Микротвердость алюминия и его сплавов

Лазерная обработка алюминиевых сплавов характеризуется образованием только зоны оплавления (30), зона термического воздействия (ЗТВ), имеющаяся в сталях и чугунах, здесь практически отсутствует. В табл. 33 отражены возможности повышения микротвердости (Н20) сплавов на основе алюминия (исходное состояние - закалка и старение, обеспечивающие наибольшее упрочнение) непрерывным излучением лазера Р = 0,5. .. 5 кВт, [c.569]

Глубокое оксидирование — это процесс получения оксидных пленок толщиной более 60 мкм с высокой микротвердостью (400—450 ед.) и хорошими электроизоляционными свойствами. Этот процесс применяется для повышения износостойкости зубчатых колес, деталей двигателей, текстильных машин и других деталей из алюминия и его сплавов с содержанием не более 4,5% Си и не более 7% Si. Износостойкость перечисленных де- [c.336]

Карбид кремния (карборунд) i — соединение кремния с углеродом. Плотность 3,12—3,2 г/сж микротвердость 2900— 3500 кГ мм абразивная способность (по алмазу) 0,25—0,45. Подразделяют на зеленый КЗ с повышенной абразивной способностью и черный КЧ, применяемый для шлифования чугуна, алюминия, латуни и других вязких сплавов. [c.266]

Сплавы индия с цинком и кадмием осаждали на медь, сталь, никель и алюминий. По сравнению с обычным цинковым и кадмиевым покрытиями, соответствующие сплавы с индием имеют значительно более высокую микротвердость и стойкость против коррозии. Внутренние напряжения, измеренные по методу гибкого катода, увеличиваются с повышением содержания кадмия в сплаве 1п—Сс1 и уменьшаются с повышением содержания цинка в сплаве 1п—7п. Коррозионные испытания образцов в смазочных маслах показали, что сплавы, содержащие 40% С(1 или 80% 2п, в среднем в три и в шесть — восемь раз более устойчивы, чем, соответственно, кадмиевые и цинковые покрытия. [c.308]

Пробивное напряжение оксидных покрытий, полученных в сульфатном электролите на литейных сплавах типа силумина, В два-три раза ниже, чем на деформируемых сплавах В95, АВ, АК4. Износостойкость покрытий деформируемых сплавов также выше. Микротвердость покрытий на чистом алюминии 4,9— 5,1 ГПа, на сплаве АВ 4,7—4,9 ГПа, на сплаве Д16 3,24—3,53 ГПа, на сплаве АЛ 4,4—4,7 ГПа. [c.506]

Рис. 13. Содержание алюминия в сплаве [А1] и в твердом растворе (Л1) при литье под давлением двойных сплавов системы М —А1, рассчитанное по параметрам кристаллической решетки и микротвердости

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]

Для понимания механизма процессов, определяющих возникновение размерных изменений, были определены параметры и с гексагональной кристаллической решетки твердого раствора алюминия в магнии в сплаве —6,5% А1—1% С6, а также его микротвердость в литом и состаренном состояниях. Поскольку атомный радиус алюминия меньше атомного радиуса магния, то растворение алюминия в магнии сопровождайся уменьшением параметра кристаллической решетки и соответ- [c.133]

Для количественной оценки процессов распада исследовано изменение микротвердости и параметров кристаллической решетки твердого раствора двойных сплавов —А1 в литом под давлением и закаленном состояниях (см. рис. 12) и по полученным экспериментальным данным построен график, показываю-Ш.ИЙ изменение концентрации алюминия в твердом растворе в зависимости от обш,его содержания алюминия в сплаве (см. рис. 13). [c.134]

