Исследование микроструктуры при повышенных температурах

Исследование микроструктуры при повышенных температурах [3, 4, 13] [c.33]

Интересно было оценить влияние исходной микроструктуры — крупнозернистой (100 мкм) и мелкозернистой (5 мкм) на относительное удлинение сплава Ti 38 % (по массе) А1 в однофазной Y-области. Исследовали изменение удлинения и напряжений течения в интервале 950—1150 °С при е= 1,2-10 с В сплаве с крупнозернистой микроструктурой б слабо изменяется с температурой — от 10% при 950 °С до 65% при 1150°С, В мелкозернистом состоянии удлинение при 950°С составляет 75%, при повышении температуры до 1050 °С достигает максимума—130%, а при 1150°С уменьшается до 70%. Напряжения течения монотонно уменьшаются с температурой— в сплаве с мелкозернистой микроструктурой они меньше, чем в сплаве с крупнозернистой. Исследование скоростной зависимости сплава при 1050 °С выявило характерное изменение его свойств, присущее СПД (рис. 90). При оптимальных [c.207]

В задачу нашего исследования входило изготовить сплавы системы ниобий—тантал, подобрать оптимальный режим термической обработки, исследовать механические свойства и микроструктуру этих сплавов, а также изучить их химическую стойкость и электрохимические свойства в растворах серной и соляной кислот при повышенных температурах для установления границ коррозионной устойчивости в зависимости от содержания в сплаве тантала. [c.179]

Интенсивность развития диффузии вблизи зоны сплавления зависит от температуры и длительности пребывания сварного соединения при повышенной температуре в условиях термической обработки и эксплуатации. Заметно развиваться диффузионные прослойки начинают от температуры 420—450 °С и выше, а, как показали исследования, наибольшей величины достигают после выдержки при 800 °С. Появление этих прослоек наблюдается также в зоне сплавления углеродистой стали с низколегированной, перлитной стали с мартенсито-ферритным или ферритным швом и др. Микроструктуры рис. 237, а, б показаны для отпуска при соответственно 700 и 640 °С с выдержкой 10 и 4 ч. На рис. 238 приведена микроструктура зоны сплавления углеродистой стали 30 с хромистым швом (12% Сг) после отпуска при 700 °С в течение 4 ч. Отпечатки, полу- [c.400]

Металлографические исследования показали, что во время испытаний при температуре 700° С практически не происходит взаимодействия силикатных покрытий № 52 и 58 и титанового сплава, о чем свидетельствует микроструктура переходного слоя и незначительное повышение микротвердости поверхностных слоев образцов по сравнению с теми же величинами для образцов после обжига. Повышение температуры испытаний до 800° С приводит к увеличению диффузионного слоя. Переходный слой на границе контакта покрытия с металлом при температуре 800° С более развит. [c.156]

Исследование характеристик композиции в пределах выявленных диапазонов изменения технологических факторов показало, что воздействие температуры и времени обработки оказывает существенное влияние на микроструктуру материала, причем повышение температуры обжига и времени выдержки при максимальной температуре снижает величину удельного сопротивления. [c.478]

Возможно ли упрочнение мартенсита после превращения у- а за счет процессов, происходящих внутри твердого раствора, в частности за счет образования зон, обогащенных примесями внедрения, подобно тому как это происходит при старении (в начальной стадии распада) Отмечалось неравномерное распределение примесей внедрения в мартенсите, но форма сегрегаций не была установлена [267]. Отмечалось также старение мартенсита при низких температурах и после кратковременной выдержки (секунды) при 0° С. Известно повышение твердости на ранних стадиях отпуска высокоуглеродистой стали. Зарегистрировано увеличение на 15% электросопротивления эвтектоид-ной стали ( 1% С) за первые 3 сек отпуска при 200° С. Электронномикроскопические исследования не обнаруживают при этом изменения микроструктуры. Важную роль при старении, как указывалось ранее, могут играть дефекты структуры, являющиеся местами предпочтительной сегрегации атомов углерода, Высказывалась точка зрения о том, что упрочнение мартенсита связано с процессом сегрегации примесей внедрения, возможно на двойниках, даже при 0° С, хотя некоторые [c.334]

