Легирующие компоненты, распределение

Легирующие компоненты, распределение 80 [c.311]

Исследования показали, что механизм проникновения и распределения легирующих компонентов представляет собой сложный процесс, включающий как механическое перемешивание составных элементов под действием гидродинамических сил и температурных градиентов, так и диффузионное распространение с образованием твердого раствора. При таких кратковременных процессах, как импульсное воздействие лазерного излучения, в соответствии с классическими представлениями, диффузия не может играть существенной роли в механизме легирования. Однако в этом случае можно предположить действие специфического механизма диффузии при неравновесных условиях, когда металлы в области легирования находятся в состоянии перегретой жидкости. В этих условиях основная масса легирующего металла может распространяться в зоне воздействия лазерного излучения отдельными потоками под действием механических сил, а в результате диффузии часть вводимого элемента как бы рассасывается по всему объему зоны. Правомерность существования такого механизма подтверждается тем, что коэффициенты диффузии для жидких металлов на несколько порядков выше коэффициентов диффузии в твердой фазе. [c.29]

Размеры частиц легирующих компонентов в смеси должны быть малы для обеспечения большого числа контактов с железными частицами. Углерод добавляют в металлические порошки всех типов в виде графита, так как в противном случае наблюдается снижение прессуемости изделий. Способ введения углерода в сталь является важной технологической проблемой порошковой металлургии. Как показала практика, процесс спекания трудно управляем, поэтому получение сталей с требуемым содержанием и распределением углерода затруднительно. [c.270]

Распределение легирующих компонентов в фазах сталей [c.80]

Тип образующегося твердого раствора, а. также степень растворения зависят от размеров атомов легирующего компонента, от его пространственной решетки, от распределения его электронов и от изменения электронной концентрации в возникающем твёрдом растворе. Радиусы атомов легирующих компонентов стали и типах решеток представлены в табл. 26. [c.81]

Введение легирующих компонентов, улучшающих структуру, равномерность распределения фаз [c.121]

Неравномерное распределение в объеме брикета легирующих компонентов вследствие плохого качества смешивания. [c.67]

Сплав стоек практически до 500° С. Резкое снижение прочностных и пластических характеристик начинается при нагревании свыше 600° С. Наблюдаемая иногда хрупкость сплава при гибке и штамповке объясняется неравномерным распределением легирующего компонента — молибдена. [c.429]

Приготовить однородную шихту довольно трудно. Достаточно однородные по химическому составу слитки удалось получить, используя порционные расходуемые электроды. При изготовлении таких электродов губку разбивают на порции, в каждую порцию вводят дозированное количество легирующих компонентов и затем прессуют одну порцию за другой. В этом случае неравномерное распределение легирующих компонентов наблюдается лишь в пределах одной порции, средний же состав каждой порции электрода практически одинаков. [c.374]

Наиболее эффективно применение частично легированных порошков, достоинством которых является локальная фиксация статистически распределенных легирующих компонентов в порошковой смеси (табл. 1.3.149). Это позволяет получать однородную структуру и высокие механические свойства при относительно низких температурах спекания. Последнее важно, поскольку технология низкотемпературного спекания является энергосберегающей и способствует более длительной эксплуатации промышленных термических печей. [c.307]

Профиль показателя преломления. Помимо постоянства диаметра и формы заготовки ППП в ней зависит еще от ряда технологических факторов 1) пространственного распределения концентрации легирующих компонентов в общем пламени от нескольких горелок 2) температуры поверхности, на которую происходит осаждение окислов 3) соотношения водорода и кислорода в составе горючего газа, выходящего из сопла горелки, и др. [12]. [c.73]

По экспериментальным значениям микротвердости и параметров а, с для литого и закаленного состояний рассчитана средняя концентрация алюминия в твердом растворе (рис. 13). Из полученных данных видно, что при содержании в сплаве 8% Л1 в твердом растворе его концентрация составляет всего 4%. Однако среднее содержание легирующего компонента в твердом растворе непостоянно и зависит от условий литья. В зависимости от температуры расплава и формы, толщины образца, параметров прессования меняется скорость охлаждения. Экспериментальные данные, представленные ниже, свидетельствуют о том, что уменьшение скорости кристаллизации изменяет содержание алюминия в твердом растворе. Однако это не означает, что меняется степень внутрикристаллической ликвации. Перепад концентраций между центром зерна и узким периферийным слоем постоянен и равен Сп—Сн, изменяется же характер распределения второго компонента рис. 14) [34]. [c.32]

