Отжиг матрицы

Длительная прочность композиционных материалов алюминий—бор в поперечном направлении определяется главным образом прочностью материала матрицы, причем, поскольку в процессе испытания происходит отжиг матрицы, то прочность практически не зависит от того, в термообработанном или отожженном состоянии находится материал перед испытанием. Так, например, длительная 100-часовая прочность сплавов 6061 и 2024 при 300° С соответственно равна 2 и 3,6 кгс/мм .Длительная прочность композиционных материалов на основе этих матриц с 50 об. % волокна борсик при 300° С также соответственно равна 2 1И 3 кгс/мм [109]. [c.208]

Таким путем можно быстро сконденсировать значительное количество матричной смеси и, следовательно, подлежащего изучению вещества. Полученная матрица часто является оптически более прозрачной и дает более узкие спектральные полосы, чем матрица, образованная при непрерывном медленном осаждении. Причина этого, по-видимому, заключается в отжиге матрицы, который происходит в то время, когда тепло, выделяющееся при подаче очередной порции, отводится к хладагенту. Импульсная методика пока не применялась для осаждения матриц, содержащих реакционноспособные частицы, и, скорее всего, она непригодна для этой цели. [c.31]

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]

Обычно процесс отжига матрицы приводит к тому, что атомы занимают одинаковое положение. Это указывает на более энергетически выгодное положение одного из типов мест в плотноупакованной кубической решетке (вероятно, положения с 12 эквивалентными ближайшими атомами матрицы). [c.124]

Неполный отжиг отличается от полного тем, что сталь нагревают до более низкой температуры (немного выше точки Ас ). При неполном отжиге доэвтектоидной стали происходит частичная перекристаллизация стали, а именно лишь переход перлита в аустенит. Избыточный феррит лишь частично превращается в аустенит, поэтому значительная его часть не подвергается перекристаллизации Для доэвтектоидной стали неполный отжиг применяется лишь тогда, когда отсутствует перегрев, ферритная полосчатость, а требуется только снижение твердости. Заэвтектоидные стали подвергают только неполному отжигу, В этих сталях нагрев несколько выше точки Ас, (обычно на 10—30 °С) вызывает практически полную перекристаллизацию металлической матрицы. [c.196]

В структуре чугуна, получаемого литьем или подвергаемого отжигу, должно быть 10 - 30% феррита. Такой чугун применяют для изготовления фрикционных дисков, антифрикционных втулок и направляющих втулок клапанов, поршневых и уплотнительных колец, матриц для холодного прессования алюминия, крышек и корпусов газосборника реактивных двигателей. [c.67]

Как уже отмечалось в гл. П, пластическая деформация кристаллических тел может осуществляться не только скольжением, но и двойникованием. Двойникование для кристаллов с о. ц. к., г. ц. к. и г. п. у. решетками можно наблюдать при особых условиях деформирования. При этом металлографическими способами выявляются области, иначе травящиеся, чем окружающий матричный кристалл. Отличительными признаками этих областей являются прямолинейность и строгая кристаллографическая направленность двух параллельных границ. Дифракционными (рентгеновскими и др.) методами установлено, что эти области закономерно отличаются своей ориентировкой и расположением атомов относительно матрицы. Расположение атомов внутри этой области представляет собой зеркальное отражение расположения атомов в матричном кристалле (см. рис. 77,а). Плоскости зеркального отражения, пересечение которых с плоскостью шлифа имеют вид прямолинейных границ, являются плоскостями двойникования. Так, на рис. 77,а п б плоскостью двойникования является плоскость (112). Переориентированные области называют двойниками, а процесс их образования двойникованием. Двойники в кристаллах делятся на двойники роста (рост кристалла из расплава, в процессе рекристаллизации и отжига) и деформационные двойники. Двойникование при деформации — один из механизмов сдвиговой деформации. Для деформационного двойникования характерны высокие скорости и выделение энергии в форме звука с характерным потрескиванием в процессе деформации кристалла. Двойникование сопровождается скачкообразным изменением деформирующего усилия, [c.131]

Скорость первичной рекристаллизации характеризуют зависимостью доли рекристаллизованного объема деформированной матрицы от продолжительности отжига т (рис. 185). [c.330]

