Карбиды типа Fea

Анализ образцов из того же сечения печной трубы, вырезанных послойно по направлению от внутреннего диаметра к наружному, показал, что внутренняя поверхность данной трубы подверглась науглероживанию на глубину до 3 мм (в макроструктуре найдены карбиды типа МсггСе). Это способствовало значительному снижению точки плавления стали и диффузии азота в глубь металла впереди зоны карбидной фазы из-за плохой растворимости в ней. [c.162]

Второй случай разрушения трубы произошел в печи крекинга газа после ее эксплуатации при 1Ю0°С в течение 3400 ч. Как и в первом случае, разрушению подверглась нижняя часть трубы, обращенная к горелкам и испытывавшая большую теплонапряженность. Сравнивая химические анализы образцов металла на различных участках поперечного сечения трубы, нашли, что около участка хрупкого разрушения в стали содержалось большое количество углерода, связанного в виде карбидов типа Ме Сз (4,92—5,12%) при допускаемых по стандарту пределах 0,2—0,6"/о. В месте же непосредственного разрушения обнаружили еще свободный графит в количестве 5% и равномерно распределенные частицы нитридов с многочисленными трещинами вблизи них. [c.162]

Железо, кобальт, никель образуют карбиды типа ЭвС и др. Карбид железа играет большую роль в системе Ре-С. Бор и кремний в стали улучшают ее качество, а сера н фосфор сильно ухудшают. [c.346]

С таким химически инертным в свободном состоянии элементом, как азот, щелочноземельные металлы соединяются уже при сравнительно слабом нагревании. При накаливании они соединяются также с углеродом, образуя карбиды типа ЭСг. [c.387]

Карбиды типа МС часто обеднены по составу углеродом. Они имеют широкую область гомогенности (МС—о.т—МС -i,o)- [c.1580]

Область гомогенности карбидов типа МгС при высоких температурах лежит в пределах МСо,4—M o.s, а при низких температурах она оказывается очень узкой и находится вблизи состава МСо 5. [c.1580]

Карбиды типа ЬпС . Дикарбиды желтого цвета наиболее обычны для рзэ. Они кристаллизуются в одной и той же системе (см. приложение 18), причем аномалию в размерах ячейки обнаруживает только иттербий, что может быть объяснено закономерной тенденцией к проявлению двухвалентного состояния. [c.41]

После отжига при 780—850 °С и последующего охлаждения со скоростью 20—40 °С/ч до 650—700 °С эти стали имеют феррит-ную структуру с карбидами типа Сг зСв зернистой формы [c.12]

Карбиды типа МвС в сплавах этой системы выделяются в интервале температур 600—1200 °С при кратковременных нагревах. При температурах ниже 800 °С карбиды выделяются по границам зерен. Кинетика выделения карбидов и их морфология определяются не только содержанием в сплаве углерода, но и таких элементов, как кремний, железо, вольфрам. [c.172]

Помимо приведенных выше, укажем еще соединения щелочных металлов с азотом, фосфором, углеродом и кремнием нитрид лития Ь1дЫ, нитрид натрия N3314 с >осфиды типа МсдР, где Ме — щелочной металл карбиды типа наконец, силицид лития [c.249]

При высоких температурах элементы подгруппы титана соединяются с углеродом, образуя карбиды типа ЭС. Реакции идут с выделением тепла 46 (Ti), 48 (Zr) и 52 ккал/моль (Hf). Карбиды Ti, Zr и Hf представляют собой металлического вида кристаллы со структурой типа Na l, очень твердые и тугоплавкие (т. пл. соответственно 3250, 3735 и 3890 °С). Сплав состава Hf -4Ta является самым тугоплавким из всех известных веществ (т. пл. 3990 °С). В противоположность карборунду рассматриваемые карбиды хорошо проводят электрический ток (лишь немного хуже соответствующих свободных металлов), с чем связано использование карбида титана при изготовлении дуговых ламп. Карбид этот часто вводят в состав керметов, используемых для изготовления разнообразных термостойких конструкций (лопаток газовых турбин и др.). Ввиду своей высокой твердости Ti и Zr иногда применяются в качестве шлифовального материала. При достаточном нагревании карбиды титана и его аналогов реагируют с галоидами, кислородом и азотом. [c.649]

Водород обратимо растворяется в титане, цирконии и гафнии. Предельное содержание водорода в них отвечает формуле ЭН а- С углеродом эти металлы взаимодействуют при высокой температуре и образуют очень твердые металлоподобные вещества переменного состава. Карбиды типа ЭС образуют твердые растворы с металлами, друг с другом и с карбидами других элементов. Сплав 20% Hf и 80% ТаС плавится при 4215° С. Карбиды Ti , Zr , Hf плавятся соответственно при 3140, 3630 и 3890° С. С уменьшением углерода в карбиде, например у титана до Ti o, . твердость и жаростойкость постепенно уменьшаются при обычной температуре они ведут себя подобно элементарным металлам. [c.331]

