Титан-Карбидная фаза

Титан — Карбидная фаза 3 — 335 [c.301]

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]

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]

Выделение карбидных фаз (карбидов хрома) наиболее часто приводит к появлению межкристаллитной коррозии. На стойкость стали к межкристаллитной коррозии влияют углерод, азот, хром и никель. Минимальное содержание углерода, не вызывающее склонности к МКК и позволяющее проводить сварку на достаточно больших сечениях, принимают равным 0,03 7о- Для устранения склонности к МКК при более высоком содержании углерода в состав сталей вводят сильные карбидообразователи — титан или ниобий. Азот может снижать склонность аустенитных сталей к МКК, что связывают с воздействием его на снижение активности углерода [100, 161]. При повышении содержания хрома растворимость углерода уменьшается, что должно облегчать выделение карбидов. Однако повышение концентрации хрома в аустените снижает склонность стали к межкристаллитной коррозии. Это можно объяснить тем, что при более высокой концентрации хрома, зоны вокруг выделившихся карбидов в меньшей степени обедняются хромом и поэтому являются более коррозионностойкими. Никель, уменьшая растворимость углерода в аустените,. повышает склонность стали к МКК. Более подробно процесс межкристаллитной коррозии рассмотрен в гл. IV. [c.179]

В зависимости от состава карбидной фазы и связки обозначение твердых сплавов включает буквы, характеризующие карбидообразующие элементы (В - вольфрам, Т - титан, вторая буква Т - тантал) и связку (буква К - кобальт). Массовая доля карбидообразующих элементов в однокарбидных сплавах, содержащих только карбид вольфрама, определяется разностью между 100% и массовой долей связки (цифра после буквы К), [c.34]

Введение в среднеуглеродистую сталь легирующих элементов, таких, как хром, титан, ванадий и. молибден, даже в сравнительно небольших количествах, способствует повышению релаксационной стойкости (рис. 5). Особенно эффективно влияние молибдена. Это обусловливается, повидимому, тем, что молибден упрочняет твердый раствор, делает его, а также и карбидную фазу, более стабильной и способствует повышению температуры рекристаллизации. [c.44]

По этой же методике исследовали взаимодействие переходных металлов (П, N5 и Мо) с графи гом марки МГ-1 [10]. В решетке графита атомы углерода связаны полуторными ковалентными связями. Благодаря такому типу связи графит имеет относительно высокую электропроводность вдоль слоев. Силы связи между слоями относятся к силам типа Ван дер Ваальса. При химическом взаимодействии углерода с молибденом, ниобием или титаном, имеющими незаполненную -электронную оболочку, углерод проявляет себя как металл, отдавая часть внешних электронов в ( -полосу карбидной фазы. При этом углерод положительно ионизуется, образуя ион малого радиуса (- 0,2 А) по сравнению с ионным радиусом этих металлов. [c.151]

Аустенитные стали, упрочняемые термической обработкой, применяются в состоянии закалки (нормализации) с последующей стабилизацией. Их упрочнение создается благодаря выделению карбидных, карбонитридных и особенно интерметаллидных фаз. Способность к старению обусловлена введением таких элементов, как титан, ниобий и алюминий в количествах, превышающих предел растворимости. Жаропрочность этих сталей заметно выше, чем у гомогенных сталей, и при рациональном легировании они могут длительно работать под напряжением до 700° С. [c.210]

Первичная структура, т. е. структура металла шва, возникшая при затвердевании сварочной ванночки, в зависимости от химического состава и условий первичной кристаллизации жидкого металла может быть однофазной (аустенитной) или двухфазной. Типичная однофазная структура сварного шва аустенит-лой стали и аустенитного сплава показана на рис. 22, а и б. Сварной шов может иметь двухфазную первичную структуру следуюш,их типов аустенитно-ферритную (рис. 22, в) или фер-ритно-аустенитную (рис, 22, г), представляюш,ую собой смесь кристаллов аустенита у и первичного феррита б аустенитно-карбид-ную (рис. 22, д), представляющую собой аустенит и первичные карбиды к эвтектического (ледебуритного) происхождения аустенитно-эвтектическую с эвтектической составляющей не карбидного характера. Появление эвтектической фазы Э может быть вызвано серой, фосфором (рис. 22, ж), кремнием, цирконием, ниобием, титаном, бором (рис. 22, в) и другими легирующими элементами, которые способны образовывать эвтектику с основными составляющими шва (железом, никелем, хромом) или друг с другом. Сварные швы могут иметь и более сложную, например т р е х -фазную, первичную структуру у + S + Э. [c.98]

