Дисперсный карбид

Cтраница 3

MgoCg и значительной доли структурно свободного феррита, на экстракционной реплике в околограничных зонах проявляется образование пластинчатых дисперсных карбидов М С вследствие повышения содержания молибдена в сегрегатной фазе. [31]

В процессе этого отпуска уменьшаются микро - и зональные внутренние напряжения, стабилизируется субструктура и образуются частицы дисперсных карбидов из атомов углерода, перешедших из цементита в процессе пластической деформации к дислокациям. [32]

Влияние температуры испытания на ударную вяз. [33]

На начальной стадии процесса вследствие пересыщенности феррита углеродом при нагреве наплавленного металла выше 550 С происходит выделение дисперсных карбидов типа Ме23С6 преимущественно на границе раздела фаз. Одновременно участки феррита вблизи мест выделения карбидов обедняются углеродом и карбидообразующими элементами, что делает такой феррит а неустойчивым и приводит к его распаду с образованием аустенита. [34]

Эллингер [78] рекомендует проводить анодное электролитическое травление образцов в 10 % - ной щавелевой кислоте, чтобы обнаружить дисперсные карбиды, выделившиеся по границам зерен в высокохромистых аустенитных сталях. При этом в отожженной стали реактивом ( 10 мл HNO3; 100 мл НС1; 100 мл Н2О; 0 3 мл ингибитора травления Фогеля) выявляется в течение 15 с сегрегация карбидов; в закаленной стали этим реактивом в течение 30 с выявляют структуру аустенита. [35]

Для инструментальных сталей с 12 % Сг и легированных вольфрамом, молибденом и ванадием дисперсионное твердение вызывается выделением дисперсных карбидов. Таким образом, растворенные в небольших количествах в карбиде Ме & вольфрам, молибден и ванадий в процессе закалки попадают в твердый раствор и при высоких температурах термической обработки ( 500 - 600 С) вызывают дисперсионное твердение. [36]

Прирост прочности связан не только с увеличением количества мартенсита, участвующего в превращениях, но и с выделением дисперсных карбидов. [37]

Установлено, что такая обработка приводит к повышению прочности металла, его пластичности и трещиностойкости в результате растворения дисперсных карбидов и образования субструктуры полигонального типа, а также к созданию на поверхности барабана механически устойчивой пленки магнетита. [38]

С этой точки зрения термическая обработка при температурах выше температур эксплуатации, приводящая к образованию новых фаз, особенно дисперсных карбидов и интерметаллидов, может стабилизировать свойства стали на достаточно длительный период эксплуатации. [39]

Таким образом, возникновение вторичной твердости после отпуска быстрорежущей стали при 600 является результатом двух факторов - выделения из остаточного аустенита дисперсных карбидов и последующего превращения обедненного легирующими элементами остаточного аустенита в мартенсит. Последнее и представляет вторичную закалку стали. [40]

Схема нагружения дискового в ЗГрСССИВНЫХ СрвДЗХ И СКЛОН-образца внешней изгибающей нагруз - ных к нОЖСВОЙ КОррОЗИИ, МО-кой ( двухосный осесимметричныи из - г. [41]

С увеличением погонной энергии до 950 кдж / м ( 2 28 ккал / см) вдоль границ зерен наблюдаются выделения дисперсных карбидов в виде непрерывных цепочек, что обусловливает рост склонности металла к коррозии. [42]

Высокие прочностные свойства нижнего бейнита объясняются наличием внедренных атомов углерода и большой плотностью дислокаций в мартенситной а-фазе, а также образованием включений дисперсных карбидов, расположенных в кристаллах этой фазы. [43]

Влияние температуры закалки на твердость и количество остаточного аустенита стали Х12Ф1. [44]

Твердость до 60 - 62 HRC повышают 4 - 6-кратным отпуском при 500 - 580 С в результате превращения остаточного аустенита и выделения дисперсных карбидов хрома. [45]

Страницы: 1 2 3 4