СОХРАНЕНИЕ ПРИ ОТЖИГЕ ТЕКСТУРЫ ДЕФОРМАЦИИ. Самым простым объяснением механизма сохранения при отжиге текстуры деформации является то, что в данном случае определяющим является ориентированное зарождение центров рекристаллизации, имеющих ту же ориентировку, что и основной объем деформированной матрицы. Как будет показано, это представление справедливо, но не является исчерпывающим. [c.408]

Для снижения твердости по всему сечению отливки и получения ферритной структуры матрицы производят вторую стадию отжига при температуре 700,..720°С. Переход с температуры 850... 980 °С до 720 °С желательно проводить медленно. Это позволяет получить больше феррита и придает большую пластичность отливке. Окончательное охлаждение отливок в интервале температур [c.82]

Если приложить внешнее давление, то графитизация может быть прекращена (Po = Pt г>г=0). Такое влияние внешнего давления можно использовать для получения графита шаровидной формы в чугуне с большим значением углеродного эквивалента. Для этого надо подавить процесс графитизации во время кристаллизации отливок, а затем произвести их кратковременный отжиг, длительность которого будет тем меньше, чем больше содержание углерода и кремния в чугуне. При этом внешнее давление при кристаллизации расплава должно быть равным или несколько больше того давления, которое возникает в металлической матрице в связи с ростом включений графита [49]. [c.36]

Заливка расплава чугуна с 3,5% С и 2% Si в металлическую форму и последующее приложение механического давления до 50—60 MH/м приводят к тому, что более 70% включений графита при кристаллизации приобретают округлую форму, а 30% сохраняют прежнюю пластинчатую форму [49]. При давлении 150 МН/м графитизация чугуна почти полностью прекращается, отливки имеют белый излом. При атмосферном же давлении у чугуна указанного состава графит пластинчатый, при литье в кокиль — междендритный, при литье в песчаную форму — неориентированный. Кратковременный отжиг при температуре 900—950°С закристаллизованных под давлением образцов чугуна приводит к феррит-ной структуре металлической матрицы и округлой форме графита. [c.37]

Помимо пленок на поверхности раздела, следует рассмотреть и влияние рельефа поверхности составляющих композита. При спрессовывании поверхностей могут быть захвачены газы, а растущая деформация неровностей рельефа приводит к захлопыванию газовых карманов. Иногда газ может быть легко удален путем диффузии через металл это относится, в частности, к водороду, высвобождаемому при окислении матрицы или волокна гидроксильными группами или парами воды, С другой стороны, для удаления следов инертного газа, например аргона, может потребоваться продолжительный отжиг. Значение этих проблем возрастает в скоростных процессах, применяемых для производства непрерывных лент. [c.34]

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]

Таким образом, отжиг матрицы и диффузия являются важными экспериментальными приемами для спектроскопического исследования матричной И30ЛЯЩ1И. Так как различные частицы исчезают или вновь образуются при разных температурах, удается не только отличать небольшие подвижные частицы от более крупных по их поведе- [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]

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]

УФч )0Т0Лиза матрицы 73, 74 Осаждение (конденсация) матрицы 17, 28, 29 Отжиг матрицы 23 [c.169]

Шаровые твэлы первой загрузки реактора AVR имели наружный диаметр 60 мм. Они представляли собой пустотелые графитовые сферы с резьбовой пробкой, внутренняя полость сфер диаметром 40 мм была заполнена смесью микротвэлов и матричного графита со связующим веществом. Первая загрузка шаровых твэлов в количестве 100 тыс. штук была разработана и изготовлена в Ок-Ридже (США). Полые сферы изготавливались из графитовых блоков повышенной плотности, из тех же заготовок вытачивались уплотняющие пробки. Микротвэлы размещались на внутренней поверхности полой сферы, после чего она заполнялась смесью графитовой пыли с каменноугольной смолой. После заворачивания пробки и ее уплотнения проводился низкотемпературный отжиг (до 1500° С, при таких температурах графитизация матрицы сердечника не происходит). Поскольку сложность и, следовательно, стоимость изготовления подобных сборных твэлов очень высока, вторая загрузка реактора была выполнена из прессованных твэлов того же наружного диаметра 60 мм. [c.26]

