Примеси внедрения

Рис. 158. Влияние примесей внедрения кислорода (а) и азота (б) иа вязкие свойства железа

Применение чистых сталей по фосфору в первую очередь, а также по примесям внедрения (кислорода, азота, водорода) и цветным металлам (олова и др.) еще более эффективное средство, чем дополнительное легирование молибденом или вольфрамом для устранения склонности к отпускной хрупкости второго рода. [c.376]

Исследование механических свойств сталей показало, что их пластические и вязкие свойства, а отсюда и возможность упрочнения зависят от чистоты стали, содержания примесей внедрения (азот, кислород, водород) и неметаллических включений. Примеси внедрения, т. е. элементы, образующие с железом твердые растворы внедрения, создавая местные искажения, затрудняют движение дислокаций. Пластическая деформация при этом затруднена, и в местах скопления неподвижных дислокаций облегчается зарождение микротрещин. [c.396]

Кремний и железо также являются в большинстве сплавах примесями, однако влияние их (т. е. железа и кремния) значительно менее резкое, чем примесей, внедрения, так как они образуют раствор замещения. В соответствии с этим содержание указанных элементов в сплавах допускается более высокое (железа от 0,07 до 0,3% и кремния от 0,04 до 0,10% в зависимости от марки сплава). [c.520]

Из этой таблицы видно, что растворимость примесей внедрения в металлах группы VIA на два — три порядка меньше, чем в металлах группы VA. [c.524]

Легирование оказывает существенное влияние на порог хладноломкости. Наличие примесей внедрения резко смещает порог хладноломкости в области более высоких температур. [c.532]

В ниобии и тантале технической чистоты примеси внедрения при обычном их содержании находятся в растворе, а в молибдене и вольфраме (вследствие малой растворимости) — в виде дисперсных выключений — карбидов, нитридов, оксидов, располагающихся по границам зерен или в приграничных объемах. Это способствует хрупкому разрушению, и порог хрупкости у молибдена и вольфрама резко сдвигается в область более высоких температур. [c.532]

Очистка металла от примесей внедрения снижает порог хладноломкости и является одним из возможных путей повышения пластичности тугоплавких металлов. Глубокая очистка от примесей внедрения является еще сложной технологической задачей. [c.532]

Поскольку хрупкое разрушение связано прежде всего с наличием примесей внедрения на границах зерен, то большое значение имеет протяженность границ зерен, т. е. величина зерна. На рис. 393 приведены данные, показывающие, что с уменьшением величины зерна порог хладноломкости ниобия, молибдена, вольфрама снижается. [c.532]

На свойства сверхчистых металлов существенное влияние оказывают особенности их кристаллического строения (решетка К8), примеси внедрения и границы зерен, структурное состояние примесей внедрения. [c.231]

Элементы, находящиеся в твердом растворе в виде примесей внедрения, имеют меньшую энергию активации и поэтому диффундируют более активно. Кроме того, интенсивность процесса будет зависеть от толщины прослоек, а следовательно, от размеров зерна. Чем более мелкозернистая структура, тем тоньше пограничные прослойки и, следовательно, больше поверхность диффузии. Одновременно с процессом рассасывания обогащенных примесями границ зерен начинается и их объединение, т. е. процесс слияния зерен в более крупные. [c.462]

Миграция примесей внедрения проходит более интенсивно, так как при перемещении из одного междоузлия в другое не требуется существенной деформации решетки. Коэффициент компактности о. ц. к. решетки ниже, чем г. п. у. и г. ц. к., а октаэдрические и тетраэдрические пустоты мало различаются по размерам вписываемых в них сфер. Диффузия примесей внедрения здесь идет быстрее, чем в г. ц. к. решетке, в которой октаэдрическая пустота отделена от тетраэдрической плотной упаковкой атомов. Однако и для о. ц. к., и для г. ц. к. металлов диффузия атомов по вакансиям намного медленнее диффузии по междоузлиям. [c.30]

