Интерметаллиды свойства структура

В качестве диффундирующего элемента не обязательно применять никель, можно применить, в частности, молибден или титан. Если в качестве арматуры использовать молибденовую проволоку, то при нанесении никелевого покрытия образуется адгезионный переходный слой интерметаллида, т. е. происходит вырождение структуры и свойств в результате взаимной диффузии (рис. 3). Механические свойства при этом существенно уменьшаются. Избавиться от этого неприятного явления можно, если формировать на оболочке матрицу путем осаждения вольфрамового диффузионного слоя. [c.58]

Структура и свойства САП. Хотя САП и относится к материалам, упрочняющимся дисперсными частицами, его структура отличается от дисперсионно твердеющих алюминиевых сплавов вследствие различной природы упрочнения матрицы вторыми фазами. Упрочнение дисперсионно твердеющих сплавов происходит в результате выделения дисперсных частиц интерметаллидов при распаде пересыщенного твердого раствора. Поэтому при повышенных температурах вследствие коагуляции и растворения упрочняющей фазы происходит разупрочнение сплавов. [c.106]

В зоне термического влияния некоторых жаропрочных аусте-нитных сталей под действием термического цикла сварки снижаются пластические и прочностные свойства, что может повести к образованию в этой зоне трещин. Подобные изменения свойств основного металла вызываются развитием диффузионных процессов, приводящих к повышенной концентрации в металле околошовной зоны элементов (углерода, кислорода и др.), которые совместно с вредными примесями могут образовывать легкоплавкие эвтектики. При длительной эксплуатации в этой зоне могут выделяться мелкодисперсные карбиды и интерметаллиды, коагуляция которых приводит также к охрупчиванию металла. При сварке этих сталей для предупреждения образования горячих трещин в шве часто получают металл шва, по составу отличающийся от основного и имеющий двухфазную структуру. [c.356]

Укажем на новые трудности, возникающие при аналитическом решении уравнения (70). Члены, характеризующие свойства матрицы (а , Оп,м, Е ) теперь зависят не только от температуры, но и от величины предшествовавшей пластической деформации, степени развития восстановительных процессов (возврата, полигонизации, рекристаллизации) и др. Усложнение структуры, происходящее вследствие образования диффузионных зон, интерметаллида, пористости и других явлений можно учесть, введя новые уравнения. Учитывая совместный характер деформации всех элементов композиции при изменении ее температуры, для интерметаллидного слоя, например, системы уравнений (64) и (65) можно дополнить уравнениями [c.205]

Значительная часть алюминиевых деформируемых сплавов упрочняются термической обработкой закалкой и естественным (искусственным) старением. Содержание основных легирующих элементов в таких сплавах как правило не превышает их растворимости в алюминии при высокой температуре. После закалки структура сплавов представляет собой пересыщенный твердый раствор легирующих элементов в алюминии. Такая структура, в отличие от закаленных сталей, обладает невысокой прочностью и повышенной пластичностью. При последующем старении происходит закономерное изменение структуры и свойств сплавов в результате распада пересыщенного раствора с образованием интерметаллидов. [c.645]

На закономерности усталостного разрушения, кроме химического состава, заметное влияние оказывает степень упорядочения структуры. Упорядочивающиеся твердые растворы и металлические соединения (интерметаллиды) обладают рядом особых электрических, магнитных и механических свойств, в связи [c.234]

Важными особенностями структурообразования при ТЦО являются температурно-временные условия технологии, которая дает возможность стимулировать процесс измельчения, коагуляции и равномерного распределения вторичных фаз (карбидов, интерметаллидов и т. п.). Получение мелкодисперсной структуры всегда благоприятно для механических свойств металлов. Такие структуры в сталях и чугунах можно получить, если в процессе ТЦО повлиять на формирование цементитной и карбидных фаз. [c.41]

К сплавам, в структуре которых наряду с а-фазой содержатся интерметаллиды, относится английский сплав Т1 — 2,5% Си, в котором содержание меди соответствует ее предельной растворимости в а-титане. В отожженном и закаленном состоянии этот сплав имеет такие же технологические свойства, как и технический титан. При старении сплав упрочняется на 30—50% в результате дисперсионного твердения и приобретает предел прочности 735—785 МПа. Из сплава [c.14]

