Сплавы Fe—С— Диаграмма состояни

Сплавы Fe—С— Диаграмма состояния 360 [c.526]

Чугуном называют железоуглеродистые сплавы (содержащие также то или иное количество примесей и легирующих элементов), затвердевающие с образованием эвтектики. Следовательно, в отличие от стали, чугун не может приобрести однофазное строение (например, аустенитное) при термической обработке. Согласно диаграмме состояния сплавов Fe—С (рис. 1), область чугуна охватывает сплавы, содержащие свыше 2,11% С. [c.7]

Структура серого (литейного) чугуна состоит из металлической основы с вкрапленным в нее графитом пластинчатой формы. Такая структура образуется непосредственно при кристаллизации чугуна в отливке в соответствии с диаграммой состояния системы Fe — С (стабильной). Причем чем больше углерода и кремния в сплаве и чем ниже скорость его охлаждения, тем выше вероятность кристаллизации по этой диаграмме с образованием графитной эвтектики. При низком содержании углерода и кремния чугун модифицируют небольшими дозами некоторых элементов (например, алюминия, кальция, церия). [c.189]

Диаграмма состояния графитной системы. В технических сплавах Fe—С, чугунах, содержащих значительное количество кремния, углерод, выделяется из жидкого сплава и из аустенита в форме графита. [c.129]

Диаграмма состояния сплавов Fe—С (фиг. 77) показана пунктирными линиями сплошные линии на этой диаграмме показывают систему железо — цементит. [c.129]

Фиг. 77. Диаграмма состояния сплавов Fe — С для устойчивой системы.

В соответствии с диаграммой состояния Fe—Сг безуглеродистые с 13 % Сг сплавы имеют ферритную структуру, не претерпевающую полиморфного превращения при нагреве и охлаждении. [c.16]

В последнее время была предложена [2, 3, 4, 7 ] метастабиль-ная диаграмма состояния сплавов Fe—С—Si, которая, в отличие от старых ее вариантов, учитывает существование в этой системе железокремнистого карбида. Так как наличие последнего в структуре может оказать существенное влияние на процесс графитизации, в данной работе была поставлена задача исследовать методом высокотемпературной металлографии структурные и фазовые изменения при графитизирующем отжиге белого чугуна с различным содержанием кремния. [c.48]

Диаграмма состояния системы железо — углерод. Железоуглеродистые сплавы сложны по химическому составу (многокомпонентны) главных компонентов, по существу, два — железо Fe и углерод С, а наличие небольшого количества обычных примесей в сплавах железа с углеродом не влияет существенно на положение критических точек и характер линий диаграммы состояния, поэтому железоуглеродистые сплавы можно с известным приближением рассматривать как двойные сплавы. Уметь читать диаграммы состояния сплавов — значит представить себе, что происходит со сплавом во время его нагрева или охлаждения при каких температурах у сплава данного состава начинается и заканчивается затвердевание (превращение) какая у него после затвердевания (превращения) будет структура из каких зерен будет состоять его структура и в каком количестве эти зерна будут входить в структуру сплава. Все это дает возможность судить о свойствах сплава и выбирать необходимые температурные режимы при термической обработке стали и чугуна. [c.121]

Мп, Ni и др. понижают температуру превращения Fe Fe.,, поэтому диаграммы состояний сплавов железа с этими элементами имеют вид, подобный показанному на фиг. 64, а. [c.74]

В соответствии с диаграммой состояния Fe — С (рис. VH.5) к малоуглеродистым сталям обычно относят сплавы с содержанием углерода до 0,2-н0,25%. [c.338]

Из диаграммы состояния Fe - W видно, что с железом вольфрам образует эвтектику при 33%W, температура плавления ее 1540°С (см. рис. 22). С повышением концентрации вольфрама до 50% температура плавления ферровольфрама медленно повышается до 1640 С, а при большей концентрации тугоплавкость сплава резко возрастает. Стандартный сплав с содержанием вольфрама более 70% имеет температуру плавления выше 2600°С такой сплав в жидком состоянии не заливается. [c.95]

Рис. 266. Диаграмма состояния сплавов Fe—Со (а) и температурная зависимость характеристик пластичности ( 1), 6) и сопротивление деформации (а д) железокобальтового сплава с 68,4 % (б) кобальта. Перед испытаниями гомогенизирующий отжиг при 1050 °С в течение 24 ч

С повышением гидростатического давления наблюдаются сдвиги в положении температуры фазовых переходов. Общая закономерность заключается в том, что с повышением давления облегчаются фазовые превращения, сопровождающиеся уменьшением удельного объема, и затрудняются превращения, сопровождающиеся увеличением удельного объема. Например, в сплавах системы Fe—Сг образование а-фазы происходит при 815 °С с увеличением давления температура а—а-перехода повышается, может изменяться растворимость и даже трансформироваться диаграмма состояния. В частности, диаграмма состояния системы непрерывных твердых растворов может с увеличением давления трансформироваться в диаграмму эвтектического типа, и наоборот. [c.519]

