Когерентность (карбидов и а-фазы)

Коагуляция (коалесценция) карбидов при отпуске 696, 697 Кобальтовые жаропрочные сплавы 1307 Ковар 1452, 1453, 1454 Ковкость (проба) 338, 344 Когерентность (карбидов и а-фазы) 692 Кольцевой метод И. А. Одинга 118, 119 Кольцевые образцы 119 Комол 1441, 1442 [c.1646]

Карбиды являются тончайшими пластинками толщиной в несколько периодов кристаллической решетки. Решетки карбида и а-фазы (твердого раствора) когерентны. Поскольку кристаллические решетки и удельные объемы карбида и а-фазы различны, между ними возникают упругие напряжения. [c.108]

Это объясняется уменьшением содержания углерода в а-растворе, срывом когерентности на границе между карбидами и а-фазой, развитием в ней сначала процессов возврата, а прч высокой те.мпературе рекристаллизации и коагуляции карбидов. [c.214]

Третье превращение при отпуске, протекающее в интервале температур 300—400° С, связано с интенсивным ростом кристаллов карбида. До 350 °С этот рост происходит без нарушения когерентности карбида с окружающим твердым раствором (а-фазой). Выше 350° С кристаллы карбида увеличиваются (процесс коагуляции) до таких размеров, когда напряжения достаточны, чтобы энергия искажения стала больше энергии образования границы раздела. Вследствие этого когерентность нарушается между фазами возникают поверхности раздела кристаллы карбида и блоки мозаики а-фазы обособляются. При температурах выше 400° С блоки а-фазы снова увеличиваются, поскольку в этих условиях интенсивно проходят процессы диффузии. [c.109]

К химическим соединениям в легированной стали, в которых преобладает металлическая связь, относятся карбиды, нитриды, бориды, гидриды, интерметаллические фазы или металлические соединения. Из них наиболее важны карбидные фазы. В конструкционных сталях изменение степени дисперсности карбидов и когерентной связи их решетки с решеткой матрицы (а-фазы) в зависимости от условий термической обработки—наиболее эффективное средство повышения и регулирования прочности. В инструментальных сталях карбиды увеличивают стойкость против износа, уменьшают рост зерна при температуре нагрева для закалки, усиливают устойчивость структуры против отпуска, сообщают вторичную твердость (в быстрорежущей и штамповой стали). В жаропрочных сталях карбиды служат упрочняющими фазами. В магнитных сталях карбиды повышают коэрцитивную силу. В других случаях, например в нержавеющих и кислотостойких сталях, карбиды играют отрицательную роль, понижая стойкость против общей коррозии и при определенном расположении (по границам зерен) вызывая межкристаллитную коррозию. Важное значение в стали имеют и нитриды, которые препятствуют укрупнению зерна при нагреве и играют роль упрочняющих фаз и др. При содержании в стали повышенного количества азота образуются карбонитридные фазы. [c.566]

С пластинками карбидной фазы. После высокого отпуска а-фаза практически не содержит углерода, и состояние феррита приближается к равновесному, а значительное развитие процесса старения (коагуляции) приводит к образованию частиц карбида, не связанных когерентно с ферритом. [c.1133]

Сплавы этого класса составляют большинство среди жаропрочных материалов, пригодных для использования в авиационных газовых турбинах и в других областях, требующих повышенной стойкости. Однако литературные данные, обсуждаемые ниже, относятся главным образом к поведению сплавов при низких температурах. В этих условиях рассматриваемые сплавы представляют интерес в связи с тем, что позволяют достигать уровней прочности свыше 1100 МПа. Микроструктура, обеспечивающая такую возможность, сравнительно проста. Она представлена твердым раствором г. ц. к. у-фазы, содержащим когерентные частицы у [обычно К1з(А1, Т1)] и небольшую объемную долю дисперсных карбидов [271, 275]. Если пренебречь этими карбидами, то доминирующее влияние оказывает упорядоченная структура (ЕК) у, а отдельные сплавы различаются составом у -фазы, поскольку в нее могут входить не только А1 и Т1, но и N6 (и, в меньшей степени, V, Мо, Та и W) [274, 276]. Последовательность образования выделений обычно такова [123, 126, 272, 274] [c.113]