Все эти компоненты содержатся в сплавах в небольших количествах и слабо действуют на эффект упрочнения при термической обработке, хотя их влияние на кинетику распада твердого раствора 2п и Mg в алюминии неоднократно отмечалось в литературе [4, 19, 20]. Эти компоненты, почти полностью входя в твердый раствор при кристаллизации и частично выделяясь из него (за исключением меди) при высокотемпературных нагревах в виде дисперсных интерметаллидов и частично сохраняясь в пересыщенном твердом растворе, значительно влияют на процесс рекристаллизации и на распределение продуктов распада, а следовательно, на конечную структуру и свойства деформированных полуфабрикатов. [c.173]

К сплавам, структура которых представлена а-фазой с выделениями интерметаллидов, относится английский сплав — 2% Си, в котором содержание меди соответствует ее предельной растворимости в а-титане. В отожженном и закаленном состоянии этот сплав обладает такими же технологическими свойствами, как и технический титан. При старении сплав упрочняется на 30—50% за счет дисперсионного твердения и приобретает предел прочности 735—785 МН/м . Из сплава Т1 — 2% Си в Англии поставляют листы и полосы. Этот сплав подвергается сварке, причем пластичность сварного соединения практически равна пластичности основного металла [13]. [c.12]

В состав современных титановых сплавов входят легирующие элементы, обеспечивающие получение требуемой структуры и свойств, а также необходимой стабильности сплава при эксплуатации. В сплавы вводят один или несколько элементов, растворяющихся в твердом растворе и повышающих его прочность при обычных и высоких температурах. С повышением прочности сплава понижается его пластичность, особенно в тех случаях, когда вводимый легирующий элемент растворяется в титане неполностью и образует с ним химические соединения. Сильно понижают пластичность титановых сплавов железо и хром. Влияние этих элементов усиливается при их высоком содержании, когда образуются интерметаллиды. Умеренно действуют на интенсивность повышения прочности и понижения пластичности титановых сплавов олово и ванадий. ...... [c.17]

Для релаксации пиковых Напряжений предложено вводить "резиновые" оболочки для зерен, позволяющие им обратимо и многократно деформироваться в автономном режиме при нагружении кристалла. Материал прослойки должен обладать специфическими свойствами иметь высокую прочность и обратимую упругопластическую деформацию, хорошую совместимость и адгезию материалов зерен и прослойки. В частности, этими свойствами обладают материалы с термоупругими мартенситньши превращениями (интерметаллиды со структурой В2). На этой основе разработана серия твердых сплавов, характеризующихся высокой прочностью, износостойкостью и ударной вязкостью [137]. Рассмотренные материалы, являясь композиционными, объединяют уникальные свойства сплавов III и V уровней неравновесности. [c.260]

Дальнейшее повышение прочностных свойств может быть достигнуто при легировании сплава алюминием, титаном, ниобием и танталом за счет образования в структуре дисперснотвердеющих фаз на основе интерметаллидов никеля, алюминия и др. [c.411]

До настоящего времени взаимное влияние этих двух механизмов эволюции структуры (изменение дефектной структуры кристаллической рещетки и изменение распределения атомов разных химических элементов) в ходе отжига деформированных сплавов и интерметаллидов изучено недостаточно. Несомненно, что исследование их взаимного влияния, так же как и исследование взаимосвязи между структурными изменениями и изменениями свойств, займет важное место в дальнейщих исследованиях, направленных как на понимание фундаментальных процессов, протекающих при отжиге материалов, подвергнутых ИПД, так и на исследование термостабильности субмикрокристаллических материалов при их промыщленном применении. [c.147]