Вакуумно-диффузионное хромирование труб для парогенераторов осуществляется по способу, разработанному УкрНИИспец-сталь [1]. Покрытие получают с помощью установок УМПТ-11М полунепрерывного действия. Трубы перемещаются в этих установках, совершая одновременно поступательное и вращательное движение. Во время движения труб на их наружной поверхности осаждаются пары феррохрома, который расплавляется в метал-лизационной камере (температура расплава феррохрома 1450 °С, поверхности труб 1270 °С). Хорошее сцепление хромового покрытия с металлом трубы достигается благодаря диффузии хрома, происходящей в течение металлизации. Толщина хромированного слоя на трубах из стали 12Х1МФ составляет 100—200 мкм содержание хрома в наружном слое покрытия 35—45 %. Защитный слой представляет собой твердый раствор хрома в а-железе и хромистые карбиды типа М зСв и М7С3. Ниже располагается обезуглероженный слой с ферритной структурой толщиной 0,8— [c.242]

С углеродом и кремнием лантаниды образуют карбиды типа ЭСз и Э2С3 и силициды Э81г. Это твердые, солеподобные вещества с высокими температурами плавления. Карбиды легко разлагаются водой с образованием углеводородов. [c.437]

Термообработка аустенитных стапей в области температур 450-850°С приводит к выделению обогащенных хромом карбидов типа по [c.18]

Согласно исследованиям французских ученых сопротивление изнашиванию сталей с 12% Сг повышается при легировании ванадием вследствие частичной замены карбидов типа М7С3 на УС (микротвердостью 27,5 кН/мм ) и увеличения концентрации хрома в матрице. Введение в сталь 2% ванадия уменьшает количество остаточного аустенита и повышает износостойкость (на 8—50%) и твердость. [c.30]

Структура нелегированного и низколегированного белого чугуна состоит из перлитной матрицы и карбидов типа РезС или (Ре, Сг)зС. Такой чугун имеет высокую твердость, не поддается при обычных режимах механической обработке и обладает повышенной хрупкостью. Износостойкость чугуна доэвтектического состава (2,8—3,5% С) лишь на 50—80% выше по сравнению с углеродистыми сталями. Большая склонность белого чугуна и отдельных его структурных составляющих (особенно цементита) к хрупкому разрушению часто является причиной снижения сопротивления абразивному изнашиванию в условиях работы с ударом. [c.50]

Известно, что при низком отпуске закаленной стали (80 — 200°С) происходит гетерогенный распад мартенсита, частичное выделение из него углерода и образование мелкодисперсных карбидов типа Ре С, увеличивающих электрохимическую гетерогенность стали. Электронномикроскопические исследования и карбидный анализ показали, что незначительна пластическая деформация при ВТМО стали (е =0,1) мало изменяет рельефность мартенсита, но уменьшает количество карбид- [c.57]

Образование карбидов типа СггзСб в ходе высокого отпуска этой стали и обеднение твердого раствора у-Сг способствуют значительному повышению точки М . [c.45]

Карбиды типа ЬпзС. Как можно видеть из приложения 17, не все рзэ способны образовывать этот тип соединения. Причины такого явления еще неясны, однако это может быть обусловлено геомет-)ическими ограничениями (Яс/Яьп) ДЛЯ данного типа решетки, ентгеноструктурный анализ показал, что для соединений в интервале от Ьп Со,25 ДО ЬпСо,4о, кроме кристаллической структуры ЬпдС, не обнаружено никаких других кристаллических фаз [1851]. [c.40]

Карбиды типа Ьп-гСз. Полуторные карбиды получены для всех рзэ, но их структуры исследованы еще не полностью. Во всяком случае, известно, что тип решетки изменяется при переходе от диспрозия к эрбию. Часть рзэ образует соединения с ОЦК-решеткой (см. приложение 17), а остальные изоморфны карбиду иттрия, причем карбид гольмия, по-видимому, может одновременно образовать обе фазы. Полуторные карбиды цериевых земель показывают наличие значительной ойласти твердых растворов в сторону избытка металла (для Ьа, например, до ЬаСх з), поэтому в таблице приведены граничные величины для интервала устойчивости кристаллической фазы. Единственным исключением с этой точки зрения является церий. Кроме того, аномальное уплотнение решетки его [c.40]

Коррозия на границах зерен отмечена в иикель-молибдеиовых сплавах вследствие выделения карбидов типа №2Мо 4 при 600 —900°С (особенно в сварных швах). Скорость коррозии никеля и его сплавов в некоторых средах приведена в табл. 8. [c.23]

