Влияние легирующих элементов на образование сг-фазы

Легирующие элементы по-разному влияют на условия равновесия. В сплавах железа никель и марганец понижают критическую точку и повышают точку Л4, расширяя тем самым область -фазы (рис. 85, а), т. е. способствуют образованию аустенита. Элементы Сг, W, Мо, Si, V повышают точку A3 и понижают точку Л4, сужая тем самым 7-область (рис. 85, б), т. е. способствуют стабилизации феррита. Большинство легирующих элементов влияют на кинетику превращения аустенита, как правило, замедляя его последнее объясняется тем, что диффузия легирующих элементов, образующих твердые растворы замещения, происходит медленнее, чем диффузия углерода, что задерживает скорость роста зародыша в процессе превращения аустенита. Схемы типичных случаев влияния легирующих элементов на кинетику превращения приведены на рис. 86 (для сравнения штриховой линией показана ветвь С-кривых, для нелегированной стали). Элементы Мп, Ni, Si, не образующие специальных карбидов (за исключением Мп), замедляют аустенитное превращение, не изменяя формы С-кривыХ [c.118]

Учесть влияние всех факторов, увеличивающих ширину рентгеновских линий, не представляется возможным. Однако, исходя из того, что после старения при 450° С, когда ширина линий начинает уменьшаться, в сплаве обнаруживается р-фаза, можно допустить, что наиболее существенным фактором является изменение концентрации р-стабилизирующих элементов за счет их выхода к границам пластин а -фазы и образования в областях, обогащенных легирующими элементами, р-фазы. а -фаза, обедненная р-стабилизирующими элементами, превращается в а-фазу. [c.232]

Влияние легирующих элементов на образование о-фазы [c.21]

Большинство элементов, способствующих образованию феррита, смещает область распространения а-фазы в сторону более низкого содержания хрома. К таким элементам относятся молибден и кремний. Никель и марганец хотя относятся к аустенито-образующим элементам, но действуют в том же направлении по данным исследователей [27 ], это объясняется способностью ст-фазы адсорбировать до 10% Ni и до 35%Мп. Данные по влиянию легирующих элементов на склонность к образованию ст-фазы приведены в табл. 1. [c.21]

Влияние легирующих элементов на склонность к образованию 0-фазы в железохромистых сплавах [c.22]

Влияние легирующих элементов на свойства стали обусловлено их действием на измельчение зерна, упрочнение феррита за счет образования твердых растворов внедрения и замещения, упрочнением за счет выделения частиц второй фазы различной степени дисперсности и изменением прокаливаемости. [c.598]

С влиянием легирующих элементов на диффузию связано увеличение или уменьшение растворимости углерода в железе, а также ускорение или замедление процессов образования избыточных фаз и их коагуляции. [c.162]

Монография состоит из семи глав. В гл. I рассмотрены основные положения теории фазовых превращений в металлах и сплавах в твердом состоянии, а также закономерности превращений железа, титана и их сплавов в изотермических условиях. В гл. II показаны условия их протекания в зоне термического влияния при сварке плавлением. В гл. III описаны новые методы и аппаратура для изучения кинетики фазовых превращений и изменений структуры и свойств металлов в неравновесных условиях при сварке и термомеханической обработке, а также для исследования задержанного разрушения и образования холодных трещин. В гл. IV приведены результаты исследования превращений при непрерывном нагреве, кинетики роста зерна и гомогенизации аустенита и Р-фазы сплавов титана при сварке. В гл. V рассмотрены основные закономерности фазовых превращений в условиях непрерывного охлаждения при сварке. В гл. VI изложен механизм задержанного разрушения сталей и сплавов титана, установлены критерии оценки этого явления и показано влияние легирующих элементов, параметров термического цикла и жесткости сварных соединений на" сопротивляемость этих материалов образованию холодных трещин при сварке. В гл. VII приведены характеристики свариваемости сталей и сплавов титана различных структурных классов и систем легирования, сформулированы критерии выбора технологии и режимов их сварки и показаны пути регулирования структуры и свойств сварных соединений как в процессе сварки, так и при последующей термической, термомеханической или механико-термической обработке. [c.10]

