Примесные элементы

Таким образом, наиболее перспективным способом уменьшения склонности к КРН является контроль состава инконеля 600 по содержанию примесных элементов, а не углерода. [c.365]

Концентрация примесных элементов по границам зерен даже у гомогенизированных сплавов всегда выше, чем в самом зерне. Объясняется это тем, что границы представляют собой области с сильно искаженной кристаллической решеткой, и атомы примеси, располагающиеся по ним, вносят в систему существенно меньшие искажения, чем это было бы при растворении их в кристаллической решетке. Это в равной степени относится к [c.461]

Сущность выплавки стали из чугуна состоит в удалении из него путем окисления излишнего количества углерода до требуемого марочного уровня, а также примесных элементов, содержание которых ограничивается определенными пределами. [c.27]

Влияние модуля упругости материала на уровень механических свойств металлов с различными типами решетки иллюстрируется рис. 1.8. Здесь представлены экстраполированные на 0 К пределы прочности в зависимости от модуля упругости для ряда металлов промышленной чистоты с ГЦК- и ГПУ-решетками [18]. Для сравнения показана экстраполяция термической компоненты напряжения течения для ОЦК-металлов. Отношение прочности к модулю упругости, как следует из рис. 1.8, изменяется в относительно узких пределах, т. е. это фактически константа, разброс значений которой можно объяснить только присутствием примесных элементов. У металлов с ГЦК-решеткой это отношение меньше, чем у металлов с ГПУ-решеткой. [c.18]

Содержание примесных элементов в различных титановых сплавах [c.242]

Отсюда следует, что увеличение СРТ при выдержке X является не просто результатом достижения некоторого порогового КИН, а характерно в этих условиях лишь для некоторого состояния материала, не связанного с типом структуры и, вероятно, определяемого особенностями его субструктуры. В частности, возможно влияние небольших количеств примесных элементов, присутствующих в материале, но не выявляемых стандартными методами определения его свойств. [c.367]

Во втором издании (первое — в 1980 г.) рассмотрены коррозионно-стойкие стали, а также сплавы на основе железа и никеля, применяемые для службы в агрессивных средах. Описаны их структура, механические и физические свойства в широком диапазоне температур. Приведена соответствующая нормативно-техническая документация. Изложены механизмы различных видов коррозии. Показана роль структурных факторов, легирующих и примесных элементов в формировании свойств коррозионно-стойких сталей и сплавов. [c.320]

Вторым фактором, влияющим на стойкость стали в морской атмосфере, является наличие в ее составе примесных элементов, например меди. Установлено, что небольшие количества таких примесей, как медь, никель, хром, кремний и фосфор, снижают скорость коррозии [c.31]

Значение коэффициентов диффузии О примесных элементов в германии и кремнии [c.405]

Наряду со специально добавляемыми элементами, промышленные стали обычно содержат примесные или сопутствующие элементы. Всегда присутствуют в стали сера и фосфор, попадающие из руды, топлива или шлаков, используемых для очистки стали. Некоторые руды содержат кроме того значительное количество мышьяка, сурьмы и висмута, а олово и медь попадают в сталь из скрапа. Влияние этих элементов, являющихся соседями в периодической системе, почти без исключения вредное. При определенных обстоятельствах они могут мигрировать к границам зерен и резко ухудшать прочностные характеристики стали. Примесные элементы уменьшают сопротивление стали разруше- [c.52]