Макро- и микроструктуры бинарных сплавов системы алюминий—медь под действием ультразвука измельчались и однородность слитков повысилась. По мере увеличения концентрации меди от 2 до 38% эффективность обработки сплава повышалась, что, возможно, связано с расширением температурного интервала кристаллизации. Изменение структуры сплавов повысило их прочность и пластичность предел прочности увеличился на 30—70%, удлинение на 30—60%. Ультразвуковое воздействие способствовало уменьшению степени внутризеренной и дендритной ликвации. Степень ликвации оценивалась измерением микротвердости контрольных и обработанных образцов. Микротвердость в контрольных образцах характеризуется значительным разбросом вблизи границ зерен и в середине образца, тогда как после обработки ультразвуком микротвердость в середине и у границ образца зерна примерно одинакова. [c.483]

В ряде других случаев исследовали влияние ультразвука на свойства различных металлов и сплавов. Установлено [18], что микротвердость алюминия увеличивается на 150—2П0% r яяни-симости от продолжительности действия ультразвука частотой [c.91]

Полученное алюминиевое покрытие состоя.ло из внешнего с.лоя алюминия и интерметаллида Т1А1з. Микротвердость внешнего слоя составила 300—400 МПа, интерметаллида Т1А1з — 6200 МПа. Микротвердость основы (ВТ1-0—3000, ОТ4-0—2200, ВТ5-1—1700 МПа) практически не меняется со временем выдержки в расплаве от 3 до 250 с. Структура сплавов однородна как в центре, так и около алюминиевого покрытия ос Структура для сплавов ВТ1-0 и ВТ5-1 и [c.189]

Многие авторы применяли метод микротвердости для изучения растворимости металлов или при несущественном изменении параметра решетки. С изменением концентрации твердого раствора В. М. Глазов и В. Н. Вигдарович [26] изучали предельную растворимость ряда переходных металлов Zr, Та, Nb и других в алюминии с применением метода микротвердости. В результате исследований установлена зависимость микротвердости кристаллов твердого раствора от состава сплавов Zr—А1, Та—А1, Nb—А1 и др., закаленных после отжига при различных температурах, и построены кривые предельной растворимости Zr, Та, Nb в алюминии. [c.237]

Сплав Со—СгзСг содержит 28—32% (об.) включений и имеет плотность 8100, кг/м , микротвердость 4650— 6000 МПа, внутренние напряжения при растяжении 118 МПа [62]. Сцепление данного сплава со сплавами алюминия, нержавеющей сталью и чугуном соответственно 44, 90 и 165 МПа. Сплав заметно начинает окисляться при 650 °С. Уменьшения внутренних напряжений, связанных с включением водорода, можно достигнуть отжигом в течение 1 ч при 300 °С. Некоторые области применения КЭП Со—СгзСг приведены в табл. 20. [c.186]

На основании полученных результатов исследования микроструктуры и микротвердости зоны сплавления рекомендуется для восстановления блоков цилиндров новый низкотемпературный процесс пайко-сварки ацетилено-кислородным пламенем с применением флюса ФНСН-2 в сочетании с припоем ЛОМНА. Разработанная технология внедряется на предприятиях Ворошиловградского автомобильного управления, Грозненского и Павловского автотранспортных объединений. Кроме этого, внедряется сварка деталей из сплавов алюминия в аргоне. [c.62]

Микротвердость по глубине слоя для всех сплавов после азотирования при 540° С в течение 12 ч приведена на рис. 80. Чем больше содержание алюминия, тем выШе микротвердость (рис. 80). Микротвердость стали 38Х2МЮА после азотирования в течение 48 ч оказалась ниже. Повышение температуры азотирования приводит к снижению твердости слоя, однако, чем больше алюминия в стали, тем выше твердость,(рис. 81). [c.189]

