чем для карбида Hf , так как морфология карбида зависит прежде всего от теплового градиента в пределах грибовидной зоны и становится более дендритной, а частица — более крупной по мере того, как уменьшается тепловой градиент. Усталостная долговечность возрастает с уменьшением размера дефектов, поэтому предпочтительными являются более мелкие равноосные карбидные частицы и кристаллизация в условиях высокого теплового градиента. [c.250]

Другой вид воздействия, которое Hf оказывает на морфологию карбидной фазы, связан с удержанием углерода в составе более стабильных Hf - содержащих карбидов типа МС, образующихся на более ранних стадиях кристаллизации [c.250]

Постепенно проясняется влияние таких структурных переменных, как морфология выделений карбидов и т -фазы, размеры и форма зерен, на характер распространения трещин. Но по-прежнему не вполне понятно, каким путем осуществляется влияние изменений этих параметров на свойства материала — через внутренние факторы (например, особенности движения дислокаций) или через внешние, относящиеся к особенностям воздействия воздушной среды. [c.327]

Наилучшей основой наплавленного металла является смесь аустенита с мартенситом. При этом в зависимости от наличия и энергии ударных составляющих при работе детали количество аустенита и мартенсита должно быть различным. Чем больше ударные нафузки, тем больше должно быть аустенита. Желательно, чтобы мартенсит в этом случае был низкоуглеродистым, например благодаря связыванию углерода карбидообразующими элементами. Количество и тип высокотвердых фаз влияют на износостойкость покрытий. Увеличение содержания карбидов, бори-дов, нитридов значительно повышает твердость покрытия. Однако износостойкость при этом может не увеличиваться. Это обусловлено морфологией и физико-механическими свойствами высокотвердых фаз (табл. 3.4). [c.160]

Определение и оценка микроструктуры сталей. В задачу микроанализа обычно входит определение основных структурных составляющих стали (феррита, перлита, мартенсита, карбидов и др.), их количества, морфологии и распределения. Применяемые увеличения [c.33]

Карбиды типа МаС в сплавах этой системы выделяются в интервале температур 600—1200 °С при кратковременных нагревах. При температурах ниже 800 °С карбиды выделяются по границам зерен. Кинетика выделения карбидов и их морфология определяются не только содержанием в сплаве углерода, но и таких элементов, как кремний, железо, вольфрам. [c.172]

Перлит по своей морфологии может быть зернистым (точечным), пластинчатым или смешенным. Это различие морфологии перлита обусловливается в первую Очередь температурой отжига. Более низкая температура отжига и наличие в ау-стените нерастворенных включений карбидов или областей с повышенной концентрацией углерода, служащих центрами кристаллизации при последующем охлаждении, способствуют образованию при отжиге зернистого перлита. [c.370]

Аналогично вольфраму влияют и другие легирующие элементы, интенсифицирующие дисперсионное твердение молибден, цирконий, бериллий [2]. Легирование цирконием не приводит к изменению морфологии карбида ванадия, формирующегося в процессе старения. Карбид титана (Ti ) содержит столько же углерода, что и карбид циркония, но растворяется легче. Поэтому в случае леги- [c.296]

Четко просматривается роль пространственного согласования при нанесении покрытий из карбида циркония на подложки из поликристал лического молибдена. В этом случае часть зерен подложки оказывается в условиях пространственного согласования, что находит свое отражение в морфологии поверхности покрытия. На рис. 19 приведен фрагмент поверхностной микроструктуры таких покрытий. На нем видны границы между зернами. На одном зерне поверхность покрытия гладкая, на другом - огрубленная. Гладкость поверхности является свидетельством структурного совершенства материала покрытия [67]. [c.63]

Четыре первых механизма разупрочнения можно классифицировать как разновидности структурного механизма разупрочнения, поскольку все они предполагают изменение структуры, ее однородности в отношении распределения частиц второй фазы. Структурное разупрочнение наблюдается в сплавах с когерентными и некогерентными, упорядоченными и неупорядоченными частицами выделений. Действуют несколько различных механизмов структурного разупрочнения и развития повреждаемости. Устойчивые полосы скольжения, в пределах которых отсутствуют (и исчезают) дисперсные выделения, возникают в А1-, Ni-сплавах, углеродистых и легированных сталях. Конкретный механизм разупрочнения зависит от нескольких факторов структуры, морфологии, размера и распределения частиц дисперсной фазы, а также режима (в том числе температуры) испытаний. Одним из основных факторов, определяющих характер повреждаемости и разупрочнения, следует признать амплитуду напряжения (деформации). С этим связаны, казалось бы, противоречивые данные о склонности к разупрочнению некогерентных и неупорядоченных частиц дисперсной фазы. При достаточно большой продолжительности нагружения ( 10 -10 циклов) повреждаемость (многоцикловая усталость) возникает в сталях, содержаш их крупные 1 мкм некогерентные частицы карбидов (Fe, Сг)дС, как например, в Сг-стали в условиях контактной усталости [157]. [c.232]

