Элементы а-стабилизирующие

Имеющиеся данные о влиянии а-стабилизирующих и р-изо-морфных элементов позволяют объяснить представленные на рис. 30 результаты сравнительного исследования трех промышленных сплавов. Очевидно, что уменьшение содержания алюминия (особенно ниже 5%) или увеличение суммарной концентрации молибдена и ванадия повышает стойкость к КР- Необходимо отметить, однако, что проводить подобные сравнения следует с осторожностью, поскольку рассматриваемые сплавы отличаются содержанием кислорода, соотношением фаз а и р, а также уровнем вязкости разрушения. Тем не менее основные закономерности влияния состава на стойкость к КР достаточно ясны и используются при разработке и совершенствовании сплавов [198]. Теперь мы обратимся к микроструктурным эффектам, которые играют важную роль в поведении титановых сплавов. [c.97]

Более сложную структуру имеют сплавы, которые содержат а- н Р-стабилизаторы или сплавы, у которых концентрация Р-стабилизирующих элементов недостаточна для того, чтобы снизить температуру превращения до комнатной. Эти так называемые а/Р-сплавы чувствительны к тепловому воздействию и изменяют свои свойства при термической обработке. Их применяют в качестве конструкционных материалов, в то время как технически чистый титан и а-сплавы — главным образом для узлов, от которых требуется высокая коррозионная стойкость. Однофазные а-сплавы могут также содержать а- и р-стабилизаторы. В этом случае влияние а-стабилизирующих элементов настолько превышает влияние Р-стабилизирующих элементов, что температура превращения сильно повышается и Р-фаза не сохраняет устойчивость при охлаждении до комнатной температуры. Однако существуют Р-сплавы, содержащие а-стабилизаторы. Такой принцип легирования, связанный с противоположным влиянием отдельных элементов па структуру, используют для повышения прочности и коррозионной стойкости. [c.101]

Титан относится к числу металлов-геттеров, интенсивно поглощающих азот и кислород и образующих с ними в твердом состоянии широкие области твердых растворов. В связи с большой растворимостью кислорода и азота и а-стабилизирующим действием этих элементов в титане на его поверхности при нагреве на воздухе образуется малопластичный слой а-твердого раствора (альфированный слой). Водород мало растворим в а-титане, но образует с а-сплавами гидрид титана TiH, способствующий их охрупчиванию. В а+р-титановых сплавах водород растворим в большей степени и устраняет их эвтектоидный распад. Поэтому восстановительные газовые среды, содержащие азот и водород, применяемые при пайке сплавов на иных основах, непригодны для пайки титана и его сплавов. [c.307]

Ионизирующие или стабилизирующие компоненты, содержащие элементы с низким потенциалом ионизации, а также различные соединения, в состав которых входят калин, натрий, кальций, мол, полевой шпат, гранит и др. [c.92]

К двухфазным сплавам, в структуре которых имеются кристаллы а и р-фаз, относится большинство применяемых сплавов Т1 они со держат от 3 до 6% А1 и от 3 до 9% элементов, стабилизирующих -фа зу. Это системы —А1—Сг Т1—А1—Мп Т1—А1—Мо —А1 —V и др [c.196]

Легирование титаном или ниобием. Легирование аустенит-ных сплавов небольшими количествами элементов, обладающих большим сродством к углероду, чем хром, предотвращает диффузию углерода к границам зерен. Уже имеющийся здесь углерод взаимодействует с титаном или ниобием, а не с хромом. Сплавы такого рода называют стабилизированными (например, марки 321, 347, 348). Они не проявляют заметной склонности к межкристаллитной коррозии после сварки или нагрева до температур сенсибилизации. Наилучшей стойкости к межкристаллитной коррозии при нагреве сплава до температур, близких к 675 °С, достигают в результате предварительной стабилизирующей термической обработки в течение нескольких часов при 900 °С [14, 19]. Эта обработка эффективно способствует переходу имеющегося углерода в стабильные карбиды при температурах, при которых растворимость углерода в сплаве ниже, чем при обычно более высокой температуре закалки. [c.307]