Первый — вмятины типа точечных лунок правильного очертания и с почти сферической формой, напоминающей отпечатки от вдавливания шарика при замерах твердости. Диаметр лунок значительно превышает их глубину. Например, профилографированием были обнаружены лунки на алюминии и меди диаметром 0,3 — 0,6 мм и глубиной до нескольких десятков микрон. По краям лунок имеется гребень выдавленного металла. Размеры лунок даже на поверхности одного и того же образца различны, однако заметно, что с ростом прочности материала их средний размер уменьшается. Изменяется и микротвердость в местах локальной деформации, она возрастает от периферийной кромки к центру лунки. Аналогичные вмятины несколько искаженной формы обнаруживаются и на других материалах силумине, латуни, стали и др. Искажение формы вмятин связано, очевидно, с большей анизотропией свойств таких гетерогенных сплавов. Здесь также наблюдается изменение микротвердости. [c.15]

Ряд исследований последних лет посвящен получению многокомпонентных пленочных материалов на основе нитрида алюминия. Так, структура, механические и химические свойства тонких пленок В—А1—N переменного состава, приготовленных ионнолучевым осаждением, изучались в [44]. Отношение N/(A1—В) для всех пленок составляло 1,0. Предполагается, что в пленках реализуется состояние твердого раствора BN—A1N вюртцитной структуры. Получено, что микротвердость пленки от содержания бора практически не зависит, однако рост его концентрации определяет повышение химической интертности системы скорость травления сплава, содержащего 9 % BN, фосфорной кислотой на порядок меньше, чем для чистого АЖ. В [45] отмечается, что при осаждении на нитрид алюминия углеродных пленок термическая диффузия для данной системы выше, чем для АЖ-керамики, и увеличивается с ростом толщины пленки углерода. [c.9]

Исследование алюминиевых сплавов с различным содержанием цинка (1,6—21,4%) разными методами (микротвердость, микрорентгенография, авторадиография и др.) подтвердило это предположение чем выше концентрация цинка в сплаве, тем больше число мест с повышенной концентрацией цинка и больше пор. При содержании в алюминии 1,6 5,0 9,1 и 21,4% (по массе 2п) число пор на 1 после нагрева при 550° С в течение 8 ч составляло 95 213 3897 и 6327 соответственно. Длительная голюгенизация (550° С, 40 у) уменьшала склонность сплава к порообразованию. [c.408]

ПОЛИРОВАНИЕ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ — обработка поверхности деталей из алюминия и его сплавов с цел1,ю получения поверхности высокой чистоты или для улучшения декоративного вида деталей (получение зеркальной поверхности). Полирование применяется как предварит, операция перед анодированием (см. Анодирование алюминиевых сплавов) или как окончат, отделочная операция. Полирование оказывает благоприятное влияние па мн. физико-химич. св-ва деталей из алюминия и его сплавов. В лабораторных условиях оно применяется в металлографии с целью получения шлифов при исследовании структуры сплавов, при изучении микротвердости, оптических св-в и др. [c.26]

Постепенное снижение микротвердости сплава ЭИ437Б при повышении температуры от 20 до 200° С показывает, что легирование пикеля одновременно титаном, хромом, алюминием приводит к снижению энергии дефекта упаковки [И]. [c.30]

На фиг. 20 показан график зависимости толщины и микротвердости пленки от времени эматалирования. В течение первых 10 мин анодная пленка довольно равномерно растет, достигая толщины 5 мк, затем рост ее замедляется и после 40 мин практически прекращается. Для алюминия и малолегированных сплавов время эматалирования принято 30—40 мин. [c.130]

При взаимодействии на поверхности графита образуется пленка карбида циркония, диффузия углерода через которую снижает скорость взаимодействия [233]. Взаимодействие окиси алюминия с углеродом в этих условиях протекает через образование оксикарбидов состава АЦО4С и А ОС. При контакте в течение 2 ч графита с термопарными сплавами копель и алюмель в вакууме 5-10 мм рт.ст. взаимодействие не обнаруживается и при температуре 1100° С, в то время как с хромелем в этих же условиях наблюдается некоторое увеличение микротвердости на границе контакта. Повышение температуры выше 1100° С приводит к образованию эвтектики [203]. [c.90]

