А   Б  В  Г  Д  Е  Є  Ж  З  І  Ї  Й  К  Л  М  Н  О  П  Р  С  Т  У  Ф  Х  Ц  Ч  Ш  Щ  Ю  Я 


Надмірна карбід

Надлишкові карбіди, утворені цими елементами, розташовуючись по границях зерна, гальмують його зростання.

Надлишкові карбіди в структурі шарикопідшипникової стали можуть мати різну форму. При більш низькій температурі закінчення прокатки (не вище 850) і швидкому охолодженні сталь виходить дрібнозернистим, і карбидная сітка або відсутня, або виявляється дуже тонкою.

Кількість надлишкових карбідів, а також-залишкового аустеніту (табл. 15) залежить від температури нагріву під загартування і від тривалості витримки при цій температурі.

При підвищенні температури надлишкові карбіди (центри кристалізації) розчиняються, і при наявності однорідного аустеніту з нього завжди утворюється пластинчастий перліт.

Мікроструктура перліту. При підвищенні температури надлишкові карбіди (центри кристалізації) розчиняються, а за наявності однорідного аустеніту з нього завжди утворюється пластинчастий перліт. 
В литому вигляді надлишкові карбіди спільно з аустенітом утворюють евтектику - ледебурит, який при куванні або прокатці розбивається на відокремлені карбіди і аустеніт.

Сталь Р9 містить надлишкові карбіди вольфраму, що ускладнює її шліфування. Перевагою стали Р9 в порівнянні зі сталлю Р18 є краща деформованість в гарячому стані внаслідок меншого вмісту карбідів. Завдяки цьому сталь Р9 більш придатна для виготовлення інструменту способом гарячої прокатки.

Наявність в мартенсите надлишкових карбідів підвищує зносостійкість. Тому заевтекто ідние стали мають краще опір зношування.

Різниця в кількостях надлишкових карбідів обумовлює деяке розходження марок сталі в їх експлуатаційних і технологічних властивостях.

Стали мають невелику кількість надлишкових карбідів н характеризуються нх рівномірним розподілом, внаслідок чого майже повністю відсутня анізотропія деформації в прокаті перетином до 100 мм. У сталях 6Х4М2ФС і 6Х6ВЗМФО основний карбід Л ЗСД, а в стали 7ХГ2ВМФ надлишковими є карбіди м3с н МС. Завдяки малій об'ємній частці фази карбіду зносостійкість сталей знижена.

Для запобігання виділенню сітки надлишкових карбідів цементованного деталі підшипників необхідно швидко охолоджувати від температури цементації до 550 С зі швидкістю охолодження не менше 15 - 20 /сек. При цьому в цементованном шарі деталей зі сталі20Х2Н4А, що володіє великою прокаливаемостью, зберігається значна кількість залишкового аустеніту. Найбільш швидке перетворення залишкового аустеніту стали 20Х2Н4А в перліт досягається при відпустці550 С.

Край зразка кільця підшипника. X 2250. У структурі основного металу є надлишкові карбіди, звичайні для загартованої і нізкоотпущенной стали.

Сталь Х12 внаслідок підвищеного кількості надлишкових карбідів помітно поступається за механічними властивостями іншим високохромисто сталей. Тому сталь Х12 застосовується лише для штампів про простої форми, які не отримують в експлуатації значних ударних навантажень, але від яких потрібна висока зносостійкість.

Перлітного перетворення може передувати виділення надлишкових карбідів. Така динаміка ізотермічного перетворення переохолодженого аустеніту характерна для багатьох інструментальних сталей, наприклад, 9Х, 9ХФ, ХГ, ХВГ, Х12 Х12М, Р12 Р18 Р18Х5іін. Ці стали порівняно легко отжигаются як при звичайному повільному охолодженні від аустенітного стану, так і при ізотермічному режимі. Швидкість охолодження при відпалі сталей типу X, ХГ, 9Х, ХВГ, Х12 Х12М, Р9 Р18 дорівнює 30 С /год до температури 680 - 700 С і далі на повітрі. Для отримання структури зернистого перліту в цих сталях швидкість охолодження повинна бути менше.

Надмірна проти евтектоїдного вуглець пов'язаний в надлишкові карбіди.

Наявність в за-евтектоїдной стали після гарту надлишкових карбідів підвищує зносостійкість інструменту. Основною вихідною добре обробляється структурою заевтектоідной стали є зернистий перліт (цементит) і зовсім не допускається наявність цементит-ної сітки. Тому отжигают заевтектоідних сталь по одному з режимів відпалу на зернистий перліт.

Мала чутливість до перегріву; присутність надлишкових карбідів затримує зростання зерна при нагріванні; зі збільшенням в структурі кількості рівномірно розподілених карбідів чутливість до перегріву зменшується.

Діаграми ізотермічного розпаду аустеніту для. Однак для швидкорізальних сталей, що мають багато надлишкових карбідів, характерно збереження дрібного зерна (1 + 1 - 10 - й бал), навіть при нагріванні до дуже високих температур гарту. Інструмент складної форми діаметром більше 30 мм, крім того, попередньо підігрівають до температури 350 - 450 С.

