Процесс - коагуляция - карбид
Cтраница 2
Выделение дисперсных монокарбидов при температурах до 1200 С приводит к увеличению твердости. Отжиг при температурах выше 1200 С приводит, с одной стороны, к развитию процесса коагуляции карбидов и, как следствие, к падению твердости сплавов, с другой - к обогащению выделяющейся карбидной фазы легирующими металлическими элементами - цирконием или гафнием, а также в меньшем количестве такими элементами, как молибден или вольфрам. [16]
 |
Влияние комплексного легирования на механические свойства машиностроительной стали.| Диаграмма истинных напряжений. [17] |
В случае низкого отпуска а-фаза представляет собой пересыщенный 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. [18]
В интервале 440 - 600 С понижение твердости связано с укрупнением цементитных выделений в структуре предварительно нормализованной стали и дифференциацией ферритно-карбидной смеси в структуре предварительно закаленной стали. В интервале 600 - 680 С по мере увеличения длительности выдержки разница твердости сталей в двух исходных состояниях постепенно уменьшается в результат интенсивного разупрочнения закаленной стали вследствие интенсификации процессов коагуляции карбидов. [19]
В результате закалки достигается получение однородной аустенитнои структуры. Длительная стабилизация в течение нескольких часов производится при температурах 600 - 850, превышающих рабочие температуры. При стабилизации происходит процесс коагуляции карбидов и интерметаллических соединений до достижения ими некоторой величины, после чего дальнейший рост частиц прекращается. [20]
Концентрация углерода в феррите на гр анице с частицами двух различных размеров изображена на рис. НО. Причиной коагуляции является наличие этого перепада, благодаря которому происходят растворение мелких и рост крупных частиц карбидной фазы. Действительно, энергия активации процесса коагуляции карбидов при отпуске стали практически равна энергии активации диффузии углерода в феррите: около 83 7 кдж / г-атом ( 20 ккал / г-атом) в обоих случаях. [21]
 |
Температурная зависимость кратковременной прочности 06 и удлинения б сплавов вольфрама с карбидным упрочнением, полученных металлургическим способом ( выплавка и последующая обработка давлением. [22] |
Упрочнение карбидной фазой широко применяется в сочетании с твердорастворным упрочнением вольфрама. Как и в случае твердо-растворного упрочнения, наибольшую прочность при комнатнойтем-пературе ( 199 кгс / мм2) показывает сплав вольфрама с 24 % Re ( при 0 27 мол. Однако при температурах свыше 1500 С наличие рения активизирует процессы коагуляции карбидов, в результате сплав резко разупрочняется и при 1900 - 2000 С уступает по прочности сплавам с карбидным упрочнением без рения. [23]
Хром, растворяясь в феррите, весьма значительно его упрочняет в условиях быстрого охлаждения и до содержания 1 - 1 5 % не сни жает вязкости феррита. Будучи карбидообразую-щим элементом, хром сильнее никеля тормозит рост зерна аустенита при нагреве и уменьшает чувствительность стали к перегреву. Входя в цементитный карбид, хром упрочняет его, замедляет распад мартенсита и процессы коагуляции карбида, увеличивая устойчивость против отпуска и сохраняя твердость и прочность стали до более высоких температур отпуска. [24]
Отжиг шарикоподшипниковых сталей производится при температуре 780 - 800 с последующим медленным охлаждением со скоростью 20 - 30 / час. Повышение температуры отжига до 840 приводит к образованию пластинчатого карбида. Для распада переохлажденного аустенита достаточна выдержка 1 час, но для того чтобы завершились процессы коагуляции карбидов, ее принимают при нагреве в толкательных печах равной 3 - 4 час. При проведении отжига в камерных печах время нагрева и выдержки зависит от емкости яечи и от скорости выравнивания температуры по всей садке. [25]
Участок полной перекристаллизации ( первый участок), нагреваемый выше температуры Ас5, свойства которого определяются в первую очередь химическим составом свариваемой стали, максимальной температурой нагрева, длительностью пребывания металла выше температуры Лез претерпевает полиморфные превращения. Хотя структура металла и является полностьью аустенитной при высоких скоростях охлаждения и температуре более 40 С, характерных для сварки корневого слоя шва, в интервале температур 500 - 600 С, в околошовной зоне могут образоваться структуры промежуточного распада, способствующие увеличению склонности сварных соединений к образованию холодных трещин и снижению ударной вязкости. Второй участок разупрочнения в зоне термического влияния образуется в результате нагрева термоупрочненных сталей до температуры Ас-Асз, что связано в основном с активацией процессов коагуляции карбидов. На параметры этого участка влияет соотношение скорости закалки стали и действительной скорости охлаждения металла при сварке. Изменяя скорость охлаждения, можно получить любой из трех типов разупрочнения. [26]
Отличия превращений при отпуске закаленных легированных сталей носят не качественный, а количественный характер: границы температурных интервалов превращения при отпуске легированных сталей сдвигаются в область более высоких температур. В частности, повышается до 350 - 450, а в сложнолегированных хромо-вольфрамованадиевых сталях до 600 превращение тетрагонального мартенсита в отпущенный мартенсит. Легирующие элементы повышают также температуры начала и конца распада остаточного аустенита. Особенно сильно в этом отношении действие марганца и хрома. Карбидообразующие элементы и кремний повышают и температуру рекристаллизации феррита и оказывают тормозящее действие на процесс коагуляции карбидов. [27]
Страницы: 1 2