Появление хрупкости II рода наиболее вероятно связано с диффузией растворенных атомов некоторых элементов к границе зерна и насыщением поверхностных слоев зерна этими элементами без выделения избыточных мелкодисперсных фаз (карбидов, фосфидов и т. д.). Особенно значительное влияние оказывает обогащение пограничных зон фосфором, снижающим работу образования межзеренных трещин, что приводит к развитию отпускной хрупкости. Легирующие элементы хром, марганец, никель повышают содержание фосфора в приграничных объемах, а молибден и вольфрам, наоборот, снижают, уменьшая склонность к отпускной хрупкости. [c.189]

При легировании сталей хромом следует учитывать его способность к некоторому повышению устойчивости аустенита (при содержании хрома в стали до 8%). Это своеобразное влияние хрома особенно заметно проявляется в присутствии аустенито-образуюш,их элементов, когда аустенитная структура в хромистых сталях образуется при меньшем содержании марганца и углерода. Этим объясняется увеличение оптимального содержания хрома до 16—17% в аустенитных сталях при содержании марганца 12—15% (см. рис. 99). В данном случае определенная композиция легирующих элементов определяет необходимое метастабильное состояние сплава для образования достаточного количества упрочняющих фаз при микроударном воздействии. [c.157]

Эффективность образования аустенитной или ферритной структуры под действием легирующих элементов сплава определяется следующими положениями. Увеличение содержания хрома, титана, кремния, алюминия и молибдена способствует образованию ферритной фазы, а увеличение содержания никеля, марганца, углерода и азота расширяет область существования аустенита и повышает его устойчивость. Поэтому для получения стали с неустойчивым аустенитом необходимо учитывать влияние каждого элемента, входящего в ее состав. Решение этой задачи требует проведения большой экспериментальной работы, вследствие чего в настоящее время разработано очень мало марок сталей с высокой сопротивляемостью гидроэрозии. В хромоникелевых сталях при длительном нагреве до температур 700—900° С или медленном охлаждении от 900—950° С образуется интерметаллид-ная о-фаза. Эта составляющая выделяется преимущественно по границам зерен, сообщая этим сталям исключительно высокую хрупкость и снижая их эрозионную стойкость. Однако а-фаза может вызвать и повышение сопротивляемости микроударному разрушению, если она имеет высокую степень дисперсности. В последнее время установлено, что а-фаза образуется почти во всех хромоникелевых аустенитных сталях, в том числе с присадкой молибдена и других легирующих элементов. При аусте-низации хромоникелевые стали нагревали до более высоких температур (1000—1050° С), при которых хрупкая а-фаза растворяется. [c.208]

На рис. 25, в показано влияние на превращение титана элементов, вызывающих эвтектоидный распад р-фазы по реакции р—>а+ . В ходе этой реакции при равновесных условиях р-фаза полностью распадается с образованием а-твердого раствора и -фазы, более богатой легирующим элементом. Однако на практике равновесные структуры получаются редко, поэтому точное определение температуры эвтектоидной реакции для многих систем этого типа является затруднительным. [c.65]

Примеси и легирующие элементы оказывают влияние на выделение высокоуглеродистых фаз из твердых растворов при охлаждении ли в процессе графитизации чугуна. В основ ном это влияние аналогично наблюдаемому при затвердевании. Элементы, способствующие отбеливанию, затрудняют образование графита в твердом состоянии. Но имеются и различия, объяснимые при учете механизма взаимодействия примесей и легирующих элементов с основными компонентами и фазами чугуна. [c.100]

Легирующие элементы титановых оплавов в наибольшей степени влияют на изменение пластических свойств сварного шва и зоны термического влияния. Пластические свойства многих оплавов, содержащих хром, марганец, железо, молибден, ванадий и другие элементы, снижаются вследствие закалки металла из Р-области. При этом происходит превращение с образованием а -фазы, которая обладает более дисперсным строением и большей хрупкостью. В работе [107] исследована свариваемость некоторых двойных сплавов титана. Наиболее резкое изменение свойств в шве наблюдалось (рис. 20) в сплавах с хромом, молибденом, кобальтом. Введение олова и циркония практически не влияло на свойства шва. [c.82]