Прожарювана стали В1. Крім того, значна холодна деформація подрібнює надлишкові карбіди, а хром сприяє більш рівномірному розподілу їх в структурі і в той же час покращує закаливаемость в тонких перетинах.

Ріжучі свойства1 і красностойкость швидкорізальних сталей. Не можна, однак, сказати, що надлишкові карбіди не потрібні. Позитивна роль надлишкових первинних карбідів позначається в тому, що вони перешкоджають росту аустенітного зерна. Без первинних карбідів при високих температурах гарту (1200 С і вище) вийшло б велике зерно аустеніту і підвищена крихкість, тоді як відомо, що у більшості швидкорізальних сталей зерно виходить дрібне, а злам фар-форовідний, матовий.

Залежність твердості стали ШХ-6 від температури відпустки. Вихідна структура куль є прихованої-токрісталліческій мартенсит плюс надлишкові карбіди з твердістю 800 - 850 кг /мм 2 по Вікерсом.

Помітне укрупнення зеріа відбувається лише після переходу надлишкових карбідів в твердий розчин.

У міру підвищення вмісту вуглецю швидкість утворення надлишкового карбіду збільшується, а швидкість виникнення фериту і продуктів проміжного перетворення зменшується.

Поверхневий шар після остаточної термообробки з вмістом надлишкових карбідів зазначеної глибини і форми ні в якій мірі не може бути визнаний задовільним.

До гарту структура стали є аустеніт і надлишкові карбіди (Mn, Fe) 3C, які розташовуються у вигляді сітки по межах зерен аустеніту. В процесі нагрівання під загартування карбіди переходять в твердий розчин, і після охолодження сталь набуває чисто аустенігную структуру. Висока опірність зносу стали Г12 після гарту пояснюється наклепом аустеніту в процесі роботи. Слід мати на увазі що наклеп може виникнути лише в тих випадках, коли сталь в роботі зазнає значних питомі тиску. Якщо має місце тільки абразивний знос, наклеп не виникає, і зносостійкість стали буде невелика.

Ще більше знижується межа витривалості сталей, що мають надлишкові карбіди, нерівномірність розподілу яких зростає в великих перетинах.

Не можна, однак, сказати, що ці надлишкові карбіди є непотрібним баластом. Позитивна роль надлишкових первинних карбідів позначається в тому, що вони перешкоджають росту аустенітного зерна.

Більш високий нагрів, викликаючи розчинення більшої частини надлишкових карбідів, посилює ріст зерна (фіг. Нагрівання стали Р18 до 1300 - 1310 С і стали Р9 вище 1250 - 1260 С викликає, крім того, освіту карбідної сітки по межах виросли зерен внаслідок виділення частини карбідів з пересичені аустеніту при охолодженні (фіг. Нагрівання вище цих температур створює оплавлення і утворення ділянок евтектики і 8-евтектоіда. Ці процеси знижують механічні властивості. . евтектоїдних і близькі до них стали, мають мало надлишкових карбідів, отжигают при більш низьких температурах.

Для ріжучого інструменту більш доцільна мартен-ситно структура з надлишковими карбідами, що утворюється в евтектоїдних сталях з 0 9 посилання - 120% С. Така сталь має високу твердість, зносостійкість і задовільні механічні властивості.

Для дослідження перерозподілу молібдену між твердим розчином і надлишковими карбідами було проведено електролітичне осадження карбідів з наступним хімічним аналізом карбідного осаду.

Залежність твердості вуглецевої сталі від вмісту вуглецю та середовища охолодження при загартуванню. /- Відпалена стан. 2 - гарт у воді. 3 - гарт в селітрі при 160 - 180 С. Для ріжучого інструменту більш доцільна мартенситна структура з надлишковими карбідами, що утворюється в евтектоїдних сталях з 0 9 - 1 | 2% С. Така сталь має високу твердість і зносостійкість і задовільні механічні властивості. Сталь евтектоїдного складу (0 8% С) більш схильна до зростання зерна (перегріву), має гірші механічні властивості меншою однорідністю по плавок і в зв'язку з цим не рекомендується для виготовлення інструменту.

Діаграма стану системи Fe-W - Сг-С (стали Р18. Більш високий нагрів Р18 викликаючи розчинення більшої частини надлишкових карбідів, посилює ріст зерна, що протікає особливо інтенсивно при нагріванні вище 1290 С. Нагрівання вище цих температур створює оплавлення і утворення ділянок евтектики і 8-евтектоіда. Ці процеси знижують властивості сталей.