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]

Для получения высокой окалиностойкости никель 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 высокодисперсная интерметаллид-ная y -фаза (типа Nig (Ti, Al)), когерентно связанная с основным у-раствором, а также карбиды Ti и нитриды TiN, увеличивающие прочность при высоких температурах. Дальнейшее увеличение [c.302]

В комплексно-легированных сплавах у -фаза имеет сложный состав, так как никель и алюминий могут замещаться другими элементами. Положительное влияние на механические свойства у -фазы состоит в том, что она выделяется преимущественно в объемах зерен при температурах 600...950 °С в виде большого числа когерентных мелкодисперсных частиц, создает эффективные барьеры для движения дислокаций и, значит, препятствует высокотемпературной ползучести, В то же время у -фаза значительно пластичнее карбидов, а прочность ее возрастает с увеличением температуры. [c.81]

Проведенные исследования позволили сделать вывод, что уменьшение напряжений на первых этапах трения является результатом отпуска поверхностного слоя металла, при котором происходит выделение из мартенсита мельчайших частичек карбида, когерентно связанных с мартенситом, и их дальнейший рост. Это явление, как известно, приводит к обеднению мартенсита углеродом и уменьшению тетрагональности решетки и как следствие этого — к снижению напряжений. Одновременно, как указывалось выше, на первых этапах трения происходит уменьшение, а в некоторых случаях исчезновение у-фазы. До числа циклов 10 происходит увеличение размеров рассеивающих кристаллитов. [c.142]

Карбидные включения имеют форму тончайших пластинок толщиной в несколько пе-РИ0Д01В решетки. Решетки карбида и а-твердого раствора когерентны. Так как кристаллические решетки и удельные объемы карбида и а-фазы различны, между ними возникают упругие напряжения (рис. 2) [5]. [c.692]

Выделяющиеся карби.тные частицы имеют форму тонких пластинок толщиной несколько атомных слоев и длиной несколько десятков нанометров. Плапкнки в карбида когерентно связаны с решеткой с/.-раствора (рис. 127). Вследствие того, что удельные. объемы карбида и а-раствора различны, между ними возникают сильные микроискаткеиия кристаллических решеток обеих фаз. [c.184]

Выделяющиеся карбидные частицы имеют форму тонких пластинок толщиной в несколько атомных слоев н длиной в несколько сот ангстрем. Пластинки карбида когерентно связаны с решеткой а-раствора. При когерентной связи (рис. 133) некоторые ряды атомов а-твердого раствора и карбида являются общими. Вследствие того, что удельный объем карбида и а-раствора различен, между ними возникают напряжения второго рода, вызывающие упругое искажение кристаллических решеток обеих фаз. Легирующие элементы не оказывают существенного влияния на первую стадию У-раствор распада мартенсита. рррярр 9ЧЧЯ9 99 [c.197]

Установлено, что область 1 отвечает зарождению карбидов, а 2 - росту карбидов. В обоих случаях сохраняется когерентность связи между карбидной фазой и матрицей. С позиции макротермодинамики структурообразование на стадии зарождения карбидной фазы и ее рост связаны с термодинамической самоорганизацией. Однако, переход от одной стадии к другой возможен только путем динамической самоорганизации структур. Это обусловлено тем, что возникшая при отпуске стали новая фаза (карбид) является подсистемой по отно- [c.205]

Диффузия легирующих компонентов в этой области температур уже достаточна, благодаря чему их атомы покидают занятые ранее неравномерно расположенные места в решетке, переупорядочиваются и образуются специальные карбиды легирующих, а в мартенситно-стареющей стали — интерметаллические соединения NisTi, NisMo, РегМо и т. д. Это переупорядочение (перестройка) протекает не скачкообразно, а через образование промежуточных фаз. Вначале оно идет в той плоскости решетки, в которой преимущественно концентрируются атомы легирующих компонентов, причем их скапливается столько, сколько требуется для образования зародыша выделения, зоны. Решетка этой области, обогащенной атомами легирующих компонентов, когерентно связана с решеткой мартенсита (твердого раствора) и является ее продолжением (рис. 109). [c.109]