Наличие в составе сплава таких элементов, которые тормозят процессы рекристаллизации, смещая их начало в область более высоких температур и предотвращают диффузионные процессы внутри сплава, способствует повышению жароупорности. Кроме того, очень важно, чтобы легирующие элементы, растворенные в твердом растворе, были склонны к старению и упрочнению за счет образования и выделения молекулярных фаз, блокирующих плоскости скольжения при высоких температурах. Как известно, при нагреве деформированного металла он разупрочняется и в то же время в процессе ползучести происходит деформация, вызывающая его упрочнение, поэтому упрочнение н разупрочнение являются основными факторами, влияющими на ползучесть. Помимо этого, на Жароупорность сталей и сплавов оказывают влияние структурные и фазовые изменения в процессе длительного пребывания их прн повышенной температуре. [c.226]

Влияние концентрации цинка на механические свойства меди показано на рис. 2.43, б, где ясно видна связь с диаграммой состояния (рис. 2.43, а). В зависимости от содержания цинка различают а- и (а + Р ) -латуни. Введение легирующих элементов (кроме N1) уменьшает растворимость цинка в меди и способствует образованию р -фазы. [c.211]

При сварке титана учитывается его взаимодействие с газами, склонность зерна р-фазы к перегреву и образование хрупкой а -фазы при охлаждении. Наибольшие затруднения при сварке сплавов титана связаны со снижением пластичности соединений благодаря закалке и насыщению газами. Склонность титановых сплавов к закалке зависит от типа легирующего элемента. Если элементы стабилизируют р-фазу, пластичность снижается более резко, чем у сплавов с элементами, стабилизирующими о-фазу. Закалка из области р-фазы титана с малым количеством Сг, Мп, Мо, Ее, V сопровождается мартенситным превращением с образованием а -фазы. Элементы, стабилизирующие р-фазу, по уменьшению влияния на пластичность располагаются в ряд Сг, Ее, Мп, У, Мо и V. Первые сильнее снижают пластичность, давая более дисперсную и хрупкую фазу. [c.152]

Чтобы решить две последние задачи необходимо изменить свойства Дисилицида. Весьма полезным для этой цели может оказаться изучение влияния легирующих элементов на свойства WSi2. Некоторые исследователи изучали влияние легирующих добавок В, Сг, Ре, А1 на жаростойкость силицидов. Замена кремния бором приводит к образованию устойчивых тройных фаз, но существенного улучшения коррозионных свойств авторы работ [13, 14] не наблюдали. Системы Мо—81—А1 и W—81—А1 описаны в работах [15, 16]. В обеих системах обнаружены тройные соединения Ме (81, А1)2, имеющие гексагональную структуру (С 40). Причем в системе У—81—А1 тройная фаза имеет значительную область гомогенности. При содержаниях А1 меньших, чем 13 ат. %, перестройки тетрагональной решетки не происходит, и алюминий находится в решетке дисилицида в виде твердого раствора замещения. [c.297]

Ранее уже упоминался один из эффектов влияния легирующих элементов матрицы на взаимодействие с волокном. Он связан с оттеснением алюминия фронтом растущего диборида титана в матрице из сплава Ti-8Al-lMo-lV (рис. 1). Для проведения полного термодинамического анализа этого эффекта имеющихся данных недостаточно, однако из общих соображений можно предположить, что только дибориды циркония и гафния немного стабильнее ИВг- Дибориды элементов пятой группы периодической системы, видимо, менее стабильны, а дибориды элементов шестой группы еще менее стабильны. Действительно, энтальпия образования для диборидов элементов четвертой группы составляет 293—335 кДж/моль и уменьшается до 84—126 кДж/моль для элементов шестой группы —хрома и молибдена. Диборид алюминия также, по-видимому, значительно менее стабилен, чем диборид титана. Исходя из соображений, рассмотренных в работе Руди [36], можно заключить, что элементы, образующие нестабильные дибориды, будут вытесняться из диборидной фазы. Примером могут служить алюминий и молибден. На рис. 17 показана микроструктура диффузионной зоны в материале Ti-ЗОМо — В после выдержки при 1033 К в течение 100 ч. Объясняя строение зоны взаимодействия, Кляйн и сотр. [20] показали, что вытеснение молибдена из диборида титана приводит к появлению зоны В на внешней поверхности диборида титана (Л). При подсчете константы скорости реакции в работе [20] была использована общая толщина зоны взаимодействия, куда были включены слои А и В. [c.115]

