Ванадий Карбидная фаза

Влияние легирующих элементов на кинетику распада мартенсита при температурах до 150° С — слабое в легированной стали распад при этих температурах протекает почти с теми же скоростями, что и в углеродистой стали. Наличие легирующих элементов существенно сказывается при температурах, превышающих 150° С, что связано с процессом коагуляции карбидных частиц. Установлено, что карбидообразующие элементы (хром, титан, ванадий, молибден, вольфрам), резко замедляющие диффузию углерода, замедляют коагуляцию карбидной фазы и процесс распада при температурах выще 150° С. [c.16]

При введении в сталь с несколькими карбидными фазами более сильного карбидообразующего элемента (например ванадия в сталь, [c.336]

Легированность твёрдого раствора после закалки повышается и мартенсит (аустенит) содержит 0,5% С, 6% 1У, 4% Сг, 1,2% У. Избыточная карбидная фаза (после закалки) состоит из одного карбида ванадия (УС) с большим количеством растворенного в нём вольфрама и железа. [c.464]

Карбиды хрома растворяют в значительном количестве вольфрам и ванадий. Состав карбидов 5,8% С 21,5о/о W 32,00/о Сг 7,0% V. После закалки от 1200° концентрация твёрдого раствора повышается до 0,7% С 7,0% Сг 1,1% V h3,0%W. Количество избыточной карбидной фазы соответственно уменьшается до 4% (см. фиг. 69). [c.467]

Карбидообразующие элементы (хром, ванадий, марганец) стабилизируют цементит, причем это действие в значительной мере обусловлено концентрированием этих компонентов в карбидной фазе. Аналогично, но слабее, действуют молибден и вольфрам, растворимость которых в цементите понижена. [c.12]

Пластичность карбидной сердцевины, как указьшалось вьпие, можно повысить путем легирования сплава ванадием. Максимальная прочность в системе Ti -V -Ni-Mo достигается при содержании V 16 % [119]. С увеличением содержания карбида ванадия в карбидной фазе от О до 10 % наблюдается постоянный рост сопротивления деформации сплава (рис. 44) [118]. При наличии карбида ванадия скорость резания повышается более чем в два раза по сравнению со сплавом без добавки ванадия. [c.83]

Вклад фазового наклепа определяется плотностью дислокаций, созданной в исходном состоянии, и ее изменениями в процессе эксплуатации. При отпуске и длительной эксплуатации карбиды ванадия выделяются на дислокациях и закрепляют их созданные дислокационные стенки являются барьером для движения новых дислокаций, возникающих под действием напряжений в процессе ползучести. Из этого следует, что изменения фазового наклепа обусловлены в первую очередь термической устойчивостью карбидной фазы [6]. [c.15]

Насыщение аустенита углеродом и легирующими элементами, достигаемое растворением карбидов, обеспечивает повышение прокаливаемости и закаливаемости и создает условия для дисперсионного твердения при отпуске, вызываемого в основном выделением карбидов вольфрама, молибдена, ванадия и в меньшей степени хрома (в присутствии в составе стали вышеуказанных элементов). Основные карбидные фазы инструментальных сталей и их краткая характеристика приведены в табл. 1. [c.371]

Сталь Р18 сравнительно с Р9 содержит больше избыточных карбидов и потому обладает большей холодной износоустойчивостью, что делает ее более эффективной для инструментов, работающих с малой скоростью резания (протяжек, метчиков и др.). Сталь Р18 имеет большую прочность, если карбидная фаза хорошо раздроблена предварительной ковкой. В противном случае сталь Р9, обладающая мелкозернистостью, будет прочнее. К тому же последняя легче деформируется в горячем состоянии, что является весьма важным при изготовлении режущего инструмента прокаткой, например сверл. Правда, сталь Р9, содержащую твердые карбиды ванадия, труднее шлифовать и потому при форсированной заточке-ин-струмент из стали Р9 легче испортить. Широкому распространению стали Р9 способствуют также экономические соображения (в 2 раза дешевле по сравнению со сталью Р18). [c.27]

Содержание железа в карбидной фазе стали 18 примерно соответствует предельной растворимости в карбиде ванадия, и можно полагать, что цементит отсутствует. После испытаний стали 18 и 20 не обезуглероживаются. [c.64]