При исследовании биметалла титан—сталь Ст.З с подслоем ниобия на границе ниобия со сталью, после отжига в течение 5 мин, при температуре ПОО—И50° С также наблюдается яркая светлая оторочка, которую можно связать с образованием карбида ниобия. Образование твердых карбидных и интерметаллических фаз в переходной зоне биметаллов приводит к ее охрупчиванию и при испытании обусловливает хрупкий характер разрушения биметалла по переходной зоне. [c.44]

Азот значительно охрупчивает титан сплавы с>0,05 /о N не имеют практического применения. Кислород при содержании до 0,5 % не ухудшает пластичности технического титана, однако для титановых сплавов кислород следует считать вредной примесью. Углерод — слабый упрочнитель, но при содержании >0,2 % появляется хрупкая карбидная фаза. Водород считают наиболее вредной примесью, так как он вызывает хрупкость [1]. Сера также понижает пластичность. [c.85]

По сравнению с хромистыми сталями при дополнительном леги-)овании титаном происходит сдвиг в карбидных фазах в сторону )бразования кубического карбида хрома, содержащего меньше уг-1ерода по сравнению с гексагональным карбидом. Такое смещение фоцесса карбидообразования можно было бы объяснить недостат-сом углерода в сплаве, но оно происходит в условиях его 1збытка. [c.107]

В работе исследовано образование двойных карбидных фаз МхСу на границе контакта металлического расплава, содержащего титан, марганец, с природными и синтетическими алмазами. Предложено уравнение для кинетики карбидообра-зования, рассчитаны энергии активации этого процесса. Библиогр. 2. [c.226]

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]

Исследованию системы титан—углерод посвящено много работ [1—4]. На рис. 10 приведена диаграмма состояния этой системы. Присутствие углерода в титане повышает температуру а (3-превращения титана с 882 до 920 °С. Растворимость углерода в -титане максимальна при температуре 1750 °С и уменьшается с понижением температуры. Долгое время считалось, что в системе существует только одна карбидная фаза — монокарбид титана с кубической гранецентрированной решеткой. В работу [55] обнаружена упорядоченная б-фаза пространственной группы R3m-, а = 0,6115 нм с = 1,49 нм г = 3, отвечающая формуле Tig s (Ti o 62s)- Упорядоченное расположение атомов углерода наблюдается после медленного охлаждения карбида титана с содержанием связанного углерода 33—34 % (атомн.). Упорядоченное расположение [c.37]

Хлор, выделившийся при диссоциации, взаимодействует с порошком титана, образуя хлориды титана. С помощью хлоридов титан доставляется к нагретой поверхности стали, где происходит образование карбида титана. Основным источником углерода, требуемого для образования и роста карбидной фазы, служит образовавшийся ранее науглероженный поверхностный слой. После образования на поверхности стали тончайшего слоя Ti дальнейший его рост происходит и за счет прямого осаждения покрытия из газовой фазы. [c.154]

Деформируемые сплавы вроде Jetalloy-1650 или СМ-7, упрочняемые г.п.у. фазами в виде упорядоченных когерентных выделений типа (Со,Н1)зТ1, обычно содержат кроме того не большое количество богатых титаном карбидных выделений типа МС. Было показано [18], что в сплаве СМ-7 равномерные дисперсные выделения упорядоченной фазы Соз(Т1,А1) можно создать путем обработки сплава на твердый раствор [c.196]

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]

Легирующие элементы, как правило, уменьшают растворимость углерода в аустените (рис. 23) [26]. В связи с этим стимулируется образование новой фазы— легированного цементита или карбидов легирующих элементов при этом карбидообразующие элементы (преимущественно хром, марганец, титан) кониентрируются в карбидной фазе, а содержание их в аустените резко снижается (рис. 24). Поэтому в периферийной зоне слоя, на глубине до 0,2 мм от поверхности, значительно уменьшается прокаливаемость и при закалке изделий в масле на поверхности образуются немартенситные структуры, о чем свидетельствует уменьшение концентрации углерода в твердом растворе после закалки до 0,3%. В результате этого, показатели прочности понижаются и особенно сопротивление усталости при изгибе (с 80 до 60 кгс/см ). Для наиболее распространенных цементуемых сталей, легированных хромом, марганцем, титаном, обеднение аусте-нита карбидообразующими элементами и соответственно снижение прокаливае-мости слоя наблюдается уже при концентрации углерода в слое выше 0,80%. [c.310]