Уменьшение низкотемпературной пластичности носит название отпускной хрупкости. Наиболее часто она наблюдается у Сг, Ni, Мо" сталей, используемых для роторов турбин, и Мп, Мо сталей, используемых для корпуса легководных реакторов. Проявляется она в уменьшении ударной вязкости или увеличении температуры хрупкого перехода. Это связано с миграцией определенных элементов, которые занимают соседствующее положение в периодической системе, к границам зерен и проявляется в виде интер-кристаллитного излома. Миграция наблюдается для большинства легирующих элементов, включая углерод, кремний, никель и марганец, но не отмечена для молибдена. Примесные элементы при температуре отпуска находятся в твердом растворе и выделяются по границам зерен при температуре 500° С. Поэтому хрупкости можно избежать при быстром охлаждении стали с температуры отпуска, но это может привести для массивных изделий к появлению высоких, превышающих предел текучести, внутренних напряжений, действие которых может быть более отрицательным, чем сама отпускная хрупкость. Технология ступенчатого охлаждения от температуры отпуска при удачно выбранной температуре ступенек позволяет избежать отпускной хрупкости и в то же время не привести к появлению больших внутренних напряжений. Отпускная хрупкость может быть сведена к минимуму при снижении содержания примесей от 0,01 до 0,001% за счет тщательного выбора скрапа и шлака, а также при использовании очень чистого, например электролитического, железа. Дальнейшее улучшение может быть достигнуто в результате удаления кремния, т. е. при использовании вакуумного раскисления. Трудно расположить элементы в порядке усиления их влияния на отпускную хрупкость, так как некоторые из них используются редко или в таких малых количествах, что их влияние трудно учесть. Проведенные в последние годы исследования позволили получить стали для больших роторов, температура хрупкого перехода которых снижена со 100° до 0°С. [c.53]

Состав стали должен быть точно известен, и она должна содержать минимальное количество примесных элементов, водорода и. кислорода, а неметаллические включения должны иметь малые размеры. Стали для перечисленных выше установок должны, выплавляться в электродуговых печах из скрапа или жидкого, чугуна с очень низким содержанием примесей. [c.63]

Сварные швы, не имеющие трещин в зоне термического влияния, могут быть получены на 0,5% Сг, Мо, V сталях при выборе партии стали с минимальным содержанием примесных элементов, ограничении содержания ванадия до 0,3%, температуре-термообработки не выше 950° С и отпуске литья и поковок дО твердости не выше 300 единиц по Виккерсу, ограничении размера электрода, уменьшении подвода тепла и обеспечении снятия напряжений после сварки. [c.83]

В США широко используется нержавеющая сталь типа 18/8, а в Великобритании она всегда разрушается в результате пит-тинга, который проявляется после 7—9 месяцев службы и быстро поражает нержавеющую сталь, вероятно, в результате допускаемых условий застоя. Непрерывное повышение уровня знаний в области материалов и технологии их получения привело к созданию сплавов со значительно лучшими свойствами. Сплавы железа с хромом и молибденом теперь могут быть получены электроннолучевой плавкой, они содержат низкий процент углерода, кислорода и примесных элементов, что обеспечивает кроме хороших механических свойств отличное сопротивление воздействию среды. Есть надежда, что сплав Орион-61 , содержащий 26% Сг, 2% Мо, >0,01% С, будет обладать хорошей прочностью и хорошей стойкостью против питтинговой коррозии и хорошо свариваться. Эти свойства будут очень полезны при использовании его для труб конденсатора. [c.235]

Таким образом, теплопроводность а-железа высока, поэтому примеси заметно снижают ее теплопроводность у-железа низка (с положительным коэффициентом), поэтому влияние примесей невелико. Примесные элементы, которые способствуют созданию и расширению области существования т -фазы, в большей степени должны уменьшать теплопроводность стали, чем те, которые расширяют область существования а-фазы. [c.123]

Провалы пластичности металла могут быть вызваны различными примесными элементами, например, висмутом, мышьяком, кислородом, серой, свинцом или сурьмой. Очистка меди от примесей уничтожает тот провал пластичности, за который отвечает данная примесь [69]. [c.264]

На модуль нормальной упругости могут оказывать заметное влияние и примесные элементы из числа тех, которые уменьшают параметры кристаллической решетки а-титана кислород, азот, углерод. Для инженерных расчетов можно принимать указанное выше значение модуля нормальной упругости титана Е = = 11 200 кгс/мм . Однако в тех случаях, когда величина упругих характеристик имеет особо важное значение для конструкции, а применяются изделия неизбежно текстурованные (тонкие мембраны и другие элементы приборной техники), целесообразна индивидуальная оценка анизотропии модуля нормальной упругости в каждом конкретном случае. [c.18]

В катодных стержнях для аргонно-дуговой сварки применяют торированный или лантанированный вольфрам. При сварке примесные элементы (Th или La) диффундируют изнутри на поверхность электрода, проходя между микрокристаллами вольфрама, так что на поверхности образуются отдельные островки пленки. Затем пленка расползается по поверхности вольфрама, образуя одноатомный слой. Излишек примесей может вызвать деполяри-зационный эффект и увеличение ф. [c.68]