Винтовая дислокация в отличие от краевой не создает зон гидростатического растяжения и сжатия, а поэтому не способна притягивать точечные дефекты. Однако если внедренный атом искажает кристаллическую решетку неодинаково в различных направлениях, то искажения и упругое поле напряжений кристаллической решетки не будут обладать чисто сферической симметрией. Такое поле напряжений точечного дефекта уже может взаимодействовать с касательными напряжениями поля напряжений вокруг винтовой дислокации. Например, атомы углерода в а-железе находятся в октаэдрических пустотах, занимая положение посередине ребер или в центре граней. Атом внедрения в центре грани (ПО) находится на расстоянии 0,5а от двух соседей в направлении [010] и на расстоянии а/ от четырех соседей в других направлениях. Внедренные в центре грани (010) атомы углерода удлиняют элементарную ячейку в направлении [010]. Когда внедренный атом, размещаясь в октаэдрической пустоте о. ц. к. решетки, находится в центре грани 100 или посередине ребра <100>, он тетрагонально искажает элементарную ячейку, удлиняя ее в направлении <100>. Такое тетрагональное искажение обусловливает взаимодействие примеси внедрения в о. ц. к. решетке с полем касательных напряжений винтовой дислокации. Результат взаимодействия — уменьшение касательных напряжений и притяжение атомов внедрения к винтовой дислокации. [c.92]

Кривая т—V идентична по форме кривой для г. ц. к. кристаллов. Здесь наблюдаются все три стадии деформации, однако все они получены на кристаллах высокой степени чистоты по примесям внедрения (рис. 122,а). [c.200]

Возможность диссоциации винтовой дислокации на частичные, расположенные в металлах с о. ц. к. решеткой в нескольких плоскостях типа 112 или 110 , и образование сидячей дислокационной конфигурации являются основной причиной торможения дислокаций кристаллической решеткой. В этом случае высокое сопротивление движению дислокаций обусловлено необходимостью стягивания расщепленной дислокации с последующей рекомбинацией и образованием перетяжек, способных скользить в кристаллической решетке, поскольку эти процессы связаны со значительным увеличением энергии дислокации. Модель диссоциации и рекомбинации винтовых дислокаций удовлетворительно объясняет температурную зависимость сопротивления кристаллической решетки движению дислокации, высокий уровень напряжения течения при О К для о. ц. к. металлов, а также меньшую подвижность винтовых дислокаций по сравнению с краевыми. Атомы внедрения могут стабилизировать сидячую дислокационную конфигурацию и понижать вероятность образования перетяжки на расщепленной дислокации, что приводит к возрастанию напряжения Пайерлса при увеличении концентрации примесей внедрения. [c.219]

В формулах (142), (145), (147) и (148) величина оо или То учитывает сопротивление движению дислокаций в теле зерна. Величина этого напряжения зависит от сил Пайерлса—Набарро и наличия препятствий для продвижения дислокаций в плоскости скольжения (леса дислокаций, чужеродных атомов, частиц дисперсной фазы и других дефектов). Указанные факторы как бы моделируют силы трения, преодолеваемые дислокацией при движении ее в пределах зерна, поэтому эти напряжения названы напряжениями трения . Параметр (То (или то) можно представить в виде суммы составляющих, величина ky характеризует трудность передачи скольжения, т. е. эстафетной передачи деформации от зерна к зерну, и, таким образом, зависит от состояния границы. В частности, повышение степени закрепления дислокационных источников в области границы при сегрегации примесей внедрения в о. ц. к. поликристаллах сопровождается ростом Xd и, следовательно, k . Поэтому Xd и ky для о. ц. к. металлов достаточно велико (см. табл. 11), хотя величина т имеет вследствие особенностей скольжения в о. ц. к. решетке более низкое значение, чем для г. ц. к. металлов. Большое значение ky определяет сильную зависимость (Гт от величины зерна. [c.242]

