Стабилизирующие элементы в сплавах

В настоящее время о фазовом составе титановых сплавов судят по условному коэффициенту (3-стабилизации [5], являющемуся отношением содержания (3-стабилизатора в рассматриваемом сплаве к его содержанию в двойном сплаве крити-, ческого состава С, р (т.е. к минимальному содержанию (3-стабилизирующих элементов в сплаве, который может закаливаться на 100 %-ную (3-фазу) Кд = С/С р. [c.12]

Известно, что на свариваемость титановых сплавов влияет легирование сплава, а пластичность сварных соединений (а+р)-титановых сплавов снижается по мере повышения содержания 3 = стабилизирующих элементов в сплаве. Удовлетворительная пластичность по данным [c.333]

Влияние легирующих элементов яа структуры титановых сплавов может быть представлено на следующих трех схемах диаграмм состояний. На рис. 32, а приведена диаграмма сплавов, содержащих элементы, стабилизирующие модификацию а. Как показывает диаграмма, с увеличением количества легирующего элемента в сплаве повышается температура существования модификации а. Такое влияние на структуру оказывают кислород, азот, углерод и алюминий, образующие твердые растворы с титаном. Эти элементы уменьшают устойчивость р-фазы и способствуют переходу ее в а-фазу. Как правило, такие сплавы сохраняют структуру твердого раствора а и изменить ее термической обработкой не удается. [c.92]

V и Fe, дают несколько больший угол изгиба, чем сплавы с дополнительным легированием одним -стабилизирующим элементом в том же количестве (см. табл. 43). При комплексном легировании удовлетворительную пластичность сварных соединений без последующей термообработки на a+ -сплавах можно получить при суммарном содержании -стабилизирующих элементов не более 2—3%. [c.282]

Легирование титаном или ниобием. Легирование аустенит-ных сплавов небольшими количествами элементов, обладающих большим сродством к углероду, чем хром, предотвращает диффузию углерода к границам зерен. Уже имеющийся здесь углерод взаимодействует с титаном или ниобием, а не с хромом. Сплавы такого рода называют стабилизированными (например, марки 321, 347, 348). Они не проявляют заметной склонности к межкристаллитной коррозии после сварки или нагрева до температур сенсибилизации. Наилучшей стойкости к межкристаллитной коррозии при нагреве сплава до температур, близких к 675 °С, достигают в результате предварительной стабилизирующей термической обработки в течение нескольких часов при 900 °С [14, 19]. Эта обработка эффективно способствует переходу имеющегося углерода в стабильные карбиды при температурах, при которых растворимость углерода в сплаве ниже, чем при обычно более высокой температуре закалки. [c.307]

Она наблюдается в сплавах титана с элементами, стабилизирующими р-фазу (Мо, Nb, Та, V и др.), в сплавах Fe—Ni, Fe—Mn, Fe—Pt и др. Термическая обработка этих сплавов возможна, поскольку при нагреве происходит полиморфное превращение (у титановых сплавов а — Р, а у сплавов на основе железа а у). [c.121]

Большое влияние на коррозионное растрескивание в кислотах оказывает состав сплавов (легирующие элементы и примеси). Фактических данных по этому вопросу еще мало, но, по-видимому, закономерности, выявленные при изучении коррозионного растрескивания титановых сплавов в растворах галогенидов, остаются,—наиболее опасными являются алюминий и газовые примеси, а увеличению стойкости к растрескиванию способствуют /3-стабилизирующие элементы (особенно изоморфные-ванадий и молибден), а также пассивирующие—палладий и никель. [c.51]

В чугуне с содержанием 3,43—4,15% С элементы, стабилизируй юш ие карбиды, должны предпочтительно концентрироваться в цементите. Коэффициент распределения марганца между аустенитом и цементитом почти не зависит от содержания его в сплаве в интервале 0,31 —15,4%. При пониженном содержании кремния в сплаве (0,45—1,60%) коэффициенты распределения Мп и Сг примерно постоянны. [c.55]