После электроосаждения сплавов экспериментальные (полученные из мессбауэровских спектров) и теоретические (рассчитанные с помощью биноминального распределения) значения доли атомов железа в различном окружении из атомов легирующих компонентов совпадают и Параметр о = О (рис.24,а), т.е. твердый раствор является разупорядоченным. Мессбауэровский спектр сплава представляет собой классический секстет линий, [c.77]

Большие скорости охлаждения обусловливают образование пересыщенного твердого раствора без выделения растворенных компонентов. В некоторых случаях из-за неравномерности распределения большой концентрации легирующего элемента возникают локальные напряжения с образованием трещин и раковин. [c.29]

В сплавах с очень малым содержанием менее благородного легирующего элемента образование зародышей соответствующего более устойчивого оксида может быть подавлено окислением основного компонента и эти зародыши останутся в форме дискретных частиц, внедренных в окалину [75]. В подобных сплавах может происходить также внутреннее окисление менее благородного элемента, пока и поскольку концентрация растворенного компонента ниже критической величины [76]. Дополнительными факторами, способствующими этому внутреннему окислению, являются также малые коэффициенты диффузии растворенного компонента в сплаве и высокие парциальные давления кислорода в газовой фазе [76]. Однако в случае газовых смесей с очень низкой активностью кислорода неспособность сплава образовать защитную окалину с хорошей адгезией часто также приводит к внутреннему окислению [36—38]. При этом размеры, форма и распределение частиц внутреннего оксида зависят от сплава и конкретных условий, хотя, как правило, более устойчивым внутренним оксидам соответствуют частицы меньших размеров и все частицы стремятся сконцентрироваться на границах зерен [77, 78]. [c.22]

Предложены несколько различных теорий для расчета средней длины пути и распределения внедренных ионов [63, 112], однако подробное их рассмотрение выходит за рамки настоящей работы. Простейший анализ предполагает гауссово распределение ионов по глубине образца. При этом максимум концентрации легирующей примеси располагается на глубине от десятых долей до нескольких микрометров, определяемой соотнощением масс ионов и атомов решетки, атомной плотностью решетки, энергией ионов, выбором потенциалов взаимодействия. При энергии частиц порядка сотен килоэлектронвольт средняя длина пути в несколько микрометров достигается на легких ионах, характеризующихся малым значением ядерной компоненты торможения. Возрастающие требования к точности распределения легирующей примеси привели к созданию более точных методов расчета, позволяющих объяснить, в частности, экспериментально наблюдаемую асимметрию профилей. Дополнительные трудности в анализ пробегов вносит учет анизотропного строения твердых тел, однако большинство машиностроительных материалов представляет собой мелкозернистые поликристаллы, и с достаточной степенью точности их структуру можно считать изотропной. [c.79]

Присадочные материалы для сварки сплавов алюминия должны содержать легирующие элементы, уменьшающие интервал кристаллизации и повышающие температуру затвердевания сплавов. Это достигается регулированием количества и распределения легкоплавкой эвтектики и введением в металл шва элементов, образующих с компонентами эвтектики более тугоплавкие перитектики [9, с. 156 10]. [c.73]

Низколегированные стали, к которым относятся стали марок В2, Ф, 9ХС и ХВГ, по содержанию углерода соответствуют углеродистым инструментальным сталям, но дополнительно легированы небольшим количеством вольфрама, ванадия и других элементов. Незначительное количество в сталях обеих подгрупп хрома, марганца и кремния мало сказывается на эксплуатационных свойствах этих сталей. Эти компоненты вводят в их состав для улучшения технологических свойств (литейных, закалочных и т. п.). Все приведенные в табл. 2.1 стали — заэвтектоидные, поэтому в них содержатся избыточные карбиды железа, распределенные по всей массе стали в виде твердых включений или сеток. [c.21]

Использование шихты с добавлением легированного порошка обеспечивает более однородное распределение компонентов на начальной стадии спекания, а наличие жидкофазной прослойки активирует процессы массопереноса и снижает значения О в несколько раз по сравнению с материалами, представленными в работе [111 Концентрационная зависимость энергии активации взаимной диффузии в исследованных интервалах содержания легирующих элементов очень слаба (см.табл. 2). [c.263]

