Фазы интерметаллические

Сг (1% С связывает около 10% Сг). Таким образом происходит сильное обеднение твердого раствора хромом, и в большинстве случаев содержание свободного хрома в высокохромистых чугунах не выходит за пределы первого порога устойчивости. Этим объясняется сравнительно невысокая коррозионная стойкость этих чугунов по сравнению с высокохромистыми сталями. При увеличении содержания хрома свыше 35— 36% твердость высокохромистых сплавов значительно повышается, что ухудшает их обрабатываемость. Кроме того, при содержании хрома свыше 40% эти чугуны становятся хрупкими вследствие выделения при медленном охлаждении б-фазы (интерметаллического соединения РеСг). [c.243]

Крупные включения —это первичные фазы, интерметаллические соединения, а мелкие включения — соединения, выпавшие из твердого раствора во время охлаждения сплава при отжиге. [c.235]

Меньшее значение для охрупчивания хромоникелевых аустенитных сталей имеет образование других фаз, в частности х-фазы— интерметаллического соединения железа с молибденом (титаном) [88]. [c.24]

Одним из проявлений неравновесной кристаллизации электролитических сплавов является образование пересыщенных твердых растворов, в том числе на основе компонентов, которые в равновесных условиях практически нерастворимы друг в друге [49]. При отжиге происходит распад пересыщенных твердых растворов и выделение избыточных фаз (интерметаллических соединений или фаз внедрения). Тип кристаллической решетки матричной фазы при этом не меняется она стабильна и при низких, и при высоких температурах. [c.74]

Образование твердых растворов и соединений между твердым и жидким металлом происходит в результате протекания диффузионных процессов в твердой фазе — атомной и реактивной диффузии — и является весьма нежелательным явлением, так как образующийся слой твердого раствора или интерметаллического соединения обычно бывает хрупким, что снижает пластичность всего изделия. Возможны также частные случаи химического взаимодействия жидкометаллической среды с компонентами твердого металла взаимодействие щелочных металлов с растворенным в твердых металлах кислородом, лития — с углеродом, серой и [c.144]

В сталях второй группы увеличение жаропрочности обусловлено образованием металлических соединений при старении или во время работы при высоких температурах. Механизм повышения интерметаллическими соединениями сопротивления сплава пластической деформации при рабочих температурах аналогичен механизму упрочнения сплава карбидными фазами. [c.210]

Для повышения жаропрочности сплавов дополнительно вводят в состав сплав алюминий, титан, ниобий и тантал. В сплавах формируются у-фазы с ограниченными твердыми растворами и у -фа-зы с интерметаллическими соединениями Ni3[c.414]

Выделяющейся фазой, вызывающей дисперсионное твердение, может быть карбид или нитрид, интерметаллическое соединение, твердый р аствор легирующего элемента в железе, имеющий другую концентрацию, или какая-либо фаза сложного состава. [c.124]

Мо—и — интерметаллическая фаза отсутствует [c.465]

Контроль прочности соединений слоев в биметаллах. Прочность соединения слоев биметаллов определяют в первую очередь по структуре граничной зоны (наличию интерметаллических фаз и трещин, толщин диффузионных слоев и т. д.). В биметаллах, изготовленных сваркой взрывом, граница раздела имеет волнистую поверхность, причем прочность соединения слоев определяется параметрами ее формы. Характеристика рассеяния [c.287]

При первом режиме высокая скорость конденсации обеспечивала образование на ниобиевой подложке слоя чистого никеля. Диффузия ниобия в осаждающийся слой никеля создавала вблизи границы раздела ниобий—никель тонкий слой интерметаллических фаз с примыкающей к нему зоной твердого раствора переменной концентрации ниобия в никеле. Область никелевого покрытия, свободная от диффузионного загрязнения ниобием, составляла примерно 50 мк. [c.113]

Предельная растворимость Сц ниобия в конденсированном никеле, соответствующая максимальному параметру решетки у-ни-келя на границе с интерметаллическими фазами, оказалась при 1000° С равной 8 ат. % и при 1100° С — около 9 ат. %. [c.115]

Рис. 4. Временная зависимость роста слоев интерметаллических фаз при изотермическом отжиге (1100° С).