Как было показано, литая структура сплавов с содержанием циркония и углерода 3 ат. % и более характеризуется наличием избыточной фазы, неблагоприятной с точки зрения пластичности. Большое количество фазы, а главное, ее морфология в значительной степени и определяют повышенную хрупкость, в результате деформация этих сплавов обычными методами затруднена. Деформация под давлением в значительной степени изменяет форму и распределение карбидной фазы (рис. 71). Относительно небольшая деформация — (на 25%) — приводит к дроблению и некоторому сжатию эвтектических скоплений, к дроблению крупных карбидов [85]. Дальнейшее повышение степени деформации приводит к еще большему дроблению карбидной фазы и к повышению однородности структуры, что, несомненно, пластифицирует металл. [c.200]

Структуру, образующуюся в результате распада мартенсита при температурах ниже 350°С, называют отпущенным мартенситом, который отличается от мартенсита меньшей концентрацией в нем углерода и включениями дисперсных кристалликов е-карбида, когерентно связанных с решеткой мартенсита. Кристаллы отпущенного мартенсита сохраняют ту же морфологию, что и исходный мартенсит, но плотность дефектов в них меньше, чем в последнем. Содержание углерода в отпущенном мартенсите определяется температурой и продолжительностью нагрева а также составом исходного мартенсита. Чем выше температура от- [c.211]

ЧТО подтверждается и термохимическим анализом. Морфология карбидов при одинаковой сенсибилизации также в значительной степени зависит от содержания углерода [182]. [c.62]

Исследованы различные особенности межфазного взаимодействия влияние поверхностной энергии, морфология промежуточных слоев, неоднородность карбидообразования, избирательная адсорбция переходных металлов на дефектах и др. Найдены энергии активации процессов. Величина U для карбидов хрома (У 50 ккал1моль, что согласуется с данными [21. [c.100]

При легировании чугуна хромом в количестве более 12% вместо ледебурита появляется эвтектика, состоящая из аустенитной матрицы и удлиненных карбидов (Сг, Ре),Сз. Еще более выгодная морфология наблюдается в эвтектике, содержащей 8—10% V в вязкой матрице залегают карбиды V4 3 в виде пучка игл, растущих из одного центра. Такой чугун обладает удлинением до 7% при высокой твердости. Такие элементы, как кремний и алюминий, могут при повышенной их концентрации в чугуне образовывать комплексные соединения — силикокарбиды и алюмокарбиды железа. [c.12]

Карбиды. В суперсплавах карбиды играют сложную роль. Прежде всего, в никелевых суперсплавах они выделяются предпочтительно по границам зерен, тогда как в кобальтовых, железных и других разновидностях матриц с повышенным значением Ny обычным местом их зарождения являются внутренние объемы зерен. В ранних исследованиях заметили пагубное влияние зернограничных карбидных выделений определенной морфологии на пластичность сплавов и предприняли логичные меры по уменьшению концентрации углерода до очень низкого уровня. Однако в дальнейшем анализ этого фактора позволил вскрыть факты резкого снижения долговечности (длительной про 1ности) сплавов Nimoni 80А [35] и Udimet 500 [36], содержащих всего лишь 0,03 % С. [c.145]

В то время, как большинство современных кобальтовых сплавов в качестве основного элемента для твердорастворного упрочнения содержат W, в наклепываемые сплавы Multiphase с этой целью вводят исключительно добавки Мо в количестве до 10 % (по массе) [З]. Ниже этот подход будет рассмотрен более широко. Было показано [4], что у литейных сплавов, таких как FSX-414 и ММ-509, замена W на эквивалентные по атомной концентрации добавки Мо повышает характеристики пластичности при кратковременном растяжении и испытании на длительную прочность (то и другое при повышенных температурах) без уменьшения прочности. Кроме того, происходит снижение цены и плотности (при небольшом изменении коэффициента термического расширения и микроструктуры). Правда, добавки Мо вызывают легкое снижение температур ликвидус и солидус с расширением полного интервала кристаллизации, что приводит к некоторому изменению в морфологии карбидных выделений и образованию дополнительного количества эвтектического карбида. [c.176]