Карбидная фаза при отпуске претерпевает специфические превращения. С повышением температуры увеличивается подвижность атомов легирующих элементов, благодаря чему становится возможным их перераспределение между цементитом и ферритом. Концентрация легирующих элементов в цементите увеличивается и при определенных значениях решетка цементита перестраивается в решетку того специального карбида, который может находиться в данной стали в равновесии с ферритом Образовавшиеся дисперсные карбиды могут значительно увеличивать твердость. Это одна из причин наблюдающегося явления так называемой вторичной твердости, т. е. увеличения твердости после отпуска в интервале 500— 600° С (наблюдается в сталях, легированных хромом, молибденом, ванадием и некоторыми другими элементами). [c.219]

Рассмотрение начнем с анализа превращений, которые происходят в ферритных зернах перлитных жаропрочных сталей — наиболее мягкой и податливой структурной составляющей. Феррит упрочнен из-за растворения в нем углерода, молибдена, хрома и ванадия. В теле ферритных зерен имеются мелкодисперсные карбиды. Их роль особенно велика в упрочнении феррита хромомолибденованадиевых сталей. Мелкие карбиды, равномерно распределенные в ферритной матрице, затрудняют пластическую деформацию, так как препятствуют движению дислокаций. При коагуляции карбидов их количество уменьщается, а размеры увеличиваются. Препятствий для движения дислокаций становится меньше. Это явление в значительной степени объясняет изменение механических свойств перлитных сталей. В процессе эксплуатации ферритная матрица обедняется легирующими элементами из-за ухода их в карбидную фазу. Изменяется фазовый состав карбидов. [c.162]

Полутеплостойкие, преимущественно штамповые, рабочая кромка которых нагревается до 400—500° С. Это — близкие к эвтектоидным стали, легированные хромом и дополнительно вольфрамом, молибденом и ванадием. Карбидные фазы — легированный цементит и карбид хрома (УИеззСе, Ме-Сд), коагулирующий при более высоком нагреве, а также ледебуритные стали (12% Сг). [c.409]

Быстрорежущие стали относятся к карбидному (ледебуритному) классу, Их фазовый состав в отожженном состоянии представляет собой ло ироваииый феррит и карбиды М С, Mo g, МС, M.fL. Основным карбидом быстрорежущей стали является MJZ, в котором также растворен ванадий. В феррите растворена большая часть хрома почти весь вольфрам (молибден) и ванадий находятся в карбидах. Количество карбидной фазы в стали Р18 достигает 25—30 и 22 % в стали Р6М5, [c.299]

Изучение влияния фазового состава и отдельных легирующих элементов - хрома, воль4рама, ванадия, ниобия, титана, а также совместных добавок Сг и Мо,Сг и /,Сг иМЬ, Сг и V, Сг и Т на водородоустойчивость сталей при температуре до 600 и давлении до 800 атм проводилось, как правило, на опытных плавках. Стали термически обрабатывались по режимам, обеспечивающим наиболее термодинамически устойчивое состояние карбидной фазы при заданных температурах испытания. [c.153]

На основании отборочных исследований установлено, что для совместного легирования валковых сталей с пониженным содержанием углерода к перспективным легируюш,им элементам относятся кремний в количестве 0,8—1,2%, обеспечивающий повышение прокаливаемости и прочности при удовлетворительной технологичности в процессе ковки и термической обработки ванадий в количестве 0,1—0,2%, повышающий устойчивость против лерегрева и отпуска, твердость и дисперсность карбидной фазы при небольшом повышении прокаливаемости вольфрам в количестве 0,3—0,5%, обеспечивающий наибольший эффект упрочнения, повышение прокаливаемости, однако несколько сни-жа1бщий технологичность при термической обработке. [c.84]

Фазовый состав [3]. В отожжённом виде сталь состоит из трёх фаз а - твёрдого раствора и двух карбидных фаз (двойного карбида вольфрама Fe8Wз и карбида ванадия УС), а-твёрдый раствор содержит около 3% Сг, 1,5<>/оАУ и 0,5% V. Остальное количество легирующих элементов находится в карбидах (в отожжённом состоянии количество карбидной [c.464]

Фазовый состав. В отожжённом состоянии обнаружены три карбидные фазы УС, СГ23С0 и РсзУ/дС. Карбид ванадия растворяет, повидимому, титан. Феррит содержит только хром (4,00/з). Количество карбидной фазы в отожжённом состоянии — 140/0. [c.469]