Ведущая роль в повышении прочности дисперсноупрочняемых композиционных материалов принадлежит специально вводимым в процессе производства материала упрочняемым фазам (карбиды, бо-риды, нитриды, оксиды, интерметаллиды). Различают материалы е дисперсионной и агрегатной структурами. В дисперсной структуре упрочняющие фазы располагаются внутри зерен, в агрегатной — на границе зерен. Эти материалы применяются в качестве жаропрочных конструкционных, а также специальных высокотемпературных материалов с особыми электрофизическими свойствами, высоким сопротивлением радиационному распуханию, ионному распылению. [c.79]

Механические свойства неупрочняемых сплавов повышаются за счет легирования, т. е. за счет легирующих элементов, имеющихся в твердом растворе алюминия, а также (в меньшей степени) за счет гетерогенизации структуры в связи с образованием избыточных вторых фаз и интерметаллидов. Дополнительное упрочнение эти сплавы могут получать в результате нагартовки (деформация в холодном состоянии). Различные степени нагартовки вызывают разное по величине упрочнение. Однако использование нагартовки в этом случае ограничено заметным снижением пластичности, и тем большим, чем выше степень нагартовки, Темп снижения пластичности обычно значительно больше темпа повышения прочности, поэтому термическая обработка этих сплавов сводится преимущественно к отжигу с целью снятия эффекта нагартовки и повышения пластичности. [c.13]

Когда требуется высокое качество слитков, используют специальные методы очистки стали. В процессе электрошлакового переплава, например, стальной электрод, отлитый из стали любым из перечисленных выше методов, служит анодом в ванной с флюсом на основе фторида кальция и расплавленный металл оседает на дно ванны, где непрерывно затвердевает. Для получения крупных слитков могут быть использованы электроды различной конфигурации. Этот процесс обеспечивает хорошее распределение частиц интерметаллидов и поэтому позволяет уменьшить отходы, связанные с производством мелких слитков, и в то же время обеспечить получение мелкого зерна. Для получения высококачественной стали используют процесс вакуумного рафинирования. Расход электродов при вакуумной дуговой плавке такой же или несколько больший, чем при электрошлаковом переплаве. Высококачественная сталь может быть также получена электронно-лучевым рафинированием [1]. Плавка в высоком вакууме обеспечивает полную дегазацию и раскисление, улучшение структуры, удаление включений и получение более однородных свойств по всему слитку. Интенсивный перегрев расплавленного металла, который имеет место при электронно-лучевой плавке, способствует удалению легковозгоняющихся примесей, что приводит к увеличению пластичности и повышению коррозионной стойкости. Если необходимо получить крупный по размерам слиток высококачественной стали, можно рекомендовать или процесс непрерывной разливки, или электрошлаковый процесс. [c.64]

В большинстве встречающихся на практике случаев образующаяся при диффузионной пайке структура шва двухфазная твердый раствор a-Ti и ннтерметаллидные включения. Изменение механических свойств сплавов, имеющих в своем составе интер-металлиды, зависит от особенностей выделения второй фазы и характера дисперсионного механизма упрочнения. В результате дисперсных выделений может иметь место как упрочне-нение, так и разупрочнение сплава. Выделение небольшого количества второй фазы в мелкодисперсном состоянии сопровождается повышением прочности и уменьшением пластичности. Вторая фаза в этом случае вносит искажения в кристаллическую решетку металла. Увеличение количества выделяющейся избыточной фазы может послужить причиной резкого уменьшения пластических и прочностных свойств, если эта фаза выделяется в виде сетчатого каркаса. Менее опасны интерметаллиды в случае их выделения в виде сосредоточенных включений. [c.41]

Сопоставление изменения механических свойств сплава в процессе старсння с изменением структуры показало, что наиболее интенсивное понижение пластичности и особенно ударной вязкости происходит тогда, когда в микроструктуре еще не обнаруживаются частицы а-фазы и тем более интерметаллида Ti fj. Для иллюстрации на рис. 28, где приведены кривые изменения ударной вязкости в зависимости от длительности старения в интервале температур 300—800° С, нанесены кривые АБ и ВГ, отражающие начало появления соответственно а-фазы и интерметаллида Ti fj. Как видно из приведенных данных, ударная вязкость претерпевает [c.81]