Но в области температур 200—350 °С происходит процесс распада а твердого раствора с последующим выделением фазы интерметаллического соединения СогР А в области температур 350— 550 С идет процесс мод 1фикациоиного перехода а-твердого раствора в р-твердый раствор, который представляет собой твердый раствор замещения фосфора в решетке гранецентрированного р-кобальта, причем скорость этого перехода значительно выше скорости выделения фазы СогР, особенно в начальный момент перехода [c.59]

В ряде двухфазных и 0-сплавов титана, помимо перечисленных выше фаз, могут появляться и различного вида интерметаллические соединения или их предвь]деле-ния. Скорость распада 0-фазы на ач)]азу и интерметаллическое соединение зависит от звтектоидной температуры и энергии активации образования интерметалличе-ского соединения. В системах с Си, N1, Ад, Аи происходит быстрый распад 0-твердо-го раствора. В системах с Со, Сг, Мп, Ре 0-твердый раствор распадается медленно, и перед выделением интерметаллической фазы образуются промежуточные состояния. Например, перед образованием соединения ЛСг, (7-фаза) в сплавах, содержащих хром, может образоваться промежуточная 7 ч)заза, являющаяся предвыделе-нием 7-фазы. Интерметаллические соединения имеют резко отличный от титана электрохимический потенциал и в ряде случаев кардинально изменяют физикомеханические и электрохимические свойства сплавов. I [c.11]

Проведенные исследования позволили разработать новую хро-моникельмарганцевую жаропрочную сталь аустенитного класса, содержащую небольшое количество никеля [28 ]. Химический состав стали следующий 0,3—0,45% С, доО,35 % Si, 10,0—12,5% Сг, 11,5 -13,5% №, 6—11% Мп, 3,2 -4,2% А1, 1,4—2,0% V. Высокая жаропрочность разработанной стали связана с образованием гетерогенной структуры С мелкодисперсным выделением двух упрочняющих фаз интерметаллического соединения NiAl.H карбидов ванадия. Присутствие этих фаз в стали установлено рентгеноструктурным фазовым анализом. Исследовали микроструктуру и прочностные свойства стали после различных режимов термической ебработки. Образцы были изготовлены -из проката трех опытных плавок стали (№ 1, 2, 3, табл. 47). Изучалось влияние температуры и времени выдержки при закалке и старении на твердость и длительную прочность стали. [c.171]

Рафинирование разбавленного первичного сплава производится в две стадии 1) рафинирование от неметаллических примесей флюсами при 750—950 °С (смесь фтористых и хлористых солей натрия, калия и алюминия переводят в шлак, который затем удаляют из расплава) 2) фильтрация после постепенного охлаждения сплава до 600°С через кварцевую крупку в фильтровальной воронке для раэделення образующейся твердой кристаллической фазы (интерметаллические включения и неметаллические соединения) и эвтектического сплава (силуминового расплава), при этом остаток на фильтре содержит до 60—70 % металлической фазы. [c.104]

Большую роль при деформировании и разрушении материалов играет физико-химическое взаимодействие твердой и жидкой фаз. Результатом этого взаимодействия могут явиться образование новых фаз — интерметаллических соединений и твердых растворов повышение (эффект Иоффе) или снижение (эффект Ребиндера) пластичности и прочности самопроизвольное разрушение и т. д. С растворением участка с трещиной, скруглением вершин образовавшихся трещин, удалением приповерхностных барьеров, препятствующих выходу дислокаций, пластичность металлов в присутствии жидкой фазы (растворителя) повышается [109, 2021. Чаще, однако, жидкие фазы охрупчивают металлы. Различные случаи охрупчивания под действием металлических и неметаллических жидкостей и анализ механизма разрушения приведены в работах [156, 202, 206, 254 и др.1. Обнаружено несколько причин охрупчивающего воздействия жидкости на металлы, многие из них связаны с адсорбцией поверхностно-активных веществ, облегчающих зарождение и рост трещин. Адсорбируясь на стенках [c.101]

При исследовании процессов рассыпания сплавов медь-кремний, содержащих от 12 до 90"/о (вес.) кремния и состоящих согласно диаграмме состояния (рис. 1) из кристаллов кремния и интерметаллического соединения Сиз51, было установлено [1, 2], что рассыпание — следствие окисления, которое начинается с коррозио-нного разрушения на границе фаз интерметаллического соединения Сиз51 — 51 и распространяется затем внутрь кристаллов кремния. [c.24]

Со временем появления вольфрамового феррита совпадает начало образования интерметаллической фазы. Интерметаллическая фаза соответствует вольфрамиду железа Fe2W (62,2% W). [c.226]