В структуре литой быстрорежущей стали присутствует сложная эвтектика, тина ледебурит (рис. 155, а), располагающаяся но границам зерен, В результате горячей механической обработки сетка эвтектики дробится. В сильно деформированной быстрорежущей стали карбиды распределены равномерно в основной матрице (рис. 155, б), представляющей после отжига зернистый сорбитообраз-ныи перлит, В структуре деформированной и отожженной быстрорежущей стали можно различить три вида зернистых карбидов крупные обособленные первичные карбиды, более мелкие вторичные и очень мелкие эвтектоидные карбиды, входящие в основной сорбитный фон (рис. 155, б). При недостаточной проковке наблюдается карбидная ликвация, которая представляет собой участки разрушенной эвтектики, которая осталась в виде скоплений вытянутых в направлении деформации (рис. 155, д). При наличии карбидной ликвации уменьишется стойкость ннструмеггга и возрастает его хрупкость. [c.299]

Рост зародышей первичной рекристаллизации, отделенных от матрицы высокоугловыми границами, как и рост зерен на стадиях собирательной и вторичной рекристаллизации, может осуществляться только миграцией своих границ. Коалесценция зерен, отделенных друг от друга обычными большеугловыми границами, невозможна. В особых случаях процесс роста зерен может происходить за счет образования и роста двойников отжига, но и в этом случае такой рост осуществляется миграцией некогерентных границ двойников. [c.322]

Условием его образования является наличие до отжига четкой текстуры деформации. По-видимому, это должна быть к тому же монотекстура, однако этот вопрос не изучен. В условиях такой текстуры некоторые из зародышей рекристаллизации, имеющие ориентировку, отличную от ориентировки матрицы и благоприятную для роста за счет текстурованной матрицы (см. гл. X), будут расти значительно интенсивнее, чем иначе ориентированные зародыши, что и приведет к образованию крупнозернистой структуры. [c.358]

Чем крупнее размер зерна матрицы, полученной к концу перви ной рекристаллизации, тем меньше суммарная поверхность грани тем больше плотность дисперсных фаз по границам зерен и, слеД вательно, тем сильнее торможение миграции границ этими фазам С началом растворения дисперсных фаз эффект торможенр ослабевает и тем сильнее, чем выше температура отжига. Создаю ся условия для роста зерен. [c.402]

Наличие суперпарамагнетизма установлено в сплавах NiaMn. Упорядоченный сплав ферромагнитен, неупорядоченный — парамагнитен. При отжиге образуются ферромагнитные частицы внутри неупорядоченной немагнитной матрицы. Коэрцитивная сила возрастает и может достичь 398-10 а/м (500 э) после пятичасовой выдержки при 440 С при дальнейшей выдержке уменьшается. [c.209]

Дефектами контакторов из сплава Ag— dO при критических режимах нагрузки являются глубокие межкристал-лические разрывы, возникающие из-за термических напряжений. Такие дефекты особенно характерны для крупнокристаллической структуры. В данное время разработан новый метод получения мелкозернистого материдла на основе серебра с дисперсными равномерно распределенными включениями dO. Мелкодисперсную смесь Ag и dO получают совместным осаждением гидроокисей кадмия и серебра из раствора нитратов этих элементов. Выделившиеся порошки превращаются при нагреве в металлическое серебро и dO. В противоположность обычному порошковому методу в данном случае прессуют не готовые детали, а блоки. Блоки спекают по особому тем-пературно-временному режиму и затем горячей и холодной деформациями с общим обжатием более 95% изготовляют необходимые полуфабрикаты. Таким методом получают предельно плотную матрицу с мелкодисперсными, равномерно распределенными включениями dO. Для предотвращения образования крупнозернистой структуры в основе должно содержаться 10—15 вес. % dO. Даже после критической деформации и многочасового рекри-сталлизационного отжига при 800° С средний размер зерна основы составляет менее 10 мкм, что соответствует среднему расстоянию между частицами dO. Изделия, полученные таким методом из сплава Ag— dO, проявляют при особо критических-условиях работы значительно лучшие свойства (низкую свариваемость при высоких токах включения и равномерное обгорание). [c.249]