В составы алюминиевых сплавов входят также многочисленные мелкие добавки, с которыми связаны в основном два типа эффектов. Первый — тенденция многих элементов образовывать нерастворимые интерметаллические частицы, укрепляющие межзеренные границы и тем самым стабилизирующие форму деформированных зерен (рис. 23). Такие добавки, следовательно, предотвращают формирование равноосной структуры . К элементам этого типа относятся Мп, 2г и Сг, влияющие на форму зерна в сплавах всех четырех основных типов. Форма зерна играет, как будет показано ниже, важную роль в КР алюминиевых сплавов, поэтому к результатам многих исследований, выполненных на модельных сплавах с равноосной структурой, следует относиться с осторожностью. Подобные сплавы можно исследовать с целью выявления роли добавок отдельных элементов, но они не моделируют промышленные сплавы, более сложные с точки зрения как химического состава, так и микроструктуры. Поэтому следует полагать, что отдельные (а возможно, н многие) выводы, сделанные на основании изучения модельных сплавов, не применимы к сложным промышленным материалам с деформированной формой зерна. [c.82]

Мартенситы. В работе [92] было продемонстрировано, что мартенситные структуры в сплавах Ti — 8А1 — 1Мо — IV и Ti — 6А1 — 4V невосприимчивы к КР в нейтральных водных растворах (см. рис. 68 и 72). Такое поведение сплавов отлично от поведения -сплавов, описанного ранее. Указанные различия в чувствительности к КР мартенситных структур были объяснены, во-первых, изменением модели сдвига и, во-вторых, отсутствием полезных р-стабилизирующих элементов (Mo и V) в твердом растворе. [c.365]

В заключение следует остановиться на особенностях теплового расширения титановых а 4- Р-сплавов, находящихся в метаста-бильном (а не отожженном, как рассматривалось до сих пор) состоянии. Тепловое расширение образцов а + р-сплавов, в которых в результате закалки зафиксировано большое количество метастабильных твердых растворов ф, р -f- а ), отличается от расширения образцов со стабильной а -f Р-структурой. При нагреве до 200—250° С тепловое расширение отожженных и закаленных образцов одинаково, но в интервале от 250 до 400—450° С происходит сокращение объема из-за структурных изменений. При более высоких температурах наблюдается обратное явление. Указанные эффекты, фиксируемые при непрерывном нагреве, отражают лишь те процессы, которые успевают проходить за время нагрева. В полном объеме эти процессы протекают при изотермических выдержках. При этом на завершение процесса сокращения требуется, как правило, десятки минут или несколько часов в частности у сплава ВТЗ-1, закаленного от 800—1000° С, по данным [51 ], сокращение при 500° С завершается за 20—40 мин, а при 250° С продолжается более 6 ч. Величина эффекта сокращения, скорость его протекания, интервал температур, в пределах которого он наиболее ярко выражен, зависит от количества и устойчивости метастабильных растворов (в основном Р-фазы) в сплавах. Увеличение количества р-фазы, фиксируемой закалкой, в результате повышения температуры закалки или увеличения Р-стабилизирующих элементов интенсифицирует во всех отноше- [c.26]

Избежать этой потенциальной фазовой нестабильности необходимо в сплавах, предназначенных для использования при высоких температурах с риском потери пластичности в результате циклического понижения температуры ясно, что для этой цели жизненно важно иметь в составе сплава добавки таких элементов, стабилизирующих г.ц.к. аустенит, как Ni. Он резко понижает энергию дефектов упаковки, так что образование частичных дислокаций затрудняется. Тем не менее после изотермических выдержек в интервале 649—760 °С частичный переход в г.п. состояние отмечен в литейных кобальтовых сплавах даже в присутствии 10 % Ni. Это характеризует мощное влияние Сг и W. [c.184]

Однако, сравнивая физические свойства гексагональных фаз в сплавах железа с марганцем и хромом со свойствами е-желе-за, существующего при высоких давлениях, автор [234] предположил, что гексагональная е-фаза — не промежуточная мета-стабильная модификация, а самостоятельная, термодинамически стабильная фаза. Эту фазу могут стабилизировать легирующие элементы (хром, марганец) или повышенное давление. Промежуточные фазы образуются также при закалке титановых сплавов. [c.258]

Легирующие элементы по характеру их действия в сплавах титана длятся на три группы алюминий у них повышает температуру аллотропического превращения (а -> Р) и стабилизирует а-фазу ванадий, молибден, марганец и хром, наоборот, снижают температуру аллотропического превращения, в некоторых случаях [c.442]

Термическая обработка титановых сплавов. Титановые сплавы, содержащие стабилизирующие р-фазу элементы в количестве от [c.443]

