Cтраница 1
Y-твердый раствор с 1040 - 1060 С, когда она сочетает высокую пластичность с умеренной прочностью. [1]
После закалки с 1050 - 1100 С в воде или на воздухе сплав 04ХН40МДТЮ имеет структуру чистого Y-твердого раствора с включениями карбонитридов титана. Для упрочнения после закалки сплав подвергают старению при температуре 600 - 750 С; иногда старение проводят непосредственно после горячей или холодной пластической деформации. [2]
В стали 26 - 21 с 2 % Si и 0 13 % С образование а-фазы происходит при ЮО-ч нагреве при 800 - 900 С непосредственно из Y-твердого раствора. Увеличение содержания кремния способствует превращению у - а. При образовании cr - фазы резко увеличивается твердость, понижается ударная вязкость ( рис. 130) и сопротивление ползучести. В аустенито-ферритных сплавах могут происходить превращения: 1) ан а; 2) у - б; 3) у - СтхСу; 4) у-хх. После 24 - 48 ч нагрева при 600 С сталь 15 - 16 - 2 4 W полностью теряет магнитность ( рис. 131), что связано с образованием из феррита немагнитной а-фазы. [3]
Коррозионные ( а, в и структурные ( б, г диаграм -. мы сплавов Ni-Мо и № - Мо-V.. [4] |
Ограниченная растворимость хрома в никеле способствует развитию процесса старения в сплавах, содержащих более 39 % Сг. Отпуск при 600 - 800 С вызывает распад пересыщенного Y-твердого раствора, Причем, коррозионное поведение сплавов зависит от морфологии выделения второй фазы. [5]
Схемы диаграмм состояния железо - диффундирующий элемент ( а, кривы изменения концентрации диффундирующего элемента по толщине диффузионного слоя ( 5 и строение диффузионного слоя ( в. [6] |
При температуре ( рис. 12, а) диффузия протекает в - решетке, а при tt ( рис. 12, б) в у-решетке без фазовых превращений. Следовательно, при температуре насыщения существуют только х - или Y-твердые растворы, и концентрация диффундирующего элемента ( химический потенциал) постепенно уменьшается от поверхности в глубину. Скорость проникновения диффундирующего элемента Э в глубь железного образца определяется градиентом химического потенциала diig / ax ( градиентом концентрации dC / dx) и коэффициентом диффузии D. В начальный период диффузии значение d i3 / dx ( dC / dx) велико и общая толщина диффузионного слоя быстро растет. С течением времени градиент концентрации и скорость роста диффузионного слоя уменьшаются. [7]
При температуре tt ( рис. 143, а) диффузия протекает в а-решетке, а при / 4 ( рис. 143, а) в у-решетке без фазовых превращений. Следовательно, при температуре насыщения существуют только а - или Y-твердые растворы, и концентрация диффундирующего элемента ( химический потенциал) постепенно уменьшается от поверхности в глубину. [9]
CuJ a - твердые растворы ( на основе CuJ) JZ ( 3-твердые растворы; при 402 - 370, 1001 - 90 % CiiJ р-твердые растворы ( на основе f5 - CuJ) - твеРДые раствори ( на основе Y-CuJ); при 370 - 298, 90 - 50 % CuJ a - твердые растворы ( непластичные) Y-твердые растворы; при 298 - 147, 50 - 5 % CuJ a - твердые растворы ( пластичные) Y-твердые растворы ( непластичные); при 147, меньше 5 % CuJ a - твердый раствор ( пластичный) JZ. [10]
CuJ a - твердые растворы ( на основе CuJ) JZ ( 3-твердые растворы; при 402 - 370, 1001 - 90 % CiiJ р-твердые растворы ( на основе f5 - CuJ) - твеРДые раствори ( на основе Y-CuJ); при 370 - 298, 90 - 50 % CuJ a - твердые растворы ( непластичные) Y-твердые растворы; при 298 - 147, 50 - 5 % CuJ a - твердые растворы ( пластичные) Y-твердые растворы ( непластичные); при 147, меньше 5 % CuJ a - твердый раствор ( пластичный) JZ. [11]
Перлит н вторичный цементит в стали с - 1 1 % С. Х500.| & Перлит в стали с - 0 9 % С. Х630.| Аустенит. Хромоникелевая сталь типа 18 - 10. Х250. [12] |
Расплав затвердевает полностью при наинизшей ( для данной системы) температуре плавления. Образуется ледебурит ( эвтектика), состоящий из кристаллов Y-твердого раствора ( состава, отвечающего точке Е) и цементита. [13]
Микроструктура электрошлаковых сварных соединений стали. [14] |
При нагреве и охлаждении в процессе сварки или термообработки силицидная фаза, имеющаяся в составе структуры высоко-кремнистой аустенитной стали, может растворяться и вновь кристаллизоваться, образуя вторичные силициды. Возможно также ее обогащение легирующими элементами, присутствующими в составе стали. При этом изменяются дисперсность и плотность распределения силицидных включений, что влияет на механические и коррозионные свойства стали. По данным работы [10], в стали, легированной ниобием, выделения карбидов и карбосилицидов локализуются по границам первичных силицидов или в их скоплениях и относительно равномерно распределяются в матричном Y-твердом растворе, а сетка границ рекристаллизованных зерен остается свободной от выделений. При этом сталь, легированная ниобием, не проявляет склонности к МКК. [15]