Исследование влияния легирующих элементов позволило установить связь между типом и составом карбидных фаз, находящихся в стали, и ее водородостойкостью, а также определить, какое количество того или иного легирующего элемента делает сталь при данных условиях водородостойкой. Можно отметить, что элементы, расположенные в IV периоде периодической системы правее железа, практически не оказывают влияния на водородостойкость стали. Элементы, расположенные левее железа, резко повышают стойкость стали против водородной коррозии. Качественно эта зависимость совпадает с порядком, в котором изменяется сродство металлов к углероду, оцениваемое по свободной энергии образования соответствующего карбида (табл. б). Известно, что связь в карбидах осуществляет- [c.159]

Рассмотрены принципы легирования и научные основы создания различных групп сталей Систематизированы 1егирующие элементы за кономерности образования и поведения различных фаз в легированных сталях и влияние легирующих элементов на фазовые превращения Из ложены основы легирования и данные о составе свойствах и обработ ке различных групп специальных сталей строительных машинострои тельных коррознонностонких жаропрочных, инструментальных [c.1]

Изменение свойств аустенитных сплавов при легировании может быть обусловлено как влиянием легирующих элементов на свойства собственно твердого раствора — аус тенита, так и их влиянием на стабилизацию аустенита к фа зовым переходам, т е легирование может вызывать пре вращение аустенита с образованием других фаз (например, а и е фаз в сплавах железо—марганец и а фазы в сплавах железо—никель) Легированный аустенит под разделяют на стабильный и нестабильный При температуре выше начала мартенситного превраще ния Мн нестабильный аустенит способен к фазовому прев ращению— образованию мартенсита в результате прило жения внешней нагрузки (деформации), т е деформация нестабильного аустенита вызывает мартенситное превраще ние, так же как и охлаждение его ниже Мн Стабильный аустенит не претерпевает фазового превращения под влия нием деформации, при этом изменяется лишь его структура В зависимости от того, какие легирующие элементы входят в состав аустенита и каково их количество, изменяется ус тойчивость аустенита к распаду при деформации, т е сте пень его нестабильности [c.50]

Влияние легирования на упрочняемость обусловлено рядом причин. Легирующие элементы создают искажения кристаллической решетки, изменяют энергию межатомных сил связи аустенита, влияют на его стабильность [57]. Стабилизирующий эффект при введении легирующих элементов в значительной степени определяется их влиянием на образование дефектов упаковки, которые при определенных условиях могут становиться зародышами е-фазы [39, 50, 100, 101]. Чем больше в результате легирования уменьшается вероятность образования дефектов упаковки, тем сильнее проявляется стабилизирующее влияние легирующего элемента. Кроме этого, происходит закрепление дислокаций атомами внедрения [57, 137] и уменьшение подвижности ячеек [138], которые образуются при деформации, что приводит к стабилизации аустенита. [c.103]

Нельзя согласиться с мнением автора [42] о наличии у сплавов эквикогезивной температуры, выше которой прочность границ зерен меньше прочности самих зерен. Высокотемпературное разрушение по границам зерен наблюдается только при загрязнении их примесями, например свинцом, образцы чистой латуни разрываются по телу зерен (см. рис. 9) при ф= 100 % [43]. Однако у сплавов закономерности усложнены дополнительным влиянием легирования, приводящего к искажению кристаллической решетки, повышению деформационного упрочнения, температуры рекристаллизации и пр. Еще большие изменения происходят при образовании других фаз, появлении способности к закалке и другим видам термической обработки. Существенное влияние оказывает изменение растворимости легирующего элемента с температурой. [c.177]

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]

Существенное влияние на соотношение фаз у и а и на склонность к образованию а-фазы оказывают С, Мо, Si и некоторые другие легирующие элементы. Следует отметить, что ст-фаза может образоваться как из сс-, так и из -твердого раствора. Вследствие того, что диффузионные процессы в ферритной фазе идут быстрее, образование (т-фазы в этой составляющей можно ожидать раньше, чем в -фазе. При образовании а-фазы из феррита а-твердый раствор обедняется содержанием хрома часто до содержания, соответствующего возможности образования аустенитной струк-1уры, по составу отличающейся от первичного аустенита. В этом случае образовавшемуся аустениту присваивают [c.30]