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]

В соответствии с коррозионной стойкостью карбидных фаз наиболее низкой сопротивляемостью межкристаллитной коррозии ножевого типа обладают стали, стабилизированные титаном, затем следуют стали с добавками ниобия однако полной стойкости к этому виду коррозии можно добиваться только в результате существенного снижения углерода в стали, как начальной причины образования любых карбидов. Этот вывод подтверждается многолетней практикой эксплуатации в сильноокислительных средах сталей 10Х18Н10Т, 10Х18Н10Б и 03Х18Н11 [10, 12]. [c.15]

В стабилизированных титаном или ниобием хромош келевых сталях упомянутая схема может быть реализована только после нагревов, которые приводят к достаточно полному растворению карбидных фаз и переходу углерода в -твердый раствор, что наблюдается при температурах 1200° С и выше, и достаточно быстрого ох- [c.69]

В Институте титаиа под руководством Р. К. Огнева [130, с. 83] разработан процесс карбидизации из титана в псевдоожиженном слое сыпучих материалов, что обеспечивает создание на поверхности титана равномерного упрочняющего слоя на основе углерода. Использование кипящего слоя позволяет обрабатывать изделия сложной конфигурации, та как при этом обеспечивается равномерный доступ газа ко всей поверхности изделия. Засыпкой, приводимой в псевдоожижен-ное состояние, служили кварцевая крупка, речной песок, графитовая крупка фракции —0,63+0,20 мм. После разогрева в печи реактора с засыпкой до заданной температуры подается реакционный газ (пропан-бутан, смесь пропана-бутана с аргоном). Поверхность металла насыщается углеродом, образующимся при разложении реакционного газа. Отложение пиролизного углерода на поверхности обрабатываемого металла отсутствует благодаря шлифующему действию псевдо-ожиженного слоя. Поэтому масса образца возрастает только за счет элементов, диффундирующих в титан (рис. 27). Скорость насыщения титана достаточно велика и составляет величину порядка 0,03—0,05 мг/ /(см -мин) в начале процесса и 0,01—0,02 мг/(см2-мин) через 3 ч. При этом титан гидрируется, одновременно насыщаясь углеродом. Для эвакуации водорода из титана и проявлепня карбидных фаз изделия отжигают в вакууме 1 10 2 мм рт. ст. при температуре 900—1000°С [c.95]

Основу износоустойчивой карбидной фазы большинства этих сплавов составляют карбиды хрома. В стеллитах карбидная фаза дополнительно легирована вольфрамом, а в электродных сплавах — титаном и марганцем. Вокар представляет собой зернообразный карбид вольфрама. [c.820]

Упрочняюш ее действие титана, а также ванадия и алюминия в значительной степени объясняется увеличением объемной доли карбидной фазы. Авторы [30, 51, 151] считают, что титан и алюминий, образуя твердые растворы внедрения, приводят к искажению кристаллической решетки. При содержании титана от 0,10 до 0,16 % обеспечиваются наиболее высокие показатели ударной вязкости металла шва (рис. 4.3, а), однако при легировании через электродное покрытие столь узкий диапазон содержания титана в шве трудно обеспечить. [c.109]

В зависимости от состава карбидной фазы и связки обозначение твердых сплавов включает буквы, характеризующие карбидообразующие элементы (В — вольфрам, Т — титан, вторая буква Т — тантал) и связку (буква К — кобальт). Массовая доля карбидообразующих элементов в однокарбидных сплавах, содержащих только карбид вольфрама, определяется разностью между 100 % и массовой долей связки (цифра после буквы К), например, сплав ВК4 содержит 4 % кобальта и 96 % УС. В двухкарбидных С -Ь + ТЮ сплавах цифровой после буквы карбидообразующего элемента определяется массовая доля карбидов этого элемента, следующая цифра — массовая доля связки, остальное — массовая доля карбида вольфрама (например, сплав Т5КЮ содержит 5 % Т1С, 10 % Со и 85 % ШС). [c.93]

