Диффузия в матрице температуры диффузии

Другим аспектом при выборе состава матрицы, который следует упомянуть, является контроль содержания примесей в матрице. Поскольку диффузия элементов-примесей в волокно может резко ухудшать свойства композиционного материала, удаление примесей весьма желательно. При спекании частично уплотненных образцов композиционного материала стадия восстановления водородом может способствовать удалению примесей и контролю реакций взаимодействия. Окислы титана и алюминия стабильны при максимальных температурах, используемых в производстве и испытаниях жаропрочных композиционных материалов, и менее вредны, чем другие примеси. Взаимодействие, которое возникает между матрицей и волокном, снижается с уменьшением содержания примесей. Более тщательные меры для достижения и поддержания очень низкого уровня примесей могут быть оправданы в случае некоторых специальных требований. [c.251]

Теоретический анализ (гл. 11), однако, приводит к заключению, что при гомологических температурах выше 0,5 ползучесть металлических материалов, упрочненных частицами выделений и дисперсной фазой, контролируется объемной диффузией в матрице. Действительно, если нормированную скорость ползучести представить в зависимости от нормированного напряжения [c.56]

Важную роль при эвакуации атомов матрицы должны играть и перемещения дислокаций (переползание и скольжение). В целом механизм отвода атомов матрицы от графитных включений определяют и как ползучесть. Диффузионная ее составляющая (роль которой увеличивается с повышением температуры) представляет собой диффузию вакансий от мест их генерации к местам выделения графита. Дислокационная составляющая ползучести (ее роль увеличивается с понижением температуры) представляет собой разблокировку дислокаций путем переползания и скольжение их под влиянием имеющихся в матрице напряжений. Скорость ползучести в обоих случаях контролируется самодиффузией атомов железа в матрице, поскольку диффузия вакансий и пере- [c.146]

Взаимодействие наиболее эффективно протекает в композиционных материалах в процессе нагрева при их изготовлении, особенно жидкофазными способами, поэтому в ряде случаев предпочитают применять твердофазные технологические процессы, при которых в связи со сравнительно низкими температурами нагрева диффузия в значительной мере замедлена. Уменьшения взаимодействия матрицы с упрочнителем можно добиться разработкой высокоскоростных и низкотемпературных методов изготовления композиционных материалов. К таким методам изготовления композиций, при которых не успевают проходить диффузионные процессы и взаимодействие в такой мере, чтобы повлиять на снижение свойств, относятся взрывное прессование слоистых и волокнистых композиций [12], гидродинамическое горячее прессование [84] и другие методы твердофазного изготовления, например, композиционных материалов с никелевой матрицей, армированной вольфрамовой проволокой. Одним из наиболее прогрессивных методов изготовления композиционных материалов с металлическими волокнами является динамическое горячее прессование, при котором уплотнение волокнистых и слоистых композиций происходит под действием ударной нагрузки в течение долей секунды. [c.32]

Эвтектическая диффузионная пайка боралюминия. Для соединения деталей из боралюминия между собой или с элементами конструкций из алюминиевых сплавов возможно использование способа эвтектической диффузионной пайки, заключающегося в нанесении тонкого слоя второго металла, образующего в результате взаимной диффузии эвтектику с металлом матрицы. В зависимости от состава матричного алюминиевого сплава могут быть использованы следующие металлы, образующие эвтектику серебро, медь, магний, германий, цинк, имеющие температуры образования эвтектик с алюминием 566, 547, 438, 424 и 382° С соответственно. В результате дальнейшей диффузии металла покрытия в основной металл концентрация его снижается, и температура плавления в зоне соединения постепенно повышается, приближаясь к температуре плавления матрицы. Таким образом, паяные соединения способны работать при температурах, превышающих температуру пайки. Однако необходимость строгого регламентирования толщины покрытия, а также чистоты покрытия и покрываемой поверхности, использование для получения таких покрытий метода вакуумного напыления делают этот процесс экономически нецелесообразным. [c.192]

Из таблицы видно, что при увеличении содержания N1 температуры превращения смещаются в сторону более низких температур. Это объясняется не непосредственным влиянием изменения содержания N1 на изменение Т превращения, а тем, что в результате увеличения содержания N1 при постоянном содержании А1 уменьшается содержание Си в сплавах, вследствие чего отношение содержания А1 к содержанию Си увеличивается. Кроме того, N1 подавляет диффузию Си и А1. При низком содержании N1 не удается предотвратить выделение 72-фазы даже путем повышения скорости охлаждения. Поэтому N1 оказывает влияние посредством понижения концентрации А1 в матрице. [c.105]