На рис. 2.15 показана область аморфизирующихся составов в системе сплавов Аи—Si. В этой двойной системе имеет место классическая эвтектическая реакция. Из рисунка видно, что область образования аморфной фазы лежит вблизи эвтектического состава. При этом предполагают, как уже указывалось в связи с рис. 2.12, что температурный интервал между fm и Tg при подходе к сплавам, легко поддающимся аморфизации, суживается. Поэтому легирование элементами, понижающими Тт. >и повышающими Tg, благоприятно для аморфизации. Обычно температура Tg при легировании изменяется слабо, влияние легирования сводится в основном к снижению Тт- Следовательно, при наличии эвтектической реакции надо найти такие легирующие элементы, которые бы понижали эвтектическую температуру Те в меньшей степени, чей Тт. Это положение может служить своего рода руководством, эмпирической закономерностью, эффективной, в частности, для сплавов типа металл-металлоид. Однако н всегда имеется строгая связь между величиной (Тт—Те) и критической скоростью охлаждения R . Примером могут служить данные, приведенные в табл. 2.5 и показывающие значения и = = Тт—Те для двойных эвтектических оплаво в переходных металлов с фосфором [20]. [c.50]

Никель находит широкое применение в сплавах для защитных покрытий. Он неограниченно растворим в железе и является сильным аустенизирующим элементом. Собственных высокотвердых фаз в сплавах железа никель не образует. Его влияние заключается в существенном повышении стойкости покрытий к ударным нагрузкам. С увеличением содержания никеля повышается вязкость сплава практически без ущерба для износостойкости. Никель - дорогой легирующий элемент, поэтому его количество в износостойких сплавах на основе железа ограничивают. Исключение составляют сплавы для коррозионно-стойких покрытий. Легирование никелем повышает свариваемость сплавов, снижая склонность к трещинам. В самофлюсующихся порошках никель применяют в качестве основы сплава. В этом случае достигаются высокие коррозионная и износостойкость, а также технологичность нанесения покрытия благодаря образованию в системе Ni- r—В—81гетероген-ной структуры эвтектического типа с низкой температурой плавления (< ЮОО С). [c.158]

Легирующие элементы сталей оказывают влияние на склоность к карбидообразованию. Ni, Si, Со облегчают образование карбидов вследствие повышения активности углерода. Мо, W, V, Nb, Мп, напротив, снижают активность углерода. Развитие МКК в сильно-01сислительных средах (вторая область потенциалов) часто является результатом наложения нескольких факторов, наиболее существенными из которых являются избирательное растворение избыточных фаз, неустойчивых в сильноокислительных средах избирательное растворение обедненных хромом приграничных областей специфическое действие хромат-ионов, образующихся в результате растворения стали избирательное растворение приграничных областей, являющихся местами сегрегаций примесей. [c.133]

Для жаропрочных сплавов на основе железа, никеля и кобальта наиболее перспективны в качестве упрочнителей твердого раствора такие элементы, как молибден, ниобий, вольфрам На рис 180 показано влияние легирующих эле ментов на жаропрочность твердых растворов на хромонике левой основе типа Х20Н80 Отметим, что положительное влияние алюминия, ниобия и титана связано с образовани ем упрочняющих интерметаллидных фаз [c.300]

Титан имеет две аллотропические модификации a-Ti (г. п. у.) и p-Ti (о. ц. к.). Для чистого титана температура полиморфного превращения а р составляет 882 °С. На температуру полиморфного превращения и структуру сплавов большое влияние оказывают примеси и легирующие элементы. К группе а-стаби-лизаторов относятся А1, Ga, La, О, С, N, Zr, Hf. Обычно а-стабилизаторы подразделяются на две подгруппы образующие твердые растворы замещения и растворы внедрения. Типичные равновесные диаграммы состояния системы Ti — а-стабилизатор приведены на рис. 4.1. Все -стабилизаторы обладают ограниченной растворимостью в обеих модификациях титана, что является причиной перетектоидного превращения р-твердого раствора с образованием либо упорядоченных фаз, либо оксидных и карбонатных соединений. [c.182]

Характер влияния умеренного легирования конструкционных сталей на Ki остается в значительной мере подобным влиянию на порог хладноломкости. Присутствие в малых количествах в сталях хрома, ванадия, ниобия, титана и тантала обеспечивает измельчение зерна вследствие карбидо(нитридо)образующей способности названных элементов, что в свою очередь способствует увеличению /С/с- Никель и марганец в количествах до 1% также измельчают зерно. Раскисление сталей алюминием сказывается благоприятно на К/с также вследствие измельчения зерна. Оказалось, что легирующие элементы, упрочняющие твердые растворы, снижают вязкость разрушения сталей. Легирование, ведущее к образованию в сталях дисперсных фаз, затрудняя пластическое течение, ведет к уменьшению Ki - Это нашло подтвер- [c.336]

