Диффузия влияние состава сплава

Влияние состава сплава и природы диффундирующего вещества на скорость и параметры диффузии [c.309]

Кроме отмеченных характерных особенностей температурной зависимости коэффициента диффузии в сплавах представляет интерес определить влияние состава [c.275]

Следует ожидать влияния. )става сплава на изменение скорости диффузии в поверхност юм деформированном слое при нагреве, поскольку от состава зависят возникающая при деформации дефектная структура и. е стабильность. [c.133]

Имеются многочисленные исследования влияния химического и фазового состава сплавов титана на их наводороживание — как катодное, так и при растворении в электролитах. При растворении в кислотах содержание водорода и глубина его проникновения в a-f -сплавы титана возрастает с увеличением содержания -фазы. Наиболее склонны к поглощению водорода однофазные -сплавы. Не установлено тенденции к предельному наводороживанию -сплавов в электролитах, что объясняется более высокой (по сравнению с а-сплавами) скоростью диффузии водорода в -сплавах (D=l,9-10 см /с) и большой растворимостью водорода в -фазе, особенно при [c.191]

Нужно отметить, что снижение температуры значительно замедляет диффузию, так что при быстром охлаждении концентрация примеси в адсорбционной зоне не успевает уменьшиться до нового равновесного значения. При этом в обогащенных местах может выделиться новая фаза в мелкодисперсном состоянии и границы зерен становятся неоднородными, хотя в соответствии с диаграммой равновесия при данном среднем составе сплав должен бы быть однофазным. Если же под влиянием внутренней адсорбции изменяется связанный с нею химический состав границ зерен или выпадает новая фаза, то анодный процесс может локализоваться на суб-микроскопических участках вдоль межкристаллитных границ. [c.44]

Склонность металлов и сплавов к коррозионному растрескиванию зависит от их химического состава, от свойств, формы, характера распределения и величины поверхности структурных составляющих. Значительное влияние на коррозионное растрескивание оказывают также процессы диффузии, вызывающие перемещение атомов в кристаллической решетке металла. Характер распространения коррозионных трещин бывает самым разнообразным. [c.102]

Результаты исследования свидетельствуют о решаюш ем влиянии размера зерен на горячую пластичность исследованных материалов. Вместе с тем нестабильность микроструктуры никеля и нихрома не позволяет в полной мере реализовать их СП свойства. Несмотря на качественную аналогию проявления эффекта, наблюдается и заметное различие в поведении обоих сплавов, связанное с неодинаковым их химическим составом. Введение хрома значительно замедляет диффузионные процессы. Неудивительно, что при 800 °С плотность дислокаций в структуре деформированного нихрома значительно выше, чем у никеля. По-видимому, замедление диффузии в нихроме существенно затрудняет поглощение дислокаций границами зерен и это приводит к значительному уменьшению его пластических свойств. Для повышения пластичности необходимо повышение температуры деформирования нихрома. [c.232]

Несмотря на большое количество работ в области аномалий прочностных характеристик температурной и скоростной зависимостей металлов и сплавов, в литературе нет достаточно точных оценок в отношении изменения положения аномалии типа деформационного старения по шкале температур для наиболее употребляемых в обработке давлением металлов и сплавов в зависимости от скорости и степени деформации. Так, смещение положения максимума горба деформационного старения в сторону высоких температур при увеличении скорости деформации рассмотрено лишь с качественной стороны количественная оценка этого явления остается неисследованной. В большинстве случаев не определены величины прочностных характеристик металлов и сплавов, соответствующие разным степеням деформации, включая и область деформационного старения. Мало изучен вопрос о влиянии содержания углерода в стали, а в общем случае состава материала на местонахождение аномалии прочностных характеристик температурной зависимости и ее максимума. Не установлен механизм появления аномалии типа деформационного старения в углеродистых сталях — диффузия к дислокациям атомов углерода или азота. [c.185]

В некоторые сплавы на основе алюминия вводился молибден для возможного уменьшения влияния диффузионных процессов, которые при повышенной температуре протекают с заметными скоростями и приводят к изменению состава защитного покрытия и снижению его жаростойкости. Такое предположение основывается на том факте, что при встречной диффузии одноименных атомов или ионов исходные составы основного металла и защитного слоя практически не изменяются [8]. [c.132]