Большая стабильность при высоких температурах, как известно, отличает также гетерофазные сплавы, полученные внутренним окислением (типа САП, TD Ni). В этом случае устойчивость структуры связана главным образом с малой скоростью диффузии вследствие плохой растворимости окислов в матрице. [c.396]

НОЙ температуре. Сравнивались данные исследования микроструктуры и механических свойств при растяжении композиционных материалов с матрицей из двойных медных сплавов с вольфрамовым волокном и системы со взаимно нерастворимыми компонентами медная матрица — вольфрам. Взаимодействие, возникающее на поверхности раздела волокна с матрицей, связывается с различными значениями прочности и пластичности. Выло установлено три типа взаимодействия 1) диффузия, сопровождающаяся рекристаллизацией периферийной зоны вольфрамового волокна 2) выделение второй фазы в матрице вблизи периферии волокна, не сопровождающееся рекристаллизацией 3) взаимодействие в твердом растворе без рекристаллизации в волокне. Микроструктуры, иллюстрирующие отсутствие взаимодействия с медной матрицей и три типа взаимодействия, показаны на рис. 1—6. На рис. 1 и 2 не видно взаимодействия или рекристаллизации на поверхности раздела медной матрицы с вольфрамовым волокном. [c.242]

Аналогичная методика изучения диффузии элемента матрицы в растущем покрытии бьша использована и для металлических покрытий. В [71] сообщаются данные о диффузии молибдена, ниобия и циркония в покрытии из иттрия. Найдено, что коэффициент диффузии циркония в осаждаемый иттрий при температурах 1270-1570 К имеет следующую [c.144]

Метод матричной изоляции возник как попытка преодолеть указанные выше трудности при исследовании реакционноспособных молекул. Он заключается в замораживании изучаемых молекул в жестом окружении (матрице) химически инертною вещества при низких температурах. Жесткость матрицы препятствует диффузии активных молекул, т.е. затрудняет их взаимодействие с другими подобными частицами. В свою очередь инертность матричного вещества необходима, чтобы предотвратить реакции активных частиц с матрицей. Низкая температура не только обусловливает жесткость окружения, но и снижает скорость возможных внутримолекулярных перегруппировок, для которых необходима определенная энергия активации. В таких условиях молекулы даже с очень небольшим временем жизни могут существовать неопределенно долго и изучаться без затруднений. [c.9]

Установлено, что атомы и небольшие двухатомные молекулы получают существенную подвижность при нагревании матрицы до температуры отжига, когда матрица уже не является совершенно жесткой. Молекулы с 3 - 7 атомами становятся подвижными при достижении условий общей диффузии, в то время как большие молекулы остаются на своих местах до тех пор, пока решетка матрицы вокруг них не разрушится. [c.26]

Предотвращение рекомбинации. Существует несколько возможностей избежать рекомбинации фрагментов. Во-первых, если один из фрагментов представляет собой небольшой том, способный легко диффундировать в матрице даже без избытка энергии, то возможен его выход из матричной клетки еще до рекомбинации. Идеальным в этом смысле является атом водорода, и поэтому фотолиз водородсодержащих молекул обычно приводит к высокому выходу фрагментов, образующихся путем отрыва этого атома. Атомы элементов второго периода (например, лития, углерода, азота, кислорода и фтора) также могут диффундировать из клетки, хотя для диффузии таких,более тяжелых атомов в некоторых случаях нужно поддерживать температуру в интервале отжига матрицы. [c.78]

Исходя из этого сварку необходимо вести с минимально возможной погонной энергией и при минимальном уровне температуры в ЗТВ. Это позволит сократить размеры участка, где свариваемый металл находится в твердожидком состоянии, свести к минимуму время пребывания металла около условной линии сплавления при высоких температурах, что резко ограничит возможности термической диффузии элемента - упрочнителя в матрице. [c.166]

Более крупные реакционноспособные частицы сохраняются, повидимому, на стадии отжига и начинают образовьшать слабо связанные агрегаты, а затем вступают в химические реакции (если эти два процесса возможно наблюдать отдельно) при достижении температуры диффузии в матрице, т.е. выше 0,5. [c.27]