Коррозионная стойкость нержавеющей стали зависит также от вида холодной обработки вытяжки, растяжения, прокатки при степени деформации 0—50%. Исследования микроструктуры с помощью рентгеноструктурного анализа и электронной спектроскопии показывают, что с увеличением степени деформации нержавеющих сталей, например сталей типов 304 и 316, особенно при низкой температуре обработки, возрастает содержание мартенситной фазы, одновременно увеличивается плотность дислокаций. Установлено, что с возрастанием степени деформации снижается потенциал питтингообразования, а также сужается область пассивного состояния. Как уже отмечалось выше, наблюдается также различие электрохимических характеристик поверхностей, по-разному ориентированных по отношению к направлению деформации, а также электрохимическая анизотропия изделий из сталей, не подвергнутых холодной деформации. Повышенная склонность к питтингообразованию у деформированного материала объясняется возможностью образования трещин в неметаллических включениях и на границах включение — матрица , за счет чего может увеличиться число активных центров питтингообразования. Электрохимическая анизотропия деформированного материала обусловлена большей локальной плотностью неметаллических включений в поперечном сечении стальных изделий [15]. [c.27]

Начавшийся при 1100° С процесс рекристаллизации во всех исследованных сплавах продолжает развиваться при дальнейшем повышении температуры, что иллюстрируется падением твердости, уменьшением ширины рентгеновской линии р (см. рис. 89), появлением все большего числа точечных рефлексов на дебаеграммах, а также изменением микроструктуры сплавов (см. рис. 90). [c.235]

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]

Микроструктура углеродистых сталей после деформации с обжатием до 30% при температурах ниже 450— 500° С не отличается от микроструктуры холоднодеформированной стали. При температурах деформации 500— 700° С микроструктура феррита также существенно не изменяется, рекристаллизации зерен феррита не наблюдается, что обусловлено, по-видимому, небольшой степенью деформации и кратковременным воздействием температуры. Строение перлитных зерен несколько изменяется с повышением температуры деформации, в результате частичной сфероидизации цементита зерна становятся как бы рыхлыми , менее темными. Исследование микроструктуры низкоуглеродистой стали 10 под электронным микроскопом с помощью титановых реплик показало, что ферритные зерна состоят из отдельных субзерен, имеющих размеры около (204-50) X ХЮ см, что удовлетворительно согласуется с результатами рентгеноструктурного исследования. Субзерна обнаруживаются благодаря тому, что основная часть каждого субзерна и зоны, находящейся по их границам, растворяются с различной скоростью, причем границы субзерен имеют большую химическую активность, в результате чего в этих местах образуются углубления, способствующие их выявлению. После деформации при температуре динамического деформационного старения субзерна имеют меньшие размеры, чем после деформации при более низких или более высоких температурах, что согласуется с данными рентгеноструктурного исследования. Субзерна в соседних зернах имеют различную ориентацию. В некоторых перлитных зернах в результате деформации при субкритических температурах получает развитие динамическая сфероидизация цементитных пластин, часть пластин приобретает глобулярную форму. Однако большинство перлитных зерен стали 10 сохраняет пластинчатое строение. После теплой дефор- [c.284]

Многократные исследования диаграммы состояния системы А1 81 показали, что алюминий и кремний не образуют соединений. В жидком состоянии А1 и 31 полностью растворимы друг в друге, а в твердом образуют эвтектическую смесь двух ограниченных твердых растворов. Отсутствие химических соединений в системе А1—51 подтверждено рентгеноструктурным анализом. Определение растворимости 81 в А в твердом состоянии различными методами показало, что она резко уменьшается с понижением температуры и при комнатной температуре не превышает нескольких сотых долей процента. Резкое падение растворимости 81 в А1 с понижением температуры и коагуляция выделяющейся дисперсной фазы при температуре дисперсного распада твердого раствора (200—300° С) исключают возможность повышения механических свойств двойных сплавов А1—81 путем термической обработки [2, 3]. Таким образом, микроструктура двойных сплавов А1—81 может состоять лишь из двух фаз а-твердого раствора и эвтектики а -Ь 81. Поскольку растворимость А1 в 81 ничтожно мала (параметр решетки чистого кремния а = 5,4163 А, а твердого раствора А1 в 51—5,4176 А), зерна твердого раствора А1 в 81 рассматриваются как зерна кремния. По мере освоения силуминов химический состав их подвергался изменениям с целью повышения механических свойств после термической обработки. [c.339]

