Твердорастворное упрочнение

Cтраница 3

Зависимость прочности ( а и относительного удлинения ( б сплавов А1 - Be ( 1 и А1 - Be - Mg ( 2 от содержания бериллия. [31]

Более высокая прочность сплавов системы Al - Be - Mg объясняется прежде всего твердорастворным упрочнением основы сплава, представляющей собой а-твердый раствор магния в алюминии. Кроме того, мелкозернистая структура этих сплавов и равномерное распределение частичек практически чистого бериллия вызывают более равномерные деформации при нагружении материала и соответственно одновременное повышение его прочности и пластичности. Значительное снижение пластичности сплавов, содержащих более 70 % Be, а также сближение значений относительного удлинения этих сплавов как с магнием, так и без него, объясняется уменьшением более чем в 2 раза количества пластичной алюминиевой фазы и повышением роли твердой и хрупкой бериллиевой фазы. В сплавах с малым количеством пластичной алюминиевой фазы ( 25 %) она перестает оказывать пластифицирующее действие и играет роль фактора, снижающего прочность и жесткость бериллия. [32]

По сравнению с углеродистой сталью СтЗ прочность низколегированных сталей выше благодаря суммарному вкладу следующих механизмов: твердорастворного упрочнения вследствие растворения в феррите Si и Мп, а также Ni, Сг, Си; дисперсионного упрочнения в результате выделения в процессе охлаждения проката или при термической обработке частиц кар-бонитридов, карбидов, нитридов в сталях, содержащих малые добавки V, Ti, Nb, Al и повышенное ( до 0 03 %) количество азота; зернограничного и субструктурного упрочнения благодаря получению структуры мелкозернистого феррита и образованию в нем малоугловых дислокационных границ. [33]

Хаотическое распределение ( 1) почти невзаимодействующих дислокаций формируется в условиях множественного симметричного скольжения, при сильном твердорастворном упрочнении или сильном самоторможении дислокаций, достаточно высокой энергии дефекта упаковки и малом ближнем порядке, сравнительно невысокой плотности дислокаций. [34]

Зависимость твердости СО и предела прочности при изгибе ( 2 твердого сплава TiC. XNX - 2 5 % Mo - 7 5 % Ni от содержания азота в TiCj XNX. [35]

В этих сплавах с ростом содержания нитрида титана наблюдается увеличение твердости, которое объясняется уменьшением размера карбидного зерна и твердорастворным упрочнением связующей фазы. [36]

Зависимость предела прочности при изгибе сплавов на основе системы TiC-Ni-Mo от содержания ( Ti А1 н связующей фазе.| Зависимость скорости резания при деформации режущей кромки 0 75 мм от содержания титана в снязующей фазе при содержании алюминии н сплаве. [37]

Негативное влияние ниобия на свойства сплавов, отмеченное в [114], по-видимому, объясняется введением в состав связки Со и Gr, которые затрудняют ее твердорастворное упрочнение карбидной составляющей. [38]

Зависимость привеса от температуры окисления образцом из спланон.| Влияние скорости резания на деформацию режущей кромки сплавон. [39]

Улучшение механических и режущих свойств сплава TiC-Ni-Mo с введением в его состав нитрида титана и дополнительного по сравнению со стехиометрическим соотношением углерода происходит в результате твердорастворного упрочнения связующей фазы молибденом, растворимость которого возрастает. [40]

Та активно используют в суперсплавах на никелевой и на кобальтовой основах в качестве упрочняющих элементов, принимающих участие в образовании у - фазы, карбидов и в твердорастворном упрочнении. [41]

Повышение температурных пределов применения ДКМ на основе Мо, достигается за счет введения стабильных дисперсных фаз ( ZrC, TiC, TiN и др.) в сочетании с твердорастворным упрочнением. ДКМ получают методами дуговой или плазменно-дуговой плавки. Добавки упрочняющих оксидов ( ZrO2, ТпО2и др.) вводят в молибден методами механического смешивания, химического осаждения и внутреннего окисления. Установлено, что дисперсные частицы ZrO2, введенные методом химического осаждения в активный порошок молибдена, оказывают значительное антирекристаллизационное влияние при спекании. [42]

Поскольку первые анализы у - фазы свидетельствовали о низкой склонности Мо и W занимать место в ее решетке, возникло мнение об их участии только в образовании карбидов и твердорастворном упрочнении. Например ( см. табл. 4.2), у - фаза, извлеченная из сплава MAR-M 200, в котором по номиналу 4 % ( ат. Ясно, что значительная часть W в этом сплаве входит в состав у - фазы. Аналогичную картину демонстрируют и другие данные табл. 4.2. Тантал не упомянут в этой таблице, однако он также активно внедряется в состав у - фазы, что особенно важно для формирования структуры и свойств монокристаллических сплавов. [43]

Этот раздел посвящен свойствам сплавов, упрочненных исключительно выделениями у - фазы, и демонстрирует зависимость экспериментально определенных значений прочности от таких разнообразных факторов, как объемная доля / выделений у - фазы, радиус г0 ее частиц, твердорастворное упрочнение у - и у - фаз, присутствие у - фазы в сверхмелкодисперсном состоянии. [44]

При создании высокопрочных сплавов, предназначенных для эксплуатации при низких и обычных температурах, а еще в большей степени - жаропрочных сплавов для службы при высоких температурах, используется весь арсенал методов упрочнения - деформационное упрочнение, мартенситное превращение в процессе закалки с последующим отпуском, термомеханическая обработка, твердорастворное упрочнение легирующими элементами замещения и внедрения и дисперсионное упрочнение, возникающее благодаря распаду пересыщенных твердых растворов в процессе старения или вследствие повышения содержания дисперсных выделений высоко-прочной избыточной фазы, представляющей, как правило, твердые тугоплавкие соединения ковалентного, металлического и реже ионного типа. [45]

Страницы: 1 2 3 4