На сечении диаграммы состояния тройной системы Fe—Сг—Ni при 1100 "С (рис 304) этим сплавам соответствуют двухфазные области a -fv (основа никель или железо-f никель) и a-fv (основа железо), где а -фаза с о. ц. к. решеткой обогащена хромом. При более высоких температурах эти сплавы являются однофазными а (о, ц. к.) в сплавах на основе железа и у (г. ц. к.) в сплавах с высоким содержанием никеля. [c.577]

Рис. 78. Зависимости периодов решетки сплавов Fe—Si—А1 от массовой доли А вдоль сечений на тройной диаграмме состояния с постоянным содержанием S1 после отжига при 1000 °С и медленного охлаждения

Рис. 1. Диаграмма состояния сплавов системы Fe - Сг - С

На рис. 5 показана зависимость твердости образцов из стали XI7, предварительно отожженных при 730 °С в течение 1 ч, а затем охлажденных на воздухе, от содержания в ней С и режимов термообработки. Видно, что наибольшая твердость достигается после закалки с 1000 °С (при 0,035 % С НВ 180, а при 0,08 % С НВ 250). При увеличении температуры закалки твердость стали снижается. Последнее, как следует из диаграммы состояния сплавов системы Fe- r- (см. рис.1), связано со значительным возрастанием количества феррита в структуре. [c.14]

Изоморфные р-стабилизаторы Мо, V, Та, Nb, имеющие, как и Tip, кристаллическую решетку объемно-центрированного куба, неограниченно растворяются в Tip (см. рис. 4,6). Сг, Мп, Fe, Ni, W, Си и другие образуют с ти таном диаграммы состояния с эвтек-тоидным распадом (рис. 4, в). В некоторых сплавах (Ti—Мп, Ti—Сг, Ti—Fej при охлаждении в условиях, отлича- [c.296]

Диаграмма состояния Fe—К не построена. Имеются данные, что сплавы системы Fe—К удалось приготовить, используя К и стружку Fe сплавы получали в бойлере и при нагреве Fe с солями К. [c.504]

Диаграмма состояния Fe—Mg не построена, хотя изучению особенностей взаимодействия этих элементов посвящен ряд работ [Э, Щ] Отсутствие диаграммы состояния связано, по-видимому, со сложностью получения сплавов для исследования из-за различия в температурах плавления Mg и Fe [X]. Часть диаграммы состояния Fe—Mg приведена на рис. 278 [М]. Установлено эвтектическое равновесие при температуре 649 °С и концентрации Fe в эвтектике 8 10 7о (ат.). [c.509]

Сведения о диаграмме состояния системы Fe—Sr отсутствуют. Приготовление сплавов сопряжено с трудностями, так как температура кипения Sr ниже температуры плавления Fe [X]. В работе 1] сообщается о способе приготовления сплавов из ртутной амальгамы этих металлов, при котором ртуть удаляют испарением, а полученную смесь сплавляют. Согласно сведениям, приводимым в работе [X], Sr не растворим в твердом железе. [c.558]

Сплавы системы Fe—Тс изучены методами дифференциального термического [1] и рентгеновского [2] анализов. В работе [1] определены температуры ликвидуса и солидуса и (бРе) - (уРе) превращения в сплавах, богатых Fe, содержащих до 15 % (ат.) Тс. На основании полученных данных была построена часть диаграммы состояния qP температурах выше 1300 °С. Чистота использованного Ре % (по массе), чистота Тс не указана. Легирование Тс слабо влияет на температуру плавления Ре. [c.563]

Сплавы с эвтектоидным превращением. При эвтекто-идном превращении одна твердая фаза во время охлаждения превращается в две новые. Эвтектоидные реакции возможны для многих сплавов (Fe—С, Ti—Сг, Мп—Zr и др.), однако эвтектоидное превращение наиболее полно изучено для системы сплавов железо—углерод. Эвтектоид-ная часть диаграммы состояния Fe—С приведена на рис. 79, б. [c.112]

Термической обработкой стали называют процессы нагрева и охлаждения, проведенные по определенному режиму, для направленного изменения ее структуры с целью получения необходимых эксплуатационных свойств. Возможность влияния термической обработки на структуру и свойства сталей и сплавов определяется вторичной кристаллизацией, которая в соответствии с диаграммой состояния Fe — F j (см. рис. 50) происходит по линиям GS, SE и РК. [c.154]

Структура сплава зависит от содержания углерода, с увеличением концентрации которого растет количество цементита. Железоуглеродистые сплавы принято классифицировать по равновесной структуре в соответствии с диаграммой состояния Fe-Fej . Согласно этой классификации, различают стали доэвтектоидные (0,02...0,8 % С, структура Ф + П) эвтектоидные (0,8 % С, структура — перлит, строение которого можетбьггьпластинчатым или зернистым) заэвтектоидные (8...2,14 % С, структура — П + Ц ). Белые чугуны подразделяют на доэвтектические (2,14...4,3 % С, структура П + Ц + Л) эвтектические (4,3 % С, структура — Л) и заэвтектические (4,3...6,67 % С, структура — Ц, + Л). [c.34]

Структура диффузионных слоев, полученная при цементации железа карбидом вольфрама, согласуется с диаграммой состояния Fe—W [334], [335], а также с диаграммой плавкости сплавов в системе Fe—С—W по данным Такеда [338]. [c.226]