Метод конфигураций позволяет более точпо решить задачу об определении коэффициента диффузии в сплаве, так как предусматривает явный учет всех возможных конфигураций атомов разного сорта на узлах вокруг междоузлий и перевальных точек. Число таких конфигураций оказывается достаточно велико, и задача значительно усложняется. Тем нс менее этот метод дает воз-молшость найти более точную зависимость коэффициента диффузии от температуры и состава сплава, а в упорядоченных сплавах более детально исследовать влияние степени порядка на диффузию. Сравнение результатов применения двух методов к задачам диффузии показывает, как будет выяснено дальше, что основные качественные особенности диффузии внедренных атомов в сплавах замещения могут быть получены и менее точным, но значительно более простым методом средних энергий. [c.279]

Имеется сравнительно немного микроструюурных данных в масштабе трансмиссионной электронной микроскопии, касающихся индуцированного внешней средой разрушения этих материалов. Поведение высокопрочных мартенситных сталей определяется процессами, связанными с основами механики разрушения [15, 16, 22, 344] и вполне может контролироваться диффузией водорода впереди трещины [318]. В отличие от всех уже рассмотренных систем сплавов, в сталях, особенно в высокопрочных, могут отсутствовать эффекты, обусловленные дислокационным транспортом водорода и характером скольжения. Однако, как мы уже отмечали, в этих сталях наблюдаются эффекты, связанные с влиянием состава и микроструктуры, для объяснения которых возможно понадобится привлечь представление о дислокационном транспорте. Один из главных вопросов относится к поведению примесей-ингибиторов рекомбинации водорода, поскольку их выделение в [c.142]

В. Г. Борисов, В. М. Голиков и Г. В. Щербединский показали, что повышение плотности дислокации в результате пластической деформации снижает коэффициент диффузии углерода в железе независимо от состава сплава и типа кристаллической решетки. Авторы объясняют это тем, что связь атомов углерода с дефектами сильнее, чем с атомами железа, вследствие чего время оседлой жизни атома углерода вблизи дефекта больше, чем в правильной решетке. Влияние плотности дислокации особенно велико при низких температурах и менее заметно при высоких температурах (550° С и выше). [c.292]

В первоначальных теориях образования кластеров, разработанных главным образом Борелиусом ), принималось, что возникновению сегрегатов в растворе противодействует только диффузия, влиянием же поверхностной энергии границы раздела между кластером и остальной частью матрицы можно пренебречь. Рассмотрим кривую зависимости свободной энергии от состава (фиг. 7). Возьмем сплав состава Xi. Если в результате флуктуации происходит расслоение твердого раствора и первоначальный состав Xi изменяется, скажем, до концентраций х и на соседних участках, свободная энергия системы понижается независимо от того, насколько мала эта флуктуация. Такой сплав, следовательно, находится в неустойчивом состоянии, и, если расслоение [c.251]

Как было указано, диффузии обязаны -своим существованием такие процессы, как образование твердых растворов, аустенито-перлитное превращение в сталях, а также процессы сфероидиза-ции и коагуляции карбидов, протекающие при технологической обработке— цементации, азотировании и др. Происходящее в результате диффузии взаимное проникновение атомов из контакти-рующихся поверхностей обеспечивает их. монолитное соединение. Эти идеи впервые были высказаны автором и еще недостаточно изучены. Глубокие иоследования различных влияний—температуры, давления, чистоты поверхности, химического состава сплавов, величины зерна, типа кристаллической решетки, радиуЪа и валентности диффундирующих ионов и ряда, других факторов — на скорость и глубину диффузии позволят полнее вскрыть сущность ее механизма, а также лучше управлять диффузионными процессами при соединении металлических и неметаллических материалов по предложенному нами способу. [c.7]

