Молибден Карбидная фаза

Ниобий и тантал обычно легируют в больших количествах молибденом, титаном, вольфрамом и другими преимущественно тугоплавкими металлами. Молибден легируют вольфрамом и в небольших количествах титаном и цирконием, которые являются более сильными карбидообразователями, чем молибден (вольфрам), и образуют вторичную карбидную фазу с малым количеством вводимого углерода (сотые доли процента). Эта фаза при выделении сильно упрочняет сплав. [c.529]

Исследования белых чугунов с содержанием 0,09—1,21% Мо показали, что молибден полностью сосредотачивается в карбидной фазе в феррите он не обнаружен. Износостойкость серого чугуна при введении 1,5% Мо увеличивается в 16 раз. [c.74]

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]

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]

Обеднение твердого раствора молибденом, выпадение и коагуляция карбидных фаз ведут к разупрочнению ферритной матрицы и снижению длительной прочности. [c.45]

Обеднение молибденом твердого раствора в связи с переходом в карбидную фазу вызывает снижение жаропрочных свойств стали, В связи с этим предельно допустимым считается переход в карбиды не более 50 % молибдена (также до 50 % хрома) [8]. Изменение и перераспределение карбидных фаз с одновременным резким снижением количества цементита МзС при ползучести установлено по результатам фазового анализа карбидных осадков [6, 7]. [c.16]

Такие элементы, как молибден и вольфрам, снижают скорость диффузии углерода в аустените. Следовательно, эти элементы, с одной стороны, тормозят перераспределение углерода, а с другой — замедляя его диффузионную подвижность, тормозят образование карбидной фазы. [c.10]

Рассмотрим полученные авторами результаты исследований структуры и фазового состава литых сплавов систем ниобий— цирконий—углерод, ниобий—гафний—углерод и ниобий—молибден—цирконий—углерод. Исследованы сплавы, содержащие от 1 до 36 мае. % циркония и от 0,02 до —4,5 мае. % углерода (при соотношении ат. % Zr/ат. % С 1 для большинства составов) и аналогичные сплавы с гафнием. Показано, что при содержании в сплаве углерода 0,03 мае. % и выше формируется гетерофазная структура, состоящая из твердого раствора и карбидной фазы. Количество, форма, размер и распределение по зерну выделившейся фазы меняется в зависимости от содержания углерода. [c.182]

Влияние термической обработки на структуру и свойства лит ых сплавов. Исследования процессов распада твердых растворов сплавов ниобий — цирконий (гафний) — углерод с 1—2 мол. % карбидной фазы, попадающих в тройную область на диаграмме состояния, а также подобных систем, дополнительно легированных вольфрамом и молибденом [19, 51, 58—62], показали, что в этих сплавах окончательная структура после термической обработки определяется реакцией выделения двойной системы ниобий — углерод. В разбавленных двойных сплавах ниобий — углерод главным образом обнаруживаются два карбида Nb- , имеющий две модификации а и р с параметрами а = 3,128 А, с = 4,974 А, различающиеся по характеру распределения углерода в ГПУ кристаллической решетке, и ГЦК-Nb . [c.188]

Сплавы на основе никеля весьма чувствительны к присутствию некоторых примесей, являющихся непосредственной причиной или способствующих развитию процессов межкристаллитной коррозии. Прежде всего необходимо резко ограничивать содержание в них углерода, поскольку образование карбидной фазы является основной причиной обеднения приграничных областей по молибдену и хрому, входящих в состав карбидов. Современные никелевые сплавы содержат углерод в количестве не более 0,006—0,015%. [c.181]

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]

Хром способствует получению более устойчивой карбидной фазы, препятствует диффузии углерода в твердом растворе и, таким образом, затрудняет коагуляцию карбидов. Хром несколько повышает длительную прочность хромомолибденовых сталей, но в меньшей степени, чем молибден. [c.70]

Присутствующие в стали хром, молибден, вольфрам, ванадий и другие элементы находятся преимущественно в карбидной фазе и в меньшей степени растворены в феррите. Марганец — тоже карбидообразующий элемент, однако сродство его с углеродом значительно меньше, чем других элементов этой группы. Поэтому в тех случаях, когда в стали наряду с марганцем присутствует другой карбидообразующий элемент, например хром, марганец преимущественно растворяется в феррите. [c.265]

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]

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]