Дальнейшие исследования показали, что для получения коррозионной стойкости резьбовых изделий не обязательна фаза FeAl на поверхности, а достаточно иметь твердый раствор алюминия в железе. Такой слой толщиной около 50 мкм получали после алитирования циркуляционным методом при 1193 К в течение 3 ч на стали 25Х1МФ (рис. 33). Изменение микротвердости по сечению образца до и после термообработки и проведенный металлографический анализ позволяют заключить, что алитированный слой закалкой не упрочняется. В отличие от алитированных слоев на никеле и его сплавах в данном случае мартенситное превращение не наблюдалось. Для резьбовых деталей это является положительным фактом, так как достаточно пластичный алитированный слой не разрушается при многократной сборке-разборке указанных узлов. [c.76]

В указанном электролите можно оксидировать технические сорта алюминия, его сплавы АМг, В-95, Д-16. На рис. 7 [1] показано изменение толщины пленки, размера образцов и микротвердости для различных материалов в зависимости от продолжительности оксидирования в электролите указанного состава при анодной плотности тока для АД-1 и АМг — 2 а дм , для В-95 — 3 а1дм . За одинаковое время на сплаве В-95 формируется пленка меньшей толщины, чем на других сплавах. Наибольшее значение микротвердости оксидного слоя получается на сплаве АМг. На всех исследованных сплавах микротвер-42 [c.42]

Микротвердость оксидных пленок толщиной 30— 90 мкм, полученных на техническом алюминии АД-1 в трехкомпонентном электролите при 20° С и плотности тока 3 а дм , достигает 460 кПмм , на сплаве АМг — около 500 кГ мм на сплаве В-95 — около 200— 250 кГ/мм . С понижением температуры электролита микротвердость увеличивается. [c.43]

Повышение температуры сернокислого электролита приводит к формированию оксидной пленки меньшей толщины. Увеличение температуры электролита на 22—23 °С сопровождается десятикратным возрастанием скорости растворения оксидной пленки. Очевидно, что получение пленок большой толщины станет возможным лишь после существенного понижения температуры электролита и стабилизации ее в течение всего времени электролиза. В электролите, содержащем 170—180 г/л H2SO4, процесс ведут при температуре от —5 до О °С, плотности тока 2—5 А/дм . Для алюминия начальное напряжение на ванне составляет 20— 25 В, конечное — 60—70 В, для сплавов АМг и Д16 — 20—25 В и 65—80 В. В первом случае за 30 мин электролиза формируются пленки, пробивное напряжение которых составляет 350—400 В. Во втором случае пленки, формированные в течение 90 мин, имеют пробивное напряжение 600—800 В. Микротвердость оксидного слоя на алюминии 5000—5200 МПа, на сплавах АВ — 4800—5200 МПа, Д16 — 3000—3500 МПа, АЛ9 — 4000— 4500 МПа. [c.242]

Сплавы Fe—С— А1 со специальными свойствами имеют различные структуры вследствие разной склонности к графитизации и образования специфических фаз. На рис. 1.68 представлены характерные структуры этих чугунов. При содержании в чугуне 5—8% Л1 его структура представляет собой легированный алюминием Фе-j- FegAl Сх (v -фаза) и некоторое количество графита (рис. 1.68, а). В сплавах, содержащих 11— 17% А1, нет графита, и их структура состоит из Фе и 7 -фазы (рис. 1.68, б), отличающейся высокой твердостью HV 640—850 микротвердость феррита равна HV 360—400. Количество у -фазы зависит от содержания А1 и С. В сплавах, содержащих 11—17% А1, феррит парамагнитен, у -фаза ферромагнитна. При 19—25% А1 чугун имеет парамагнитную однофазлую ферритную матрицу (рис. 1.68, в). Модифицирование этого чугуна церием или его соединениями приводит к появлению ферромагнитной структурной составляющей 7 -фазы, располо- [c.117]