Схема всего процесса внутренней адсорбции, с которой связано появление склонности к межкристаллитной коррозии, может быть представлена следующим образом. После выдержки сплава при высокой температуре, когда межкристаллитные границы обогащаются какой-либо примесью, следует относительно быстрое охлаждение, препятствующее обратной диффузии примесей из области границ в зерна. Благодаря этому по границам зерен создается значительно большее пересыщение твердого раствора, чем в самом зерне. Из пересыщенного раствора при высоких или низких температурах выделяются вторичные фазы. Гетерогенность структуры может быть вызвана также выдержкой сплава при немного повышенной температуре, когда уже возможна диффузия и рост зародышей новой фазы в переходной зоне, пересыщенной одним из элементов, входящих в состав этой фазы. Образование такой структуры является причиной не только межкристаллитной коррозии, но и склонности к хрупкому межкристаллитному излому [44], так как оба эти явления связаны с выпадением карбидов по границам зерен. Так же как на границе зерен, внутренняя адсорбция может происходить и в местах структурных негомогенностей внутри зерен, например на плоскостях двойникования. В том, что указанные структурные негомогенности оказывают влияние на коррозионную стойкость, можно убедиться по фигурам травления таких структур или наблюдая явления, происходящие при коррозионном растрескивании [248]. Внутренняя адсорбция, связанная с составом сплава и его термообработкой, имеет для изучения коррозии очень важное значение и может оказывать решающее влияние на склонность не только к межкристаллитной, но и к другим видам коррозии. [c.45]

Добавление к чистому железу от нескольких десятых до одного процента меди умеренно повышает скорость коррозии в кислотах. Однако в присутствии фосфора или серы, которые обычно содержатся в промышленной стали, медь нейтрализует ускоряющее влияние этих элементов. Поэтому стали, содержащие медь, в неокислительных кислотах обычно корродируют в меньшей степени, чем стали, не содержащие меди 142, 43]. Судя по данным табл. 6.4, 0,1 % Си снижает коррозию сплава, содержащего 0,03 % Р или 0,02 % S в 4 % (Na l + НС1), но этот эф кт не наблюдается для фосфорсодержащего сплава при воздействии лимонной кислоты. Добавка 0,25 % Си к низколегированной стали обусловливает снижение скорости коррозии от 1,1 до 0,8 мм/год в растворе 0,5 % уксусной кислоты и 5 % Na l, насыщенном сероводородом при 25 °С [44]. Эти специфические соотношения применимы только к конкретным составам- и экспериментальным условиям — они не являются общей закономерностью. Сталь, включающая несколько десятых процента меди, более коррозионноустойчива в атмосфере, но не имеет преимуществ перед сталью, не содержащей меди, в природных водах или в почве, где скорость коррозии контролируется диффузией кислорода. [c.126]

Больщое влияние на интенсивность окисления сплава оказывает химическое взаимодействие образующихся оксидов. В результате таких реакций может возникать более устойчивый оксид сложного состава. В зависимости от состава компонентов сплава, а также и от внешних условий, по крайней мере лишь часть оксидной пленки может состоять из сложного оксида. Интенсивность диффузии реагирующих компонентов в сложных оксидах и шпинелях часто является более слабой, чем в оксидах простого состава. Такие сложные оксиды часто встречаются на поверхности коррозионно-стойких сплавов. [c.65]

Для защиты металлов и сплавов от высокотемпературного окисления применяют диффузионные слои интерметаллических соединений или силицидов, получаемых на поверхности изделий методами химико-термической обработки (ХТО). Создание жаростойких покрытий с заданным фазовым составом и прогнозируемыми свойствами невозможно без анализа механизма и кинетики основного структурообразовательного процесса при ХТО — реакционной диффузии, т. е. диффузионного массопереноса с твердофазными превращениями. В работе [1] нами исследовано влияние кинетики фазового превращения на рост интерметаллидов в диффузионной зоне и дано объяснение экспериментально наблюдаемому линейному закону роста фаз в ряде бинарных систем. [c.18]

Согласно приведенной выше схеме, выпадение, гидридов в подповерхностном слое в вершине трещины возможно лишь в случае абсорбции водорода катодными <астками в вершине треи ины, восходящей диффузии водорода в область максимальных напряжений (находящуюся в объемном напряженном состоянии) и образования пересыщенной водородом а-фазы и гидридов. Если в структуре металла имеется достаточное количество ч )азы, не склонной к коррозионному растрескиванию ( 3-фаза, стабилизированная ванадием, молибденом, ниобием или танталом), эта фаза является ак-кумулятором водорода, абсорбируемого катодными участками. В этом случае резко снижается возможность образования пересыщенной водородом а-фазы и выделения гидридов. Влияние различного количества ]3-фазы в структуре сплавов на склонность к коррозионному растрескиванию можно проиллюстрировать на одном и том же сплаве. Для этого использовали сплав, содержавший 6 % AI и 3,0 % V. В результате длительного отжига при 800°С в течение 100 ч практически весь ванадий перешел в а-твердый раствор, содержание /3-фазы, по данным рентгеноструктурного анализа, составило менее 0,3 %. Этот же сплав был подвергнут отжигу при 880°С в течение 1 ч с последующим охлаждением на воздухе. В последнем случае структура состояла из а-фазы и пласГинчатых выделений /3-фазы. Количество оста- [c.71]