Влияние хрома в сталях. Хром является ферритообразующим элементом. Он сужает у-область на диаграмме железо-углерод и вместе с тем стабилизирует аустенит, задерживая превращение аустенита в феррит. Предельное содержание хрома, при котором существует еще у-твердый раствор, равно 13%. При концентрации хрома от 30 до 65% из а-твердого раствора, медленно охлажденных железохромистых сплавов выделяется немагнитная 3-фаза. [c.84]

Взаимодействие с азотом. Азот также является элементом, стабилизирующим а-фазу. Он более резко, чем кислород, изменяет механические свойства титановых сплавов, поэтому содержание азота не должно превышать 0,04 - 0,05% (см. рис. 143). [c.301]

Она наблюдается в сплавах титана с элементами, стабилизирующими р-фазу (Мо, Nb, Та, V и др.), в сплавах Fe—Ni, Fe—Mn, Fe—Pt и др. Термическая обработка этих сплавов возможна, поскольку при нагреве происходит полиморфное превращение (у титановых сплавов а — Р, а у сплавов на основе железа а у). [c.121]

При появлении в структуре Зч)>эзы может наблюдаться уменьшение электросопротивления и изменение зависимости от температуры. Важным следствием этого является то, что при многокомпонентном легировании а- и 0-стабилизирую-щими элементами появляется возможность создания сплавов с постоянным электросопротивлением в широком интервале температур. [c.6]

Большое влияние на коррозионное растрескивание в кислотах оказывает состав сплавов (легирующие элементы и примеси). Фактических данных по этому вопросу еще мало, но, по-видимому, закономерности, выявленные при изучении коррозионного растрескивания титановых сплавов в растворах галогенидов, остаются,—наиболее опасными являются алюминий и газовые примеси, а увеличению стойкости к растрескиванию способствуют /3-стабилизирующие элементы (особенно изоморфные-ванадий и молибден), а также пассивирующие—палладий и никель. [c.51]

Высокая агрессивность, приписываемая таким грунтам, вероятно в меньшей мере связана непосредственно с протеканием реакции по уравнению (4.10) и скорее обусловливается образованием коррозионного элемента. При этом сульфиды могут стабилизировать локальные аноды путем стимулирования анодной промежуточной реакции [см. уравнение (2,21)]. Грунту с высоким содержанием солей тоже приписывается повышенная агрессивность. Однако при этом непосредственно повышать скорость коррозии в анаэробных грунтах могут только сульфат-ионы, участвующие в реакции (4.10). В общем же случае действие растворенных солей сказывается косвенно в связи с затруднением образования поверхностного слоя (см. раздел 4.1) и с образованием коррозионного элемента (см. раздел 4.2). Величине pH грунта тоже иногда придается существенное значение. Однако, судя по пояснениям к формуле (2.18), в случае слабых кислот, представляющих здесь интерес, важным влияющим фактором является их концентрация, а не величина pH. В общем у практически встречающихся грунтов величина pH не является однозначно влияющим параметром. В табл. 4.1 описаны свойства грунтов различного вида. В данных о коррозионной агрессивности учитывается и опасность образования коррозионного элемента. [c.137]

Испытания в водороде показали, что содержание марганца >14% повышает пластичность сплава [24, 113, 115]. Однако некоторые из этих исследований [113, 115] проводились при давлении газообразного водорода всего 0,1 МПа, а для аустенитных сплавов в целом такие условия не являются очень агрессивными. В более жестких условиях, например при наводороживании или при давлении 69 МПа, наблюдались более значительные потери пластичности. В частности, уменьшение относительного сужения сплава Ре 20% Мп в водороде составило 12% [24, 114] (следует отметить хорошее согласие результатов). Стойкость таких сплавов повышается при введении добавок углерода [24] или хрома [39, 115], причем оба элемента стабилизируют аустенит и, следовательно, повышают ЭДУ. [c.78]

В составы алюминиевых сплавов входят также многочисленные мелкие добавки, с которыми связаны в основном два типа эффектов. Первый — тенденция многих элементов образовывать нерастворимые интерметаллические частицы, укрепляющие межзеренные границы и тем самым стабилизирующие форму деформированных зерен (рис. 23). Такие добавки, следовательно, предотвращают формирование равноосной структуры . К элементам этого типа относятся Мп, 2г и Сг, влияющие на форму зерна в сплавах всех четырех основных типов. Форма зерна играет, как будет показано ниже, важную роль в КР алюминиевых сплавов, поэтому к результатам многих исследований, выполненных на модельных сплавах с равноосной структурой, следует относиться с осторожностью. Подобные сплавы можно исследовать с целью выявления роли добавок отдельных элементов, но они не моделируют промышленные сплавы, более сложные с точки зрения как химического состава, так и микроструктуры. Поэтому следует полагать, что отдельные (а возможно, н многие) выводы, сделанные на основании изучения модельных сплавов, не применимы к сложным промышленным материалам с деформированной формой зерна. [c.82]