Стали аустенитно-мартенситного кло.сса. Особую группу представляют аустенитно-мартенситные коррозионно-стойкие стали, например сталь 09Х15Н8Ю. Эти стали наряду с хорошей устойчивостью против атмосферной коррозии обладают высокими механическими свойствами и хорошо свариваются. Сталь 09X15Н8Ю для повышения механических свойств подвергают закалке от 975°С, после которой структура стали—-неустойчивый аустенит и небольшое количество мартенсита. В этом состоянии сталь обладает достаточно высокой пластичностью и может быть подвергнута пластической деформации и обработке резанием. После закалки сталь обрабатывают холодом в интервале температур от —50 до —75 °С для перевода большей части аустенита ( 80 % ) в мартенсит и подвергают отпуску (старению) при 450—500 °С. При старении из а-твердого раствора (мартенсита) выделяются дисперсные частицы интерметаллидов типа П1дА1. Механические свойства стали после такой обработки приведены в табл. 10. [c.297]

В углеродистых магнитно-твердых сталях необходимые свойства (Я , = 65 Э) обеспечиваются неравновесной мартенситной структурой с высокой плотностью дефектов. В сплавах железа с хромом (например, ЕХЗ) высокие потребительские свойства обеспечивают магнитная и кристаллографическая текстуры, получаемые в результате термообработки, включающей нормализацию и высокий отпуск или закалку и низкий отпуск. Наиболее высокие свойства (Я ,=500. Э), достигаемые в сплавах алнико, реализуются за счет вьщеления интерметаллида NiAl и наличия магнитной и кристаллографической текстур. Для сплавов алнико применяют при термообработке нагрев до 1300°С с последующим охлаждением со скоростью 0,5...5°С/с в магнитном поле. [c.183]

В настоящее время получили распространение гранулируемые алюминиевые сплавы, отличающиеся высоким содержанием легирующих элементов (Мп, Сг, 7г, Т1, V), нерастворимых или малорастворимых в алюминии. Гранулирование (получение гранул — литых частиц с диаметром от нескольких миллиметров до десятых долей миллиметра) осуществляют распылением расплава с высокими скоростями охлаждения (Ю" —10 °С/с) в воде. При этом образуются пересыщенные переходными металлами твердые растворы на основе алюминия одновременно изменяется структура грубые первичные и эвтектические включения ингерметаллидов (присущие слиткам, получаемым по обычной технологии) становятся более тонкими и равномерно распределенными, что повышает механические свойства сплавов. Из гранул изготавливают прессованные полуфабрикаты и листы любых алюминиевых сплавов. В процессе горячей деформации при получении полуфабрикатов аномально пересыщенные твердые растворы распадаются с выделением дисперсных частиц интерметаллидов. Таким образом, технологический нагрев до 400—450 °С при изготовлении полуфабрикатов является упрочняющим старением сплава. Роль закалки для таких сплавов играет кристаллизация при больших скоростях охлаждения. [c.190]

Монокристаллические отливки получают как из традиционных, так и специально разработанных для данного процесса сплавов. При создании новых сплавов для монокристаллического литья нет необходимости вводить в них элементы, упрочняющие границы зерен (С, В, Hf, Zr, РЗМ), поскольку не существует большеугловых границ. Поэтому в безуглеродистых сплавах отсутствуют карбиды и остаются только у- и у -фазы. Дальнейшее повышение стабильности сплава (т. е. повышение температур солидуса и полного растворения у -фазы) может быть достигнуто оптимальным его легированием тугоплавкими металлами (W, Та, Re, Мо) и у -стабилизаторами (Ti, Та). Это приводит к существенному торможению контролируемых диффузией высокотемпературных процессов, в том числе коагуляции у -фазы. Важная роль при легировании уделяется рению (до 3%), в основном располагающемуся в у-твердом растворе. Содержащие рений сплавы (например, ЖС36) отличаются более узким интервалом кристаллизации. Так, температуры ликвидуса, солидуса и полного растворения у -фазы в сплаве ЖС36 равны соответственно 1409, 1337 и 1295 °С. Снижение содержания хрома (а следовательно, и жаростойкости) компенсируют добавками Hf и Y, образующими на поверхности плотные жаростойкие оксидные пленки. В связи с применением направленной кристаллизации значительно расширились возможности использования экономно легированных жаропрочных сплавов на основе интерметаллида №зА1. Так, например, установлено, что отливки из этих сплавов с монокристаллической структурой и кристаллографической ориентацией [111] обладают оптимальным сочетанием физико-механических свойств при температурах до 1200 °С высокими показателями жаропрочности, термоусталостной прочности и жаростойкости. [c.367]