Метод рентгеноспектрального микроанализа (РСМА) используют при исследовании процессов диффузии (объемной, поверхностной, граничной) и влияния на эти процессы различных факторов (примесей, структуры, напряжения) изучении химического состава субмикроскопических зон, возникающих при дисперсионном упрочнении сплавов изучении распределения примесей у границ зерен и распределения легирующих элементов, минеральных включений и т. д. [c.496]

Судя по литературным данным [80], на окисление никелевых и кобальтовых сплавов тугоплавкие элементы оказывают влияние трех видов. Влияние одного из них благотворно, поскольку тугоплавкие элементы можно рассматривать как ловушки (геттеры) для кислорода, способствующие образованию защитных слоев из Al Oj и r Oj. Влияние двух других видов — вредное. Во-первых, тугоплавкие элементы уменьшают диффузионную активность алюминия, хрома и кремния, а это противодействует формированию защитного слоя. Во-вторых, оксиды тугоплавких металлов обычно незащитны (т.е. отличаются низкой температурой плавления, высокой упругостью паров, высоким коэффициентом диффузии и другими неблагоприятными характеристиками), и поэтому они нежелательны в качестве компонентов для наружной окалины. Следовательно, вредное влияние тугоплавких элементов оказывается более весомым, чем их благотворное влияние, так что для повьш1ения противоокислительной стойкости их обычно в суперсплавы не вводят. Но поскольку тугоплавкие элементы не равнозначны, то некоторые из них использовать предпочтительнее, чем другие. Представляется, например, что тантал, не вызывает столь вредных последствий, как вольфрам или молибден, поэтому он один из тех тугоплавких элементов, которые следует предпочесть. Вольфрам, молибден и ванадий ведут себя примерно одинаково, но вольфрам определенно сильнее снижает. скорости обменной диффузии, чем остальные элементы, и, следовательно, более, чем другие способен к неблагоприятному влиянию в отношении избирательного окисления. Оксиды ниобия не являются защитными, поэтому его присутствие в составе окалины нежелательно. Рений применяли в суперсплавах в ограниченных масштабах его влияние, по-видимому, аналогично влиянию ниобия. Гафний и цирконий часто вводят в суперсплавы в небольших количествах, они значительно улучшают прочность связи окалины с основным сплавом. [c.32]

Татига [6] анализировал химические факторы, влияющие на сопротивление выдавливанию у сплавов на никелевой основе. Из элементов, входящих в состав сплавов, наиболее мощное упрочняющее влияние оказывал ниобий, слабее — вольфрам и еще слабее — молибден. Упрочняющее влияние хрома было незначительным, а из остальных элементов большинство разупрочняли сплав. Поведение всех элементов коррелировало с константами диффузии в никеле при 1150 °С, и на этом основании сделан теоретический прогноз в отношении тантала, как самого мощного из возможных упрочните-лей. Результатом исследований явилось регрессионное уравнение, позволяющее прогнозировать усилие выдавливания для сплавов с новым химическим составом. [c.211]

В случае химико-термической обработки сплавов железа для описания кинетики образования и строения диффузионного слоя пользоваться бинарными диаграммами состояния нельзя. Для двухкомпонентных сплавов последовательность образования фаз и их состав в первом приближении (без учета происходящего при ХТО диффузионного перераспределения элементов сплава) можно проследить по тройной диаграмме фазового равновесия или их изотермическим разрезам при температуре насыщения. Например, при насыщении сплавов железа углеродом и азотом, диффузия которых протекает со скоростью, значительно превышающей скорость ди( узии элементов, входящих в исходный состав сплава, диффузия носледних практически не оказывает влияния на кинетику формирования диффузионного слоя и состав образующихся фаз. Имея горизонтальный разрез диаграммы состояния железо — хром — углерод при 950° С (рис. 15), можно проследить за последовательностью образования фаз и их составом в процессе цементации сплавов железа с хромом [45]. [c.297]

