Интерметаллидные фазы

Фазы Лавеса встречаются как упрочняющие интерметаллидные фазы в жаропрочных сплавах. [c.108]

Кроме того, введение таких элементов, как А1, Nb и В (0,02%), сильно повышает сопротивление жаропрочного сплава пластической деформации при высоких температурах в результате образования высокодисперсных интерметаллидных фаз (у ) и блокировки плоскостей скольжения при выделении этих фаз из твердого раствора при кристаллизации отливки. Присутствие указанных элементов в твердом растворе задерживает диффузионные процессы и жаропрочный сплав при высоких температурах не раз-упрочнястся. Рекомендован следуюш,ий состав сплава, % (по массе) 1,4 - 1,8 Nb 5,6 - 6,3 AI 0,02 В. Химический состав жаропрочных сплавов приведен в табл. 5. [c.430]

Незначительная толщина слоя окисла на этих фазах является гарантией хороших механических свойств пленки окисла и идеальной сопряженности рельефа интерметаллидной фазы и окисла. [c.156]

Способы травления для выявления интерметаллидных фаз в алюминиевых сплавах (специфическое выявление и идентификация) [c.277]

Наклеп резко увеличивает скорость вьщеления карбидных и интерметаллидных фаз. Особенности формирования поля напряжений и деформаций в устье трещины приводят к тому, что при медленном ее росте впереди фронта трещины образуются крупные карбидные частицы. [c.64]

Наиболее эффективным упрочнителем в этой системе является титан, который при благоприятных условиях старения образует ряд интерметаллидных фаз, повышающих твердость и прочностные свойства стали при комнатных и высоких температурах. [c.167]

Присадка 20% Сг к Ni сравнительно мало упрочняет твердый раствор при высоких температурах (до 5—5,5 кГ/мм ), но резко повышает необходимую для работы при высоких температурах окалиностойкость. Ti или А1 являются основными упрочняющими элементами, образующими при соответствующих условиях термической обработки интерметаллидные фазы у типа Nig (Ti, Al) и Ni Al переменной растворимости, которые взаимодействуют с твердым раствором и выделяются в нем в виде [c.180]

Введение кобальта в жаропрочные сплавы на никелевой основе оказывает положительное влияние иа жаропрочность и технологичность (ковкость). Это влияние особенно полезно, когда сплавы сильно легированы Ti, W, Мо и В вместе с А1. Кобальт оказывает более эффективное влияние на жаропрочность в сплавах, легированных Ti. В сплавах с Ti образуется интерметаллидная фаза типа Ni.Al или (Ni, Со, Сг)з А1. В сплавах с Ti основной упрочняющей фазой является у типа Nig (Ti, Al), в которой кобальт частично замещает никель (Ni, Со, Сг), количество упрочняющей у -фазы наибольшее, когда содержание кобальта в них около 10—15% (рис, 44). [c.182]

Упрочнение при старении под напряжением связано, по-видимому, в первую очередь с релаксацией локальных напряжений,-которые возникают на границе матрицы и частиц -фазы. Возможно, что релаксация напряжений в этих местах происходит вследствие образования и перераспределения дислокаций, созданием из них более устойчивых конфигураций. Кроме того, одновременно может идти закрепление подвижных дислокаций, образующимися в данных условиях (значительные напряжения и повышенные температуры) сегрегациями или даже выделяющимися частицами интерметаллидных фаз. Выделение частиц этих фаз или образова-нйе сегрегаций вполне вероятно поскольку по отношению к еоз- [c.48]

В отношении стойкости этих сплавов к межкристаллитной коррозии к ним предъявляются требования главным образом по чистоте от вредных примесей — углерода, кремния и железа, которые, аналогично бинарным сплавам никель—молибден, вызывают пограничные выделения карбидных и интерметаллидных фаз. [c.129]

Известно, что распад твердого раствора предпочтительно начинается прежде всего на границах зерен, являющихся в сплаве местами с наиболее несовершенной решеткой, с наибольшей энергией и химической активностью. Можно предположить, что непосредственной причиной МКК является не химическое поведение интерметаллидных фаз, которые более богаты Мо, чем твердая р-р, а возникновение пограничных зон, обедненных Мо. [c.116]

Для получения высокой окалиностойкости иикель легируют хромом ( -20 %), а для повышения жаропрочности — титаном (1,0—2,8 %) и алюминием (0,55—5,5 %). В этом случае при старении закаленного сплава образуется интерметаллидная -фаза типа Ы1з(Т1, А1), когерентно связанная с основным у-раствором, а также карбиды Ti , Сг2яС и нитриды TiN, увеличивающие прочность при высоких температурах. Чем больше объемная доля у -фазы, тем выше рабочая температура сплава. Предельная температура работы сплавов на никелевой основе составляет 0,8Т л- При более высоких температурах происходит коагуляция и растворение 7 -фазы в 7 растворе, что сопронождается сильным снижением жаропрочности Хром и кобальт понижают, а вольфрам повышает температуру пол ного растворения у -фазы. Увеличение содержания А), W и дополни тельное легирование сплава Nb, Та, V позволяет повысить их рабо чую температуру. Дальнейшее увеличение жаропрочности достигается легированием сплавов 2,0—11 % Мо и 2,0—11 % W, упрочняющим твердый раствор, повышающим температуру рекри- [c.293]