Сварка титана с медью и ее ставами. Сварка затруднена большим раэ-личием свойств и образованием хрупких интерметаллидов (см. табл. 13.2). Наиболее успешна сварка плавлением при использовании промежуточных вставок из специально выплавленных сплавов титана, легированных молибденом или ниобием, которые понижают температуру превращения а Р и обеспечивают получение однородного титанового сплава со стабильной структурой, не очень отличающейся от структуры меди. Можно использовать комбинированные вставки из сплавов Ti + 30 % Nb и сплавов ВТ15). [c.511]

Сплав АЛ 19 содержит медь, марганец и титан, которые измельчают структуру отливок и тем самым повышают механические свойства. В фазовом составе сплава образуются сложные интерметаллиды Ti (Ali2Mn2 u) и TiAla. Эти фазы совместно с uAla формируют твердый каркас по границам дендритных ячеек и придают сплаву повышенную жаропрочность. Коррозионная стойкость сплава АЛ 19 более высокая, чем у сплава АЛ .. [c.183]

Результаты исследования структуры стали 40Г11Н10Ю5Ф с помощью электронной микроскопии и электронографии показали, что структурные изменения при старении связаны с двумя стадиями. На первой стадии одновременно выделяются дисперсные карбиды V и интерметаллические частицы У (никель, алюминий), ориентационно связанные с матрицей и изоморфные к ней. Отмечено, что гомогенно выделяющиеся частицы у и V частично или полностью когерентны с аустенитной матрицей и образуют трехмерную периодическую структуру. На второй стадии старения У-частицы сменяются а-интерметаллидами на основе NiAl с ОЦК-решеткой в форме пластин-реек. При увеличении длительности старения при повышенных температурах происходит коагуляция интерметаллических частиц, а коагуляция карбидных частиц затормаживается. Влияние этих структурных изменений на свойства стали представлено на рис. 148. Можно видеть, что с ростом длительности старения растет Ов, достигается стадия насыщения (X 2ч). Как отмечено в [388], прочностные свойства отвечают длительности старения при переходе от первой стадии ко второй, когда структура стали характеризуется наличием большого количества высокодисперсных частиц V , У и а. [c.247]

Интерметаллиды характеризуются высокими жаропрочными свойствами. Это связано с тем, что, как уже отмечалось, независимо от способа получения интерметаллида для ряда структур предел текучести с ростом температуры не уменьшается, как в случае традиционных сплавов, а увеличивается. Такая аномальная зависимость обусловлена механизмом диссипации энергии, контролируемым движением сверхдислокаций. Этот эффект обнаружен при деформации алюминидов типа №зА1, TiAl, Т1зА1 и др. [c.255]

Как правило, в специальных сталях и сплавах легирующие элементы, входящие в их состав, не являются самостоятельными компонентами, а образуют фазы Такими фазами мо гут быть твердые растворы и промежуточные фазы (карби ды, нитриды, интерметаллиды и т п ) Структура и свойства сталей определяются составом и строением фаз, их ра спределением в структуре и взаимодействием между собой Рассмотрим особенности фаз в легированных сталях [c.32]