При знакопеременном течении процесс стабилизируется уже после первого цикла (рис. 17, а, б), независимо от числа параметров системы. Стабилизация сводится лишь к изменению характеристики цикла за счет возникающих в системе (после нулевого полуцикла) остаточных усилий цикл нагружения становится симметричным для элемента, подвергающегося пластическому деформированию. Что касается других элементов, деформирующихся упруго, то распределение собственных усилий не является для них строго определенным, оно может в известных пределах изменяться и зависит от истории деформирования. Это хорошо видно из рис. 17, а, б стабилизированный цикл можно перемещать вдоль предельных линий элемента, испытывающего знакопеременную деформацию. [c.31]

Нагреватель размещен в виде спиральной намотки на цилиндрической трубе, выполненной из керамического огнеупорного материала. Расположение нагревателя может быть либо наружным, либо внутренним относительно трубы. При наружном расположении (рис. 13, а) применяют дополнительную обмазку нагревателя, служащую в качестве теплоизоляции, а также элемента, стабилизирующего по- [c.292]

Отечественные а- и псевдо-а-сплавы с содержанием алюминия до 3,0 % (сплавы ОТ4-0, о14-1, ПТ-7М, АТЗ) практически не чувствительны к коррозионному растрескиванию. Так, сплав АТЗ имеет порюговое значение = 85 МПа При повышении содержания в нем алюминия до 6 % (сплав АТ6) снижается до 25 МПа л/м [29]. Следует отме-тить, что содержание в псевдо-а-сплавах других легирующих элементов может в некоторых случаях резко снизить отрицательное влияние алюминия даже при его высоком содержании. Так, сплав ПТ-ЗВ, содержащий около 5 % алюминия, но легированный еще 1,5—2,0 % ванадия, практически не чувствителен к коррозионному растрескиванию, у него >110 МПа /м. В то же время добавление в сплавы, содержащие более 4 % алюминия, элементов замещения, стабилизирующих а-фазу (олово) или нейтральных упрочнителей (цирконий) заметно увеличивает их склонность к коррозионному растрескиванию. Значительно снижает чувствительность титановых сплавов к коррозионному растрескиванию 38 [c.38]

Существенное изменение температуры полиморфного превращения может быть достигнуто за счет легирования. Все элементы, присутствующие в титане (примеси и специально вводимые для его легирования), могут быть сгруппированы по влиянию на полиморфизм. Элементы, повышающие температуру полиморфного а iri р-превращения и расширяющие область существования а-мо-дификации, относятся к группе а-стабилизаторов. В эту группу входят А1, Ga, La, Се, О, С, N. Типичные равновесные диаграммы состояния систем Ti—а-стабилизатор приведены на рис. 1, а, б. Обычно а-стабилизаторы подразделяются на две подгруппы образующие с а-фазой титана твердые растворы замещения (рис. I, а) и растворы внедрения (рис. 1,6). По мере увеличения содержания а-стабилизирующего элемента повышается температура а р-превращения, причем переохладить р-фазу до температур, лежащих ниже границы р -Ь а— а перевода, невозможно даже при значительных скоростях охлаждения. Все а-стабилизаторы обладают ограниченной растворимостью как в а-, так и в р-модификациях титана. В сплавах, содержащих а-стабилизаторы в количестве, большем предела растворимости, в а-фазе наблюдается п еритектоидное превращение р-твердого раствора с образованием либо упорядоченных фаз (системы Ti—А1, Ti—Ga), либо оксидных и карбонитридных соединений (системы Ti—О, Ti—С, Ti—N). К группе р-стабилизаторов относятся элементы, понижающие температуру полиморфного р— а-1-р-превращения титана и сужающие область существования а-фазы. В эту группу входит [c.5]

