Образование - выделение
Cтраница 3
Полуфабрикаты с частично рекристаллизованной структурой подвержены межкристаллитной коррозии в меньшей степени, так как образования тонких пунктирных выделений по субграницам не наблюдается. [31]
Старение закаленных сплавов производится длительной выдержкой их при 430 - 540 С с целью образования мельчайших выделений а-фазы в р-твердом растворе. [32]
Отсутствие упрочнения во время выдержки закаленного образца при - 1180 С 5ыло объяснено низкой скоростью образования выделений, а появление упрочнения при повышении температуры вылеживания до комнатной и до lOO C связывалось с тем, что подвижность атомов становилась достаточной для выделения СиА12 в дисперсной форме. С, достижение максимума упрочнения и дальнейшее снижение твердости были объяснены образованием частиц СиА12 с определенной степенью дисперсности, соответствующей максимальной твердости, и последующей коагуляцией этих частиц. [33]
Было показано, что очень малые добавки титана ( порядка 0 04 %) замедляют процессы образования выделений в модельных сплавах [146] и повышают стойкость к КР [147], но поскольку этот уровень находится ниже максимальных предельных концентраций титана, вводимого во все промышленные сплавы серии 7000 для уменьшения размеров зерен [2, 3], то большого интереса такой результат не представляет. Аналогичным образом исследования показали, что стойкость к КР не содержащих меди сплавов серии 7000 возрастает при введении до 0 6 % Li [148], однако некоторые особенности технологии получения слитков не позволяют использовать добавки лития в промышленных сплавах. [34]
Установлено, что холодная деформация материала после закалки ускоряет процесс старения при повышенных температурах, благоприятствуя образованию промежуточных и стабильных выделений. При холодной обработке после закалки дислокации, движут щиеся через кристалл, по-видимому, связывают закалочные вакансии и тем самым замедляют скорость образования зон сегрегации примесных атомов. При высоких же температурах, когда образуются промежуточные выделения, высокая плотность дислокаций создает дополнительные возможности для выделения частиц второй фазы, и скорость образования промежуточных выдет лений повышается. [35]
При медленном охлаждении, напротив, сверхстехиометрические атомы Ga успевают выделиться из пересыщенного твердого раствора с образованием выделений второй фазы, которые могут играть роль дополнительных источников дислокаций, активируемых при последующей резкой закалке. Можно предполагать, что сверхстехиометрические атомы As не способствуют при охлаждении выделению второй фазы, поэтому кристалл всегда упрочняется при относительном ослаблении генерации дислокаций. [36]
Исследования роли А1 показали [77], что повышение его содержания свыше 6 %, во-первых, сопровождается образованием высокодисперсионных выделений охрупчи-вающей а2 - фазы; во-вторых, препятствует снижению анизотропии свойств материала, так как способствует сохранению полученной при штамповке вытянутости кристаллов ( 3 -фазы. Поэтому следует ожидать, что с повышением содержания А1 более 6 % в зоне роста трещины происходит охрупчи-вание материала, которое может привести к преимущественному росту трещины по межфазовым границам и соответствующему повышению СРТ. [37]
 |
Изменение механических свойств листа толщиной 3 0 мм из сплава М40 при 20 С после длительных нагревов при температурах 175 и 200 С. [38] |
Выдержки свыше 15 ч при температуре 175 С и особенно 3 - 5 ч при 200 С стимулируют образование фазовых выделений различного стехиометрического состава. [39]
В этом случае петля Франка должна быть типа внедрения, только тогда, она может расширяться в результате образования выделения. Поскольку вектор Бюргерса не лежит в плоскости скольжения, частичная дислокация может только переползать. Для этого к ней должен подходить поток вакансий и, когда создается необходимое пересыщение вакансий, частичная дислокация уходит от выделения и процесс зародышеобразова-ния начинается на новом месте. [40]
Текстуру ( 111) в спокойных и кипящих сталях можно получить с помощью микролегирования, которое приводит к образованию выделений карбидов, нитридов или карбонитридов перед холодной прокаткой. [41]
Сталь 13Х11Н2В2МФ имеет комплексное легирование с присадкой карбидобразующих элементов W, V, Мо и упрочнение ее связано с образованием дисперсных выделений карбидных ( Ме23Св, МееС, Ме2С) и интерметаллидных ( Fe2W, Fe2, Mo) С фаз с растворением или замещением одних элементов другими. С образованием интерметаллидной фазы Лавеса типа Fe2W продолговатой формы связывают упрочнение стали при высоких температурах. [42]
Фаза благодаря высокому содержанию хрома способна к пассивации и поэтому не ухудшает стойкости нержавеющих сталей в пассивном состоянии, пока образование зачаточных выделений этой фазы не вызовет изменений в составе окружающего твердого раствора, как это происходит при образовании карбидов. Присутствие cr - фазы снижает коррозионную стойкость стали в активном или транспассивном состоянии. В сравнении с влиянием карбидов хрома, выделившихся по границам зерен, влияние ст-фазы на склонность сталей к межкристаллитной коррозии можно считать второстепенным, и только в особых случаях оно может иметь основное значение. Сам по себе феррит в большинстве случаев не влияет на коррозионную стойкость аустенитных сталей, если его распад невозможен. [43]
В первом случае азот, насыщая поверхность железа или легированных сталей, сообщает им высокую поверхностную твердость, связанную с образованием высокодисперсных выделений нитридов различного типа. [44]
Страницы: 1 2 3 4 5