Упрочнение при отпуске стали, легированной только ванадием, сопровождается практически полным выделением ванадия из аустенита в составе карбида V . Эффективность влияния карбидов ванадия выше, чем интер-металлидов типа NiAl или Н1з(А1 Ti)2, а-фазы типа Fe— Сг и карбида СггзСе [9]. Легирование стали несколькими элементами, обеспечивающими получение в структуре нескольких карбидных фаз, открывает новые возможности повышения прочности. При одновременном легировании ванадием и вольфрамом наблюдается более интенсивное упрочнение не только после отпуска, но уже и в закаленном состоянии. Механизм влияния вольфрама может быть различным. Так как атомные радиусы ванадия и вольфрама близки, то монокарбид вольфрама (W ) может растворяться в карбиде ванадия (V ), но при дисперсионном твердении, если этот процесс и происходит, то количественно он незначителен [2]. При дисперсионном твердении одновременно протекают два процесса образование участков карбидной фазы, когерентно связанной с аусте-нитом, и обособление карбидов, их коагуляция. При содержании вольфрама до 4% коагулированных карбидов почти нет,— вольфрам, не уменьшая общего количества карбидов V , задерживает их обособление и повышает прочность. При содержании вольфрама 6—8% количество образующихся при отпуске карбидов V уменьшается и прочность падает. При этом увеличивается количество карбидов FesWs , которые не растворяясь в аустените, связывают углерод и уменьшают количество вольфрама, участвующего в дисперсионном твердении. Обеднение аустенита углеродом при отпуске приводит к образованию е-фазы, что в свою очередь вызывает дополнительное упрочнение [2]. [c.296]

Селективным травлением можно выявить поверхности вторичного аз стенита внутри зерен феррита. Кроме этих фаз на границах зерен можно при определенных условиях обнаружить дендритные карбиды стабилизирующих элементов вместе с карбидами хрома Meag g, а в некоторых случаях карбиды Meg и Ме,Сз [53, 86, 222]. Само собой разумеется, что упомянутые вьппе структурные превращения в зоне метастабильного феррита, возникшие при наплавке первого валика, вызовут напряжения и г.павным образом потому, что охлаждение и последующий нагрев сварного соединения кратковременны и субмикроскопические выделения останутся до известной меры когерентными с решеткой феррита [87]. С этим связана и возможность преимущественного разрушения таких зон в результате коррозии под напряжением. В аустените же вместе с мелкими карбидами и нитридами стабилизирующих элементов выделяется также фаза Лавеса, например (Fe, r)2Nb, при температуре около 750° С [53]. [c.138]

В случае некого отпуска а-фаза представляет собой пересыщенвый углеродом раствор с сильными искажениями кристаллической решетки, с малыми размерами блоков мартенсита и пластинок карбидной фазы, когерентно связанных с мартенситом. После высокого отпуска а-фаза по содержанию углерода приближается к равновесному состоянию, а значительное развитие процесса коагуляции карбидов приводит к образованию частиц зернистой формы, не связанных когерентно с ферритом. [c.714]

Однако если аустенит быстро охладить, то получится характерная микроструктура, природу которой можно выяснить путем исследования превращений, происходящих при постоянной температуре. С понижением температуры образования ламе-лярные участки перлита становятся тоньше и при еще более низких температурах вместо перлита образуются структуры, известные под названием верхнего баккита и ижнего баккита. Это смеси карбида и феррита с характерной микроструктурой, в которой феррит когерентно Связан с материнской фазой — аустенитом, тогда как феррит, выделившийся до начала эвтектоидного распада, когерентно не связан. При еще более низких температурах непосредственно из аустенита образуется мартенсит, а при использовании высоких скоростей охлаждения возможно сохранение остаточного аустенита. Мартенсит имеет тетрагональную объемноцентрированную структуру, в которой атомы железа образуют слегка искаженную кубическую объемноцентрированную решетку, в октаэдрические пустоты которой внедрены атомы углерода. В системе железо—азот мартенсит можно получить быстрым охлаждением азотного аустенита. [c.186]

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]