Стали мартенситного и мартенситно-ферритного классов содержат 8 13% Сг и легируются вольфрамом, молибденом, ванадием, ниобием, бором. Эти стали, помимо более высокого значения длительной прочности, обладают высокой жаропрочностью Структура этих сталей состоит из мартенсита, феррита и карбидов типа МгзСб, М С, МгС, МС и фазы Лавеса - Рв2 У, Ре Мо. Высокая жаропрочность достигается за счет упрочнения твердого раствора, образования карбидов и интерметаллидных фаз Предельная рабочая температура 580...600 С. Стали применяют после закалки на воздуосе или в масле от 1050. 1100 С и отпуска при 650. 750 С. Высокие температуры [c.102]

В процессе бериллироваия тугоплавких металлов образуются все возможные по диаграмме состояния интерметаллидные фазы, за исключением МозВе и ТаВеа, которые не наблюдаются в исследованной области температур, [c.99]

Покрытие Со—Сг—А1— в настоящее время считается одним из лучших вариантов защиты от солевой коррозии [3]. Представлялось полезным оценить взаимодействие покрытия на Со-основе с никелевым сплавом. В исходном состоянии покрытие Со—25 Сг— 14 А1—0.2 [4] представляет собой смесь двух фаз твердого раствора на основе Со и интерметаллида СоА1. В процессе службы покрытия происходит рассасывание его в защищаемый сплав (рис. 2). Под покрытием наблюдается образование вытянутых частиц интерметаллидной фазы с микротвердостью 650кгс/мм. [c.217]

Приведенные выше результаты были объяснены следующим образом. По-Бидимому, интерметаллидная фаза Т1зА1 обладает определенной пластичностью, и, значит, деформация разрушения у нее больше, чем у волокна (б-Ю- при средней прочности 210 кГ/мм ). В свою очередь деформация разрушения у титановой матрицы, содержащей кислород, выше, чем у волокон. Значит, волокна разрушатся первыми, и этот процесс будет определять разрушение композита. В этой связи отметим, что другие исследованные композиты с титановой матрицей, в которых первыми разрушались фазы ИВг и TisSis, вели себя по-иному. [c.169]

Хотя термическая обработка при 823 К приводит к резким изменениям структуры композитов и слой продукта реакции занимает значительную часть объема композита, деформация разрушения, согласно Паттнайку и Лоули [23], остается неизменной. Это означает, что предшествующее разрушению трещинообразование в слое алюминида железа слабо влияет на общую пластичность. Джонс [13] показал, что, хотя линии скольжения в нержавеющей стали исходят из вершин трещин, они развиваюпся в полосы деформации, пересекающие все сечение проволоки, раньше, чем деформация становится всеобщей и образуется шейка. На рис. 5 гл. 1 приведен заимствованный из работы Джонса [13] пример образования трещин в интерметаллидной фазе, которое предшествует скольжению в проволоке. С другой стороны, эти трещины в интерметаллидном соединении, по-видимому, приводят к трещино-об разованию в матрице. [c.179]

Помимо требований к механическим свойствам, первым шагом при выборе материала волокна является, согласно Линчу и Бёрту [27], оценка изменения свободной энергии при возможных реакциях между волокном и матрицей. На рис. 1 приведена температурная зависимость изменения свободной энергии AF для некоторых реакций между окисью алюминия и металлами. Металлы, которые легко восстанавливают окись алюминия до алюминия с образованием окисла металла, имеют отрицательное значение А/ для соответствующей реакции. В этом предварительном анализе, однако, не учитываются такие важные реакции, как образование тройных соединений и интерметаллидных фаз, простое растворение волокна в матрице (или наоборот), а также изменение IS.F при образовании твердого раствора в матрице. Термодинамические данные часто оказываются непригодными для расчета именно по этой причине. [c.309]

При микрофрактографическом анализе линии Вальнера часто обнаруживаются на поверхностях разрушения каких-либо твердых и хрупких включений в металлических материалах, например интерметаллидных фаз в алюминиевых, титановых сплавах. В этом случае наличие линий Вальнера на -микроучаст-ке излома свидетельствует о том, что разрушение прошло не по границе частица — матрица, а непосредственно через частицу. [c.43]

Увеличение легирования сплава приводит к упрочнению твердого раствора и увеличению в нем количества интерметаллидной и карбидной фаз. С повышением содержания титана и алюминия в никельхромистом сплаве увеличивается количество высокодисперсных интерметаллидных фаз типа Nig (А1, Ti) или NigAl, [c.66]