Термодинамически возникновение химической микронеоднородности при полиморфном превращении объясняется различной растворимостью элементов а- и р-фазах. После перехода титана из р- в а-состояние элементы, стабилизирующие р-фазу и имеющие ничтожную растворимость в а-фазе, вытесняются на поверхность раздела этой фазы. Как только в матричной фазе появляются продукты превращения, на границе фаз возникает градиент химического потенциала, который и является движущей силой процесса перераспределения чужеродных атомов. Однако процесс гетерогенизации идет во времени и, кроме термодинамического фактора, надо учесть кинетические возможности реализации процесса перераспределения примесных атомов, который осуществляется посредством диффузии. В описанных опытах вызывала удивление большая скорость перераспределения атомов, в том числе тех, которые образуют твердые растворы замещения никеля, хрома и др. в процессе охлаждения они перемещались на большие расстояния (десятки микрон). Был сделан ориентировочньга расчет времени диффузии никеля на расстояние, равное ширине иглы а-фазы, в сплаве ВТ-5 и определен коэффициент диффузии никеля в интервале температур перераспределения. Оценка показала, что при перераспределении примесей в процессе охлаждения имеет место ускоренная диффузия (приблизительно на 4 порядка). [c.343]

Титан упрочняется легированием а- и р-стабилнзиру-юишми элементами, а также термической обработкой двухфазных (а+Р)-сплавов. К элементам, стабилизирующим а-фазу титана, относятся алюминий, п меньшей степени олово и цирконий, а-стабилизаторы упрочняют титан, образуя твердый растпор с и-модификацией титана. [c.8]

Выращивание оптически однородных кристаллов НБС встречает значительные технологические трудности, связанные с нарушением стехиометрии и существованием высокотемпературного фазового перехода моноклинная — тетрагональная симметрия кристаллической решетки. Нарушение стехиометрии и возможное образование второй фазы могут приводить к возникновению оптических неоднородностей в кристалле. На оптическую однородность может оказывать влияние также доменная структура, если кристалл не полностью монодоменный. Последнее является следствием размытия фазового перехода и относительно низкой температуры Кюри (для состава Bao.zsSro.TsNbzOe 7 к = 50°С). Были предприняты попытки избежать влияния перечисленных факторов путем введения небольших добавок окислов редкоземельных элементов, а также окиси свинца. Как отмечают авторы [16], добавки 2 вес.% окислов редкоземельйых элементов оказывают влияние на морфологию кристалла, стабилизируют доменную структуру, уменьшают температуру Кюри, а также улучшают условия роста кристаллов. Добав- [c.141]

На рис. IV. 29, б представлена схема влияния на полиморфное превращение титана элементов, которые стабилизируют -фазу без эвтектоидного превращения. В этом случае а -Ь -область с увеличением концентрации легирующих компонентов понижается, и при концентрациях больше С4 -фаза становится термодинамически стабильной при комнатной температуре (рис. IV. 30). При концентрациях, превышающих некоторую критическую (Сг), -фазу можно зафиксировать при комнатной теишературе путем закалки. Чем меньше критическая минимальная концентрация легирующего элемента, при которой после закалки сохраняется при комнатной температуре один -твердый раствор, тем сильнее -стабилизирующее действие элемента. Ниже даны критические концентрации изоморфных -стабилизаторов. [c.403]

Алюминий. Из различных элементов, которые стабилизируют феррит, алюминий является наиболее эффективным. Так, например, при введении алюминия в состав аустенитной стали марки 1Х18Н9Т сужается у-область и повышае1Ся степень двухфазности стали за счет большего развития а—б-области. Как ферритизатор, алюминий в 10—15 раз сильнее хрома. Введение алюминия в сталь до 1 или 2% улучшает до некоторой степени сопротивление окислению при высоких температурах путем образования защитной пленки окислов алюминия. Однако при содержании в стали алюминия более 1% разрезаемость ее ухудшается. [c.27]

Стабилизирующие добавки обеспечивают максимальный -ВЫХОД металла из ванны при осаждении N1—В, Со—В, Ре—В, 2п—В, N1—Со—В и других покрытий. Одну из распространенных групп стабилизаторов составляют органические соединения двухвалентной серы, которые отдельно или совместно с борогидридами или боразотсодержа-щими соединениями добавляют в растворы. Другая группа стабилизаторов — неорганические солк и окислы элементов ПБ— У1Б групп периодической-системы элементов, а также цианиды щелочных металлов с добавлением в растворы некоторых соединений Сб, Т1, 8п, РЬ, Аз, 5Ь, 5е, Те также повышается стабильность ванн. [c.152]