Как было отмечено выше, сплавы на основе а структуры сохраняют жаропрочные свойства при более высоких температурах, чем а+р-сплавы. Жаропрочность обеспечивается упрочнением а-твердого раствора за счет усложнения состава и использования комплексного легирования. В развитии этих сплавов наметились два пути с одной стороны, за основу жаропрочных сплавов берут высоколегированные сплавы с максимальным содержанием алюминия, при котором еще не должна появляться упорядоченная г-фаза с другой стороны — комплексное легирование сплавов, содержащих 2,25—6% алюминия. В эти сплавы наряду с алюминием вводят олово и цирконий, которые при совместном присутствии с алюминием благоприятно действуют на жаропрочность. Цирконий образует с титаном большую область а-твердого раствора. Олово повышает сопротивление ползучести и имеет тенденцию образовывать упорядоченные растворы с а-тнтаном [20]. Небольшое количество 3-стабилизирующих элементов предотвращает охрупчивание, связанное с появлением переходных фаз в сплавах, содержащих 8% и более алюминия. [c.128]

В титановых сплавах с небольшим содержанием (до критической концентрации) р-стабилизирующих элементов при закалке из р-области также наблюдается превращение мартенситного типа с образованием а -фазы. а -фаза представляет собой пересыщенный твердый раствор а с гексагональной атомной ячейкой, параметры которой незначительно отличаются от параметров ячейки а-фазы, содержание же легирующих элементов, такое, как в р-растворе. [c.200]

Структурные превращения, происходящие при различных режимах термической обработки в титановых сплавах, содержащих р-стабилизирующие элементы, можно видеть на обобщенной диаграмме состояния (рис. 96) [56]. Эта диаграмма справедлива для изоморфных р-стабили-заторов (Мо, V, Nb, Та). С некоторым приближением можно пользоваться этой диаграммой и для р-стабили-зирующих элементов, образующих с титаном эвтектоид-ные системы (Сг, Fe, Мп), так как эвтектоидный распад твердого раствора р в них происходит очень медленно. На диаграмме нанесены кривые мартенситного превращения, линии, соответствующие критической концентрации Ск (вертикальная) и критической температуре [c.206]

А, 2=2,850 А. Эти значения параметров "-фазы находятся в хорошем соответствии с данными работы [46]. р-фаза также имеет высокий параметр кристаллической ячейки ар =3,2354-3,245, что указывает на ее обеднение 3-стабилизирующими элементами по сравнению со сплавом, закаленным от 700 и 750° С, как видно из табл. 100 [68]. После закалки с 940° С вместо "-фазы фиксируется метастабильная а -фаза наряду с небольшим количеством а-фазы, а после закалки с 1050° С, соответствующей области р-фазы, только а -фаза мартенситного [c.217]

По-видимому, повышение твердости сплавов при старении связано с распадом метастабильной р-фазы, максимальным ее насыщением р-стабилизирующими элементами, обогащением ими а-фазы, а также образованием дисперсной гетерофазной структуры (см. рис. 99), а снижение твердости вызвано коагуляцией продуктов распада. На дилатометрических кривых, полученных [73, 74] с образцов сплава, закаленного с 800—830° С в воде (см. рис. 83), обнаруживается эффект, соответствующий сокращению объема па 0,09% в интервале температур нагрева 200—500° С. [c.225]

На основании приведенных данных трудно ожидать возникновения о)-фазы в сплаве ВТЗ-1, содержащем 5,5% А1, 2% Сг, 2% Мо и 0,4% Fe. Присутствие алюминия при содержании р-стабилизирующих элементов, 5% из которых молибден довольно слабый и-образующий элемент, исключает возможность распада метастабиль-ной р-фазы с образованием оо-фазы. Кроме того, макси- [c.226]

ТаблицаЗ. Максимальная растворимость р-стабилизирующих элементов в -фазе титана и сплава Ti—6AI [1, 53]

Как правило, все примеси и легирующие элементы, не изменяющие фазовый состав сплавов, несколько повышают модуль упругости. Исключение составляют олово и цирконий, которые могут немного снизить модуль. Наиболее заметное влияние на величину Е оказывает алюминий, каждый прюцент которого повышает его на 0,014-10 Па. Введение -стабилизирующих элементов до содержания, превышающего их растворимость в а-фазе и приводящее к образованию 3-фазы, снижает модуль нормальной упругости. Его величина сравнительно мало зависит от структурного состояния, хотя у двухфазных сплавов при образовании мартенсита или нестабильной 3-фазы обнаружено заметное снижение модуля, а при образовании ы-фазы—его повышение. Повышение Е установлено и при старении а-сллавов, с высоким содержанием алюминия (более 6 %) за счет образования а, -фазы или ее предвыделений. При нагреве и охлаждении в температурной области существования а-фазы модуль упругости изменяется практически линейно. Отношение /Г зависит от степени легированности титана. В интервале 27 — 727 С у чистого титана оно равно около 7,0, у сплава ПТ-ЗВ 5,3. [c.8]