Исследования микроструктуры металла шва показывают, что при температуре 470°С увеличение длительности выдержки до 5000 ч не приводит к заметному изменению структуры, видимой под микроскопом. При температуре 550°С увеличение длительности выдержки с 1000 до 5000 ч вызывает повышение количества мелкодисперсной фазы. [c.90]

При наличии мелкозернистой микроструктуры и температурах, обеспечивающих ее стабильность, СП может наблюдаться в аустенито-цементитной области. При исследовании сплавов с содержанием 1,3—2,1 %С установлено, что при температурах от Ас, до 850 °С б>500 7о, а [240]. С повышением темпе- [c.222]

Другим примером пространственных диссипативных структур является так называемая решетка вакансионных пар, экспериментально обнаруженная Дж. Эвансом в 1970 г. при исследовании микроструктуры молибдена, облученного ионами азота. Известно,, что облучение металла быстрыми частицами (нейтронами, ионами) приводит к образованию в кристаллической решетке точечных дефектов — вакансий и межузельных атомов. При повышении температуры эти вакансии, двигаясь в кристалле, образуют сложные кластеры дефектов в виде сферических вакансионных пор и плоских дислокационных петель. Обычно такие кластеры образуют пространственно однородную систему. Однако при определенных условиях облучения вакансионные поры располагаются упорядоченно в виде правильных сверхрешеток , тип которых совпадает с типом кристаллической решетки металла и имеющих период, в сотни раз превыщающий период этой рещетки. Образование таких упорядоченных структур вакансионных пор вызвано нелинейным динамическим взаимодействием точечных дефектов с мелкими вакансионными кластерами и диффузионным взаимодействием между порами. [c.34]

Около 40 лет назад Пёшл [31 ] выдвинул и осуществил идею наблюдения деформированной структуры металлов в процессе растяжения при комнатной температуре. Через 10 лет Форсайт [32 33] распространил эту идею на исследование микроструктуры образцов при повышенных температурах, а также подвергаемых переменному изгибу. [c.104]

Выходной коллектор пароперегревателя был изготовлен из молибденовой стали марки 15М и потому подлежал замене. Однако по условиям эксплуатации он оставался в работе в течение года при повышенной температуре пара, после чего был заменен новым из стали 15ХМ. Химический анализ образцов металла удаленного коллектора и его механические свойства показали, что характеристики прочности и пластичности металла коллектора весьма высоки. Явлений графитизации при исследовании микроструктуры металла не обнаружено. [c.138]

Для сплава Д16 необходимо отметить такую особенность при 7 = 500°С и о =1.3 ГПа образец после нагружения раскалывается на несколько частей. Аналогичная ситуация наблюдается при Г= —196°С, 0 ,а = 3.6 ГПа и при Г = 550°С, Оа 1 = 0.5 ГПа. Это указывает на то, йто во всем исследованном температурном диапазоне проявляется ослабление материала по направлению прокатки, что и служит причиной хрупкого в макроскопическом смысле разрушения дисковых образцов от изгибающих нагрузок инерционного характера. Такой вывод подтверждается результатами исследования микроструктуры образцов. Следует от. етить также, что при повышенных температурах начинается плавление включений, их растворение и распределение по границам вновь образующихся при рекристаллизации зерен. Разрушение материала происходит по этим границам. [c.167]

ЧИН0Й повреждений котельных труб и легко обнаруживается металлографическим исследованием. В больщинстве случаев котельные трубы, изготовленные из углеродистой и молибденовой стали, имеют перлитную структуру (фиг. 1). Однако при перегреве металла происходят изменения его структуры, зависящие от продолжительности перегрева и от температуры. При достаточно продолжительном нагревании котельных труб, изготовленных из обычной малоуглеродистой стали, от 480 до 720° С карбиды металла переходят из пластинчатой перлитной формы в сфероидальное состояние (фиг. 2). При 480° С эти изменения структуры металла происходят очень медленно, а при 720° С — нижней критической точке металла — сфероидизация происходит гораздо быстрее. На ранних стадиях этого слабого перегрева пластинки перлита подвергаются сфероидизации, не меняя при этом своего положения. При увеличении продолжительности перегрева или при росте температуры эти сфероидизированные карбиды перемещаются до тех пор, пока не будет достигнуто равномерное их распределение по всему металлу. Иногда при повышенных температурах сфероидизированные карбиды перемещаются к границам зерен. Структуру со сфероидиэиро-ваннЫ МИ карбидами часто обнаруживают при образовании отдулин на котельных трубах вблизи от (Места повреждения, а также на пароперегревательных трубах, подвергавшихся усиленному перегреву. В тех случаях, когда повреждения труб из малоуглеродистой стали вызваны перегревом металла до температуры ниже нижней критической точки, часто имеет место искажение микроструктуры у краев разрыва. Такое удлинение структуры является указанием на температуру металла трубы, при которой произошло повреждение. При доста- [c.64]