Они оказываются более универсальными, чем классические конструкционные стали. Из отечественных марок мартенситно стареющих сталей, сочетающих высокую прочность и исключительную надежность, можно назвать сталь марки BKG-210. Эта сталь, легированная никелем, кобальтом, молибденом при содержании углерода не больше 0,03%, имеет Ов 210 кПмм и в то же время не чувствительна к трещинам и другим механическим повреждениям. Например, при трещине длиной до 2,5 мм ее предел прочности сохраняется практически неизменным (90%). Разработка этой марки стали — крупнейшее достижение металловедения в области конструкционных материалов за последние годы. На ее основе осуществляются все дальнейшие изыскания в области высокопрочных сталей. Однако высокая стоимость и дефицитность легирующих компонентов налагают серьезные ограничения на применение мартенситно стареющих сталей. Ведутся поиски возможностей сокращения содержания кобальта и молибдена и замены их другими компонентами, способными дать столь же высокодисперсные и равномерно распределенные выделения упрочняющей интер-металлидной фазы, какие образуются в железокобальтоникелевом растворе. [c.201]

Наблюдаемое влияние состава сплава ВТ14 на величину установившегося потенциала при одинаковых коэффициентах перегрузки можно, по-видимому, объяснить тем, что пассивная пленка содержит атомы легирующего компонента, влияющего на ее защитные свойства. Алюминий - основной легирующий элемент титановых сплавов повышая прочность, сопротивления сплавов ползучести, а также их упругие характеристики й не уменьшая резко пластичности и вязкости, он снижает коррозионную стойкость титана, особенно при неравномерном распределении в объеме металла. [c.75]

Цинк является одним из основных легирующих компонентов оловянных бронз. Он входит в твердый раствор и несколько повышает прочность и пластичность сплавов, а также улучшает равномерность распределения свинца, способствует возрастанию коррозионной стойкости бронзы в морской воде. Цинк позволяет экономить более дефицитное и дорогое олово, снижает интервал кристаллизации, что способстаует повышению жидкотеку-чести, плотности и уменьшению склон- [c.199]

В зависимости от степени деформации формируется структура стали и изменяется наследованное от структуры слитка неоднородное распределение по границам первичных кристаллитов фаз примесных или легирующих компонентов. Качество стали зависят от степени деформации, технологии производства, размеров слитка и т.д. Для каждой стали, имея в виду данные, полученные для хорошо прокованных плавок с крупными зернами аустенита посл закалки, можнО определить критическую (минимальную) степень деформации, выше которой влияние особенностей литой структуры практически прекращается. [c.44]

При изотермической аустенитизации сталь очень быстро нагревают выше заданной температуры A i и выдерживают до тех пор, пока не закончится превращение. По изменениям физических свойств стали можно судить о начале и о конце превращения. Кривые, характеризующие начало и конец превращения, имеют вид гипербол. Из рис. 120 можно видеть, что чем выше температура аустенитизации, teM раньше начинается Перлито-аустенитное превращение, тем раньше растворяется цементит (карбид) перлита (эвтектоида) и воз-ЙИКает гомогенный аустенит, в котором распределение легирующих компонентов является однородным. Равномерное распределение ле [c.136]

Целью легирования инструментальных сталей, принадлежащих к этой группе, в первую очередь является увеличение толщины прокаливаемого слоя, так как твердость обеспечивается большим содержанием углерода в мартенсите. Чем разнообразнее добавки содержит сталь, тем больше диаметр прокаливаемости или расстояние, измеренное от охлаждаемого торца на образце Джомини (рис. 161). Наиболее значительно увеличивает прокаливаемость легирование марганцем, молибденом, хромом и кремнием. С помощью легирования кремнием можно увеличить пределы упругости и текучести. Однако под влиянием добавок кремния растет твердость стали в отожженном состоянии и значительно увеличивается ее склонность к обезуглероживанию. У сталей, легированных, кремнием, температура эвтектоидных превращений выше, чем у нелегированных. Таким образом, для растворения карбидов требуется также большая температура. Сильные карбидообразующие элементы (ванадий, вольфрам, молибден, хром) в небольших количествах растворяются в цементите, уменьшая при этом его растворимость и склонность к коагуляции. Благодаря этому увеличивается устойчивость стали против отпуска и уменьшается чувствительность к образованию крупнозернистой структуры. Однако при наличии легирующих компонентов в количестве более 1—1,5% образуются карбиды уже больших размеров и возникает неоднородность в распределений карбидной фазы главным образом в продольном сечении. Влияние [c.173]