Отечественные а- и псевдо-а-сплавы с содержанием алюминия до 3,0 % (сплавы ОТ4-0, о14-1, ПТ-7М, АТЗ) практически не чувствительны к коррозионному растрескиванию. Так, сплав АТЗ имеет порюговое значение = 85 МПа При повышении содержания в нем алюминия до 6 % (сплав АТ6) снижается до 25 МПа л/м [29]. Следует отме-тить, что содержание в псевдо-а-сплавах других легирующих элементов может в некоторых случаях резко снизить отрицательное влияние алюминия даже при его высоком содержании. Так, сплав ПТ-ЗВ, содержащий около 5 % алюминия, но легированный еще 1,5—2,0 % ванадия, практически не чувствителен к коррозионному растрескиванию, у него >110 МПа /м. В то же время добавление в сплавы, содержащие более 4 % алюминия, элементов замещения, стабилизирующих а-фазу (олово) или нейтральных упрочнителей (цирконий) заметно увеличивает их склонность к коррозионному растрескиванию. Значительно снижает чувствительность титановых сплавов к коррозионному растрескиванию 38 [c.38]

Сплавы с а-структурой. Все сплавы с а-структурой содержат неболь-щое количество р-фазы. Зерна р-фазы образуются при кристаллизации в результате ликвации р-стабилизирующих элементов. После ускоренного охлаждения на воздухе участки р-твердого раствора оказываются нестабильным1и. Наблюдаются выделения гидрида титана. [c.76]

В сплавах ВТ6С, ВТ6 р-фаза, легированная 3—4% ванадия, наименее устойчива по сравнению с другими сплавами этой группы, и термическая обработка для стабилизации размеров изделий из этих сплавов самая простая. Стабилизирующая термическая обработка для сплава ВТ9, вероятно, не отличается от такой обработки для сплава ВТ8, так как добавка 2% циркония, отличающая сплав ВТ9, не сказывается на устойчивости р-фазы. Превращение р-твердого раствора в сплаве ВТЗ происходит интенсивнее, чем в сплаве ВТЗ-1 термическая обработка его аналогична стабилизирующей термической обработке сплавов второй группы (содержащих менее 2% р-стабилизаторов). Сплав ВТ16 применяется для упругих элементов приборов. Исходя из состава сплавов, термическая обработка сплава ВТ16 аналогична термической обработке, рекомендуемой для сплава ВТЗ-1. [c.77]

Важной характеристикой коррозионностойких сталей и сплавов, в том числе и нержавеющих, является величина предела текучести при повышенных температурах, поскольку в таких условиях эксплуатируются многие аппараты и технологическое оборудование, выполненные из аустенитных хромоникелевьгх сталей. Знание этого параметра необходимо как потребителям стального оборудования, так и металлургам, так как на металлургических и трубопрокатных" заводах для интенсификации технологических процессов применяют подогрев сталей (например, при теплой прокатке листовой стали, теплой прокатке и волочении труб, проволоки и т. п.). Следует иметь в виду, что при повышении содержания С в аустенитных хромоникелевых сталях наряду с возрастанием прочности происходит снижение их коррозионной стойкости, пластичности и ударной вязкости после отпуска при 600-800 Стабильность этих характеристик наблюдается только при содержании около 0,02 % С в отпущенной при 500-800 °С после закалки стали. Отрицательное- влияние повышенного содержания С обьлно частично устраняется присадкой стабилизирующих элементов (Ti, Nb). Аустенитные хромоникелевые стали с очень низким содержанием С по сравнению со стабилизированными обладают большей стойкостью к МКК и к общей коррозии, имеют лучшие технологические свойства. [c.29]