Уменьшение этих величин находится в зависимости от содержания углерода. Длительный нагрев малоуглеродистых сталей может снизить ударную вязкость на 50%, а ударная вязкость у сталей с более высоким содержанием углерода снижается еще больше. Причиной хрупкости является чрезмерное выпадение карбидов по.границам зерен и появление з-фазы (интерметаллическое соединение типа Fe r). [c.20]

Таким образом, в системе железо—молибден—углерод имеются а-фаза, у-фаза, интерметаллические фазы о и в, гексагональные карбиды Мо С и МоС, орторомбический цементит РвзС и два тройных кубических карбида типа (Мо, Ре)0С. [c.74]

Соотношение площадей интерметалличе-ского соединения и цинка на поверхности сплава цинк-кобальт установить по диаграмме состояния трудно, так как область, занимаемая фазой интерметаллического соединения, показана на диаграмме только ориентировочно. Очевидно, что расчет этим способом площадей составляющих не дает точных результатов. Действительно, для сплава данного химического состава количество интерметаллического соединения по диаграмме состояния оказывается примерно равным 7—8%. Определение же площади, занятой интерметаллическим соединением, с помощью планиметра на серии микрофотографий дает гораздо большую цифру— 16,4%. Эта величина, как более верная, принималась в расчет при определении баланса работы микроэлементов на сплаве цинк-кобальт. [c.47]

Термопары вольфрам-рений успешно используются в инертном газе высокой чистоты, в водороде, а также в вакууме с ограничениями, указанными выше. Для стабилизации размеров зерна рекомендуется предвари тельный отжиг новой термопарной проволоки. Это делается в инертной атмосфере при температуре 2100 °С в течение от одного часа для и — 3 % Не до нескольких минут для У — 25% Не. Такая процедура отжига снижает также скорость образования интерметаллической о-фазы в сплаве Ш — 25% Не, которая в противном случае выпадает в части проволоки, находящейся длительное время при температурах от 800 до 1300 °С. Градуировочная таблица зависимости термо-э.д.с. от температуры была предложена [2], но пока формально не утверждена. Одно из важных применений термопар водвф-рам-рений будет рассмотрено ниже и состоит в измерении температур в ядерной энергетике в присутствии потока нейтронов. [c.292]

Центры водородного растрескивания в сталях образуются на границе фаз (например, Feg или интерметаллических соединений, какие встречаются в мартенситностареющих сталях), выделивших- [c.152]

Необходимо также отметить существование четвертого класса— дисперсионно-твердеющих нержавеющих сталей, которые приобретают высокую прочность и твердость в результате низкотемпературной термообработки, проводимой после закалки с вы--сокой температуры. Эти сплавы Сг—Fe содержат меньше никеля, чем это требуется для стабилизации аустенитной фазы (или вообще его не содержат). Зато они содержат такие легирующие элементы, как алюминий или медь, которые обеспечивают высокую твердость, приводя к образованию и выделению интерметаллических соединений вдоль плоскостей скольжения или границ зерен. Эти стали применяют в тех же случаях, что и коррозионностойкие никеле- [c.297]

Легирование алюминия магнием увеличивает склонность сплава к КРН, особенно, если содержание Mg превышает 4,5 %. Для ослабления воздействия, по-видимому, необходимо проводить медленное охлаждение (50 °С/ч) сплава от температуры гомогенизации, чтобы произошла коагуляция -фазы (AlgMga) последний процесс ускоряется при введении в сплав 0,2 % Сг [29]. Эделеану [30] показал, что катодная защита приостанавливает рост трещин, которые уже возникли в сплаве при погружении в 3 % раствор Na l. При старении сплава при низких температурах максимальная склонность к КРН отмечалась перед тем, как была достигнута наивысшая твердость. Эти данные аналогичны приведенным выше для дуралюмина. Поэтому Эделеану предположил, что склонный к КРН металл вдоль границ зерен не является равновесной р-фазой, ответственной за твердость сплава. По его мнению, склонность к КРН в области границ зерен связана с сегрегацией атомов магния, и этот процесс предшествует образованию интерметаллического соединения. По мере старения склонность к КРН уменьшается, так как выделение Р-фазы в области границ зерен идет с потреблением металла, содержащего сегрегированные атомы магния. Сходным образом, вероятно, можно объяснить поведение сплавов алюминия-с медью. [c.353]

При электроосаждении сплавов довольно часто образуются неравновесные системы, характеристики атомной структуры которых не соответстнуют термодинамически устойчивому состоянию. Примерами таких фаз могут служить пересыщенные твердые растворы (ПТР), интерметаллические соединения, отсутствующие на диаграмме состояния, аморфные сплавы. [c.53]