Находясь в высокотемпературной зоне,расплавленные частицы титана, образующиеся в результате разрушения электродов, взаимодействуют с компонентами диэлектрической среды, образуя Ti . Состав карбидного продукта определяется презкде всего энергией единичного импульса искрового разряда и элементным составом диэлектрической среды. При малых энергиях (до 0,01 Дж) продукт однофазен и состоит из Ti , а с увеличением энергии в продукте появляется еще одна фаза -титан, не прореагирующий с углеродом диэлектрической среды [45]. [c.33]

Коалесценция карбидных частиц при термоциклирова-нии сплава ЖС6-К сопровождалась образованием пограничных выделений. Количество упрочняющей Y -фазы по мере термоциклирования уменьшалось. Изменялась и форма кристаллов кубические в исходном состоянии кристаллы v -фазы во время термоциклирования приобретали глобулярную и пластиночную формы, чему сопутствовало интенсивное погрубение структуры. Особенно легко крупные кристаллы упрочняющей фазы возникали на границах зерен твердого раствора. Заметна и тенденция к удалению из у -фазы никеля, алюминия, хрома и обогащение титаном и кобальтом. Как и в сплаве ВЖЛ-8, структурные изменения при термоциклировании сплава ЖС6-К приводили к разупрочнению. [c.80]

Аустенитные стали (12Х18Н9Т, 45Х14Н14В2М, 10Х11Н20ТЗР) содержат около 0,1 % углерода и легированы хромом и никелем. Содержание хрома и никеля выбирают такое, чтобы получить устойчивый аустенит, не склонный к фазовым превращениям. Такие элементы, как молибден, ниобий, титан, алюминий, вольфрам и др., вводят в сталь для повышения жаропрочности, так как они образуют карбидные и интерметаллидные фазы-упрочнители. В результате закалки с 1050...1200 °С получают высоколегированный твердый раствор. В процессе старения при 600...800 °С происходит вьщеление из аустенита мелкодисперсных фаз, упрочняющих сталь, благодаря чему увеличивается сопротивление ползучести. Эти стали применяются для изготовления деталей, работающих при температуре 500...700 °С (например, клапаны двигателей, лопатки газовых турбин и т. д.). [c.99]

По мере повышения температуры карбидизации (1100—1300° С) возрастает твердость слоев, уменьшается их плотность и сплошность, увеличивается общая пористость, ухудшается прочность сцепления с основой, растет хрупкость. Микротвердость слоя Ti , полученного при температуре 1200° С, была равна 1820— 2000 кПмм , слоя Zr 1600—1800 кПмм , а при температуре 1300° С соответственно 2600—2700 и 2500—2650 кПмм . Такое резкое увеличение микротвердости карбидных слоев на титане и цирконии с повышением температуры карбидизации было отмечено также в работе [137] и может быть объяснено увеличением содержания углерода в фазах Т1С и Zr с ростом температуры, что, как известно, сопровождается повышением твердости этих фаз. [c.136]

Титан в жаропрочных сталях с карбидным упрочнением, вводимый в количестве до 0,5%, повышает длительную прочность [93]. При избытке титана против стехиометрического соотношения Т1С углерод оказывается полностью связанным в прочный карбид титана и сталь приобретает нечувствительность к межкристаллитной коррозии. В аустенитных сталях и сплавах с интерметаллоидным упрочнением титан совместно с алюминием оказывает сильное упрочняющее действие за счет образования дисперсной у -фазы типа К1з(А1, Т1). Титан обладает большим сродством к кислороду. Поэтому для его введения в шов требуется применять специальные металлургические меры против активного окисления. [c.94]

В зависимости от условий обработки в закаленных сталях наблюдаются следующие превращения образование мартенсита (а -фа-зы) при холодном пластическом деформировании ниже температуры точки Мд фис. 1.3.20) или при охлаждении ниже температуры точки Мц вьщеление карбидов из пересыщенного углеродом аустенита при 450-750 °С карбидные превращения, связанные с образованием карбидов типа МС вместо карбида хрома М23С6, если сталь содержит активные карбидообразующие элементы - титан или ниобий образование хрупкой а-фазы при 500-800 °С [c.238]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...