Для получения высокой окалиностойкости никель 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 у -фаза типа Nig (Ti, Al), когерентно связанная с основным у-раствором, а также карбиды Ti и нитриды TiN, увеличивающие прочность при высоких температурах. Дальнейшее увеличение жаропрочности достигается легированием сплавов молибденом и вольфрамом, повышающими температуру рекристаллизации и затрудняющими процесс диффузии в твердом растворе, который необходим для коагуляции избыточных фаз и рекристаллизации. Добавление к сложнолегированным сплавам кобальта еще больше увеличивает жаропрочность и технологическую пластичность сплавов. Для упрочнения границ зерен у-раствора сплав легируют бором и цирконием. Они устраняют вредное влияние примесей, связывая их с тугоплавкими соединениями. Примеси серы, сурьмы, свинца и олова понижают жаропрочность сплавов и затрудняют их обработку давлением. В связи с этим для повышения жаропрочности при выплавке жаропрочных сплавов необходимо применять возможно более чистые шихтовые материалы, свободные от вредных легкоплавких примесей. [c.310]

Однако марганцевый аустенит характеризуется хладноломкостью (КСи 0,3 МДж/м ) при низких температурах (ниже -100 °С), в то время как никелевый аустенит вплоть до -196 °С сохраняет достаточно высокую ударную вязкость (КСи 3 МДж/м ). Такое различие свойств никелевого и марганцевого аустенитов обусловлено существенно меньщими значениями энергии дефектов упаковки в марганцевом аустените (ориентировочно 0,075—0,06 Дж/м в интервале от 0 до -196 °С) по сравнению с никелевым ( 0,15 Дж/м ). Таким образом, можно регулировать способность аустенита к упрочнению при пластической деформации, изменяя энергию дефектов упаковки в нем посредством рационального легирования никелем и марганцем аустенитных сталей и сплавов. В сплавах с ГЦК решеткой (в том числе и в аустенитных сталях) энергия дефектов упаковки оказывает более существенное влияние на упрочнение, чем рассмотренные раньше виды взаимодействия дислокаций с легирующими элементами. Так, легирующие элементы в стали, снижающие энергию дефекта упаковки, повышают температуру начала рекристаллизации и сужают интервал кристаллизации. Скорость установившейся ползучести ГЦК металлов уменьшается с уменьшением энергии дефектов упаковки. Дефекты упаковки являются центрами выделения когерентных фаз (карбидов, интерметаллидов и др.) в аустенитных сталях и сплавах с ГЦК решеткой. Так, в закаленных аустенитных сталях с 1% ниобия (12Х18Н10Б) или с 1% титана (12Х18Н10Т) при высокотемпературной (-700 °С) выдержке на дефектах упаковки выделяются когерентно связанные с матрицей кубические карбиды МЬС и Т1С. Мелкодисперсные карбидные частицы (размером до 10 нм) препятствуют движению дислокаций, а также способствуют их размножению, что в конечном итоге приводит к повышению прочности стали (рис. 7.3). В то же время коагуляция кубических карбидов (Т1С, ЦЬС), выделяющихся на дефектах упаковки, протекает более медленно, чем карбидов (в том числе и [c.149]

Существенные различия при быстром нагреве отпущенной и неотпу-щенной стали должна иметь карбидная фаза. При электроотпуске карбиды представляют собой пластинчатые или игольчатые высокодисперсные выделения, ориентационно связанные с матрицей [3], тогда как для предварительно высокоотпущенной стали характерна зернистая структура с гораздо большими карбидными частицами, утратившими когерентную связь с ферритной матрицей. Это может заметно повлиять на кинетику процесса а -> 7-превращения. Однако вся совокупность фактов свидетельствует о том, что на ориентированное зарождение 7-фазы решающее влияние оказывает именно ориентировка ферритной матрицы, а не карбидной фазы. Так, при наличии глобулярных карбидов, ориентационно уже не связанных с матрицей, в условиях медленного нагрева в закаленных и отпущенных сталях все-таки реализуется упорядоченное а 7-превращение, приводящее к восстановлению зерна. В деформированной же после закалки стали при скоростном нагреве, несмотря на [c.108]