Методами микроструктурного анализа, микротвердости и периодического взвешивания после окисления изучалась окнсляемость ванадия и его двойных сплавов с титаном, хромом, алюминием и оловом в интервале концентраций от до 25 вес. % легирующего компонента при температуре 600° С в среде спокойного н циркулирующего воздуха. [c.125]

При литье под давлением степень дендритной ликвации максимальная и соответствует положению сплава на рис. 11 между скоростями и Vз. Это подтверждается общетеорети- ческими представлениями и результатами исследования микротвердости. Например, для сплава Мд — 8% А1, отлитого под давлением, практически по всему сечению зерна микротвердость составляла Н 25—25,5. Для данного сплава Сн соответствует содержанию 2—2,5% А1. Микротвердость сплава Мд—2% А1 в закаленном состоянии, когда весь алюминий на- [c.30]

Результаты рентгеноструктурного и дюрометрического анализов представлены на рис. 12. В закаленных сплавах с увеличением содержания алюминия в твердом растворе микротвердость и параметр решетки монотонно изменяются Я возрастает, а парахметры а и с уменьшаются, так как соотношение атомных радиусов магния и алюминия соответственно равнО 1,63 кХ и 1,43 кХ. В ллитом сплаве при появлении в структуре интерметаллического соединения Мд А г темп насыщения твердого раствора алюминием становится меньше и на кривой-зависимости параметр решетки и микротвердость — состав появляется перегиб. По полученным данным (рис. 12) такой [c.31]

Для сплавов с более высоким содержанием алюминия (6— 10%) процесс распада твердого раствора при старении происходит частично, что подтверждается изменением параметров кристаллической решетки и снижением микротвердости однака равновесное (отожженное) состояние не достигается (табл. 43). Следовательно, хотя процесс распада твердого раствора и имеет место, прочность магниево-алюминиевых сплавов, как была показано выше, при старении остается практически постоянной. [c.126]

Наряду с интенсивным перемешиванием расплава изменение характера температурного поля и интенсификация конвективной диффузии способствуют уменьшению зон с термическихч и концентрационным переохлаждением в них и предотвращают появление дендритной ликвации. Экспериментальное уменьшение дендритной ликвации под действием ультразвука доказано п>-тем измерения микротвердости а-твердого раствора сплава алюминия с медью [2, 49]. [c.80]

При ультразвуковой обработке меди микротвердость сначала увеличивается (примерно до 32%), затем немного понижается и сохраняется постоянной в течение времени до полного разрушения образца. При испытании на кручение и воздействии ультразвука уменьшаются прочность и пластичность меди и прочность сплава Д16Т в температурном интервале от О до 300° С. Исследования образцов, отожженных в вакууме при температуре 680° С (для меди) и 400° С (для алюминия), показали, что их статическая нагрузка и удлинение [181 тоже уменьшаются в зависимости от энергии ультразвука. Кроме того, при воздействии ультразвука отличается характер процесса разрушения алюминиевых образцов. Вместо образования шейки и последующего разрыва образцы, обработанные ультразвуком, разрываются в начальный момент образования шейки. Большие исследования проведены и по влиянию ультразвука на латунь ЛС 59 [38, 39]. Испытывали образцы холоднотянутой наклепанной латуни с зернистой структурой, отожженной при 600° С (в вакууме). При частоте 34 кГц, интенсивности ультра- [c.92]

С увеличением содержания алюминия в конденсатах возрастает объемная доля фазы СоА1 в твердом растворе. Следствием этого, естественно, является повышение микротвердости и твердости конденсированных сплавов o- r-Al-Y. Отжиг при температуре 1050-1100 С переводит конденсаты в состояние, близкое к равновесному, и заметно пластифицирует конденсаты, полученные во второй структурной зоне. Микротвердость отож- [c.349]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...