Контролируемые отжиг матрицы и диффузия имеют очень большое значение для анализа экспериментальных результатов. Поэтому возможность изменять температуру матрицы является важнейшей характеристикой эксперимента и, вероятно, основным преимуществом новейших криостатов с микрокриогенными системами. В ранних исследованиях по матричной изоляции в качестве хладагентов использовали жидкий гелий или жидкий водород в этом случае без их удаления из криостата невозможно поднять температуру намного выше соответствующих точек кипения. После удаления хладагента температура быстро возрастает и единственным способом охлаждения служит новое переливание хладагента, когда температура сразу падает соответственно до 4 или 20 К. Микрокриогенная установка позволяет регулировать не только температуру матрицы, но и скорость ее измег нения. Степень отвода тепла можно сделать большей, равной или меньшей притоку тепла к матрице, что и создает возможность постоянной регулировки температуры. Таким путем осуществляют намного более тщательное изучение отжига и диффузии в матрице. [c.28]

Двухатомные молекулы в матрицах гетероядерные 126, 127 гидриды 132—134 гомоядерные 125, 126 Диффузия в матрице 24, 26 нерегулируемая 28, 29 регулируемая 26—28 температуры диффузии 24, 25 [c.168]

Излом образца, испытанного на поперечное растяжение при 1477 К после 100-часового отжига при той же температуре, показан на рис. 17, а. Предварительный отжиг вызывает диффузию вольфрама из проволоки в матрицу и на поверхность раздела, что упрочняет их. Поэтому деформация разрушения матрицы уменьшается, трещина не распространяется по поверхности раздела, и в результате прочность композита при 1477 К становится больше. Дальнейшее повышение прочности композита, по-видпмому, ограничено расщеплением проволоки ил.и разрушением по поверх ности раздела, обусловленным пористостью диффузионного происхождения. Не приводя соотвеггствующих данных, укажем лишь, что последний тип разрушения был характерен для ряда предва- [c.206]

Система титан — волокна карбида кремния. В работе [207] изучена кинетика реакции взаимодействия между титаном промышленной степени чистоты и волокнами карбида кремния или волокнами бора с покрытием из Si в интервале температур 650— 1050° С. В результате диффузии углерода и кремния в матрицу, а титана в волокна карбида кремния образуется реакционная зона сложной структуры. Она состоит из трех слоев, в которых присутствуют монокарбид титана Ti и интерметаллид TisSig. Рост зоны взаимодействия происходит по параболическому временному закону. Толщина слоя зависит от времени и температуры в соответствии с уравнением [c.69]

Главная причина жизнеспособности суперсплавов в том, что они сохраняют выдающуюся прочность в интервале температур, при которых работают детали турбины. Их плотноупакованная решетка г.ц.к. обеспечивает длительную сохранность относительно высокого сопротивления активному растяжению, высокой длительной прочности, стойкости против ползучести и термомеханической усталости. Эти свойства длительно сохраняются вплоть до гомогологических температур значительно более высоких, чем у эквивалентных систем с решеткой о.ц.к. Свой вклад дают и такие характеристики решетки г.ц.к., как высокий модуль упругости, обилие систем скольжения, низкий коэффициент диффузии легирующих элементов. Для прочности сплавов чрезвычайно важна высокая растворимость легирующих элементов в аустенитной матрице, их физико-химические характеристики, обеспечивающие выделение в процессе старения таких интерметаллидных фаз, как у и у . Упрочнения можно достичь также за счет легирования твердого раствора, выделения карбидных фаз в процессе старения и использования их для управления границами зерен за счет направленной кристаллизации и соз- [c.31]

Включения второй фазы, нерастворимые в матрице или когерентно связанные с нею, препятствуют миграции границ и росту зерен. Эффект растворимых включений сложнее. Коа-лесценция включений облегчает рост зерен вследствие ослабления барьерного эффекта и появления дополнительной движущей силы. Однако миграция границ в этом случае сопряжена с диффузией растворенных атомов, и скорость роста зерен может быть небольшой. С нагревом до высоких температур включения растворяются и рост зерен интенсифицируется. Подобно включениям на кинетику роста зерен влияют и микропоры. [c.48]