Хромистые чугуны приобретают коррозионную стойкость только при условии содержания хрома в твердом растворе в количестве, достаточном для достижения устойчивости по правилу Таммана. Первый порог устойчивости соответствует содержанию 11,7 масс.% Сг. Первоначально хром вступает в реакцию с углеродом, содержащемся в чугуне, и образует карбиды типа СгуСз. При этом 1 % С связывает около 10% Сг, что вызывает сильное обеднение твердого раствора хромом. Основные марки хромистых чугунов Х28 и Х34 содержат (26-30) % Сг и (32-36) % Сг соответственно. Хромистые чугуны хорошо сопротивляются механическому износу, прочны на изгиб и растяжение, обладают удовлетворительными литейными свойствами. Они устойчивы к газовой коррозии до температуры 1100° С, жаропрочность до 600 °С. Из них готовят печную арматуру, части барабанных сушршок, плавильные горшки, реакторы, автоклавы и т.д. [c.195]

Фишер утверждал, что при синтезе жидких углеводородов над железными катализаторами, так же как и над кобальтовыми и никелевым , карбиды являются промежуточными соединениями. Но при этом не было установлено, образуется ли карбид типа цементита РезС или более богатые углеродом нестойкие карбиды. [c.340]

Кроме того, термодинамические подсчеты показали, что если реакция синтеза углеводородов на железных катализаторах протекает через стадию образования карбидов типа РегС и РезС, то невозможно образование нормальных алкенов-1 и высших алканов в интервале температур и давлений, применяемых для синтеза. Следовательно, даже в случае синтеза над железными катализаторами основная реакция протекает не через стадию образования карбидов, и выделение СО2 не является результатом карбидообразования, как это полагали многочисленные исследователи. [c.341]

Длительные выдержки (100—5000 ч) стали 12Х18Н10Т при 650 °С приводят к выделению а-фазы и двойного карбида типа (Ti Ni )в . [c.22]

Смягчающую термическую обработку этих сталей проводят при 1000—1050 °С с охлаждением в воде или на воздухе (для стабилизированных сталей). При этом обеспечивается полное растворение карбидов типа СГгзСв в сталях с содержанием углерода до 0,12 % и отсутствие склонности к межкристаллитной коррозии. Для стали 20Х13Н4Г9 (особенно для плавок с содержанием углерода 0,28—0,30 %) для получения гомогенного аустенита необходим нагрев до 1060—1100°С. [c.26]

Причиной упрочнения и охрупчивания является выделение карбидов типа rgg и а-фазы (рис. 1.041, б, в). Температурный интервал выделения карбидов и о-фазы в сплавах этой группы 550—920 °С. Количество карбидов rgg g в сплаве 06ХН28МДТ после 1 ч старения при 800 °С достигает 0,5 %. [c.27]

Отличительной особенностью промышленных сплавов никеля с хромом до 39—40 % и углеродом < 0 02 % является выделение карбидов типа МазСв на границах зерен при нагреве в интервале температур 600—800 С (рис. 3.005, б). Температура растворения карбидов 1100°С. [c.171]

Сплав ХН58В после оптимальной термической обработки (закалки с 1070 °С в воде) имеет структуру никельхромового твердого раствора с зерном № 6—8, ГОСТ 5639—85 (рис. 3.006, а). При отпуске в интервале температур 600—900°С из у-твердого раствора возможно выделение карбидов типа МазС, и а-фазы. Количество, тип и морфология вторичных фаз определяется температурой и продолжительностью нагрева. При кратковременных выдержках (<1 ч) при 600—700 °С образуются пограничные выделения карбида МазСв (рис. 3.006, б, в), а при более длительных (>1 ч) при 700 °С и кратковременных (до 1 ч) нагревах при 800—900 °С образуется а-фаза. Так, если после 10 ч отпуска при 700 °С наблюдаются лишь пограничные колонии а-фазе (рис. 3.006, б, д), то повышение температуры отпуска до 800—900 С (при 10 ч выдержке) вызывает изменение морфологии а-фазы и переход к а-фазе, равномерно распределенной в объеме зерна (рис. 3.006, д, е). [c.171]

Основными фазами в сплавах этой системы являются "у-твер-дый раствор на основе никеля, карбиды типа МвС и интерметаллидные фазы ш (типа К17М0в), Р (типа Моз9Сг2дЫ1д7), АВ и т. д. [c.171]

В сплаве никеля с 26—29 % Мо и 0,03 % С развитие межкристаллитной коррозии после отпуска при 600—900 °С обусловлено выделением в данном интервале температур по границам зерен карбидов типа Мха С (К1вМовС). Карбидные фазы содержат большее количество молибдена (4—56 %), чем твердый раствор (25—29 %), и благодаря этому обладают более высокой коррозионной стойкостью в средах восстановительного характера. В этой связи возникновение межкристаллитной коррозии в N1—Мо-сплавах после отпуска при 600—800 °С связывают с преимущественным растворением зон обедненных молибденом (рис. 3.010). [c.176]

Справочник химика 21

Химия и химическая технология