В двух ранее рассмотренных случаях нами не учитывалось влияние диффузии на степень химической неоднородности. При установившихся непрерывных процессах кристаллизации незначительное диффузионное перераспределение примесей приводит к некоторому выравниванию концентраций, однако качественно картину их распределения не изменяет. Для прерывистого процесса кристаллизации характерно появление определенной периодичности в распределении примесных элементов по длине кристаллита. В момент замедления, а затем и остановки процесса диффузия примеси в жидкую и твердые фазы начинает играть существенную роль в выравнивании составов как внутри однородных фаз, так и между твердой и жидкой. Из рис. 12.25, в, видно, что в момент остановки процесса затвердевания слои жидкости, прилегаюш,ие к твердой фазе, обедняются примесью (—ДСж), а затвердевший металл обогащается ею. Возобновление процесса кристаллизации из обедненного состава жидкой фазы приводит к снижению содержания примеси во вновь образующихся кристаллитах (—АСтв). Повторяясь периодически, этот процесс приводит к появлению так называемой слоистой неоднородности. Количество легирующего элемента в жидкой и твердой фазах на границе сплавления определяется следующими зависимостями [c.459]

Примесное упрочнение. Одной из первых была предложена модель разблокирования дислокаций из атмосфер Коттрелла [4, 52], в которой напряжение отрыва зависело от температуры. И хотя эта модель не нашла надежного подтверждения ни в теоретических оценках, ни экспериментально, упрочняющее действие примесных элементов в ОЦК-металлах тем не менее не вызывает сомнения (рис. 2.9) [76,81], поскольку внедренные атомы не могут не создавать вокруг себя поля упругих напряжений [4]. [c.47]

В работах [328, 330, 332, 339, 3551 было показано, что описание-кривой нагружения ОЦК-поликристаллов уравнением параболического типа (3.57) значительно расширяет возможности экспериментального изучения процесса деформационного упрочнения. Обобщением-результатов этих работ, а также ряда литературных данных [9, 289,, 290] является общая схема деформационного упрочнения поликристал-лических ОЦК-металлов и сплавов [47, 48] (рис. 3.33), которая отражает сложный многостадийный характер процесса, обусловленный поэтапной перестройкой дислокационной структуры при деформации. Считается, что перестройка структуры (от относительно однородного распределения дислокаций через сплетения и клубки к дислокационной ячеистой структуре) вызывает соответствующее изменение внутренних напряжений [2961, следовательно, и параметров процесса деформационного упрочнения. Данная схема основывается на анализе и обобщении результатов механических испытаний и структурных исследований, проведенных на десяти сплавах ОЦК-металлов [47, 481, которые различались по величине модуля упругости, энергии дефекта упаковки, наличию дисперсных упрочняющих фаз, уровню примесных элементов и размеру зерна (в пределах одного сплава). В частности, были исследованы при испытаниях на растяжение в интервале температур 0,08—0,5Гпл однофазные и дисперсноупрочненные сплавы-на основе железа (армко, сталь 45, Ре + 3,2 % 81), хрома, молибдена (МЧВП с размером зерна 100 и 40 мкм, Мо Н- 4,5 % (об.) Т1М, ЦМ-10-и ванадия (технически чистый ванадий), а также сплавы ванадия и ниобия с нитридами соответственно титана и циркония [95]. [c.153]

Наблюдаемые отклонения (см. рис. 3.35) от постоянного значения отношения /С1/СТу,всвою очередь, позволяют предположить, что немаловажную роль в деформационном упрочнении играют термоактивационные механизмы, контролирующие движение дислокаций в различных температурных интервалах. Например, снижение Кх/сГу у молибденовых сплавов и ванадия при температурах ниже 0,1571 может быть связано с переходом от механизма, в котором движение дислокаций контролировалось взаимодействием с примесными элементами [85, 357], к механизму, контролируемому образованием перетяжек на расщепленных винтовых дислокациях [83], при соответствующем изменении энергии активации. Другим примером может служить отклонение отношения /Сх/Оу у ванадия и Ре—8] (кривые 4 и 5 рис. 3.35) в температурном интервале протекания в этих металлах ДДС, что также связано с изменением контролирующего механизма движения дислокаций, а следовательно, и энергии активации [357]. [c.156]