Отметим, что концентрационная зависимость влияния легирующих элементов на длительную прочность имеет экстремальный характер сначала длительная прочность растет, а затем снижается Повышение жаропрочности связано с тем, что легирующие элементы затрудняют диффузию> в аустенитной матрице, препятствуют коагуляции и растворению упрочняющих интерметаллидпых фаз, увеличивают их количество при старении (в частности благодаря уменьшению растворимости титана и алюминия в аустените) н сдвигают температуру максимального упрочнения к более высоким температурам [c.321]

Дальнейшее усовершенствование процесса электроосаждения никеля и подбор оптимального состава электролита позволило получить никелевые покрытия, не содержащие фосфора. Методом изостатического прессования этих волокон были получены образцы композиционного материала с плотностью, составляющей 98% от теоретической. Результаты испытаний композиций с 50об.% углеродных волокон приведены на рис. 43. Прочность композиционного материала оказалась несколько ниже расчетной, причем расхождение теоретических и экспериментальных данных увеличивается при возрастании температуры испытаний. Главной причиной недостаточно высоких прочностных характеристик полученного материала авторы считают разупрочнение углеродных волокон при формировании композиции, к этому следует добавить, что снижение механических свойств может быть также вследствие недостаточной прочности связи на границе матрицы и волокон. При исследовании взаимодействия никелевой матрицы с углеродным волокном при температуре 980° С (предполагаемой температуре использования материала) и жаростойкости композиции установлено, что последняя для композиционного материала определяется скоростью окисления углеродных волокон с образованием моноокиси углерода в результате массовой диффузии кислорода через слой матричного металла, а также вследствие окисления волокон по длине при выходе торцов волокон на поверхность исследуемого образца. Было показано, что при достаточно высоких температурах и длительных выдержках углеродные волокна полностью выгорают, оставляя открытые поры в матричном металле. [c.398]

Близкие, но несколько иные результаты получили Озин п Губер [49, 758]. Эти авторы использовали так называемый криофотохими-ческий процесс выращивания металлических кластеров в инертной матрице, с которым стоит ознакомиться поближе. Явление заключается в том, что под действием узкополосного УФ-облучения с длиной волны, равной длине волны атомной резонансной линии поглощения, могут происходить диффузия и агрегирование атомов серебра пли меди в твердой инертной матрице даже при криогенных температурах (10—20 К). Таким путем удается вырастить и идентифицировать кластеры Ag до п=6. Интересно, что УФ-излучение, имеющее длнну волны пика поглощения Agg или Ags, вызывает фотофрагментацию этих агрегаций в матрицах из Кг и Хе, но не из Аг [49, 767]. В последнем случае УФ-излучение с длиной волны пика поглощения Agg производит весьма интенсивную эмиссию света,точно соответствующую основной полосе эмиссии при возбуждении атомного серебра. Подобная эмиссия не наблюдалась при аналогичном возбуждении Aga в матрицах из Кг и Хе. [c.263]

Уменьшение коэффициентов диффузии в дефектной матрице наиболее подробно изучено для элементов внедрения, преимушественно для углерода. В общем случае эффект замедления диффузии на дефектах зависит от температуры (табл. 16) [19]. [c.105]

Очевидно, что здесь главную роль играют внутренние яап-ря-жения в магнетите, потому что о и способны значительно увеличить коэффициенты диффузии. Вероятно, что субхмикроскапи-ческие растрескивания существуют в 01бразцах исходного магнетита их образованию в значительной мере благоприятствуют резкие изменения температуры, сопровождающие получение и окисление образцов, которые особенно чувствительны к температурным скачкам. Эти растрескивания и сопровождающие их дислокации облегчают образование зародыша и его рост за счет непрерывного притока кислорода через трещины. Это увеличение зародыша происходит отчасти за счет -излишка кислорода в матрице магнетита, что влечет за собой обеднение кислородом последней и, следовательно, лишает или ограничивает выделение гематита в виде тонких чешуек, которые обычно образуются в процессе отжига. [c.138]