Хром. Он находит очень широкое применение в наплавочных сплавах. Следует отметить, что сплавы системы Fe- r практического значения как наплавочные не имеют из-за образования хрупкой а-фазы Fe r и относительно небольшого упрочнения. Наибольшее влияние хрома на эксплуатационные свойства износостойких сплавов проявляется при наличии углерода. Высокий уровень эксплуатационных свойств сплавов Fe- r- обусловлен количеством, размерами, морфологией и микротвердостью карбидов и металлической основы. [c.157]

Углерод содержится в сплавах в небольших количест вах (обычно 0,08—0,12 %), образуя карбиды и карбонитри-ды Существенное влияние оказывает также бор, который вводится в сплавы в количестве 0,005—0,015 % В и образует бориды типа МеВг Кинетика выделения и морфология кар бидных и боридных фаз при кристаллизации, термообра ботке и в процессе эксплуатации также в значительной сте пени определяет жаропрочность сплавов на никелевой основе [c.324]

Вторую закалку проводят от 1040—1100°С В результате происходит повторное растворение у фазы и ее вы eлe-ние при охлаждении в более дисперсном виде, но главная цель этой обработки —образование выделений карбидных фаз благоприятных типов и морфологии, в частности стремление избежать образования сплошной пленки карбидов типа Ме2зСб по границам зерен и добиться образования зернистых карбидов типа МеС или Mej s [c.331]

Образование хромсодержащих фаз не обязательно приводит к МКК. Действительно, области образования карбидов и возникновения склонности к МКК совпадают только частично, в области опасных температур процесс карбидовыделения начинается раньше, чем возникновение склонности к МКК (см. рис. 1.36). Различие в этих состояниях определяется тем, что для возникновения склонности к МКК необходимо образование взаимосвязанных или слаборазобщенных цепочек карбидов по границам фаз. Следовательно, наряду с природой выделяющихся фаз важна их морфология. [c.64]

Сплав ХН58В после оптимальной термической обработки (закалки с 1070 °С в воде) имеет структуру никельхромового твердого раствора с зерном № 6—8, ГОСТ 5639—85 (рис. 3.006, а). При отпуске в интервале температур 600—900°С из у-твердого раствора возможно выделение карбидов типа МазС, и а-фазы. Количество, тип и морфология вторичных фаз определяется температурой и продолжительностью нагрева. При кратковременных выдержках (<1 ч) при 600—700 °С образуются пограничные выделения карбида МазСв (рис. 3.006, б, в), а при более длительных (>1 ч) при 700 °С и кратковременных (до 1 ч) нагревах при 800—900 °С образуется а-фаза. Так, если после 10 ч отпуска при 700 °С наблюдаются лишь пограничные колонии а-фазе (рис. 3.006, б, д), то повышение температуры отпуска до 800—900 С (при 10 ч выдержке) вызывает изменение морфологии а-фазы и переход к а-фазе, равномерно распределенной в объеме зерна (рис. 3.006, д, е). [c.171]

Рис. 1.066. Вид излома и морфология карбидов в отпущенной стали типа X16HI5 с разной склонностью к МКК н хрупкости. Изломы получены разрушением образцов о радиусом надреза 0,25 мм при —253 С и —196 С. Х8750

Карбидовыделенне 51, 68 Карбидообразующие элементы 146 Карбиды (тр) 280, 289 дисперсные 337 зернистые 248 мелкодисперсные 277 мелкозернистые 251 морфология 299 по границам зерен 270, 271 форма 293 хрома 300 [c.396]

При Kopposmi чугуна на его поверхности возникают микроэлементы, катодами в которых является графит, фосфидиая эвтектика и в меньшей степени карбиды. В результате коррозии приповерхностных слоев чугуна остается скелет (остов), состоящий из графитовых пластинок (хлопьев), скрепленных фосфидно-эвтектическими ячейками. Этот остов заполнен углеродсодержащими продуктами, образовавшимися при разложении перлита. Про шость такого остова достаточна, чтобы выдерживать поток воды. В связи с этим остов мо кет довольно точно сохранять первоначальный внешний контур чугунного изделия. Количество графита, остающегося на подвергшейся коррозии поверхности, зависит и от морфологии графита и от агрессивности и скорости движения среды. Грубый пластинчатый графит образует более рыхлый [c.485]

Никакого различия в морфологии выделившейся фазы для сплавов, в которые углерод был введен в виде богатой углеродом нио-биевой лигатуры или в виде карбида гафния (карбида циркония), не наблюдалось. [c.182]

Так, по данным [50], при охлаждении со скоростью порядка 10 град/с сплавы системы Nb—W—Zr(Hf)—С, содержащие цирконий (гафний) и углерода количествах, соответствующих 1—2 мол.% фазы в расчете на Zr или Hf , кристаллизуются с образованием преимущественно фазы Nb3 2. Нам не удалось выявить разницу в морфологии карбидов Nb и Nbg z, образующихся в литом материале. Вместе с тем указывается [22], что выделения ЫЬдСг — тонкие длинные иглы в отличие от более крупных игл-пластин Nb . [c.184]