Добавка кремния, например к сплаву 2014, используется для того, чтобы сделать для сплавов системы А1— u Mg более эффективным искусственное старение [116]. Добавки железа и никеля (сплав 2618) служат для увеличения прочности сплавов системы А1—Си— lg при повышенных температурах. Это происходит в результате присутствия интерметаллидной фазы Ре141А19, которая образуется во время затвердевания (литья) и не растворяется при последующих операциях термообработки. Указанные частицы уменьшают и стабилизируют размер зерна конечного продукта, а также увеличивают сопротивление ползучести сплава. Они оказывают небольшое влияние на характер дисперсион- [c.238]

Рассматриваемые низко- и среднелегированные жаропрочные стали по структуре (после охлаждения на воздухе) могут быть классифицированы как перлитные феррито-бейнитные бейнитные мартенситиые ферритные, упрочненные термически устойчннымп интерметаллидными фазами. Ниже для ряда сталей приведены термокинетические диаграммы превращения аустенита при непрерывном охлаждении, позволяющие правильно решать вопрос о выборе режима термической обработки для детали любого размера, поковки, трубы и т. д. [c.91]

Основная интерметаллидная фаза у по химическому составу точно отвечает формуле N ijTi, но отличается от фазы NisTi (ii) с гексагональной плотноупакован-ной решеткой тем, что имеет ту же (кубическую) решетку, что и -твердый раствор, с несколько отличными параметрами, [c.167]

Марка сплава Режим тсрмическон обработки (температура в °С) Интерметаллидные фазы Карбидные Борид- [c.181]

Нагрев при высоких температурах сталей и сплавов на основе -у-твердого раствора способствует переводу в твердый раствор карбидных и интерметаллидных фаз и сопровождается увеличением объема, коэффициент линейного расширения повышается. При образовании и выделении у этих сплавов интерметаллидных и карбидных фаз объем уменьшается, в результате чего коэффициент линейного расширения сначала уменьшается, а затем, по мере обратного перехода этих фаз при старении, снова повышается. Уменьшение объе.ма при выделении фаз в ряде случаев сказывается на укорачивании образцов при испытании на ползучесть (отрицательная ползучесть). [c.218]

Максимальным сопротивлением коррозии никельмолибде-новые сплавы обладают в состоянии гомогенного твердого раствора. Гетерогенизация структуры снижает коррозионную стойкость сплавов. Например, развитие процесса упорядочения в сплаве Ni — 28% Мо при температурах ниже 840° С, сопровождающееся образованием интерметаллидной фазы NiiMo (Р), снижает его коррозионную стойкость. Степень ухудшения зависит от количества, формы и размеров антифазных доменов [58 ]. [c.144]

Углерод, кремний и железо уменьшают стабильность никель-хромомолибденового твердого раствора и ускоряют его распад с образованием карбидных и интерметаллидных фаз, а также расширяют интервал их существования к боЛее высоким температурам. Углерод вызывает выделение из твердого раствора карбида типа Ме С. Кремний и железо в сплаве Х15Н70М15 способствуют выделению карбида типа Ме С, а в сплаве ХН65МВ— fi-фазы. В сплаве Х15Н70М15 кремний приводит также к выделению фазы типа АВа- [c.149]

Указанные выше примеси, способствуя выделению вторичных фаз в никельхромомолибденовых сплавах, ускоряют формирование структуры со сплошной сеткой карбидных и интерметаллидных фаз по границам зерен, что приводит к возникновению меж-крнсталлитной коррозии в сплаве, и ухудшению его коррозионной стойкости [3, 22], Как видно из рис. 64, время, требующееся для образования сплошной цепочки выделений по границам зерен при температуре наиболее быстрого распада -у-твердого раствора, т. е. при 900° С, значительно продолжительнее для низкоуглеродистого сплава 00Х15Н65М16В (= 0,03%) с низким содержанием кремния (0,09%) и железа (0,3%), чем для сплава с 0,25% Si и 2,0% Fe (в первом случае время равно 60 мин, во втором — 1 мин). [c.149]

С Целью повышения ка-ропрочности Fe—Сг—N1 основу дополнительно легируют вольфрамом и молибденом, упрочняющими твердый раствор, и титаном (реже алюминием), образующими интерметаллидную фазу с никелем. [c.158]

При определенном соотношении в низкоуглеродийтом сплаве желеда и никеля при относительно высоком содержании вольфрама и молибдена (2 (W 4- Мо) 4%), последние также могут образовать интерметаллидную фазу, но не с никелем, а с железом — типа АВа (фаза Лавеса). [c.158]

Длительная прочность четырех сплавов типа 15—35 отечественного производства, в зависимости от температуры, показана на рис. 68. Максимальные пределы длительной прочности за 1000 ч и 10 ООО ч показывает сплав ХН35ВТЮ, имеющий повышенное содержание титана и до 1,4% А1. В структуре сплава фиксируется максимальное количество интерметаллидной фазы. [c.160]

Методами фазового рентгеноструктурного и микроструктур-ного анализов установлено, что V и Nb, входя в твердый раствор, изменяют границы фазовых полей и температур, при которых протекают превращения, и тем самым замедляют процесс выделения интерметаллидных фаз. [c.116]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...