Аналогичные подробные исследования проводились на сплавах алюминий — серебро и на других сплавах, однако в этих случаях вся последовательность структурных изменений установлена не столь надежно. Здесь тоже перед образованием равновесных выделений наблюдается выделение промежуточных когерентных частиц, так что это явление присуще, по-видимому, очень многим дисперсионно твердеющим сплавам. Описанные выше сферические кластеры возникают очень быстро после закалки или в процессе быстрого охлаждения от температуры растворения, однако весь ход процесса старения французские и немецкие исследователи трактуют по-разному. В работах немецкой школы, выполненных Кестером и сотрудниками, высказывается предположение, что в процессе старения в матрице возникают дефекты упаковки, и последующая диффузия атомов растворенного элемента к этим дефектам упаковки и приводит к образованию пластинок когерентных выделений. Для более подробного ознакомления с деталями структурных изменений, происходящих в этой и другой системах, можно рекомендовать обзоры Харди и Хила [70] и Келли и Ни-кольсона [75]. [c.306]

При подборе материала матрицы необходимо учитывать температуру рекристаллизации металла, его пластичность, сопротивление коррозии и окислению, кристаллическую структуру, физические и механические свойства, а также возможность получения порошка необходимой степени измельчения. Этим требованиям удовлетворяют алюминий, серебро, медь, никель, железо, кобальт, хром, вольфрам, молибден и др. Требования к упрочняющей фазе следующие высокая свободная энергия образования, т. е. высокая термодинамическая прочность, высокая плотность, малая величина скорости диффузии компонентов в матрицу, малая растворимость составляющих дисперсной фазы в матрице, высокая чистота и большая поверхность частиц дисперсной фазы. К упрочняющим фазам с указанными свойствами можно отнести АЬОз, 5102, ТЮг, СггОз, Т102, карбиды, бориды, интерметаллические соединения М1 А1з, МпА1б и различные тугоплавкие металлы. [c.504]

При использовании метода матричной изоляции необходимо, чтобы во время регистрации спектров не происходило каких-либо изменений, т.е. матрица должна оставаться жесткой и препятствовать диффузии замороженных частиц. Простейшее эмпирическое правило состоит в том, что матрицу можно считать жесткой при температурах, не превышающих 30% температуры плавления. При этих услои -ях не наблюдаются перестройка матрицы и диффузия изолированных частиц. В интервале температур, составляющих 30 - 50% температуры плавления, может происходить процесс отжига матрицы. Фактически он заключается в перестройке матрищл на атомном уровне в направлении наиболее стабильной кристаллической структуры. Так, при этих температурах начинается рост кристаллических зерен, а вокруг крупных изолированных молекул происходят локальные изменения [c.23]

Некоторые относящ 1еся к этому вопросу данные для типичных матричных материалов приведены в табл. 2.2. Здесь указаны температуры, при которых, как полагают, начинается отжиг матрицы и диффузия (0,3 и 0,5 7 , , соответственно), а также температуры, при которых давление пара матрицы достигает, значений 10 и 10 з мм рт. ст. Давление 10 мм рт. ст. можно поддерживать длительное время (несколько часов), а давление 10 мм рт. ст. - лишь несколько секунд. Отсюда ясно, что в процессе диффузии необходим тщательный контроль температуры, чтобы избежать исп ния матрицы. [c.24]

Реакция исходного вещества с частицами, диффундирующи-ми в матрице. В гл. 2 была отмечена способность атомов и небольших молекул диффундировать в матрице при более низких температурах, чем температура начала общей диффузии с участием крупных молекул. В этих условиях движущиеся в матрице частицы могут реагировать с крупными неподвижными молекулами, причем продукты реакции также не принимают участия в диффузии. Можно выделить по крайней мере три типа подобных реакций между атомом А и молекулой ВС [c.82]

Началом диффузии атомов щелочных металлов в матрице легко управлять путем изменения температуры. Сначала регистрируют спектр осажденной матрицы при низкой температуре, исключающей всякую диффузию. Тогда последующие изменения в спектре, наблюдаемые при повышении температуры, могут быть приписаны реакциям, протекающим при отжиге матрицы за счет диффузии атомов. Однако фото-литически полученные атомы имеют достаточную кинетическую энергию и диффундируют в матрице немедленно после образования независимо от температуры. [c.83]