На рис.22,а приведены результаты обработки гамма-резонансных спектров сплавов. Видно, что параметр а в процессе отжига сплавов снижается, причем наиболее интенсивно на первом этапе отжига. В дальнейшем параметр а стабилизируется, но не достигает нулево-Г о значения, отвечающего полностью разупорядоченн зму состоянию, свидетельствуя о существовании в однофазном твердом растворе областей, обогащенных атомами легирующего элемента. [c.71]

Рассмотрим случай, когда контролирующим параметром циклического нагружения является заданная деформация S (жесткое нагружение). Характерное поцикловое изменение деформаций и напряжений в образце в условиях коррозионного воздействия рабочих сред показано на рис. 6.5. Характер изменения напряжений зависит от циклических характеристик стали (рис. 6.5, в и г). Для циклических упрочняющихся сталей отмечается поцикловой рост напряжений (до определенной наработки), а для циклически разу-прочняющихся - их снижение (см. рис. 6.5, д). В конструктивных элементах из циклически стабилизирующихся сталей напряжения от цикла к циклу должны оставаться неизменными, несмотря на коррозионное растворение металла. [c.389]

Как правило, все примеси и легирующие элементы, не изменяющие фазовый состав сплавов, несколько повышают модуль упругости. Исключение составляют олово и цирконий, которые могут немного снизить модуль. Наиболее заметное влияние на величину Е оказывает алюминий, каждый прюцент которого повышает его на 0,014-10 Па. Введение -стабилизирующих элементов до содержания, превышающего их растворимость в а-фазе и приводящее к образованию 3-фазы, снижает модуль нормальной упругости. Его величина сравнительно мало зависит от структурного состояния, хотя у двухфазных сплавов при образовании мартенсита или нестабильной 3-фазы обнаружено заметное снижение модуля, а при образовании ы-фазы—его повышение. Повышение Е установлено и при старении а-сллавов, с высоким содержанием алюминия (более 6 %) за счет образования а, -фазы или ее предвыделений. При нагреве и охлаждении в температурной области существования а-фазы модуль упругости изменяется практически линейно. Отношение /Г зависит от степени легированности титана. В интервале 27 — 727 С у чистого титана оно равно около 7,0, у сплава ПТ-ЗВ 5,3. [c.8]

Вместе с тем 0-сплав, в котором 0-фаза стабилизирована повышенным содержанием ванадия (3 % А1, 30 % V), не растрескивается независимо от уровня действующих напряжений, наличия концентраторов и ужесточения условий испытания. Вязкость разрушения в коррозионной среде у этого сплава достигает 155 МПакак при расчете по интенсивности напряжений при старте трещины, так и по интенсивности напряжений при торможении движущейся трещины. Аналогично ведут себя 0-сплавы, стабилизированные ванадием, молибденом, ниобием, танталом. В них 0-фаза гомогенна, не содержит сегрегатов, отличающихся по потенциалу от матрицы, и совершенно не склонна к коррозионному растрескиванию. Соответственно веДут себя и (а+ 0)-сплавы, легированные различными элементами. [c.73]

С целью повышения изностойкости марганцовистой стали 110Г13Л изучено влияние на ее свойства содержания углерода, марганца, а также легирования и модифицирования активными карбидообразующими и стабилизирующими аустенит элементами. [c.239]

Титан существует в двух аллотропических модификациях. Низкотемпературная модификация (а-титан) образуется при тем пе1ратурах ниже 882,5 °С. Высокотемпературная модификация, образующаяся выше этой температуры, р-титан [Л. 44]. Повышение прочности титановых сплавов достигается легированием его различными элементами. Эти элементы делятся на две группы элементы, стабилизирующие а-фазу, и элементы, стабилизирующие р-фазу. [c.94]