По степени отрицательного влияния на технологическую пластичность марганецсодержащих сталей легирующие элементы можно расположить в следующей последовательности бор, ниобий, титан, алюминий, молибден, ванадий, кремний. Бор является горофильным элементом и образует легкоплавкие боросодержащие фазы по границам зерен. Ниобий и молибден, являясь сильными ферритообразующими элементами, приводят к образованию б-фер-рита. Кроме этого их охрупчивающее влияние сказывается через упрочнение матрицы. Алюминий, ванадий и кремний облегчают образование б-феррита в стали. Титан способствует образованию в марганцевых сталях легкоплавких эвтектик. [c.299]

В связи с этим уместно напомнить об эволюции взглядов на роль карбидов в явлении отпускной хрупкости, В ранних гипотезах карбидные включения рассматривались как основной источник охрупчивания [21]. Затем образование на границах зерен легированных карбидов считали главным факт ом, определяющим термодинамический стимул неравновесной сегрегации опасных примесей, в частности фосфора, в приграничных зонах [1]. Впоследствии внимание исследователей привлекла равновесная и неравновесная сегрегация этих примесей и легирующих элементов на межфазных границах карбид - матрица [14, 105, 111, 118]. Недавно были получены прямые подтверждения того, что кoнцeнfpaция фосфора на таких границах в стали в состоянии отпускной хрупкости соизмерима с концентрацией на границах зерен и поэтому на них может происходить преимущественное зарождение трещин [121, 155]. Вместе с тем, появились данные о том (см. гл. Ill), что в определенных условиях мелкие и близко расположенные карбидные частицы на границах зерен могут ослаблять межкристаллитную адсорбцию фосфора и отпускную хрупкость. Кроме того, показано, что эффект низкотемпературной обратимости отпускной хрупкости, обнаруженный в низкоуглеродистых сплавах железа (в том числе легированных), не наблюдается при появлении карбидной фазы [165], Таким образом, влияние карбидных включений на развитие отпускной хрупкости неоднозначно природа такого сложного влияния в настоящее время остается в значительной степени неясной и заслуживает детального дальнейшего изучения. [c.209]

В настоящее время серийно применяется довольно большое число титановых сплавов. Большой диапа.зон их структур и свойств обусловлен, в частности, полиморфизмом титана, хорошей растворимостью многих элементов (по крайпеп мере в одной из фаз), а также образованием химических соединений, обладающих переменной растворимостью в титане. В соответствии с приведенными выше диаграммами состояния все легирующие элементы по влиянию на полиморфизм титана можно разбить на три группы. Первая группа представлена а-стабилизаторами — элементами, повышающими стабильность а-фазы из металлов к числу а-стабилизаторов относится алюминий. Ко второй группе принадлежат -стабилизаторы — элементы, повышающие стабильность р-фазы эти элементы в свою очередь можно разбить на две подгруппы. В сплавах титана с элементами первой подгруппы при достаточно низкой тедшературе происходит эвтектоидный распад р-фазы к числу таких элементов относятся хром, марганец, железо, медь, никель, бериллий, вольфрам, кобальт. В сплавах титана с элементами второй подгруппы при достаточно высокой их концентрации Р-твердый растнор сохраняется до комнатной температуры, не претерпевая эвтектоидного распада. Такие элементы иногда называют изоморфными р-стабилизаторами. К ним пр1шадле-жат ванадий, молибден, ниобий, тантал. Третья группа прелстаклена нейтральными упрочнителями, т. е. легирующими элементами, мало [c.402]

Легирующие элементы оказывают двоякое влияние на пластические свойства тугоплавких металлов. Во-первых, легирующие элементы снижают пластичность из-за упрочнения твердого раствора во-вторых, некоторые из них повышают пластичность из-за взаимодействия с примесями внедрения с образованием фаз, которые оказывают меньшее охруичивающее действие, чем соединения этих примесей с основным металлом. Окончательный результат зависит от того, какая из этих тенденций превалирует. [c.473]