Рассмотрим этот вопрос более подробно. Деформационные характеристики фаз зависят от их химического состава, типа решетки и гомологической температуры деформации. Казалось бы, зная эти характеристики, можно предсказать возможность СП течения многофазных сплавов. Однако истинная картина поведения таких сплавов значительно сложнее, поскольку необходимо учитывать взаимодействие фаз в процессе деформации. Так, рост зерен фаз в процессе деформации не может происходить без взаимной диффузии компонентов сплава, диффузионные характеристики фаз могут оказать существенное влияние на СПД. При изменении фазо-го состава меняется также структура, протяженность и доля меж-фазных границ в сплаве. То, что это существенно для СПД, следует из различия в осуществлении ЗГП на межзеренных и межфаз-ных границах [6]. Наконец, от фазового состава могут зависеть предпочтительные системы скольжения в фазах. Установлено, что от количества а-фазы в сплавах Zn—А1 с ультрамелким зерном зависят действующие системы скольжения в цинковой р-фазе [41, 42]. Увеличение количества а-фазы способствует развитию небазисных систем скольжения в р-фазе, что объясняется облегчением зарождения дислокаций типа (с+а) на межфазных границах по сравнению с межзеренными границами в а- и р-фазах. [c.18]

Если значения составов, для которых (5 = О, нанести на график в зависимости от температуры, получим кривую, известную под названием спинодали существенной особенностью флук-туационных теорий выделения является сильное изменение кинетики процесса внутри этой спинодальной кривой. Недавние работы Хиллерта [39] и Кана fl5] показывают, что, вероятно, имеются реальные системы, в которых выделение может происходить в определенном интервале температур и составов, для которого в соответствии с теорией Борелиуса зарождения не требуется. В этих новых теориях рассматриваются флуктуации второго типа (см. разд. 1.1) и показывается, что поверхность раздела между фазами может быть макроскопически диффузной, в результате чего поверхностная энергия границы раздела стремится к нулю, т. е. отпадает одно из главных возражений против описанной выше модели. Правда, необходимо еще учитывать упругую энергию, которая, по-видимому, и обеспечивает устойчивость твердого раствора данного состава при пониженных температурах. Однако в некоторых системах спинодальная кривая, построенная с учетом влияния упругой энергии, простирается до температур, при которых скорость диффузии имеет заметную величину. Если состав сплава и температура соответствуют области внутри этой кривой, происходит спонтанное расслоение, скорость которого ограничивается только скоростью миграции атомов. [c.253]

Наиболее высокой стойкостью отличаются титан ВТ 1-1 и его сплавы 0Т4, АТЗ. Независимо от состава катализатора и природц. растворителя при температурах до 200° С они подвергаются лишь незначительной равномерной коррозии. Во многих опытах совсем не наблюдалось коррозии образцов, поверхность металла покрывалась тончайшей окисной пленкой за счет примеси кислорода в техническом водороде. Лишь в двух случаях, при нарушении технологического режима (повышение температуры в зоне реакции до 450° С и отщепление НС1 до 30%) происходило образование гидридов и образцы разрушались (рис. 5.15—5.17). Специальные опыты, поставленные с целью определения влияния водорода на свойства титановых сплавов, а также исследование диффузии водорода через образцы при восстановлении хлорнитробензола подтвердили работоспособность этих сплавов [4]. [c.172]

Под воздействием ультразвука высокой интенсивности процессы старения металлов и сплавов ускоряются, а твердость их повыщается. Качественно одинаковые данные о влиянии ультразвука получены на стали, алюминиевых, медных и других цветных сплавах, независимо от сложности их состава и концентрации введенных элементов. Ускорение процесса старения объясняют влиянием ультразвуковых колебаний на кристаллическую рещетку металлов. В решетке металлов происходит многократная циклическая деформация (растяжение — сжатие), в результате чего процессы диффузии ускоряются. На стадиях старения ультразвук увеличивает число зародышей выделяющейся упрочняющей фазы. Особенностью ультразвука является то, что он, ускоряя выделение из твердого раствора суб-микроскопических фаз — упрочнителей, почти не влияет на скорость коагуляции этих фаз. Эффект воздействия ультразвука возрастает при суммировании его с влиянием температуры ускорение процесса искусственного термического старения в этом случае еще более заметно. В случае, если влияние температуры преобладает над эффектом ультразвука, ускоряется и разупрочнение, т. е. происходит коагуляция упрочняющих фаз. Упрочняющее влияние ультразвука объясняется измельчением блоков мозаики и интенсивным образованием дислокаций. [c.222]