Существенное изменение температуры полиморфного превращения может быть достигнуто за счет легирования. Все элементы, присутствующие в титане (примеси и специально вводимые для его легирования), могут быть сгруппированы по влиянию на полиморфизм. Элементы, повышающие температуру полиморфного а iri р-превращения и расширяющие область существования а-мо-дификации, относятся к группе а-стабилизаторов. В эту группу входят А1, Ga, La, Се, О, С, N. Типичные равновесные диаграммы состояния систем Ti—а-стабилизатор приведены на рис. 1, а, б. Обычно а-стабилизаторы подразделяются на две подгруппы образующие с а-фазой титана твердые растворы замещения (рис. I, а) и растворы внедрения (рис. 1,6). По мере увеличения содержания а-стабилизирующего элемента повышается температура а р-превращения, причем переохладить р-фазу до температур, лежащих ниже границы р -Ь а— а перевода, невозможно даже при значительных скоростях охлаждения. Все а-стабилизаторы обладают ограниченной растворимостью как в а-, так и в р-модификациях титана. В сплавах, содержащих а-стабилизаторы в количестве, большем предела растворимости, в а-фазе наблюдается п еритектоидное превращение р-твердого раствора с образованием либо упорядоченных фаз (системы Ti—А1, Ti—Ga), либо оксидных и карбонитридных соединений (системы Ti—О, Ti—С, Ti—N). К группе р-стабилизаторов относятся элементы, понижающие температуру полиморфного р— а-1-р-превращения титана и сужающие область существования а-фазы. В эту группу входит [c.5]

Добавки относительно малых количеств Р-стабилизирующих элементов (1,5Мо или 0,9V+0,6Mo) к сплаву с 4% алюминия приводит к некоторому повышению его теплопроводности при средних температурах. Однако дальнейшее увеличение содержания Р-стабилизаторов (в частности, до l,9V+l,lMo или 2,6V -Ь 1,5Мо) сопровождается снижением теплопроводности сплава титана с алюминием. При высоких температурах добавки Р-ста-билизаторов только снижают теплопроводность титан-алюминие-вых сплавов. Таким образом, можно заключить, что появление в заметных количествах Р-фазы из-за повышенного количества Р-стабилизаторов приводит к уменьшению теплопроводности [c.21]

Как уже упоминалось, легирование титана как оловом, так и цирконием не приводит к значительному повышению прочности. Создание достаточно прочных -сплавов за счет легирования титана Р-стабнлизаторами невозможно, так как их растворимость в -фазе мала, а прирост прочности при таких концентрациях невелик. В связи с этим повышение прочности большинства конструкционных -сплавов титана достигается, как правило, за счет дополнительного легирования бинарных сплавов системы Ti—А оловом, цирконием и р-стабилизирующими элементами. [c.53]

Характер влияния олова и циркония на свойства сплава с основой Ti — 6А1 (рис. 20) в общем аналогичен характеру их влияния на свойства технического титана. На рис. 21 показано влияние на свойства сплава с основой Ti — 6AI р-стабилизирующих элементов, изоморфных р-модификации титана (V, Мо) и эвтектоидо-образующих (Сг, Мп, Fe). Как следует из рисунка, наибольшее [c.53]

Распад остаточной р-фазы происходит подобно распаду изолированных Р-твердых растворов. Существенное отличие заключается в том, что Р-стабилизирующие элементы могут диффундировать из претерпевающих распад прослоек р-фазы в а-матрицу. В верхней части а-области (700—800° С) распад прослоек р-фазы протекает весьма интенсивно, сопровождаясь быстрым выравниванием химического состава в микрообъемах и слиянием одинаково ориентированных пластинок а-фазы. В интервале 300—400° процесс растворения р-фазы может не завершаться даже при весьма длительных выдержках. Распад остаточной р-фазы в сплавах, содержащих изоморфные р-стабилизаторы, не сопровождается существенным изменением механических свойств, тогда как для сплавов с эвтек-тоидообразующими р-стабилизаторами отмечается понижение ударной вязкости (табл. 16). Это связано, по-видимому, с выделением в процессе старения интерметаллических соединений. В связи с этим длительное пребывание в интервале температур а-области для а-сплавов, легированных эвтектоидообразующими р-стабили-заторами, не рекомендуется. [c.58]

Наиболее универсальными являются р-стабилизированные сплавы титана. Малые и средние добавки к титану р-стабилизирующих элементов веду г к образованию двухфазных (а + р)-сплавов. Добавки свыше 10% р-стабилизаторов делают р-фазу устойчивой до еравните.пьно низких температур и позволяют путем закалки сохранять ее до комнатной температуры. Однако в этих условиях р-фаза неустойчива и уже при слабом нагревании [c.773]