КОМПОЗИТОВ обеспечивают получение широкого спектра служебных свойств. Для композитов, предназначенных для длительной высокотемпературной службы, решающими моментами при выборе являются не только достигаемые высокие механические свойства, но, главное, их стабильность в течение длительного времени при высоких температурах и нагрузках, в том числе при циклических режимах. Из этого следует, что при конструировании высокотемпературных композитов и подборе пар упрочняющая фаза—матрица большое значение приобретают не только прочность исходных составляющих композитов, их объемная доля, взаимное расположение и схема армирования, но и термическая стабильность компонентов композитов во взаимном контакте друг с другом, т. е. механическая совместимость (согласованность коэффициентов термического расширения) и физико-химическая совместимость (отсутствие интенсивного взаимодействия компонентов между собой, вызывающего деградацию структуры и свойств как армирующей фазы, так и матрицы). Из высокотемпературных интерметаллидов рассматриваются как перспективные NiAl [14], TiAl [15], фазы на основе системы Ti-Nb-Al [16], а также силициды Nb и Мо [15]. [c.214]

Выделяющаяся при старении из твердого раствора интерметаллидная у -фаза обладает уникальными свойствами и вносит определяющий вклад в упрочнение. Как и твердый раствор, она имеет ГЦК структуру и выделяется когерентно. Прочность у увеличивается с ростом температуры, а ее пластичность не дает ей стать источником разр5тпения. Сопротивление ползучести никелевых сплавов зависит от морфологии вьщеливших-ся интерметаллидов и их объемной доли (рис. 12.6). Чем мельче выделения и меньше расстояние между ними, тем выше сопротивление ползучести. Доля выделений больше, чем в жаропрочных аустенитных сталях. [c.582]

Использование математико-статистических методов главных компонент для обработки большого числа плавок позволило разработать новую высокопрочную мартенситностареющую коррозионно-стойкую экономнолегированную кобальтом сталь 03Х12Н7К6М4Б. Высокие прочностные и пластические свойства стали при температуре 20 К достигаются при содержании в структуре, наряду с легированным мартенситом и интерметаллидами, около 30 % остаточного аустенита. Оптимальный режим термической обработки стали закалка от 1000 °С обработка холодом -70 С, старение при температуре 520 °С, 5 ч. Средний химический состав стали С = 0,03 %, Сг = 11 %, Со 5,5 %, Ni = 7 %, Мо = 4 %, Nb = 0,15 %. [c.617]

Сплав МА8 содержит кроме марганца еще и небольшую добавку церия, которая благодаря образованию интерметаллида Mgg e измельчает зерно и дополнительно шрочняет сплав. Структура сплава состоит из зерен раствора на базе магния, частиц марганца и Mgg e. Сплав отличается хорошей коррозионной стойкостью и свариваемостью. Обладая всеми преимуществами сплава МА1, сплав МА8 имеет более высокие прочностные свойства Ств - 225 МПа, оод =145 МПа, 5-4— 12 %. Применяется для изготовления штамповок сложной формы, обшивки элеронов, закрылков, рулей. [c.631]

Авторы [209] исследовали близкий по составу сплав Н20Х23 с 0,17% Ti, связывали наблюдаемое упрочнение мартенсита с выделением интерметаллида NigTi, а последукицее разупрочнение при нагреве - с образованием аустенита. Чтобы исключить впияние старения на прочностные свойства мартенсита, в настоящем исследовании был использован метастабильный сплав железа с 30,5% Ni и менее 0,01% С. Положение температурного интервала а- у превращения и структура образующейся у-фазы в существенной мере зависят от состава сплава, скорости нагрева и температуры, от которой начинается медленный нагрев. Нагрев сплава НЗО, предварительно обработанного на мартенсит, проводился со скоростью 0,3 град/мин начиная от 250°С. [c.143]

Меньшая степень влияния ВТЦО на свойства деформируемых сплавов объясняется тем, что они менее легированы и в их структуре сравнительно мало фаз с отличными от алюминиевой матрицы теплофизи-ческими характеристиками. Однако характерные для деформируемых сплавов интерметаллиды в мелкодисперсном виде увеличивают протяженность межфазных границ, что, в свою очередь, является положительным фактором при возникновении структурных напряжений. Поэтому в какой-то степени при ВТЦО деформируемых сплавов имеют место процессы, характерные и для литейных. Это обстоятельство, очевидно, служит причиной интенсификации диффузии и повышения механических свойств деформируемых сплавов по сравнению со стандартными режимами обработки. [c.145]