Механизм роста сформировавшейся ячейки более ясен. Перед торцами пластин или стержней аги -фаз концентрация легирующего элемента В в матрице соответственно повышена и понижена (имется в виду, что -фаза обогащена компонентом В, а орфаза им обеднена). Как и при росте перлитной колонии в аустените, при кооперативном росте двухфазной ячейки прерывистого раопада компоненты диффузионно перераспределяются вдоль межфазной границы матрицы с ячейкой. При непрерывном же распаде рост выделения контролируется о бъемной диффузией перпендикулярно поверхности выделения. Скорость диффузии вдоль межфазной границы матрицы с ячейкой намного больше, чем объем- ой, а пути диффузии очень короткие, так как межпластиночное расстояние в ячейке небольшое. Поэтому прерывистый распад способен быстро протекать при относительно низких температурах, в том числе и при таких, когда рост изолированных выделений -фазы по механизму непрерывного распада идет с очень малой скоростью или практически полностью подавлен. Межпластиночное расстояние внутри ячеек уменьшается с понижением температуры старения. [c.296]

Коагуляция и сфероидизация цементита — завершающая стадия процессов карбидообразования при отпуске. При сравнительно низких температурах цементит растет в виде дисперсных пластин, полукогерентных матрице. Размер цементитных пластин различен., Концентрация углерода в а-растворе около относительно мелких частиц выше, чем около более крупных [см. формулу (30)]. Эта разность концентраций обеспечивает диффузию углерода в а-растворе от более мелких цементитных частиц к более крупным. В результате выравнивающей диффузии а-раствор становится ненасыщенным около мелких частиц и пересыщенным около крупных. Более мелкие цементитные частицы растворяются, а более крупные подрастают. То, что [c.340]

Физико-химическое воздействие дуги на обрабатываемый материал. Плазменная дуга представляет собой поток ионизированных газов, с помощью которого нагревается поверхность заготовки. Зона нагрева отличается высокими температурами и градиентами их изменения, а также наличием участков, где материал находится в расплавленном виде. При этом химический состав нагреваемой поверхности металла может претерпеть изменения в связи с растворением в нем тех или иных компонентов плазмообразующего газа, а также с диффузией тяжелых элементов в поле напряжений. Кислород, азот и особенно водород, проникая в поверхностные слои заготовки, способствуют созданию в металле пор, снижению пластичности последнего, появлению хрупких трещин в процессе охлаждения. Для сил резания и дробления стружки эти явления могут быть благоприятными. Однако нельзя допускать растворения газов в материале заготовки под обработанной поверхностью, так как это в дальнейшем может отразиться на эксплуатационных характеристиках детали. При нагревании металлов воздушной плазмой (при черновом и получистовом точении заготовок) насыщения газами материала обработанной поверхности детали не обнаружено. Что же касается слоя металла, подвергшегося непосредственному воздействию плазменной дуги и перешедшему в дальнейшем в стружку, то анализ показал насыщение стружки газами. Так, в образцах из стали 12Х18Н9Т, подвергшихся воздействию воздушной плазменной дуги мощностью 15 кВт, обнаружено существенное увеличение содержания кислорода и азота. Аналогичные данные были получены при анализе образцов из высокохромистого чугуна. Повышение процентного содержания газов в образцах было тем большим, чем продолжительнее было воздействие плазменной дуги, что связано со скоростью перемещения ее по отношению к нагреваемой поверхности. При и = 8 м/мин содержание кислорода и азота в стальных образцах доходило соответственно до 0,05 и 2,12%, тогда как в исходном материале оно составляло 0,0025 и 0,005%. В чугунных образцах в тех же условиях обнаружено 0,03% кислорода (в исходном материале 0,005%) и 8,8 см на 100 г содержание водорода (в матрице 5,48 см ЮО г). [c.77]

Так, образование карбидных частиц на границах зерен наблюдается в процессе охлаждения стали от температур 1100°С (ниже точки 0). В области температур 1100—850°С выделение карбидных частиц протекает за счет уже имеющихся на границах зерен сегрегаций. Вклад в этот процесс внешней диффузии незначителен. Карбидные выделения в этом случае имеют форму дендритных лепестков сложной разветвленной конфигурации. Карбиды дендритной формы образуются при наличии в матрице высокой местной плотности атомов карбидообразователей, например титана и.углерода. Образование их протекает с большими скоростями при отсутствии сколько-нибудь заметного влияния диффузии из прилегающих к карбиду слоев матрицы. Поэтому в стали 12Х18Н10Т на высокотемпературных сегрегациях в первую очередь выпадают карбиды Т1С, а в нестабилизированных сталях — карбиды типа МегзСе в низкотемпературных сегрегациях. В том случае, если карбиды растут вследствие диффузии, т. е. притока атомов из прилегающих участков матрицы, например атомов титана и углерода (в низкотемпературной зоне при температурах 450—700°С), то карбиды титана имеют правильную геометрическую форму. [c.120]