Примеси внедрения существенно влияют на формирование ячеистой структуры. В частности, наблюдаю- [c.254]

В металлах, имеющих о. ц. к. решетку, анизотропия свойств усиливается при наличии примесей внедрения. В однофазных чистых металлах анизотропия свойств определяется в основном текстурой. После отжига, приводящего к исчезновению текстуры, анизотропия механических свойств исчезает. Легирование, приводящее к образованию твердого раствора или многофазного сплава, хотя и увеличивает предел прочности и иногда величину равномерного удлинения, практически всегда уменьшает сужение поперечного сечения, за исключением тех случаев, когда введение легирующего элемента [c.433]

В частности, наблюдается сильное различие диаграмм Os—6 для металлов с разной кристаллической решеткой в области низких температур. Например (рис. 254), с повышением температуры предел текучести уменьшается, однако снижение у тантала, железа, вольфрама, молибдена выражено значительно сильнее, чем у никеля. Низкотемпературное плато у вольфрама и молибдена может быть связано с двойникованием. Считается, что сильная температурная зависимость напряжения течения у о. ц. к. металлов и переход из вязкого состояния в хрупкое в области низких температур обусловлены влиянием примесей внедрения (С, N) и вкладом в величину Ts, обусловленным силами Пайерлса — Набарро. Вклад от пересечения леса дислокаций для о. ц. к. металлов незначителен и оказывается более эффективным для г. ц. к. металлов (см. гл, IV). [c.473]

Изменение химического состава поверхности деформируемого тела в целом может привести к существенному изменению сопротивления деформации. Особенно это ярко выражено у циркония, ниобия, ванадия, тантала, на структуру и свойства которых оказывают влияние примеси внедрения углерод, азот и др. Твердость и предел прочности ниобия, например, возрастают после прокатки при 1200 °С с обжатием 50% на 25% при деформации на воздухе по сравнению с деформацией в вакууме 6,67-10 МПа. При этом пластичность уменьшается примерно в шесть раз. [c.480]

Для некоторых металлов красноломкость не наблюдается, что связано с повышением растворимости примесей внедрения в твердом растворе. Более существенный фактор — миграция границ зерен, препятствующая росту зернограничных трещин. Иногда (для железа, никеля и их сплавов) повышение скорости деформации от 10 " до с не ликвидирует красноломкость , а только смещает интервал заниженной пластичности в зону более высоких температур (на 200—250 °С). [c.515]

Пределы растворимости примесей внедрения для некоторых тугоплавких металлов после медленного охлаждения до 20 С [c.526]

Если содержание примесей внедрения не превышает предела растворимости, тугоплавкие металлы пластичны при низких температурах, если содержание примесей выше этого предела — металлы не пластичны. Как правило, предел растворимости С, Н , N2, О2 для тугоплавких металлов низкий (табл. 15). [c.526]

Дислокации наряду с другими дефектами участвуют в фазовых превращениях, рекристаллизации, служат готовыми центрами при выпадении второй фазы из твердого раствора. Вдоль дислокаций скорость диффузии на несколько порядков выше, чем через кристаллическую решетку без дефектов. Дислокации служат местом концентрации примесных атомов, в особенности примесей внедрения, так как это уменьшает искажения решетки. Примесные атомы образуют вокруг дислокации зону повышенной концентрации, которая мешает движению дислокаций и упрочняет металл. [c.14]

Рис. 46. Влияние примесей внедрения на температуру перехода ванадия к хрупкости

Таким образом, сталь одной и той же марки может отличаться по примесям. учитываемых, а часто и не учитываемых ГОСТами и техническими условиями, а это может сильно повлиять на свойства. Особенно hjh,ho влияют примеси внедрения (водород, азот, кислород и углерод), а также типичные примеси, загрязняющие металл, — сера и фосфор. Безусловно, вредны многие цветные примеси. [c.193]