Металлографические исследования показали монолитное соединение, граница раздела в зоне не обнаруживается. В связи с тем что коагуляция интерметалли-дов происходит при температуре 570—650° С, а структура пережога наблюдается при 600—650° С, температура сварки 500° С не вызвала снижения механических свойств. В зоне сварки вкрапления интерметаллидов отсутствуют, это способствует повышению пластичности зоны соединения алюминия. [c.435]

В работах [81 315 14, с. 118] рассмотрены некоторые принципы выбора состава алюминиевой ванны при нанесении модифи-цированных алюминидных покрытий на титан, молибден и ниобий. Термодинамические расчеты реакций образования интерметаллидов и фазовый анализ покрытий показали, что при насыщении этих металлов в расплаве чистого или легированного одним или несколькими элементами алюминия возможно возникновение в поверхностном слое сложной многофазной структуры. Анализ физико-химических свойств легирующих элементов и предварительные испытания жаростойкости покрытий различного состава позволили условно разбить все элементы на четыре класса [c.294]

Сварка титана с медью и ее сплавами [23 Сварка титана с медью затруднена большим различием свойств и образованием хрупких интерметаллидов (табл 9). Наиболее успешно сварка плавлением осуществляется при использоваппи промежуточных вставок из специально выплавленных сплавов титана, легированного Мо, Nb пли Та, которые понижают температуру превращения и обеспечивают получение однородного титанового сплава со стабильной -структурой, не сильно отличающейся от структуры меди Возможно исиользование вставок из силавов Т1 - - 30% Nb и ВТ15 (3,5% А1 6,5—7,5% Мо, 9—11 Ст) Эти сплавы при сварке с медью М3 обеспечивают предел прочности соедпненпя нри растяжении 22—22,5 кГ/мм и угол загиба 140—180°, а при сварке с бронзой Бр.Х0,8 соответственно 26—28 кГ/мм п 100—160° В прослойке но линии соединения микротвердость достигает 470—480 кГ/мм при твердости бронзы Б р. Х0,8— 120 кГ/мм . [c.224]

К сплавам второй группы, применяемым в состоянии после упрочняющей термообработки, относятся сплавы с а + р-структурой п метастабпльныр р.-сплавы. Перед сваркой основной металл этпх сплавов подвергают закалке или отжигу, а после сваркп — закалке и старению Длительный изотермический нагрев закаленного сплава в субкритическом интервале температур (старение) приводит к распаду Р-фазы с выделением дисперсной а-фазы, который может сопровождаться промежуточными превращениями с выделением метастабильной ш-фазы и интерметаллидов. Этот процесс сопровождается резким повышением прочности и снижением пластических свойств. Термообработка пропзводится в специальных контейнерах с инертной средой в печах обычного типа и в вакуумных. [c.355]

Добавка циркония практически не оказывает влияния на прочностные свойства холоднодеформированных полуфабрикатов из сплавов, содержащих марганец, и несколько повышает их у сплавов без марганца [16, с. 2511. Цирконий аналогично марганцу, но при значительно меньшем содержании, повышает температуру рекристаллизации сплава, что способствует получению нерекристаллизованной структуры и высокой прочности горячепрессованных полуфабрикатов [14 15, с. 78]. В отличие от марганца цирконий повышает устойчивость твердого раствора алюминиевых сплавов и улучшает прокаливаемость крупных полуфабрикатов. В сложнолегированных сплавах, содержащих марганец и примесь железа, добавка циркония способствует образованию крупных интерметаллидов. [c.104]

Антикоррозионные свойства покрытий сплавом Си—5Ь и медью в среде НгЗ и СЬ близки. На воздухе в течение 30 сут покрытия из сплава Си—5Ь почти не меняются, а на покрытиях из меди образуются зеленые и темные продукты коррозии. Рентгенографически в сплаве обнаружен интерметаллид СитЗЬ при сохранении параметров кристаллической решетки меди (а = = 361,1 нм). Мелкозернистая структура и твердость сплава не изменяются в результате отжига при 200—300 °С в течение 1 ч, тогда как твердость покрытий медью при этом понижается с 1000 до 700 МПа. [c.237]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...