Структура цієї стали після лиття складається з аустепіта і надлишкових карбідів (Fe, Mn) 3C, що виділяються по межах зерен, що знижує міцність і в'язкість стали. У зв'язку з цим литі вироби гартують з нагріванням до 1100ПС і охолодженням у воді. При такому нагріванні розчиняються карбіди, і сталь після гарту набуває більш стійку аустенитную структуру. Сталь з аустенітної структурою характеризується низькою межею плинності що становить приблизно одну третину від межі міцності і сильно зміцнюється під дією холодної деформації. якщо експлуатація деталі протікає в умовах значних тисків і ударних навантажень, то твердість сталі підвищується в результаті наклепу, що збільшує опір зносу. З цієї причини сталь 110М13Л погано обробляється різанням. Якщо ж під час роботи сталь відчуває тільки абразивний знос і відсутні значні тиску, викликають наклеп, то підвищений знос.

Структура цієї стали після лиття складається з аустеніту і надлишкових карбідів (Fe, Мп) 3С, що виділяються по межах зерен, що знижує міцність і в'язкість стали. Тому литі вироби гартують з нагріванням до 1100 С і з охолодженням у воді. При такому нагріванні розчиняються карбіди, і сталь після гарту набуває більш стійку аустенитную структуру. З цих даних видно, що сталь з аустенит-ної структурою характеризується низькою межею плинності що становить приблизно одну третину від межі міцності. Тому якщо експлуатація деталі протікає в умовах значних тисків і ударних навантажень, то твердість сталі підвищується в результаті наклепу і перетворення аустеніту з Мартенсом, що збільшує опір зносу.

При цьому не спостерігається значного зростання зерна зважаючи на вплив надлишкових карбідів. Висока твердість (Н з 45 - т - 50) зберігається після відпустки на 200 - 300 С. Вплив теплової витримки на механічні властивості при 20 С нормализованной з 1000 С і відпущеної при 650 С стали 3X13 представлено на фіг.

Структура цієї стали після лиття складається з аустеніту і надлишкових карбідів (мПас), що виділяються по межах зерен, що знижує міцність і в'язкість стали.

Мікроструктура стали Р18 в загартованому (1280 С, масло і відпущеному. Більш високий нагрів Р18 викликаючи розчинення більшої частини надлишкових карбідів, посилює ріст зерна, що протікає особливо інтенсивно при нагріванні вище 1290 С. Нагрівання вище цих температур створює оплавлення і утворення ділянок евтектики і 8 -евтектоіда. Ці процеси знижують властивості сталей.

Структура цієї стали після лиття складається з аустеніту і надлишкових карбідів (Fe, Л1п) 3С, що виділяються по межах зерен, що знижує міцність і в'язкість стали. У зв'язку з цим литі вироби гартують з нагріванням до 1100 СС і охолодженням у воді. При такому нагріванні розчиняються карбіди, і сталь після гарту набуває більш стійку аустенитную структуру. Вона володіє наступними механічними властивостями: 0Е 800 - - 1000 МПа; ат 2250 - 350 МПа; б 35 - М5%; f 40 - J-50%; 180 - 220 НВ. Сталь з аустенітної структурою характеризується низькою межею плинності що становить приблизно одну третину від тимчасового опору, до сильно зміцнюється під дією холодної деформації.

Структура цієї стали після лиття складається з аустеніту і надлишкових карбідів (Мп3С), що виділяються по межах зерен, що знижує міцність і в'язкість стали.

Мікроструктура металу труб повинна складатися з дрібнозернистого перліту з рівномірно розташованими надлишковими карбідами. Замкнута карбидная сітка в структурі металу, а також наявність ділянок пластинчастого перліту не допускаються.

При температурі відпалу не вище Аст в структурі завжди залишаються надлишкові карбіди, і отримання цементитной сітки і пластинчастого перліту при охолодженні ускладнюється. Надмірно тривала витримка заев-тектоідной стали при температурі близько АОГ - f - 60 призводить до коагуляції не перейшли в твердий розчин карбідів з утворенням більш-менш великих глобул і скупчень. При занадто повільному охолодженні з температур нагрівання для відпалу також спостерігається коагуляція надлишкового цементиту, яка веде до структури крупнозернистого або грубопластінчатого перліту.

Нагрівання до температур початку оплавлення не переводить в в розчин всі надлишкові карбіди. В литому стані в структурі цих сталей є евтектика, що виділилася навколо зерен твердого розчину. Гаряча механічна обробка роздрібнює евтектичну сітку; надлишкові карбіди в катаної сталі розташовуються у вигляді смуг (рядків) вздовж течії металу. Карбідну неоднорідність характеризують за шкалою (див. Фіг. Зі збільшенням обтиснення зменшується карбидная неоднорідність і поліпшуються механічні властивості подібно до того як це спостерігається для швидкорізальної сталі (стор. Зменшення карбідної неоднорідності за допомогою кування з осадкою і витяжкою використовується рідко, так як високохромисто сталь зазвичай застосовують в великих перетинах (для масивних штампів); кування таких заготовок мало впливає на розподіл карбідів.

Підвищена концентрація вуглецю на поверхні що виражається у великій кількості надлишкових карбідів, пов'язана з надмірно високою температурою цементації і сильно чинним карбюризатором.

Структура наплавлення №68 марки Т620 - 12 складається з надлишкових карбідів, ледебуріта і залишкового аустеніту. Карбідна фаза розподілена рівномірно.