Выделение дисперсных

Выделение цементита вызывает обеднение жидкости углеродом. В точке 5, лежащей на линии ECF, состав жидкости примет концентрацию С и начнется процесс эвтектической кристаллизации. В результате первичной кристаллизации структура сплава будет состоять из кристаллов первичного цементита и ледебурита.

Закалка — нагрев выше критической точки Лс3 с последующим быстрым охлаждением. При медленном охлаждении аустенит распадается на феррит+цементит при Аг\. С увеличением скорости охлаждения превращение происходит при более низких температурах. Феррито-цементитная смесь по мере снижения Аг{ становится все более мелкодисперсной и твердой. Если же скорость охлаждения была так велика и переохлаждение было так значительно, что выделение цементита и феррита не произошло, то и распада твердого раствора не происходит, а аустенит (у-тведрый раствор) превращается в мартенсит (пересыщенный твердый раствор углерода в а-железс). Неполная закалка — термическая операция, при которой нагрев проводят до температуры, лежащей выше Ас\, но ниже Лс3 и в структуре стали сохраняется доэвтектоидный феррит (заэвтек-тоидный цементит).

при малых переохлаждениях распаду аустенита будет предшествовать предварительное выделение цементита.

Диффузионный перлитный распад без предварительного выделения феррита или цементита происходит в области I; левее линии SE' ему предшествует выделение феррита, а правее линии SG'— выделение цементита.

III — предварительное выделение цементита и затем превращение аустенит-»-перлит; IV — превращение аустенит->бейнит; V — превращение аустенит-»-мартенсит и распад остаточного

Сплав X располагается в интервале концентрации O-f-0,025% С (до предельной растворимости С в феррите). Крайняя левая часть диаграммы показана на рис. 5.6. Имеются участки замедленного охлаждения в интервале /—2 (кристаллизация б-феррита), 3—4 (превращение б-феррита в аустенит), 5—6 (превращение аустенита в феррит) и ниже точки 7 (выделение цементита из пересыщенного С феррита по линии PQ). В этих интервалах наблюдается двухфазное равновесие (с=1) и возможно замедленное охлаждение.

Условия охлаждения отливок также оказывают влияние на структуру ковкого чугуна; при быстром охлаждении от 450° С происходит выделение цементита на поверхностях зерен феррита (белый излом), и сопротивляемость ковкого чугуна ударным нагрузкам резко снижается при сохранении всех прочих его свойств. Это явление полностью исключается, если отливки охлаждаются от 650° С со скоростью, большей 100° С в час, или весьма медленно.

4. Деформационное старение сопровождается также образованием новых карбидных частиц типа FexCv, FexCvMnz, FexCyCrz и т.п. Эти частицы, как правило, образуются на полосах скольжения и на границе зерен. Эти зародыши карбидных частиц, как известно, являются барьерами движения дислокации. В результате этого возможно изменение агрегатных механических характери-Выделение цементита в стали стик стали. 14ХГ Эти результаты ис-

При низкотемпературном старении железа, как и в алюминиевых сплавах, не наблюдается предпочтительного зарождения промежуточных фаз на границах зерен (не имеющих различимой дислокационной структуры). Только при высокой температуре, когда промежуточные фазы не образуются, отмечается выделение цементита на границах зерен.

Линия SE определяет наибольшую растворимость углерода в аустените в зависимости от температуры. При 1130° С в аустените ( фавильнее — в у-железе) растворяется 2% С. С понижением температуры растворимость постепенно уменьшается и при 723° С составляет 0,8% С. Поэтому линия SE является линией начала выделения вторичного цементитах при охлаждении аустенита, содержащего более 0,8% С. Так как цементит отличается высоким содержанием углерода (6,67% С), то выделение цементита ведет к уменьшению количества углерода в остающемся аустените. Это продолжается до эвтектоидной температуры 723° С, т. е. до линии PSK, когда оставшийся аустенит обедняется углеродом до 0,8% и превращается в перлит. Так как выделившийся вторичный цементит при этом не меняется, то окончательная структура сплавов, срдержащих от 0,8 до 2% С, будет состоять из перлита и вторичного цементита. Вторичного цементита будет тем больше, чем выше содержание в сплаве углерода.

Выделение цементита вызывает обеднение жидкости углеродом. В точке 5, лежащей на линии ECF, состав жидкости примет концентрацию С и начнется процесс эвтектической кристаллизации. В результате первичной кристаллизации структура сплава будет состоять из кристаллов первичного цементита и ледебурита.

При необходимости иметь и высокую кислотостойкость (на уровне стали ЭИ943), и высокие механические свойства (•<тв>100 кгс/мм2) рекомендуется к применению сплав Сг— Ni—Мо—-Си—Ti—А1. Последние два элемента вызывают ин-терметаллидное упрочнение [выделение дисперсных фаз типа Ni3(Ti, A1)].

Для низкоуглеродистых сталей, из которых изготовлена значительная доля крупногабаритных конструкций, при длительной эксплуатации в условиж повышенных температур может наблюдаться старение материала вследствие образования атмосфер Коттрелла на дислокациях. Другой возможной причиной этого явления считают выделение дисперсных частиц при распаде твердого раствора [49]. Этот процесс заметно протекает уже при температурах от 50 до 150 °С, которые весьма обычны, например, в нефтепереработке и нефтехимии.