Связкой в случае режущего твердого сплава служат никель (угол смачивания им карбида титана 30°С) или сплав системы Ni-Mo, который благодаря присутствию молибдена полностью смачивает карбид титана (угол смачивания 0°) и обеспечивает формирование мелкозернистой структуры спеченного материала. При наличии в связке молибдена необходимо учитывать образование при спекании двойного карбида (Ti,Mo) и появление "кольцевой структуры у зерен карбидной фазы [сердцевина из Ti ,a периферийная часть из (Ti, Мо)С с небольшим количеством никеля]. Молибден может быть введен в виде порошка металла, простого (МОдС) или двойного [(Ti, Мо)С] карбидов, что практически не влияет на структуру, физические и механические свойства получаемого твердого сплава. Смесь компонентов готовят интенсивным мокрым размолом [отношение массы шаров к массе шихты (6 10) 1, продолжительность измельчения 80-90ч]. ГТри прессовании такая смесь с размером частиц 0,3 - 0,5 мкм склонна к перепрессовке и требует особой осторожности, например максимально возможного уменьшения скорости приложения нагрузки. Спекание проводят в вакууме (остаточное давление 66,5-133 Па) при 1300-1350°С (в системе Ti -Ni-Mo эвтектика плавится при 1280°С) и выдержке 0,5 - 1 ч. Остаточная пористость составляет 0,1 - 0,2 % [c.122]

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]

Введение молибдена в сплавы системы Ti —Ni способствует уменьшению величины краевого угла смачивания до О ° и позволяет получить более мелкозернистую структуру сплава. Молибден в процессе спекания диффундирует из связки к границам карбидного зерна и замещает часть атомов титана с образованием твердого раствора Ti -Moi . Таким образом формируется так называемая кольцевая структура карбидная фаза представляет собой сердцевину из карбида титана и внешнюю зону, состоящую из твердого раствора Ti -Moi с небольшим количеством никеля (содержание никеля не превьпиает в карбидной фазе 0,5%) (рис. 31) [92]. [c.64]

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]

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]

Как показали исследования, проведенные в работе 1501, эффект, достигаемый многоступенчатой термической обработкой для деформированных сплавов на никелевой основе, объясняется регулированием выделения упрочняющей фазы 511з (Т1А1), ее дисперсности и характера распределения. Неравновесность кристаллизации металла шва и многокомпонентность системы легирования способствует образованию химической неоднородности за счет ликвации и появлению участков, обогащенных легирующими элементами. Это приводит к неравномерному распределению фаз, выпадающих в процессе термической обработки или эксплуатации при высоких температурах. В исходном состоянии после сварки сложнолегированного шва на никелевой основе, легированного молибденом, вольфрамом, титаном и алюминием, интер металл идные и карбидные фазы выделяются крупными фракциями по границам зерен. В поле зерна распределение фаз крайне неравномерно. Обогащенные фазами и примесями границы в этом состоянии обладают при высоких температурах пониженной деформационной способностью, и трещина, зародившаяся под нагрузкой по границе зерна, интенсивно далее по ней развивается. Эгому способствует также кристаллизационная ориентированность кристаллитов сварного шва и значительная протяженность прямых участков границы зерна. Аустенитизирующая термическая обработка ликвидирует ориентационную направленность структуры, зерна в результате ее проведения становятся равноосными. При этом проходит также перераспределение легирующих элементов и диффузионное рассасывание ликвационных участков. Последующее ступенчатое старение способствует более равномерному распределению фаз в матрице. Границы зерен становятся более тонкими (чистыми), чем у металла шва в исходном после сварки состоянии. Это приводит и к изменению характера деформации при длительном разрыве за счет включения в нее не только границ, но и тела зерна. Зародившиеся трещины при этом локализуются и имеют округлую форму, что обеспечивает высокую пластичность при длительном нагружении. [c.246]

В процессе эксплуатации в низколегированных сталях протекают следующие изменения в структуре возрастает размер блоков укруп няются карбиды типа Afe и образуются новые карбидные фазы (типа Mesa e и Afej ), приграничные области становятся более свободными от карбидов твердый раствор обедняется легирующими элементами, особенно молибденом Эти процессы приводят к разупрочнению сталей, в частности снижается временное сопротивление, предел текучести и твердость В табл 36 приведены данные об основных низколегирован ных теплоустойчивых сталях регламентированных ГОСТ 20072—74 [c.304]

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]

Другая причина существенного повьшения прокаливаемости стали при введении молибдена — большая легированность твердого раствора хромом (вследствие перехода части его из карбидов под действием молибдена). Выше отмечалось, что хром весьма эф ктйвно тормозит распад переохлажденного аустенита как в перлитной, так и в промежуточной областях, в то время как молибден эффективно тормозит распад аустенита в перлитной области. Поэтому переход некоторой части хрома из карбидной фазы в твердый раствор. дополнительно повысил устойчивость переохлажденного аустенита в перлитной и промежуточной областях, т. е. прокаливаемость стали. [c.41]

В сплаве никеля с 26—29 % Мо и 0,03 % С развитие межкристаллитной коррозии после отпуска при 600—900 °С обусловлено выделением в данном интервале температур по границам зерен карбидов типа Мха С (NieMoeQ. Карбидные фазы содержат большее количество молибдена (4—56 %), чем твердый раствор (25—29 %), и благодаря этому обладают более высокой коррозионной стойкостью в средах восстановительного характера. В этой связи возникновение межкристаллитной коррозии в Ni—Мо-сплавах после отпуска при 600—800 °С связывают с преимущественным растворением зон обедненных молибденом (рис. 3.0J0). [c.176]