После закалки от оптимальной температуры (1200° С) количество избыточной карбидной фазы в стали ЭИ276 составляет 4,5%, а мартенсит содержит 4,5% Сг 2,7% Мо lO/oW 1,7% V. Количество избыточных карбидов в стали ЭИ290 после закалки от той же температуры несколько меньще (так как она содержит меньше ванадия и углерода), что делает эту сталь более чувствительной к росту зерна. [c.470]

Изучение процесса старения при 350 °С показало, что в течение первых 10 ч объем карбидной фазы в структуре стали увеличивается, а при старении 10 ч — уменьшается. Распределение карбидной фазы по размерам показало, что при старении (Гстар = 350 °С) наиболее структурно-стабильными являются плавки с ванадием. Это подтвердилось сравнением количественных показателей нестабильности различных исследованных вариантов в процессе старения 10 5 10 и 10 ч. Сопоставление количественных показателей нестабильности исследованных плавок показало что влияние всех стабилизаторов [c.98]

В котельных сталях, являющихся многокомпонентными системами, легирующие элементы находятся в свободном состоянии, в форме интерметаллических соединений с железом илн между собой в виде оксидов, сульфидов и других неметаллических включений, в карбидной фазе, в виде раствора в цементите или самостоятельных соединений с углеродом. Молибден, хром, ванадий растворяются в основных фазах углеродистых сплавов - феррите, аустените, цементите или образуют специальные карбиды. При этом твердость и ударная вязкость феррита возрастают. В процессе эксплуатации происходит интенсивный переход молибдене и хрома из твердого раствора феррита в карбиды. Наибольшая интенсивность перехода молибдена наблюдается при наработках немногим более 2 10 ч. Далее процесс сглаживается. В исходном состоянии в малолегированных сталях содержится от 3 до 8 молибдена. После наработки около 1,5 10 ч его сод жание возрастает до 80%. Разброс значений содержания молибдена по отдельным трубам существенно увеличивается с наработкой времени. Соответственно происходит разупроч-ненне. [c.154]

Жаропрочные сплавы на основе ни-К5ЛЯ. Чистый никель имеет низкую длительную прочность порядка 40 МПа при 800 за 100 ч. Повышение свойств достигается путем комплексного легирования, в результате которого образуются многофазные сплавы, отвечающие требованиям современного машиностроения. Хром, кобальт, молибден, вольфрам, ванадий, гафний упрочняют твердый раствор, основу сплава. Помимо этого, хром играет активную роль в защите сплавов от окисления молибден, вольфрам, ванадий образуют в сочетании с хромом упрочняющие сплав карбидные фазы МеА, Ме Св, МевС. [c.433]

С другой стороны,в карбидостали со связкой из стали Х6Ф4М практически весь молибден присутствует в карбидной фазе после отжига (табл. 42) 1152]. Основная часть ванадия находится в виде карбида V , который вследствие плохой растворимости в связующей фазе при температурах ниже 1000 °С не переходит в связку. Карбид ванадия,по мнению авторов [152],вьщеляется в мелкодисперсном виде и поэтому металлографически не обнаруживается. [c.106]

Марганец MOHi T полностью заменить атомы железа в цементите (т. е. состав меняется от РезС до МпзС) в цементите растворяется до 25% (ат.) Сг—(Fe, Сг)зС, до 3% молибдена и вольфрама ванадий в цементите растворяется в ничтожных количествах. Легирующие элементы — карбидообразователи распределяются, как указывалось ранее, между матричной и карбидной фазами. При увеличении содержания элементов сверх определенного количества образуются карбиды не на базе це- [c.169]

Карбидная фаза в легированной стали. Элементы-карбидообра-зователи — титан, ванадий, хром, марганец, цирконий, ниобий, молибден и вольфрам — сосредоточены в определенном месте периодической таблицы Менделеева, занимая группы IV, V, VI, VH и ряды 4, 6, 8 и 10. [c.307]

По данным электронномикроскопического и фазового анализа установлено, что указанное повышение твердости связано с эффектом дисперсионного твердения за счет выпадения преимущественно карбидных фаз типов МеС (где Ме—Сг, Мо, V) в конструкционных сталях повышенной прочности [108], карбидов ванадия V4 3 или V в r-Mo-V теплоустойчивых сталях [971 и карбидов ниобия и титана типов Nb и Ti в аустенитных сталях [69, 103]. Их появление в околошовной зоне объясняется тем, что в про- [c.97]