Нагрев закаленной стали со структурой, состоящей из мартенсита н остаточного аустенита, приводит к разнообразным превращениям. В углеродистой стали, не содержащей легирующих элементов, эти превращения заключаются а) в перераспределении концентрации углерода в а-твердом растворе (мартенсите) с образованием областей, богатых и бедных углеродом б) в выделении высокоуглероди-стон, низкотемпературной карбидной фазы в начале высокой дисперсности, когерентно связанной с матрицей, с кристаллической решеткой, отличной от цементита, и с последующим нарушением когерентности вследствие превращения е-карбида в цементит и его коагуляцией в) в превращении остаточного аустенита по механизму, близкому к бейнитному г) релаксации напряжений и рекристаллизации а-матрицы. [c.55]

На карбидные превращения при отпуске легирующие элементы сильно вляют при температурах выше 450°С, когда становится возможным их диффузионное перераспределение. В результате этого влияния образуются специальные карбиды. Возможны два механизма их появления. Во-первых, концентрация карбидообразующего легирующего элемента в результате его диффузионного перераспределения между а-раствором и цементитом возрастает до такой величины в цементите, что он превращается в специальный карбид. Например, легированный цементит (Ре, Сг)зС так превращается в карбид хрома (Сг, Ре)7Сз. Во-вторых, специальный карбид может зародиться прямо в пересыщенном легирующим элементом а-растворе. Первоначально могут образовываться частично когерентные выделения промежуточного специального карбида. Его выделение сопровождается растворением цементита, который в легированной стали является менее стабильной фазой. Частицы специальных карбидов обычно предпочтительно зарождаются на дислокациях в мартенсите. При более высоких температурах отпуска промежуточный специальный карбид заменяется стабильным специальным карбидом. [c.345]

Выделение частиц второй фазы приводит к значительному упрочнению сплава в результате взаимодействия дислокаций с выделениями. Уровень упрочнения зависит от прочности, с груктуры, размера, формы выделившихся частиц, а также расстояния между ними, характера распределения, степени несоответствия или когерентности их с матрицей и их относительной ориентации. Сопротивление движению дислокаций возрастает с уменьшением расстояний между частицами, т. е. с ростом дисперсности структуры, уменьшение размера частиц с повышением равномерности их распределения при сохранении относительного количества фаз. Поэтому для облегчения механической обработки материала и последующего получения более дисперсной структуры проводится закалка без полиморфного превращения, которая заключается в нагреве сплава до температуры распада избыточных фаз, выдержке и последующем быстром охлаждении, для предотвращения выделений из пересыщенного твердого раствора. В результате закалки получается метастабильный (пересыщенный) твердый раствор, соответствующий точке т на рис. 1.67. Закалка без полиморфного превращения широко применяется для сплавов цветных металлов. Для сталей она применяется достаточно редко, однако характерна для аустенитных сталей, не имеющих полиморфных превращений, и используется для растворения карбидов или интерметаллидов. [c.112]

Сторонники теории обеднения [48, 49] считают, что в процессе быстрого охлаждения ферритных сталей происходит выпадение вторичных фаз по границам зерен, обеднение пограничных областей хромом и, как следствие этого, снижение пассивности пограничных областей. Определенную роль могут играть неравновесные карбиды с повышенным содержанием железа, а также напряжения, возникшие в результате их выделения. Есть основания полагать, что степень обеднения и его эффективность в электрохимическом растворении ферритного металла значительно меньше, чем аустенитного, так как скорость диффузии хрома, а следователь но, и выравнивание его концентрации по телу зерна в первом случае выше, чем во втором Moлiнo полагать [35, 38], что при высокотемпературном нагреве хромистых ферритных сталей углерод и азот, находящиеся е структурно-свободных карбидах (карбонитридах), растворяются в феррите в количествах, на много превышающих предел их растворимости при комнатной температуре. При последующем быстром охлаждении они частично фиксируются в виде пере сыщенного твердого раствора, вызывая перенапряженность и искажение решетки. Неполное выделение карбидов (карбонит-ридов), когда сохраняется когерентная связь атомов с материнской решеткой, также вызыва- [c.55]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...