На снимке опека в отраженных электронах (рис. 3, а), полученного из суспензии ЬззОд—раствор 1-8 после отжига при 1200 (5 ч), видны частицы округлой формы размером 2—3 мкм в поперечнике, распределенные в однородном поле-матрице. Видно, что образовавшиеся кристаллы как по размеру, так и по форме [c.66]

Другой подход к проблеме растворимости был использован Брентналлом и др. [7] при исследовании системы ниобий — вольфрам. Максимальное количество вольфрама, которое может быть введено в обычные ниобиевые сплавы, ограничено 20—30% из-за снижения ковкости сплава. Композитный материал из ниобиевой матрицы с вольфрамовой проволокой теряет стабильность вследствие растворения проволоки. Однако продукты растворения представляют собой высокопрочные сплавы системы Nb — W, которые обычно являются нековкими. Образование этих сплавов компенсирует потерю прочности, вызванную растворением вольфрамовой проволоки. На рис. 4 показано влияние выдержки (до 100 ч) при 1477 К на прочность при растяжении Nb-сплава с 24 об.% проволоки (W с добавкой 37о Re). Имеются два фактора, снижающие прочность. Первый из них — это уменьшение сечения вольфрамовой проволоки из-за растворения, второй— возврат, приводящий к разупрочнению. Прочность проволоки уменьшается с 119 кГ/мм в исходном состоянии до 77 кГ/мм после выдержки 100 ч при 1477 К. В то же время прочность композита не изменяется. Предполагается, что постоянная величина прочности композита обеспечивается образованием высокопрочных Nb — W-спла-вов. На рис. 5 сопоставлены микроструктуры вблизи места разрушения при испытании на растяжение образцов в исходном состоянии и после ЮО-часовой выдержки при 1477 К. Матрица становится менее пластичной после отжига из-за большого количества растворившегося в ней вольфрама. [c.94]

Одна из наиболее трудных задач состоит в из.адерении количества продуктов реакции после отжига, поскольку желательно ограничить полную толщину реакционной зоны величиной приблизительно 2 мкм. В большинстве исследований были использованы методы оптической металлографии. Наиболее важен в этих работах этап приготовления образцов, так как необходимо получить плоскую поверхность шлифа и избежать появления ступеньки между твердым волокном и значительно более мягкой матрицей. В каждой лаборатории принята своя методика приготовления микрошлифов, но, по-видимому, основные условия состоят в следующем необходимо избегать излишнего нажатия при полировании и следует создавать хорошую опору для края образца в опрессовочном материале или использовать специальный держатель, Шмитцем и Меткалфом [38] разработана методика косых сечений, которая была использована в последующих исследованиях. Для определения местного увеличения в направлении скоса был использован расчет конического сечения разрезанного наискось волокна. Этот метод пригоден для толщин менее 0,3 мкм и становится не столь надежным при больших толщинах из-за ошибок, вызванных отсутствием плоскостности сечения. Электронная ]микроскопия с использованием метода реплик оказалась не впол- [c.103]

Изучая реакцию между никелем и окисью алюминия, Меган и Харрис [23] отжигали образцы на воздухе. При этом кислород поступал в систему и растворялся в никеле до насыщения. Насколько важно условие насыщения матрицы для выполнения параболического закона роста, показано в работе [35], которая уже обсуждалась в разд. В в связи с реакцией между карбидом кремния и титаном. Толщина реакционного слоя измерялась металлографически по косым сечениям. Ранее было установлено [26], что продуктом этой реакции является шпинель NIAI2O4, и обсуждались условия образования этого соединения. В частности, необходимым условием протекания реакции является присутствие достаточного количества кислорода. Давление кислорода над на- [c.125]