Литые сплавы с 3 мол. % фазы и более представляют гораздо большие трудности для деформации. Помимо характерной для литого материала структурной микронеоднородности, пересыщения твердого раствора, наличия остаточных термических напряжений и напряжений, возникающих при распаде твердого раствора во время охлаждения слитка, в них выделяются карбиды чрезвычайно неблагоприятной с точки зрения пластичности морфологии. Как показано в предыдущем разделе, их удается частично оптимизировать путем термической обработки, однако полностью устранить ох рупчивающие крупные эвтектические образования по границам зерен не удается. Трудности деформирования сплавов с такими струк турами и определяют тот факт, что содержание углерода в современных промышленных сплавах не превышает 0,4 мае. %. [c.197]

Рис. 1.12. Морфология частиц состаренного порошка карбида V o,875 при увеличении в 50000 раз [129,134,135] частицы размером около 1 мкм представляют собой совокупность нанокристаллитов в форме искривленных лепестков-дисков диаметром от 400 до 600 нм и толщиной около 15-20 нм.

Поверхности разрыва изучались либо на металлографических срезах, полученных после электролитического осаждения никеля и исследованных под обычным микроскопом, либо по-средствол электронной микрофрактографии 2] непосредственно на пробах углерода- Если отслаивание пленки углерода наблюдалось в броме, то карбиды, которые находились на поверхности разрыва, переходили в пробу [5]. За счет того же механизма отслаивания (в излеченных здесь случаях) разрыв покрыт преимущественно выделениями, которые могут обычно наблюдаться на пробах поверхностей разрыва. Это один из методов, который мы использовали для изучения морфологии карбидов и ириме- [c.273]

Основываясь на положениях теории обеднения, в ряде работ [42, 121, 147—149] проводились сравнительные исследования по выяснению связи между процессами выделения карбидов в нержавеющих сталях в зависимости от температуры, а также длительности отпуска в опасной зоне и склонностью их к МКК, вАявляемой методом AM. В частности, выяснялась взаимосвязь между количеством выделившихся карбидов, их морфологией (двумерные плоские, дендритные, кристаллографически развитые) и распределением по структуре стали. Установлено, что решающее значение имеет выделение карбидов по, границам зерен в виде цепочек, обеспечивающее создание непрерывной зоны обеднения. Развитие МКК, особенно на начальных стадиях, склонны связывать с появлением сетки двумерных и дендритных карбидов, образование которых наиболее характерно для низких температур опасной зоны и непродолжительных выдержек. Однако во [c.39]

Впоследствии было выяснено [76], что сталь 15Х очень чувствительна при ТЦО к температуре, скорости и числу нагревов. Установлено, что с возрастанием числа циклов количество аустенита образующегося при фиксированной максимальной температуре цикла/ уменьшается в ряде случаев в 2—3 раза. В процессе ТЦО изменяется морфология аустенитного превращения. Если при первом нагреве формируются отдельные достаточно крупные участки уфазы, то при последующих нагревах аустенит образуется преимущественно по границам ферритных зерен, не претерпевших ранее превращения. Отмечено также, что при ТЦО с ростом числа циклов резко измельчаются не только зерна, но и продукты распада аустенита. При этом постепенно уменьшается количество пластинчатого перлита и увеличивается доля сфероидизированных карбидов. Десятикратное циклирование с нагревом до температуры A i + IO позволяет получить довольно однородную й мелкую структуру зернистого перлита. ТЦО с нагревами до температуры 50 °С приводит к формированию крайне неоднородной структуры с дисперсными участками феррита и перлита, претерпевшими а v- Превращения, имеются в структуре крупные зерна феррита. Измеряли твердость стали 15Х в зависимости от числа циклов. На кривой этой зависимости были ярко выраженные чередующиеся максимумы и минимумы. Это свидетельствует о том, что в процессе ТЦО происхЬдит-чередование явлений накопления дефектов кристаллического строения (твердость возрастает) и их аннигиляции (твердость снижается). Повышение максимальной температуры при ТЦО низкоуглеродистой стали 15Х до Температуры >1сз —10°С вновь приводит к наиболее дисперсной и однородной структуре. Заметим, что при подобных экспериментах на стали 18Х1Т это явление не наблюдалось. [c.96]

От особенностей строения границ между зернами безусловно зависит морфология выделяющихся на них карбидов. Принимая во внимание ее свяэь со склонностью сталей к межкристаллитной коррозии, карбиды можно разделить на три основных типа [c.63]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...