В период рафинировки ванну продувают аргоном марки В и выше в количестве 2—3 м т через железные трубки диаметром 19 мм при давлении 0,2 Мн1м (2 ат). Применяют и другие технологические приемы, направленные па снижение содержания в металле карбидных, и карбонитридпых включений титана и ниобия в частности, вводят ферроцерий до легирования металла стабилизирующими элементами, защищают струю металла прн разливке аргоном и т. п. В связи с тем, что большое количество азота вносится феррохромом, необходимо применять сорта этого сплава с пониженным содержанием азота. [c.180]

Следующим важным этапом в работах по созданию монокри-сталлических сплавов явилась разработка сплавов с рением, улучшающим их жаростойкость, и небольшими добавками иттрия и/или редкоземельных элементов, например лантана, для улучшения коррозионной стойкости сплавов в агрессивных средах. Благотворное влияние рения на жаропрочность связано с тем, что он упрочняет матрицу сплава, а также препятствует огрублению мелких выделений у -фазы при температурных выдержках. Иттрий и редкоземельные элементы в соответствующих пропорциях стабилизируют оксидные пленки оксида алюминия и оксида хрома на поверхности сллава, что придает ему заметную стойкость к окислению и позволяет обходиться без применения защитных покрытий на поверхности лопастей турбинных лопаток [6]. Использование в качестве легирующего элемента рения существенно повышает стоимость сплава. Для повышения экономической эффективности промышленного применения таких сплавов необходимо разработать технологию повторной переработки отходов литейного производства для возвращения в оборот материала, расходуемого на литейные заслонки и прибыльную часть отливки, а также бракованных деталей. Успешная разработка не требующих покрытия сплавов, содержащих иттрий и редкоземельные элементы, потребует исключительно жесткого ко- [c.331]

Термодинамически возникновение химической микронеоднородности при полиморфном превращении объясняется различной растворимостью элементов а- и р-фазах. После перехода титана из р- в а-состояние элементы, стабилизирующие р-фазу и имеющие ничтожную растворимость в а-фазе, вытесняются на поверхность раздела этой фазы. Как только в матричной фазе появляются продукты превращения, на границе фаз возникает градиент химического потенциала, который и является движущей силой процесса перераспределения чужеродных атомов. Однако процесс гетерогенизации идет во времени и, кроме термодинамического фактора, надо учесть кинетические возможности реализации процесса перераспределения примесных атомов, который осуществляется посредством диффузии. В описанных опытах вызывала удивление большая скорость перераспределения атомов, в том числе тех, которые образуют твердые растворы замещения никеля, хрома и др. в процессе охлаждения они перемещались на большие расстояния (десятки микрон). Был сделан ориентировочньга расчет времени диффузии никеля на расстояние, равное ширине иглы а-фазы, в сплаве ВТ-5 и определен коэффициент диффузии никеля в интервале температур перераспределения. Оценка показала, что при перераспределении примесей в процессе охлаждения имеет место ускоренная диффузия (приблизительно на 4 порядка). [c.343]

В работе [231] исследовали титановые сплавы различного состава (с однофазной а-структурой, чтобы гетерофазность не затушевывала эффект внутренней неоднородности) ВТ-5 5,4% А1), ОТ-4 (3,0 % А1, 1,5% Мп) и ВТ-20 (5,7% А1. 0,9% Мо, 1,95% V, 2,4% Zr) (в сплаве ВТ-20 после отжига образуется структура а-ьр). Сплавы легированы элементами стабилизирующими а- и р-фазы. Как отмечалось выше, в таких сплавах возникает микронеоднородность разного характера. [c.348]

Анализ составов существующих жаропрочных титановых сплавов показывает, что присутствие эвтектоидо-образующих элементов снижает термическую стабильность. Сравнивая между собой химический состав сплавов ВТЗ-1 и ВТ8, можно отметить, что в состав сплава ВТЗ-1 входят два эвтектоидообразующих элемента (хром и железо), которые отсутствуют в сплаве ВТ8. Следовательно, более низкая термическая стабильность сплава ВТЗ-1 при температуре 450°С связана с эвтек-тоидообразующнми -стабилизирующими элементами. [c.41]

Исследуемые в настоящей работе жаропрочные титановые сплавы ВТЗ-1, ВТ8, ВТ9 и ВТ25 относятся к двухфазным сплавам мартенситного типа, так как содержат сравнительно немного р-стабилизирующих элементов (от 2 до 6%). [c.209]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...