Однако применение сталей, легированных хромом, молибденом и другими дорогостоящими компонентами, не всегда приемлемо как по техническим причинам, например, из-за отсутствия поковок необходимых размеров из стали необходимого легирования, так и вследствие существенногй црвышения стоимости сосудов и трубопроводов высокого давления. В таких случаях защиту стали от водородной коррозии можно осуществить другим способом. Сущность его состоит в уменьшении давления водорода в зоне его контакта со сталью при сохранении давления водорода в газовой фазе в соответствии с заданным технологическим процессом. Давление водорода на границе контакта с металлом уменьшается до такого значения, при котором количество водорода, растворенного в стали, недостаточно для протекания реакции гидрогенизации карбидной фазы углеродистой или низколегированной стали. [c.818]

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]

В сталях, содержащих 1—1,5% С, при добавлении 12% Сг образуются карбиды Me , а при более высоком содержании хрома— карбиды Ме7Сз+Ме2зСб (см. рис. 68). Молибден и вольфрам способствуют образованию карбидов МегзСв. Увеличение содержания углерода способствует появлению карбидных фаз цементитного типа и увеличивает количество карбидов в инструментальных сталях, подвергшихся отпуску (табл. 61). Твердость карбидов Me з и МеС и износостойкость этих сталей существенно больше (см. раздел 2.1.1.), чем доэвтектоидных сталей (даже при меньших температурах нагрева) вследствие высокого содержания карбидов. Однако содержание углерода В мартенсите значительно меньше. Большей износостойкостью обладают главным образом те инструментальные стали, содержание углерода в которых составляет более 2% и имеются [c.187]

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]

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]

Таким образом, образующаяся в исследованных сплавах ниобий — цирконий— углерод и ниабий — молибден — цирконий — углерод карбидная фаза способствует формированию аксиальной текстуры <110> при гидроэкструзии. Известно, что осевая текс-. тура<110>, как с точки зрения расположения главных плоскостей скольжения (ПО), так и с точки зрения ориентации плоскостей скола в ОЦК ниобии — <1Ю>, является весьма выгодной для протекания пластической деформации вдоль оси прутка [131]. Это подтверждается результатами исследования пластичности монокристаллов ОЦК молибдена в зависимости от ориентации при растяжении [87]. Показано [87], что при ориентации оси растяжения в области <012>—<011>--<111> <112> стереографического треугольника эти монокристаллы высокопластичны. [c.202]

Сохранение текстуры гидроэкструзии <110> после полного рекри-сталл изационного отжига наблюдали также на чистом молибдене 181]. В обзоре [91] приведены аналогичные результаты по другим металлам. Наличие дисперсных выделений в алюминии способствует сохранению текстуры прокатки вплоть до завершения процесса рекристаллизации. Присутствие в вольфрамовой проволок1е до 2% ThOg также приводит к развитию текстуры рекристаллизации типа <1 Ю> при нагреве вплоть до 2200 °С. Таким образом, формирующаяся при деформации под высоким давлением текстура <110> оказывается термически устойчивой, видимо, из-за трудности развития кубической текстуры рекристаллизации в сплавах с дисперсной карбидной фазой. Это является немаловажным фактором [c.205]

Все рассмотренные сплавы относятся к группе дисперсионно-твердеющих, т. е. содержание карбидной фазы в них ниже предельной растворимости ее в молибдене в квазибинарной системе Мо—Meiv . Есть сведения о получении металлургическим методом молибденовых сплавов с значительно более высоким содержанием Zr и Ti [65]. [c.290]

На молибдене и вольфраме при всех условиях карбидизации были получены диффузионные слои, состоящие соответственно из фаз МозС и Wa (внутренней) и W (внешней). Толщина слоя Wj возрастала с увеличением времени и температуры карбидизации, в то время как толщина слоя W изменялась мало и находилась в пределах 5—10 мкм. Граница между слоем Wj С(МозС) и W (Мо) имеет вид четкой, относительно ровной линии. Такая форма границы между карбидной фазой и металлом является, по-видимому, одной из причин невысокой прочности сцепления карбидных покрытий с металлической основой (отметим, что прочность сцепления боридных покрытий, имеющих неровную, зигзагообразную границу с этими же металлами, значительно выше). Кроме того, слабое сцепление обусловливается также значительной разницей в удельных объемах (отношение Пиллинга— Бедвортса) и коэффициентах термического расширения вольфрама и молибдена, с одной стороны, и карбидов Wa и Moj — с другой. [c.136]

Специальные элементы, увеличивающие дисперсность карбидной фазы (молибден, ванадий), значительно упрочняют сталь после высокого отпуска. Кремний, марганец и никель, существенно упрочняющие феррит и слабо влияющие ва степень измельчения карбидной фазы, занимают промежуточное положение. Кобальт практически не оказывает влияния ва прочность высо-отпущенной стали. [c.274]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...