В работе [406] было исследовано влияние водорода на термическую стабильность a+ -титанового сплава Ti—140 А. Термическая стабильность определялась ими путем испытания образцов на разрыв при комнатной температуре после выдержки при повышенных температурах под напряжением или без него. Образцы сплава Ti—140 А, содержащие водород, после выдержки при температурах 315—425° С обладают пониженной пластичностью, причем охрупчивание проявляется тем более резко, чем выше температура обработки (в исследованных пределах). Приложение напряжений еще более увеличивает охрупчивание. Этими же авторами было обнаружено, что вакуумный отжиг резко повышает термическую стабильность сплава Ti—140А. Благоприятное влияние вакуумного отжига обусловлено удалением водорода, который ускоряет распад пересыщенных твердых растворов. По мнению авторов работы [406], не исключена воз.можность, что уменьшение термической стабильности a+ -титановых сплавов с увеличением содержания водорода обусловлено выделением гидрида. Следует отметить, что микроструктура снлава Т1—140 А, содержащего 0,036% Нг и выдержанного ири 425° С в течение 200 ч, представлена белыми частицами а-фазы в слегка серой -матрице и третьей темно-серой фазой, природа которой авторами не была определена. Аналогичной третьей фазы не было обнаружено в отожженных в вакууме образцах. [c.475]

Для более детального выяснения механизма образования металлического контакта и тем самым влияния процесса восстановления окислов на образование и рост металлической контактной поверхности при спекании нами было проведено исследование, моделируюпдее явления, происходящие при повышенных температурах па поверхности металлических частиц, покрытых слоем окисла и окруженных восстановительной атмосферой. В качестве объекта исследования была выбрана медь. Тонкий слой меди толщиной 400—500 А наносился на стекло методом распыления в вакууме. Микроструктура этого слоя, так же как и микроструктура других образцов меди, описанных ниже, изучалась при помощи электронного микроскопа методолм кварцевых отпечатков при увеличении 12 ООО. [c.191]

Микроструктура всех труб состоит из феррита и сфероидизирован-ного перлита с образованием свободного цементита. В трубе № 1 произошел процесс коагуляции цементита и скопление его в стыках зерен и по границам, что, повидимому, обусловило резкое снижение ударной вязкости при комнатной температуре. Повышенное содержание углерода в этой трубе (0,21%) в сравнении с другими способствовало более интенсивному карбидообразованию в процессе длительного пребывания при повышенной температуре. Графита не обнаружено ни в одной из исследованных труб. [c.66]

Разрушение лопаток из сплава ЭИ765 по перу под действием центробежных сил, имеющее вид, изображенный на рис. 1.3, произошло всле вие аварийного превышения температуры металла на 300 С выше номинального. Причиной указанного превышения температуры явилось неполное сгорание топлива в камере и догорание его на рабочих лопатках. Время работы при повышенных температурах оказалось достаточным для прогрева лопаток и их разупрочнения в связи с растворением интер-металлидной фазы, о чем свидетельствовали исследования микроструктуры и резкое снижение твердости в сечении лопатки от основания пера до места разрушения. [c.14]

ЧТО материал обшивки вблизи образовавшихся трешин имеет повышенную склонность к межкристаллитной коррозии, в то время как вдали от зоны разрушения такая склонность не проявлялась. Эти данные указывают на то, что в зоне образования трещин действовали повышенные температуры кратковременно порядка 120—150°С или длительно более низкие. Однако действие повышенных температур не привело к остаточному изменению микроструктуры и механических свойств, что было доказано сравнительными исследованиями материала различных зон обшивки. Наличие в зоне разрушения веерообразно расходящ,их-ся трещ,ин, аналогичных полученным при деформировании вдавливанием, свидетельствует о том, что в этом месте было не.ко-торое отклонение от обвода обшивки ( хлопун ), что вызывало дополнительные колебания. Таким образом, можно считать, что причинами разрушения явилось действие местных повышенных напряжений п температур. [c.158]