Рнс, К 8. Часть диаграммы состояния Fe—С. Первичная 4<ристалл41зация высокоуглеродистых сплавов [c.171]

Диаграмма состояния сплавов с полной нерастворимостью в твердом еостоянии соответствует двойным сплавам РЬ—Sb, Sn—Zn, Pb— Ag, Bi— d и др. Рассмотрим диаграмму состояния для компонентов /4 и fi и фаз L кристаллов А w В (рис. 4.6). [c.41]

На рис. 1 приведены результаты испытаний на вязкость разрушения в виде диаграмм нагрузка — смещение. Форма полученных кривых свидетельствует о том, что ни один из сплавов не был испытан в действительности в условиях плоской деформации и при нестабильном росте усталостной трещины, на что указывает отсутствие скачков на графиках. Однако испытания образцов стали с 9 % Ni проходили в условиях, близких к плоскодеформированному состоянию, поскольку график зависимости нагрузка — смещение представляет собой почти прямую линию, а полученные значения вязкости разрушения 144- 166 МПа-м /2. В образце сплава Fe—12Ni— 0,25 Ti, обработанном по режиму 4, практически отсутствует нестабильный рост трещины усталости. Заранее выращенная в этом образце усталостная трещина продолжала устойчиво развиваться со значительной пластической деформацией до конца испытания. [c.350]

Углерод, будучи у бразующим элементом, значительно расширяет область стабильности аустенита в сплавах железо — хром. На рис. 58 приведена псевдоби-нарная диаграмма состояний Fe—Сг—Ni—С для разреза с 18% Сг и 8% Ni (по Кривобоку). Из диаграммы видно, что при содержании углерода, обычном для промышленных сталей этого типа, их структура в равновесном состоянии состоит из аустепита, а-фазы и карбидов [c.150]

Диаграмма состояния Си—Fe (рис. 132) построена в работе [1] но данным калориметрического анализа и термодинамического расчет. Для получения сплавов использовали Fe чистотой 99,96 % (по массс и Си чистотой 99,98 % (по массе). Приведенные результаты согласуются с данными работ [2, 3], в которых определены температур ликвидуса и солидуса системы методом термического анализа, и данными работы [4] по определению границ растворимости в твердо i состоянии. Температуры плавления Си и Fe, а также температур патиморфных превращений в Fe скорректированы согласно существ ющему стандарту. [c.240]

Сведения о сплавах системы Fe—Но приведены в работах [Э, Ц V- , 1—3]. Диаграмма состояния Fe—Но приведена на рис. 273 по данным работы [2]. При этом, согласно работе [М], исключено предположение о полиморфном превращении Но и связанной с лтим реакции. [c.500]

Гипотетическая диаграмма состояния системы Fe—Pm построена на основании положения о близости электронного строения и химических свойств Pm с Nd и Рг и, следовательно, аналогичного этим системам характера взаимодействия Pm с Fe [1]. Она представлена на рис. 290 по данным работы [1] и скорректирована по температурам плавления и температурам полиморфных превращений чистых металлов. В системе предполагается образование двух интерметаллических соединений F j Pmj и FejPm и кристаллизация эвтектики в области сплавов, богатых Pm. Соединения характеризуются отсутствием областей гомогенности. Определена температура эвтектического превращения — 680 °С и эвтектический состав — 73 % (ат.) Pm. [c.531]

Диаграмма состояния Fe—Re (рис. 294) построена в работе 111 на основании обобщения данных работ [2,3]. В работе [2] исслелинали сплавы с содержанием Re до 40 % (ат.) методом термическою ц микроструктурного анализов при высоких температурах. В работ < (З] исследования проводили методами микроструктурного, рентгеновского и микрорентгеноспектрального анализов, измерения элек кк о-противления сплавов Fe-Re во всем интервале концентрапяй в литом, закаленном (800, 1000, 1500 °С) и гомогенизирон .mov, состояниях. [c.538]

Представленная на рис. 305 диаграмма состояния Fe—ТЬ воспроизведена согласно работе [1], в которой она была построена в основном по данным работы [3]. В исследовании [3] сплавы синтезировали в инертной атмосфере в дуговой печи, отжигали в эвакуированных кварцевых ампулах при различных температурах. При высокотемпе-patypHOM отжиге (свыше 1100 °С) ампулы заполняли аргоном В качестве исходных материалов использовали Fe чистотой 99,99 % (по массе) и ТЬ чистотой 99,9 % (по массе). [c.561]

Соединение Fe2W (фаза Я) образуется по перитектоидной реакции и температуре 1060 °С из (aFe) и фазы i [2—4,7]. Эта фаза, как Ц, исчезает при длительных отжигах (2000 ч), при температуре С, однако присутствует (наряду с фазой ц) в сплавах, получен-иых в обычных условиях и не подвергающихся длительному низко- мпературному отжигу, в связи с чем она указана на всех вариантах Диаграмм состояния (отдельные точки на рис. 313). 1 7 воримость Fe в (W) 2,6 % (ат.) при температуре [c.579]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...