Для низкоуглеродистых сталей, из которых изготовлена значительная доля колонных аппаратов, при длительной эксплуатации в условиях повышенных температур может наблюдаться старение материала вследствие образования атмосфер Коттрелла на дислокациях. Другой возможной причиной этого явления считают выделение дисперсных частиц при распаде твердого раствора. Этот процесс заметно протекает уже при температурах 50...150° С, которые весьма обычны в нефтепереработке и нефтехимии.

W и Мо в присутствии Сг связывают углерод в специальные труднокоагулируемые при отпуске карбиды типа М^С, МС и задерживают распад мартенсита. Выделение дисперсных карбидов, которое происходит при повышенных температурах отпуска (500...600 "С), вызывает дисперсионное твердение мартенсита. При отпуске ванадий, выделяясь в виде карбидов, усиливает дисперсионное твердение.

композиционного материала). Следовательно, структурно-фазовое состояние материала во многом определяет его свойства. Кроме того, фазовые превращения, например в сталях и сплавах, сопровождаются изменением типа кристаллической решетки и ее искажением, что приводит к существенному увеличению внутренних напряжений и механических свойств материала. Насыщение поверхностного слоя легирующими элементами при определенных условиях вызывает выделение дисперсных высокопрочных фаз, что также способствует улучшению физико-механических свойств материала.

5. Всесторонний анализ структуры и свойств материалов с покрытиями поможет реализовать на практике комбинированное упрочнение, при котором покрытие обеспечивает,"" например, повышенную износостойкость, жаростойкость, а объемно упрочненный основной металл обладает достаточным запасом трещиностойкости. При этом успешно используются все главные дислокационные механизмы управления структурой: создание субзерен, полигонов^ ячеек и зеренных микроструктурных барьеров — для упрочнения объеме; выделение дисперсных фаз, введение растворенных атомов замещения и внедрения и увеличение плотности дислокаций — для формирования специальных свойств поверхности. Полученное таким образом композиционное изделие будет удовлетворять требованию гармоничного сочетания иадежности1 долговечности^ прочности,

(Пакетирование (прессы дЛя пакетирования В 30 В 9/30; торфа В 65 В 27/12); Паковки В 65 Н (55/00-55/04; замена и снятие намоточных или укладочных устройств 67/00-67/08; намотка 54/00-54/88; поддерживание, хранение и транспортирование 49/00-49/38; устройства для вращения 54/40-54/553); F 16 (Пальцевые муфты упругие D 3/38; Пальцы поршневые J 1/16-1/18); Панели (декоративные В 44 С 5/04; как детали машин общего назначения F 16 S 1/00-1/14; управления в транспортных средствах В 60 К 37/00-37/06); Пантографы чертежные В 43 L 13/10-13/12; Пар(ы) [введение в промышленные печи F 27 D 7/02; водяной как хладагент в сорбционных холодильных машинах F 25 В 15/06; выделение дисперсных частиц из паров с использованием электростатического эффекта В 03 С 3/00-3/88; F 22 (генерирование; отработанные, использование в подогревателях питательной воды D 1/40, 1/46); В 01 {конденсация D 5/00; разделение D 53/00-53/36,

имеют весьма существенный недостаток, ограничивающий их применение в промышленности, - низкотемпературную хрупкость, особенно в рекристаллизованном состоянии. Повышенная хрупкость обусловлена наличием в металле примесей внедрения (азот, углерод, кислород, водород и др.). Дисперсное упрочнение способствует повышению жаропрочности, длительной прочности и снижению температуры вязко-хрупкого перехода хрома за счет рафинирующего действия на матрицу дисперсных частиц и более полной релаксации напряжений под нагрузкой. Эффективными упрочнителями являются тугоплавкие оксиды, поскольку растворимость кислорода в хроме очень мала. Преимущественно используют оксиды магния и тория. Оксид магния взаимодействует с оксидом хрома с образованием шпинели MgCr2C>4, активно поглощает азот, удаляя эти примеси из хромовой матрицы. Кроме того, для упрочнения хрома используют оксиды ZrO2, HfO2, La3O2, а также нитриды, карбиды, бориды титана, циркония, тантала и других тугоплавких металлов. При введении оксидов в хром достигается не столько повышение жаропрочности, сколько снижение порога хладноломкости. При легировании хрома активными нитридо-, карбидо и борообразователями (Ti, Та, Nb, Zr и др.) происходит выделение дисперсных частиц тугоплавких соединений. При этом существенно снижается сегрегация примесей внедрения на границах зерен.

металле протекают в три стадии. На первой 'стадии (>950 °С) в процессе деформации происходит рекристаллизация; на второй стадии (<950 °С) сталь упрочняется вследствие измельчения структуры и повышения плотности дислокаций; на третьей стадии (800—700 °С) происходит выделение дисперсных избыточных фаз, обусловленное легированием стали кар-бидо- и нитридообразующими элементами (Mo, Nb, V, Ti).

канчивается процесс дегазации воды (выделение дисперсных газов и разложение гидрокарбонатов).

в) выделение дисперсных карбидов в процессе деформирования аустенита.