Поскольку коэффициент диффузии Si -> Fev на три порядка меньше, чем С -> Fe7, а кремний снижает активность углерода в аустените и затормаживает его диффузию [2, 3], то зона /, обогащенная кремнием, примерно в 10 раз меньше толщины зоны, обогащенной углеродом, и содержание последнего в ней не превышает содержания в сплаве эвтектоидного состава. За пределами влияния кремния появ- [c.687]

Рассмотрим влияние скорости охлаждения на степень дендритной ликвации (рис. 11). При малых скоростях охлаждения (для магниевых сплавов много меньше 1° С/мин) полностью протекают все диффузионные процессы, и концентрация легирующего компонента по всему сечению зерна соответствует егск содержанию Со в сплаве. Начиная со скорости VI, выравнивающая диффузия в твердом растворе подавляется и состав центральной зоны зерна приближается к концентрации Сн — составу твердой фазы при температуре начала кристаллизации, а периферия зерна при V2 принимает концентрацию равновесной точки предельной растворимости Сп. Для большинства сплавов скорость 2 соответствует нескольким градусам или десятка градусов в минуту. При этом достигается максимальная степень дендритной ликвации. Ширина зоны кристалла с концентрацией Сп и близкой к ней мала (несколько микрометров) остальная же часть зерна имеет концентрацию, равную Сн. При сверхбольших скоростях охлаждения (сотни тысяч градусов в секунду) происходит бездиффузионная кристаллизация,, а дендритная ликвация не наблюдается. [c.30]

Две основные причины ликвации в сплавах рассмотрены в первом томе настоящей книги. Первая причина — это расстояние между линиями ликвидус и солидус на диаграмме состояния (интервал затвердевания), вторая — низкий коэффициент диффузии растворенных элементов. Так, элементы, растворенные в стали, обычно снижают точку нлавления железа, кристаллизация ведет к частичному выделению этих элементов и постепенному обогащению ими оставшегося расплава. Эта ликвация проявляется как в масштабе зерен (микро-, или дендритная ликвация), так и в масштабе отливки или слитка (макроликвация). Два вида ликвации имеют различный характер (второй вид обусловлен влиянием массы), однако они обладают и общей чертой жидкость, состав которой изменился в результате ликвации, будучи вытеснена кристаллами после затвердевания, дает зоны соответствующего состава в слитке. [c.14]

Влияние давления сжатия на формирование соединений сплава ЭП99 с расплавляющимися прослойками показано на рис. 9. С ростом давления сжатия до 15 МПа толщина прослойки быстро убывает, достигая 10—20 мкм при времени выдержки 6 мин. Эта толщина обусловлена выдавливанием жидкой прослойки и диффузионными процессами. Прочность соединений с такими прослойками зависит от их состава и структуры, которые определяются растворно-диффузионными процессами. В большинстве случаев при давлении сжатия 10—15 МПа и соответствующей температуре по микроструктуре стык обнаружить трудно. Например, при соединении с прослойкой ВПр-7 структура металла в зоне стыка состоит из зерен твердого раствора, а после старения выпадает 7 -фаза. Результаты локального рентгеноспектрального микроанализа показали, что по толщине прослойки состав металла неодинаковый. Распределение элементов прослойки соответствует уравнению диффузии из источника с ограниченным количеством вещества. Исследования влияния температуры сварки на толщину и состав прослоек показали, что с повышением температуры до 1473 К условия выдавливания прослойки улучшаются. Наибольшая концентрация марганца в центре прослойки при температуре 1473 К и давлении сжатия 10 МПа составляла 5,4% (рис, 10). При соединении с прослойкой ВПр-11 состав металла в зоне стыка также близок к составу основного металла (рис, 11), но при снижении температуры сварки до 1398 К в соединении могут быть включения тугоплавких боридов. Исследовали возможность применения в качестве расплавляющихся прослоек двойных систем N1—Мп и N —31, а также напыленных марганца и кремния. Установлено, что за счет выдавливания и развивающихся растворно-диффузионных процессов состав металла в зоне соединения близок к составу металла при сварке с соответствующими прослойками ВПр-7 и ВПр-11. Близкими оказались и механические свойства. [c.178]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...