Исследованный сплав

Cтраница 2

Кривыерадиально-го распределения атомов для аморфной окиси алюминия. 1 - до старения, 2, 3, 4 -при старении в течение 250, 500 и 1000 часов соответственно. [16]

Заключение: исследованные сплавы имеют более высокую степень беспорядка, чем было найдено в любых существующих аморфных материалах. Степень беспорядка сравнима с существующей в расплавленном кремнеземе. [17]

Микроструктура сплава состава 70 % Sb и 30 % Си. Избыточные кристаллы Сиг Sb и эвтектика. Травление 5 % - ным раствором азотной кислоты, х 200. [18]

Составы всех исследованных сплавов следует нанести на соответствующие диаграммы состояния и начертить предполагаемые кривые охлаждения. [19]

У всех исследованных сплавов удельное усилие возрастает в начальной стадии осадки ( до относительной деформации 10 - 15 %), затем немного понижается за счет теплового эффекта деформации. В основном влияние деформации на сопротивление деформированию невелико. [20]

Для всех исследованных сплавов было найдено, что Кз уменьшается с возрастанием G. [21]

Для всех исследованных сплавов в конденсированном состоянии характерна мелкодисперсная структура ( размер зерен менее 10 - 4 см) с тенденцией к укрупнению зерна при повышении температуры. Увеличение скорости конденсации при постоянной температуре приводит к заметному диспергированию структуры. Причина повышенной твердости латунных конденсатов заключается в высокой плотности дислокаций и высокой дисперсности тонкой структуры. Об этом свидетельствуют данные о характеристиках субструктуры [56]: размерах областей когерентного рассеяния, уровне микродеформаций и плотности дислокаций в конденсатах сплавов на основе меди. Сохранение высокой твердости при отжиге может быть обусловлено завершением процесса возврата уже в ходе конденсации. Формирующаяся стабильная конфигурация дислокаций тормозит последующую рекристаллизацию. [22]

Микроструктура щсех исследованных сплавов аналогична: ( 3-твердый раствор с довольно тонкими границами между зернами. По границам зерен расположена фаза, которая при температуре быстрой кристаллизации была в жидком состоянии. Добавление молибдена и ниобия уменьшает количество жидкости по границам. Микроструктурное исследование поперечных сечений образцов после конца коррозионных испытаний показало, что коррозия проходит преимущественно по границам зерен, отходящим от поверхности образца. [23]

Зависимости удельной необратимо рассеянной энергии за цикл от напряжений при растяжении - сжатии ( а и кручении ( б. [24]

Для всех исследованных сплавов, среди которых были еталь 40Х ( П) ( кривая /), сталь 1Х17Н2Ш различной термической обработки ( кривые 2, 2а), аустенитная сталь ЭИ612 при температурах 293 К ( кривая 3) и 873 К ( кривая 4), никелевый сплав ЭИ437Б при температурах 293 К ( кривая 5) и 973 К ( кривая 6) и никелевый сплав ЭИ826 при температуре 1153 К ( кривая 7), наблюдается существенный рост удельной рассеянной энергии с увеличением напряжений. Особенно интенсивным становится этот рост, начиная с напряжений, равных пределу выносливости на базе 107 циклов. Более интенсивный рост величин D с увеличением напряжений имеет место при кручении, когда реализуется плоское напряженное состояние, соответствующее чистому сдвигу. [25]

Для всех исследованных сплавов после деформации 60 - 80 % температура начала рекристаллизации tp одинакова и равна 1100 С. [26]

Анализ микроструктуры исследованных сплавов после отжига в течение 1 ч при температурах от 1600 до 2000 С показал, что дальнейшее развитие процесса рекристаллизации сопровождается рос: том зерна. При этом в сплавах с большим содержанием нитридной фазы наблюдается менее интенсивный рост зерен. [27]

Что касается остальных исследованных сплавов, то обнаруживается общая закономерность, а именно: чем больше р-фазы в структуре сплава, тем больше максимальное содержание водорода, приводящее к охрупчи-ванию. [28]

Рентгенограмма поверхности алитирован-ного сплава ЭИ435 после отжига при 950 С в течение 1000 час. [29]

На всех исследованных сплавах ЭИ435, ЭИ437Б, ЭИ867, ЖС6К после алитирования по указанной технологии в поверхностном слое располагается фаза Ш2А13, затем NiAl, которые образуют первую зону, вторая зона после алитирования в 4 - 5 раз тоньше первой и представляет двухфазную область, состоящую из фазы Ni3Al и фазы, богатой элементами, которыми легирован каждый сплав в отдельности. [30]

Страницы: 1 2 3 4 5