Легирование. Легирование коррозионно-стойких сталей стабилизирующими элементами — наиболее доступный способ предотвращения МКК. Наиболее часто используются для этой цели титан и ниобий. Вопрос о необходимом для полной стабилизации количестве этих элементов был подробно рассмотрен ранее. Здесь отметим только, что, как показала многолетняя практика контроля коррозионно-стойких сталей типа 18-8 на МКК на Невском машиностроительном заводе им. В. И. Ленина, иаилуч-шие результаты были получены для сталей, имевших С < 0,08 % Сг 17,5 — 19,5 %, отношение Т /С 5. При этом следует иметь в виду, что при получении двухфазной стали при контроле на МКК, вследствие структурной коррозии, затрудняется анализ контрольных образцов, а признаки наличия МКК проявляются нечетко и может быть дано неправильное заключение по испытываемому материалу. Количество ниобия наиболее целесообразно определять из соотношения КЬ/С 2 И. [c.60]

Аустенитные стали имеют, как правило, однофазную микроструктуру. Основными исключениями являются присутствие б-феррита (при наличии в достаточном количестве стабилизирующих его элементов, таких как хром, кремний или титан) и образование (в некоторых сталях) индуцированного деформацией мартенсита. Мартенсит может быть представлен или о, ц. к. а -фазой, или г. п. у. 8-фазой, или обеими фазами вместе в зависимости от стали. Согласно некоторым данным присутствие б-фазы повышает стойкость против КР [66, 91, 96], хотя этот вывод мог быть более однозначным, если бы одновременно были исследованы и стали без феррита [66, 91]. При испытаниях в водороде, где основным эффектом является уменьшение параметра относительного сужения, наличие 6-феррита влияет на морфологию разрушения растрескивание происходит по границам аустенита и б-фазы [97]. В сталях 304А и 3095 такое изменение морфологии разрушения не сопровождалось дополнительным уменьшением относительного сужения по сравнению со сплавом без феррита [72, 97, 98], Можно предположить, что б-феррит способен оказывать влияние на распространение трещины либо как менее растрескивающаяся фаза, либо как фаза, в которой затруднен процесс электрохимического заострения вершины трещины (этот процесс будет более подробно рассмотрен в дальнейшем) [60, 64]. Поскольку при испытаниях в водороде этот процесс не происходит, в этих условиях (потери вязкости) роль б-феррита должна быть другой. [c.75]

Для того чтобы показать влияние среды на процесс трения других материалов, на фиг. 320, 6 приведены зависимости коэффициента трения от температуры при трении металлокерамики МК-8 по чугуну ЧНМХ [170] в тех же средах. Во всех случаях коэффициент трения вначале уменьшается, а затем при нагреве среды до температуры 600° С стабилизируется. Наиболее высокий коэффициент трения получен при трении металлокерамики в среде гелия, что объясняется отсутствием образования окисных пленок, а при трении в среде кислорода вследствие интенсивного образования окисной пленки значение коэффициента трения имеет минимальное значение. При трении в воздушной среде значение коэффициента трения имеет среднее значение. Наиболее высокий износ обоих элементов пары происходит при трении в нейтральной среде из-за наличия непосредственного контакта материалов двух тел, сопровождающегося схватыванием. Износ в окислительной среде несколько больше, чем в воздушной, из-за более интенсивного образования окисной пленки. Из сравнения результатов экспериментов при трении в различных средах видно, что влияние среды проявляется совершенно различно при трении различных по своему составу и структуре фрикционных материалов. [c.539]

В дореволюционной России преимущественно применялась электрическая аппаратура ручного управления, хотя в некоторых случаях находила применение релейно-контактная автоматика, импортированная в Россию из TTIA (вращающиеся распределители доменных печей), а также из Германии и Японии (крупные металлорежущие станки). Наиболее распространенными видами автоматически действующих устройств, применяемых в электроприводе, в то время были плавкие предохранители и универсальные автоматические выключатели, применявшиеся для защиты двигателей от перегрузок. В предвоенные пятилетки было постепенно налажено производство релейно-контактной автоматики и средств управления, которые нашли широкое применение в системах управления автоматизированным электроприводом. После восстановительного периода наряду с быстрым развитием релейно-контактной автоматики начинает постепенно зарождаться электро-машинная автоматика, развитие которой является следствием применения и развития системы генератор — двигатель. В системах электромашинной автоматики элементами, из которых собираются комплексные устройства электропривода, являются электромашинные усилители, стабилизирующие трансформаторы, тахогенераторы. [c.235]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...