Алюминий стимулирует образование гидрида и меняет характер расположения дислокаций в сплаве. Если титан имеет ячеистое распределение дислокаций, то его сплавы с алюминием— копланарное. Это приводит к расширению ступенек выхода полос скольжения и, следовательно, затрудняет их репассивацию. Кроме того, алюминий задерживает репассивацию из-за увеличения критического тока пассивации титана и вызывает его охрупчивание в результате образования упорядоченной фазы Т1зА1 после определенных термических воздействий. Вследствие этих причин алюминий как легирующий элемент увеличивает склонность титана к коррозионному растрескиванию (рис. 4.42) [434]. Содержание в титане более 5% алюминия и более 0,3% кислорода способствует усилению чувствительности к растрескиванию. Добавка элементов, стабилизирующих р-фазу, например молибдена, оказывает положительное влияние на сплавы Ti—Al, но не приводит к улучшению свойств титановых сплавов, содержащих кислород [434]. [c.174]

Чувствительность аустенитных сталей к тепловой хрупкости определяется их химическим составом, в частностд содержанием легирующих элементов, из числа обладающих ограниченной растворимостью в твердом растворе у и способных к образованию вторичных фаз (интерметаллидов, карбидов, нитридов) иод влиянием длительного воздействия высоких температур. [c.291]

Помимо общего для любых сплавов влияния примесей и легирующих элементов, заключающегося в упрочнении твердых растворов, изменении зернограничной энергии, образовании промежуточных фаз, можно отметить специфическое для чугуна влияние примесей и легирующих элементов — влияние на отбеливаемость. [c.95]

Давно было известно, что перерыв между закалкой и искусственным старением сплавов типа авиаль снижает их прочность в искусственно состаренном состоянии. Электронная микроскопия показала, что это обусловлено огрублением структуры. Одно из объяснений вредного влияния естественного старения сводится к следующему. При образовании зон ГП во время естественного старения матричный раствор вокруг них обедняется легирующими элементами. При нагревании до температуры искусственного старения степень пересыщенности раствора еще больше снижается, так как возрастает равновесная растворимость ( i на рис. 165). Каждой степени пересыщенности соответствует свой минимально возможный размер выделений (в том числе и зон ГП). С уменьшением пересыщенности этот размер возрастает. При нагревании естественно состаренного сплава до температуры искусственного старения мелкие зоны ГП растворяются и только более крупные служат центрами зарождения -фазы — структура получается грубой. Если же после закалки сплав сразу подвергнуть искусственному старению, то в начальный его период пересыщенность раствора будет высокой и в нем гомогенно зарождается большое число мелких выделений -фазы. [c.332]

Как уже отмечалось, износостойкий наплавленный металл является высокоуглеродистым. Введение в такой высокоуглеродистый сплав на железной основе легирующих элементов оказывает двоякое действие. С одной стороны, карбидообразующие легирующие элементы участвуют в образовании карбидной фазы и часто определяют ее характер. Ряд элементов образует бориды, карбобориды, карбонитриды. Наибольшее значение для формирования свойств наплавленного металла имеют карбиды. С другой стороны, легирующие элементы влияют на характер и свойства матрицы сплава. Влияние на характер матрицы связано главным образом с изменением устойчивости аустенита и изменением продуктов распада при его охлаждении после наплавки. Кроме того, легирующие элементы на диаграмме состояния железо — углерод сдвигают влево критические точки эвтектоидного и эвтектического превращений и способствуют образованию чугунов при меньшей концентрации углерода, чем это показано на диаграмме состояния железо — углерод. Таким образом, легирование может обеспечить получение мартенситной, аустенитной и ледебуритной матриц, а также матриц из смесей указанных фаз. Важно и то, что, регулируя легирование качественно и количественно, можно весьма благоприятную аустенитную матрицу сделать стабильно аустенитной и частично нестабильной, способной к частичному превращению в мартенсит при деформации поверхностных слоев, сопровождающей изнашивание. [c.320]

Кроме твердых а- и у-растворов, хромистые стали при содержании хрома в сплаве 47 ат.% и температурах ниже 950° имеют а-фазу. На скорость образования а-фазы оказывают влияние различные легирующие элементы. Большинство феррнтообразующих элементов А1, 5 , V, Т1, ЫЬ, 2г, Мо, Ш —смещает область распространения а-фазы в сторону более низкого содержания хрома. [c.23]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...