Легируя сплав элементами, которые образуют твердые растворы замещения, можно получить лучшее сочетание свойств вязкости и пластитчноси, чем металле, содержащем примеси внедрения. Поэтому элементы внедрения следует считать вредными примесями, и содержание их ограничивают в технических сплавах. [c.520]

Примеси внедрения повышают прочностные характеристики в районе 0,2—0,6 Тпл- Это отмечается главным образом для инобия и тантала, что связано с большой растворимостью кислорода, азота и углерода в этих металлах. [c.527]

Молибден, вольфрам и хром обладают высокой жаропрочностью, однако они клонны к хрупкому разрушению из-за высокой температуры порога хладноломкости, которую особенно сильно повышают примеси внедрения С, N, Н и О. После 1еформации ниже температуры рекристаллизации (1100—1300 °С) порог хладноломкости молибдена и вольфрама понижается. Ниобий и тантал в отличие от вольфрама и молибдена высоко пластичные металлы и хорошо свариваются. Следует указать, что ниобий имеет более низкий порог хладноломкости и менее чувствителен к примесям внедрения. Указанные металлы обладают высокой коррозионной стойкостью, в том числе в кислотах и щелочах. [c.312]

Метал 1 Чистота металла. % Содержание примесей внедрения, % =-8. Мн/м 0,2. Мн/м . % Ф, % . НМ1М [c.228]

ИССЛЕДОВАНИЕ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ ПРИМЕСЕЙ ВНЕДРЕНИЯ НА РАБОЧЕЙ ПОВЕРХНОСТИ ЭЛЕКТРОЛИТИЧЕСКИХ СЛОЕВ NbaSn, ПРЕДНАЗНАЧЕННЫХ ДЛЯ РАБОТЫ В СВЧ СТРУКТУРАХ [c.77]

Скорость упрочнения (параметр 0ц) на стадии II упрочнения мала по сравнению с величиной 0и г. ц. к. монокристаллов, для которых 011 не является температурночувствительной характеристикой. В о. ц. к. монокристаллах, наоборот, 011 зависит от температуры и уменьшается с повышением температуры. Примеси внедрения оказывают существенное влияние на вид кривой т—у. Например, для а-железа величина 0ц чувствительна к ориентации кристалла, равна по величине значению 0ц для г. ц. к. монокристаллов (рис. 122,6). Наступление стадии II в ниобии точно отвечает появлению двойного скольжения, и протяженность стадии I увеличивается с удалением от симметричной границы кристаллографического треугольника [001]—[101]. У железа, например, можно обнаружить три стадии только у кристаллов мягкой ориентировки. Параболическая кривая т—у получается при скольжении по двум системам скольжения (рис. 122, б). [c.200]

Известно несколько основных физических процессов, обусловливающих взаимодействие между точечными дефектами и дислокациями. Так, упругое взаимодействие обусловливает миграцию атомов примеси в областях ядра дислокаций и приводит к образованию сегрегаций (облака Коттрелла). Энергия взаимодействия дислокаций с примесями внедрения о. ц. к. решетки высокая ( 0,55 эВ для углерода и азота в а-же-лезе), а в г. ц. к. решетке низкая (Я = 0,08 эВ для водорода в никеле). Вакансии в металлах с кубической решеткой не вызывают заметных объемных искажений и не создают дальнодейству-ющих полей сдвиговых напряжений. Поэтому обычно взаимодействие между дислокациями и вакансиями в этих металлах слабое (f =0,02 эВ). [c.222]

Величина сопротивления, создаваемого точечными дефектами, Тт д связана с типом упрочнения и концентрацией дефектов. При упрочнении примесями внедрения металлов с о. ц. к. решетконг Тт-д пропорционально [c.223]

Достижения науки о коррозии и технология защиты от нее. Коррозионное растрескивание металлов (1985) -- [ c.57 ]

Теория коррозии и коррозионно-стойкие конструкционные сплавы (1986) -- [ c.161 ]

Основы материаловедения и технологии полупроводников (2002) -- [ c.116 ]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...