Для систем, в которых образуются в равновесных условиях промежуточные интерметаллические фазы, при наложении импульсной деформации образуется Только пересыщенные твердые растворы даже при достижении концентрации, соответствующего стихометрического состава интерметаллида, причем это справедливо для металлов с различным типом кристаллической решетки. [c.162]

В связи с этим, а также вследствие определенных технологических трудностей проведения ВМТО может встать вопрос о целесообразности использования данного метода, если к тому же учесть, что более эффективная МТО уже проверена на весьма длительные сроки службы (до 5000 час.) и получены положительные результаты. Однако такая постановка вопроса будет неправильной, так как нельзя ограничиваться лишь сравнением конечных результатов, получаемых с помощью различных технологических обработок. ВМТО имеет ряд преимуществ перед МТО при обработке стареющих сталей и сплавов, особенно если в структуре материала есть интерметаллическая упрочняющая фаза, а также при обработке некоторых чистых металлов. [c.50]

Три диффузионные зоны (К1КЬ, NiзNb и твердый раствор N5 в N1), различаемые по микротвердости, отчетливо наблюдаются и на микрошлифах (рис. 3). Толщина слоев интерметаллических фаз при увеличении времени отжига заметно увеличивается по параболическому закону (рис. 4). Пока на поверхности никелевого слоя концентрация ниобия не превышает 1—2%, для расчета диффузионных параметров можно пользоваться формулами, выведенными для диффузии в полупространство [5]. Расчет по этим формулам дал значение коэффициента диффузии ниобия в никель при 1000° С, равное 1.0 10 см /сек. Этот коэффициент диффузии [c.114]

Получение на ниобиевой подложке слоя чистой интерметаллической фазы NiNb представляет особый интерес, т. е. дает в руки экспериментатору образцы NiNb, пригодные для детального изучения этого соединения, сведения о котором в литературе весьма скудны. [c.118]

Для защиты металлов и сплавов от высокотемпературного окисления применяют диффузионные слои интерметаллических соединений или силицидов, получаемых на поверхности изделий методами химико-термической обработки (ХТО). Создание жаростойких покрытий с заданным фазовым составом и прогнозируемыми свойствами невозможно без анализа механизма и кинетики основного структурообразовательного процесса при ХТО — реакционной диффузии, т. е. диффузионного массопереноса с твердофазными превращениями. В работе [1] нами исследовано влияние кинетики фазового превращения на рост интерметаллидов в диффузионной зоне и дано объяснение экспериментально наблюдаемому линейному закону роста фаз в ряде бинарных систем. [c.18]

Титан относится к парамагнитным металлам, магнитная восприимчивость его, по данным различных авторов, составляет при 20°С 3,2 1(7 см /г. Она повышается с возрастанием температуры от —200 до +800°С по линейному закону. Температурный коэффициент в этом интервале составляет 0,0012-10 см /(г-°С). В области а->- 3-превращения наблюдается резкое возрастание восприимчивости. Так же, как и другие физические характеристики, магнитная восприимчивость титана зависит от кристаллографической направленности. Максимум удельной магнитной восприимчивости наблюдается вдоль плоскости призмы параллельно оси с кристаллической решетки, минимум —параллельно плоскости базиса. Легирование а-фазы приводит, как правило, к снижению удельной магнитной восприимчивости. Однако температурная зависимость магнитной восприимчивости в этом случае может отклоняться от линейной. По величине этого отклонения и температурному интервалу, в котором оно происходит, можно судить об образовании интерметаллических соединений или их предвыделений. [c.6]

В сплавах на основе титана в зависимости от химического состава и режимов термической обработки могут образовыватьсп твердые растворы на основе а- и )3-модификаций, упорядоченные и метастабильные фазы, различные интерметаллические соединения. При закалке и отпуске титановых сплавов могут возникать мартенситные фазы а., а" и ш. Мартенситная а -фаза имеет ту же кристаллическую решетку, что и ач(>аза, и отличается от последней лишь большим размытием интерференционных макси мумов. Мартенситная а ч >аза и меет орторомби ческую кристал-лическую решетку с параметрами а = 0,2956- -0,3026 нм б = 0,4970-г0,5110 нм с = 0,465 -i-0,467 нм. Рентгенограммы а"ч 1азы отличаются от рентгенограмм ач])азы расщеплением некоторых интерференционных линий (рис. 5), возрастающим с увеличением содержания легирующих элементов. [c.10]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...