Повышение содержания вольфрама до 8—10% (сталь марки W2) приводит отчасти путем увеличения степени легированностн твердого раствора, отчасти путем увеличения количественного содержания карбидов к большей твердости, устойчивости против отпуска и теплостойкости по сравнению со сталью марки W3 (см. рис. 213 и 214). Повышение теплостойкости и устойчивости против отпуска по сравнению со сталями марок К13 —К14 приблизительно до температуры 600 С минимально, однако при более высоких температурах становится уже заметным (см. рис. 214). Значительная часть карбидов не растворяется даже при повышенных температурах нагрева при закалке. Например, при температуре 1100° С около 6% карбидов остаются нерастворенными. Вследствие большего (приблизительно 15%) содержания карбидов меньше остается возможностей для равномерного их распределения, поэтому вязкие свойства сталей таких типов хуже. Между измеренными значениями ударной вязкости по краям и в середине инструментов больших сечений можно наблюдать все более увеличивающую разницу (анизотропию). Такую разницу в небольшой степени можно обнаружить и в теплостойкости. Влияние времени выдержки при нагреве, скорости охлаждения и условий отпуска на механические свойства инструментальной стали марки W2 приведено в табл. 118. От скорости охлаждения при закалке в большой степени зависят вязкость и содержание легирующих компонентов в твердом раство- [c.272]

При производстве слитков из титановых сплавов указанным методом одновременно в жпдком состоянии находится лишь некоторая часть шихты. Поэтому при неравномерном распределении легирующих компонентов в шихте слиток будет неоднородным по химическому составу и свойствам. [c.374]

Интенсивность изнашивания можно снизить уменьшением удельного давления на поверхности трения равномерным распределением нагрузки по трущимся поверхностям применением самосмазывающих-ся материалов (пластмасс), ротопринтного метода смазки, соответствующих смазок с присадками, которые позволяют увеличить долговечность в 1,5—2,0 раза. В несколько раз можно уменьшить износ деталей, используя эффект безызносности, состоящий в том, что на поверхности трения образуется тончайший разупрочненный слой металла, получающийся в результате воздействия поверхностно-активных веществ на легирующие компоненты сплава в процессе трения. Благодаря особым свойствам этого разупрочненного слоя он практически не изнашивается и обладает низким внутренним трением. [c.11]

Таким образом, проведенный в дополнение к металлофзфическому анализу рентгеноспектральный анализ наплавочной зоны и приповерхностных слоев металла показал относительно равномерное распределение основных легирующих компонентов в зоне наплавки практическое отсутствие хрома, кремния, марганца в поверхностной зоне основного металла. Следовательно, можно говорить о минимальном растворении легирующих элементов в условиях высокоскоростного нагрева. [c.96]

На рис. 5, а и б представлена типичная кривая изменения концентрации алюминия, а также никеля, хрома и железа (качественная картина) по глубине алитированного слоя для двух режимов алитирования (температура 960 и 1150° С, время 10 час.). Одновременно приводится микротвердость исследуемой зоны. При уменьшении нродолнштельности алитирования распределение алюминия, никеля, хрома и железа аналогично приведенному на рис. 5, а и б. Ход концентрационной кривой позволяет выделить несколько зон, которые по своим линейным размерам совпадают с размерами зон, определенными с помощью мета.л-лографического анализа. Таким образом, по роду кривых можно определить концентрацию компонентов алитированной стали в любом участке исследуемого слоя. Так, концентрация А1, составляя на внешней поверхности 45—50%, резко падает с глубиной до 5—6%. Из графиков видно, что в процессе алитирования происходит перераспределение легирующих элементов. Концентрация никеля по мере приближения к поверхности возрастает, тогда как хрома и железа — падает. Такое пере-, распределение элементов можно, по-видимому, объяснить тем, что термодинамически более выгодно образование алюминидов никеля, а не алюминидов хрома и железа. При этом никель как бы вытягивается на поверхность алюминием. [c.191]