Процессы старения металла сварных швов сопровождаются изменением их фазового состава. По данным [91], в металле шва типа Э-ХМФ после сварки основной составляющей карбидной фазы является сложный метастабильный карбид типа МвдС с преобладающим содержанием в его составе железа. После отпуска содержание легирующих элементов в карбиде этого типа увеличивается и наряду с ним появляется стабильный карбид УС. Увеличение длительности в условиях старения при температуре 480° С приводит к резкому снижению содержания в карбиде Ме,.,С железа и повышению в нем доли молибдена, хрома, марганца и ванадия. В целом наблюдаемые закономерности изменения фазового состава швов качественно подобны аналогичным закономерностям в сталях близкого состава после закалки и последующего старения. [c.182]

Основными легирующими элементами теплоустойчивых сталей являются хром, вольфрам, молибден, ванадий, нио бий Содержание каждого из них кроме хрома не превыша ет 1 % В эти стали входит до 0,08—0,2 % С, так как при более высоких содержаниях ускоряются процессы коагуля ции карбидных фаз и перераспределения легирующих эле ментов Сг, V, W и особенно Мо между твердым раствором и карбидами Присутствие в стали таких элементов, как Nb, V, Мо, уменьшает скорость диффузионных процессов перераспределения и способствует термически стабильному [c.304]

Упрочняюш,ими карбидными фазами в аустенитных ста лях в основном являются карбиды ванадия и ниобия (V , Nb ), а также карбиды хрома (типа Мв2зСб и М тСв) По следние обычно растворяют в себе другие элементы (Fe, W, Мо и др ), поэтому состав этих карбидов изменяется в зависимости от легирования стали и режима термической обработки [c.318]

Т ермообработка дисперсионно-твердеющих сталей обычно предусматривает закалку от температур 1 000-1 050 °С, что обеспечивает перевод части карбидной фазы в твердый раствор. Однако зерно аустенита при этом остается мелким, так как около половины карбидов ванадия и почти целиком карбиды ьшобия остаются нерастворенными и являются барьерами при миграхщи границ зерен. Отпуск дисперсионно-твердеющих высокопрочных сталей обычно проводят при температурах несколько выше максимума прироста прочностных свойств, а именно при 60()-650 °С в области некоторого перестаривания, что повышает пластичность. [c.365]

Целью легирования инструментальных сталей, принадлежащих к этой группе, в первую очередь является увеличение толщины прокаливаемого слоя, так как твердость обеспечивается большим содержанием углерода в мартенсите. Чем разнообразнее добавки содержит сталь, тем больше диаметр прокаливаемости или расстояние, измеренное от охлаждаемого торца на образце Джомини (рис. 161). Наиболее значительно увеличивает прокаливаемость легирование марганцем, молибденом, хромом и кремнием. С помощью легирования кремнием можно увеличить пределы упругости и текучести. Однако под влиянием добавок кремния растет твердость стали в отожженном состоянии и значительно увеличивается ее склонность к обезуглероживанию. У сталей, легированных, кремнием, температура эвтектоидных превращений выше, чем у нелегированных. Таким образом, для растворения карбидов требуется также большая температура. Сильные карбидообразующие элементы (ванадий, вольфрам, молибден, хром) в небольших количествах растворяются в цементите, уменьшая при этом его растворимость и склонность к коагуляции. Благодаря этому увеличивается устойчивость стали против отпуска и уменьшается чувствительность к образованию крупнозернистой структуры. Однако при наличии легирующих компонентов в количестве более 1—1,5% образуются карбиды уже больших размеров и возникает неоднородность в распределений карбидной фазы главным образом в продольном сечении. Влияние [c.173]

Для того чтобы количество остаточного аустенита в сталях со значительным содержанием углерода не было слишком велико и вследствие этого не был низким предел упругости, до минимума ограничивают содержание марганца. Именно поэтому прокаливае-мость таких сталей не наилучшая. Характерным примером для этого служат сталь марки W7 с относительно большим (4%) содержанием вольфрама и подобные ей инструментальные стали (рис. 168). С увеличением содержания вольфрама или ванадия инкубационный период превращения аустенита в области низких температур бейнитных превращений возрастает, однако в целях подавления диффузионных процессов все же требуется большая скорость охлаждения. Такие стали пригодны для комбинированной закалки (сначала охлаждение в воде, а затем в масле). Эти инструментальные стали содержат, кроме цементита, карбидные фазы типа МвбС и МеС, которые не растворяются при обычной для закалки температуре 840—880° С. Наличие карбидов наряду с высокоуглеродистым мартенситом придает таким сталям чрезвычайно вы< сокую твердость и износостойкость. Они не склонны к крупнозерни-стости. Следствием наличия карбидов вольфрама и ванадия является также и то, что их устойчивость против отпуска выше, чем у нелегированных или легированных только хромом инструментальных сталей (рис. 169). Вследствие большой твердости их вязкость и предел прочности при изгибе небольшие (о в= 1600-4-2000 Н/мм ). Чем больше содержание вольфрама, тем более хрупкой становится сталь, поэтому наиболее благоприятным является содержание 3— 4% W, В целях уменьшения графитообразования эти стали легируют еще и хромом. [c.178]