Условия воздействия и их изменение могут быть обусловлены различными обстоятельствами, однако при исследовании поведения металла они должны позволять исследователю наблюдать наиболее полную реализацию процессов самоорганизации. Если в измененных условиях воздействия может быть выявлен дополнительно еще один механизм эволюции, или ступень самоорганизации, то это означает, что исследованные ранее условия воздействия на открытую систему недостаточно полно выявляли иерархию процессов самоорганизации. Одновременно с этим следует, что не все процессы самоорганизации могут быть выявлены в металле в простых условиях внешнего воздействия. Например, развитие хрупкого межзеренно-го разрушения металла может быть выявлено только при низкой скорости деформации, если по границам зерен имеют место незначительные выделения примесных элементов [33, 34]. Это наименее энергоемкий способ поглощения энергии при незначительной доле процесса пластической деформации. Материал не может поддерживать устойчивость при реализации такого механизма разрушения из-за высокой скорости его развития. Снижение скорости деформации активизирует локальные процессы исчерпания пластической деформации в зоне расположения охрупчивающих элементов раньше, чем произойдет увеличение [c.122]

Исследование а-титанового сплава IMI было выполнено на прямоугольных образцах 140x35x5 мм при частоте нагружения 130 Гц с целью оценки влияния на рост трещин соотношения между кислородом, азотом и углеродом после различных режимов термообработки [75]. Данные о соотношении примесных элементов, о размере зерен и величине предела текучести для разных режимов термообработки представлены в табл. 5.1. [c.241]

Итак, Ti-снлавы с пластинчатой двухфазовой (а + Р )-структурой и фрагментами структуры переходного типа могут характеризоваться существенным разбросом в долговечности и СРТ, связанным с особенностями их текстуры, воздействием окружающей среды, вариациями долевых отношений легирующих элементов в рамках допустимого химического состава и наличием даже в допустимых пределах примесных элементов и газов. [c.385]

Общим для способов введения радиоизотопов в образец за счет ядерных реакций является то, что активироваться могут не только те составляющие его элементы, которые представляют интерес для данного коррозионного исследования, но и другие присутствующие элементы, включая примесные. Кроме того, при облучении возможно образование нескольких радиоизотопов одного элемента, а также дочерних радиоактивных продуктов распада первично возникающих радиоизотопов. Все это усложняет р спектр, соответственно затрудняет селективный анализ и во многих случаях рассматривается как недостаток, тем более что при большем сечении ядерных реакций на примесных элементах и не слишком большом (но и не очень малом) времени полураспада возникающих в них радиоизотопов вклад примесей в суммарную наведенную радиоактивность может оказаться значительным даже при относительно низком содержании их в образце. Однако рациональный выбор условий. радиоактивации образцов, измерительной аппаратуры и режима регистрации излучения позволяет обычно избежать осложнений при анализе. [c.208]

Способ отпечатков применяют исключительно к области макроисследований. Вид отпечатка дает во многих случаях сведения о числе и величине включений (сульфидов, окислов), т. е. о степени чистоты, но не характеризует структуру. Некоторые способы отпечатков позволяют определить распределение элементов, например фосфора как примесного элемента в твердом растворе основного материала. [c.27]

Сера является столь же трудно обнаруживаемым примесным элементом стали, как и фосфор. Так как растворимость серы в а-железе очень мала, сера уже при очень незначительном ее содержании в стали связывается в сульфид и проявляется в структуре в виде второй фазы (химического соединения). Этим ликвация серы отличается от ликвации фосфора. В твердом растворе содержание серы очень незначительно и ликвация не установлена в то время как в стали наблюдается макро- и микроликвация фосфора. [c.64]