Характеристики композита Ti40A — 25%В после отжига различной продолжительности при 1144 К представлены в табл. 3. Волокна бора заметно упрочняют композит (предел текучести матрицы 37 кГ/мм2). Испытывали по три образца композита в одинаковых условиях, и разброс результатов был крайне мал. Для каждого значения продолжительности отжига приведены как абсолютные величины прочности при растяжении (в единицах кГ/мм ), так и относительные величины (отнесенные к прочности композита So, не подвергавшегося термической обработке). Прочность достигает первого, более низкого плато после отжига при 1144 К в течение 0,5 ч, а деформация разрушения волокон становится постоянной при меньшей продолжительности отжига. Для слоев диборида титана толщиной 0,7 мкм и более среднее значение нижнего предела деформации разрушения составляет 2,5X ХЮ- . Это значение и предсказывал Меткалф на основе характеристик диборида титана [18] (табл. 1). [c.157]

Характеристики композитов, подвергнутых отжигу большей продолжительности и при более низких температурах, а также композитов с более прочной матрицей Ti75A (предел текучести при комнатной температуре 56 кГ/мм ) приведены на рис. 11. Прочность композита отнесена к прочности неотожженных образцов и представлена в зависимости от толщины слоя диборида титана, рассчитанной на основе кинетических данных, приведенных в гл. 3. Точки на рис. И получены усреднением результатов до четырех измерений (в основном двух-трех). Хотя температура и продолжительность отжига образцов изменялись в широ ких пределах, различие в поведении образцов не наблюдается. [c.159]

Для композитов алюминий — бор было установлено, что отклонение технологических параметров от рассмотренных выше оптимальных значений приводит к снижению прочности. Кроме того, было показано, что к разупрочнению приводит и термическая обработка по режиму диффузионной сварки, но без приложения давления. В наиболее обширном исследовании, проведенном Штурке [33], образцы композита А16061—35 об. % В отжигали в течение до 5000 ч при 505, 644 и 811 К. Полученные результаты представлены на рис. 8 в гл. 3 они показывают, что разупрочнению при 505 и 644 К предшествует инкубационный период, однако при 811 К его продолжительно сть должна быть меньше, чем минимальная в этих экспериментах продолжительность отжига (1 ч). Штурке не исследовал поверхности раздела, но предполагает, что разупроч -нение обусловлено либо нарушением связи волокон с матрицей (из-за чего не возникает сложного напряженного состояния), либо взаимодействием между бором и алюминием, приводящим к снижению деформации разрушения волокон. [c.171]

Для исследования взаимосвязи состояния поверхности раздела и характеристик продольного растяжения использовали два композита. В обоих композитах матрицей служил сплав А16061, но один из них был армирован волокнами бора диаметром 100 м км (25 об.%), а другой —волокнами бора диаметром 140 мкм (45 об.%). Как правило, матрицу подвергали полному отжигу (70 0 К, 2 ч, медленное охлаждение в течение 6 ч до 533 К). В за- [c.171]

Результаты испытаний композита A1606I—25% В на растяжение показывают, что продолжительность отжига при 778 К не влияет на предел пропорциональности и модуль упругости. Можно отметить некоторые интересные особенности в поведении деформации разрушения (рис. 16), Для матрицы в состоянии О примерное постоянство прочности сопровождаемся небольшим, но заметным ростом деформации разрушения от 6,4-Ю-з до (7,0ч-- 7,4) 10" . Теоретический интерес представляет также существование более низкого плато деформации разрушения—при 3,3 10- оно еще более неожиданно, так как прочностные характеристики (рис. 15) не стремятся к минимуму. Второй композит, A1606I — 45% В, испытывали на растяжение после отжига при 778 К- Ха- [c.173]

Изломы образцов, испытанных при 1477 К иод углами 90 и 45°, показаны на рис. 15. При обеих ориентациях разрушение происходит по поверхности раздела, и, следовательно, прочность при внеосном нагружении определяется прочностью поверхности раздела. С ростом прочности поверхности раздела прочность композита должна увеличиваться, и разрушение должно происходить не по поверхности раздела, а по матрице или по проволоке. Одним из возможных способов упрочнения поверхности раздела в композите ниобий—вольфрам является термическая обработка, усиливающая взаимную диффузию веществ проволоки и матрицы. С этой целью ряд образцов перед испытанием на растяжение при 1477 К подвергали предварительному отжигу при той же темпе ратуре. Влияние предварительного отжига на прочность [c.204]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...