В ванадиевых быстрорежущих сталях содержится обычно 2— 4%, а иногда и 5% V (см. табл. 43). В случае увеличения содержания ванадия растет количество карбидов МеС довольно высокой твердости и износостойкости (см. табл. 80) и уменьшается процентное отношение карбидов Ме О, в структуре материала. При нагреве Ёыше критиче№ой точки Л, значительная часть ванадия (1,5—2%) растворяется в твердом растворе, поэтому происходящий при отпуске лроцесс дисперсионного твердения здесь протекает намного интенсивнее, чем у прочих сталей (см. рис. 192). Для сталей с большим содержанием ванадия необходимо увеличение содержания углерода, так как каждый процент ванадия связывает 0,19—0,22% содержащегося в ста. углерода. Это больше, чем связывают вольфрам, молибден и хром. У быстрорежущих сталей с повышенным содержанием ванадия и углерода продолжает возрастать значение максимальной твердости. С увеличением содержания ванадия в быстрорежущей стали возрастают и предел текучести при сжатии (см. раздел 2.1.2), предел упругости, теплостойкость (см. табл. 91) и максимальная температура, при которой сохраняется данная твердость ( S hr go см. выше), и довольно сильно возрастает износостойкость (см. таВл. 13 и рис. 42), и, следовательно, можно достичь еще большей скорости резания (см. раздел 2.1.6). Теплостойкость имеет тем большее значение, чем большее количество ванадия растворяется в карбидной фазе Ме С, т. е. в твердом растворе. Это чаще всего происходит в быстрорежущих сталях, содержащих 12—14 % W (например, в сталях типа 12—1—4 и 14—0—4). [c.229]

Изменение содержания легирующих элементов (кобальта, кремния, нитридообразующих ванадия, ниобия, азота) сопровождается изменением количества е-мартенсита в исходной структуре от 65 до 95%, при этом состав остается двухфазным. Таким образом создалась возможность проанализировать влияние количества е-мартенсита и упрочняющей карбидной фазы на механические свойства (ё + y)-сплавов. [c.270]

При частичной замене никеля марганцем получение стабильной аустенитной структуры облегчается, но даже при малом содержании никеля и сравнительно низких температурах появляется б-феррит, что отрицательно влияет на жаропрочность. Промышленные хромомарганцевые стали кроме элементов-аустенизаторов содержат титан или ниобий, улучшающие стойкость против интеркристал-литной коррозии, молибден и ванадий, упрочняющие через твердый раствор и карбидную фазу [1]. Высокая прочность в аустенитных сталях достигается за счет выделения карбидов и карбонитридов. Стали на основе хромомарганцевого аустенита можно рекомендовать как жаропрочный материал для сравнительно непродолжительных сроков работ. [c.293]

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]

При вырубке с умеренными удельными нагрузками лучшая стойкость у штампов небольших габаритов (до 30—40 мм) из сталей с содержанием 12 % Сг, имеющих больше карбидной фазы. Прн вырубке с большими ударными нагрузками более высокая стойкость у крупных штампов с рабочими частями из стали Х6Ф4М, характеризуемой пониженной шлифуемостью из-за наличия карбидов ванадия (МС). Рабочие части штампа из стали Х6Ф4М следует шлифовать кубическим нитридом бора. [c.455]

Фазовый состав в отожженном состоянии представляет собой легированный феррит и сложные карбиды М С, M.jg g, МС и карбиды цементитного типа. Основным карбидом быстрорежущей стали Р18, Р12 и Р9 является сложный карбид вольфрама FejWa , в котором растворен ванадий. В феррите растворена большая часть хрома почти весь вольфрам и ванадий находятся в карбидах. Количество карбидной фазы в стали Р18 достигает 25—30%. [c.309]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...