Металлургические реакции. Суперсплавы имеют сложные химический состав и часто содержат до 20 легирующих эле ментов. Надежность этих материалов в высшей степени зави сит от того, насколько содержание каждого из них отвечае1 оптимальному. Следовательно, возникает вопрос, наскольк( сильно вакуумно-дуговой переплав изменяет химический состав исходного (после вакуумной индукционной плавки) электрода. Многолетний опыт показал, что вакуумно-дуговбй переплав оказывает очень малое или вовсе не оказывает влияния на содержание основных легирующих элементов суперсплава. Проводили углубленный химический анализ слитков, полученных в результате вакуумно-дугового переплава (при анализе учитывали и содержание и распределение химически) элементов в структуре слитка). Было показано, что главные компоненты - никель, хром, молибден, вольфрам и ниобий присутствуют в заданных концентрациях и равномерно распределены в объеме слитка. Анализ на элементы с большей химической активностью — алюминий и титан, а также эле- [c.138]

Особенности распределения примесей и компонентов в сплавах (в том числе легирующих элементов в зернах стали) позволяет обнаружить рентгеноспектральный микроанализ (РСМА). РСМА основан на определении химического состава микрообластей на специально приготовленном микрошлифе. Разрешающая способность — порядка нескольких микрометров. Этим методом можно успешно изучать ликвационные процессы в сплавах, особешю дендритную ликвацию. [c.71]

Практическая реализация направления жаростейкого легирования ограничена в силу следующих причин , концентрация легирующей добавки должна быть, как правило, невелика в силу ограниченной растворимости компонентов квазибинарных систем оксидг—оксид распределение легирующих катионов в окалине должно быть равномерным, а характер разупорядочения и тип проводимости оксида должен быть не изменен по глубине слоя. Последнее условие предполагает конгруэнтное окисление сплава. На практике из-за различий в сродстве компонентов сплава к кислороду и их различной диффузионной подвижности в сплаве и окалине выполнение этого условия скорее исключение, чем правило. [c.400]

При трении в условиях избирательного переноса адсорбция молекул ПАВ происходит в момент его образования на поверхности, при растворении легирующих элементов, происходящего в результате хемосорбции. Так, при трении латуни о сталь в глицерине последний, химически соединяясь с цинком, образует глицерат цинка, который не десорбируется с поверхности, а образует адсорбционный слой на основном компоненте сплава— меди. Адсорбция в этом случае оказывается активированной и идет с поглощением энергии, так как переход от хемосорбирован-ного состояния к адсорбированному связан с уменьшением внутренней энергии системы. Кроме того, адсорбция оказывается распределенной на некоторую глубину слоя меди благодаря избирательному растворению анодного компонента сплава (в обычных условиях известно, что адсорбционное действие ПАВ распространяется лишь на величину, равную двум-трем параметрам кристаллической решетки). [c.96]

Характер энергетического спектра зависит от "степени нару-шенности" периодичности потенциала в системе, т.е. от величины вклада в потенциальную энергию электрона случайной компоненты ь(г). Проследим на качественном уровне трансформацию энергетического спектра кристалла полупроводника при возрастании амплитуды случайного силового поля — например, при добавлении в кристалл хоатически распределенных атомов примеси. Очевидно, из-за вариаций величины потенциальной энергии электронов в поле примесных атомов в исследуемом образце возникнут беспорядочно распределенные в пространстве потенциальные "ямы" и "горбы" различной глубины (высоты) и ширины. В достаточно глубоких и широких потенциальных ямах могут возникнуть локализованные состояния, точно так же, как они возникают вблизи атомов легирующей примеси кристалла. В отличие от кристалла, в неупорядоченной системе энергетические уровни электронов в разных ямах различны и, кроме того, случайным образом распределены в пространстве. В соответствии с принятой терминологией, мы будем называть такие уровни флуктуа-ционными. [c.115]

Итак, предложены порошковые MA с высокой однородностью распределения легирующих элементов, которая достигается введением компонентов в составе порошка сплава и совмещением спекания с инфильтрацией медью. У разработанных сталей при контакте с абразивом и абразивно-масляной прослойкой наблюдаются фазовые превращения в поверхностном слое, повышающие абразивостойкость аддитивно объему у - а превращения. Доказано, что для прогнозирования концентрационной неоднородности инфильтрированных медью сталей применимо уравнение гомогенизации, создана модель гомогенизации пропитанных медью низколегированных сталей. Установлен асимптотически логнормальный закон распределения легирующих элементов. [c.276]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...