На стадии II процесс протекает при постоянном внешнем давлении, и развитие физического контакта происходит вследствие ползучести металла при таком уровне напряжений, когда не происходит отрыва дислокаций от облаков примесных атомов. Скорость движения дислокаций в этом случае будет определяться диффузионной подвижностью примесных атомов в матрице. Энергия активации процесса развития физического контакта на стадии II для армко-железа, титана и других металлов хорошо совпадает с энергией активации диффузии примесных атомов в матрице. Существенно влияют на прохождение процесса в стадии II температура и время. С ростом темперафуры процесс развития физического контакта интенсифицируется. [c.322]

В течение 8-час. выдержки при комнатной температуре ширина линии сначала уменьшается, через 5—б час. проходит через минимум и снова возрастает. Форма линии через 5—6 час. приближается к лорентцовой, а затем снова возвращается к начальной гауссовой. Уменьшение ширины и приближение фактора формы к значению К = 3 можно объяснить появлением на этой стадии распада интенсивной диффузии в поле напряжений 1[16], возникающих в результате образования сегрегаций, когерентно связанных с матрицей. Последующие изменения параметров линии ЯМР указыв ают на постепенное уменьшение подвижности атомов, очевидно, вследствие окончания в сплаве перегруппировки атомов, обычно связываемой с образованием, чон Гинье—Престона. Характер линий ЯМР свидетельствует, что на этой стадии распада искажения кристаллической решетки значительно превосходят искажения в отожженном сплаве. [c.274]

После охлаждения металла со скоростью Швоо-soo 0 до температуры ниже на 20 °С осуществлено термоциклирование в интервале температур бейнитного превращения аустенита (цикл 3). Число циклов изменяли от 1 до 3. Данный режим термического воздействия оказывает наиболее значительное влияние на структуру металла исследуемого участка ЗТВ сварного соединения. Резко повышается дисперсность карбидов и однородность их распределения, исчезают поля структурно-свободного феррита в структуре металла. Достигнутый результат является следствием интенсификации протекания ряда процессов. При охлаждении металла до температуры ниже Мн на 20 °С в результате сдвиговых процессов, сопутствующих мартенситному превращению, и вследствие различия объемов у- и а-фаз возникают значительные напряжения на межфазных границах и, как следствие, происходит фазовый наклеп остаточного аустенита и бейнитного феррита. Резко повышается плотность дефектов кристаллического строения, которые при последующем нагреве в область температур бейнитного превращения становятся дополнительными центрами зарождения этой структурной составляющей. Повышенная плотность дефектов дислокационного типа способствует увеличению интенсивности диффузии атомов углерода, легирующих элементов и способствует однородности их распределения в матрице. Одновременно протекают процессы отпуска мартенсита. Повторный цикл нагрева и охлаждения в данном интервале температур способствует накоплению указанных положительных изменений в структуре металла. Высокая степень однородности и дисперсности структуры достигается уже после двух циклов нагрева и охлаждения. [c.103]

Наиболее интенсивное снижение сопротивления хрупкому разрушению в сварных соединениях ферритных хромистых сталей отмечается в участках ЗТВ сварных соединений там, где максимальные температуры нагрева достигают 400—500, 550—850 и 1000—[26, 54]. Как правило, отмеченное связано с выделением избыточных фаз в матрице, понижающих ударную вязкость, или процессами образования сегрегаций примесей по границам зерен. По данным работ [26, 54], в первом температурном интервале отмечается дисперсионное твердение, во втором — сигматиза-ция, в третьем — выделение дисперсных интерметаллидов. Механизм охрупчивания околошовной зоны сварных соединений ферритных сталей, предложенный в работе [54], предусматривает на стадии нагрева термического цикла сварки полную или частичную диссоциацию карбидов хрома, в стабилизированных сталях — карбонитридов титана и ниобия, а также переход элементов внедрения (углерод, азот) в твердый раствор. На стадии охлаждения термического цикла сварки происходит процесс выделения мелкодисперсных упрочняющих фаз по границам зерен в результате диффузии к границам зерен элементов внедрения, в первую очередь углерода как горофильного элемента. Как следствие сни" жается вязкость металла. [c.248]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...