Избыток кремния приводит к небольшому уменьшению сопротивления КР, однако сопротивление при этом остается относительно высоким [51]. Добавки марганца и хрома к сплавам серии 6000 регулируют размер зерна и увеличивают как прочность, так и пластичность [115]. Сплавы, имеющие добавки хрома и марганца, имеют минимальную чувствительность к межкристаллитной коррозии в растворах типа соль — кислота и соль — пероксид водорода, особенно в приеутствии небольших количеств примесного элемента железа [115]. Медь также способствует повышению прочности сплава, однако при содержании>0,5 % Си сопротивление сплава к коррозии понижается [116]. Хотя сплавы системы А1 — Мд — 51 имеют высокое сопротивление общей коррозии и КР [51, 115], определенные отклонения от стандартной термической обработки могут сделать эти сплавы чувствительными к КР в состоянии естественного старения Т4. Это имеет место, когда температура под закалку слишком высока, а скорость закалки невысокая [51, 117]. Даже в этих условиях КР на поперечных образцах сплава 6061-Т4 происходило только на высоконапряженных пластически деформированных образцах и отсутствовало при испытании образцов на растяжение, напряженных на 75 % от предела текучести. Искусственное старение закаленного с низкой скоростью сплава 6061-Т4 до состояния Тб устраняло тенденцию к КР [51]. [c.233]

Последние достижения при решении поставленных задач позволили применять сплавы 7175 и 7075 после режима старения Т736 для изготовления крупногабаритных штамповок. Сплав 7175 является значительно более чистым по сравнению с обычным 7075 по содержанию примесных элементов железа и кремния, что обеспечивает более высокие характеристики вязкости разрушения. Механические операции и параметры старения, используемые для достижения состояния Т736, являются индивидуальными, однако такое сочетание сплав-состояние обеспечивает наиболее высокую прочность с соответствующим сопротивлением КР для любог штамповки, применяемой в настоящее время, по крайней мере до толщины 75 мм (см. табл. 4, 5). Эти комбинации сплав-состояние годны теперь для всех видов штамповок и поковок толщиной до 150 мм. [c.266]

Увеличение размера зерна с ростом скорости осаждения молибдена наблюдается при повышении температуры до 800°С, а также при изменении состава газовой смеси в области температур 800—1100° С. Наблюдавшиеся случаи снижения размера зерна с увеличением температуры выше 800° С объясняются повышением содержания посторонних примесей за счет коррозии аппаратуры и восстановления примесных элементов на поверхности осаждения (табл. 5.1). В условиях, когда на поверхности сформировавшихся зародышей осаждается трифто- [c.113]

В аппарате за счет кислорода и хлоридов примесных элементов, образующихся в процессе хлорирования исходного вольфрама. Желаемая текстурированность поликристаллических осадков вольфрама с кристаллографическим направлением <110>, а также получение монокристаллических покрытий обеспечиваются только в условиях постоянной очистки газовой фазы от этих примесей и при поддержании давления в аппарате на определенном постоянном уровне. Значение оптимального парциального давления в аппарате рассчитывается теоретически с учетом совокупности возможных реакций диссоциации и характеристики диаграммы состояния системы W—С1 [63, 42в]. Из рис. 5.11, а, в следует, что перенос вольфрама при температуре выше 1300° С осуществляется посредством ди- и тетрахлорида вольфрама. Температура начала диссоциации ди- и тетрахлорида с ростом общего давления возрастает, причем в интервале 300— 1000° С основным компонентом в газовой фазе будет тетра- [c.125]

Относительно этих фактов высказывалось предположение, что уменьшение теплопроводности углеродистых сталей после закалки вызывается увеличением содержания примесей в твердом растворе (в который они переходят при закалке), а теплопроводность аустенита низка потому, что "1--железо обладает большей способностью растворять примесные элементы, чем а-железо. Однако теплопроводность и чистого железа зависит от строения атомной решетки железа. Согласно ряду достоверных исследований, теплопроводность чистого железа имеет минимум в области превращения а- в у-железо (900°), т. е. для объемноцентрирован-ной решетки железа характерно уменьшение теплопроводности с температурой, а для плотной гранецентрированной упаковки атомов железа характерен положительный температурный коэффициент теплопроводности. Таким образом, для чистого железа, влияние на теплопроводность которого различной растворимости примесей в модификациях решетки вряд ли следует принимать во внимание, заметна связь между температурным коэффициентом теплопроводности и строением кристаллической решетки железа. [c.122]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...