В результате проведенного исследования нами установлено, что фаза на основе соединения TiOs (б-фаза) кристаллизуется из расплава с максимумом на кривой кристаллизации при 2160° С, имеет сравнительно широкую область гомогенности, составлящую при 1710° С 38—51 ат.% Os, а при 1000° С — 42—51 ат.% Os. Период ее решетки с повышением содержания титана увеличивается от 3,08 до 3,12 А. Сплавы, содержащие б-фазу, хрупки, растрескиваются при механической обработке и резком изменении температуры. С твердым раствором на основе осмия б-фаза образует эвтектику. Координаты эвтектической точки 65 ат.% Os, 2100° С. Судя по микроструктуре сплавов, содержащих 75,80 и 85 ат.% Os и отожженных при 2100 и 2200° С соответственно, максимальная растворимость титана в осмии составляет 22 ат.%. При понижении температуры растворимость уменьшается и при 1000° С становится равной примерно 12 ат.%. Твердый раствор на основе осмия хрупок и тверд, его микротвердость составляет 830—890 кГ1мм . [c.178]

Применение деформации в нагретом состоянии позволяет избежать той степени планарности скольжения, которая характерна для деформации при комнатной температуре. Деформированная структура при этом сравнительно однородна, и отжиг, возвращающий в состояние меньшей прочности (например, в состояние, эквивалентное Тб, при котором начинался процесс), сопровождается одновременным перестариванием выделений. Весь процесс схематично изображен на рис. 26. Объяснение повышения прочности по сравнению с обычным состоянием Т73 образованием дислокационной субструктуры и вывод о перестарива-нии выделений подтверждаются электронно-микроскопическими данными [160], Таким образом, очевидно, что ТМО заслуживает тщательного исследования как один из методов модификации микроструктуры для получения прочных, пластичных и стойких к КР алюминиевых сплавов [160—162]. [c.92]

В случае пайки в вакууме 1,33 X X 10"" Па окисная пленка лишь отслаивается от поверхности стали ОЗВД, и ее в большом количестве можно наблюдать при исследовании микроструктуры швов. Самофлюсование при пайке стали ОЗВД медью в вакууме, как и растекание, наиболее интенсивно при степени разрежения 1,33 Па. С повышением температуры пайки интенсивность самофлюсования повышается при любой степени разрежения, однако максимум, соответствуюш,ий 1,33 Па, сохраняется. [c.28]

Исследование микроструктуры под электронным микроскопом после закалки, отпуска и затем кратковременной выдержки при не очень высоких температурах (473 KJ показало, что выдержка не приводит к изменениям, котррые можно было бы интерпретировать однозначно. Можно лишь отметить незначительное увеличение выделений карбидов, в особенности на границе зерен и блоков. Повышение температуры исследования до 573—673 К приводит к дифференцированию структуры. В области а-фазы можно наблюдать мелкие дисперсные выделения А зС, а также большие выделения типаМгзСб (рис. 16, в). [c.29]

Если принять, что для всех материалов критическое напряжение разрушения достигается на расстоянии ух диаметров зерен от вершины трещины, то можно использовать эту модель для прогнозирования вязкости разрушения других сталей. Рассмотрим данные для котельной стали, представленные на рис. 74, б. К сожалению, наряду с измерениями вязкости не было проведено исследований микроструктуры. Примем, что максимальное перенапряжение достигается при ТИП. Температура в этом случае выше, чем для стали с азотом, и можно принять п = 0,2. Расчеты по экспериментальным значениям Ki (75 МН/м ) и Оу (530 МН/м ) при ТНП показывают, что расстояние, на котором достигается критическое значение напряжения, составляет около 30 мкм. Значит, размер зерна равен 15 мкм, что представляется реальным для стали соответствующего состава и принятой термической обработки. Локальное значение разрушающего напряжения оказалось равным 2600 МН/м , что значительно превышает значение 1600 МН/м , типичное для нелегированной нормализованной стали с тем же размером зерна (см. рис. 110). Распределение карбидов в котельной стали, однако, гораздо более тонкое, чем в обычной углеродистой стали, а это приводит к повышению критических напряжений. Указанный эффект наблюдал Оутс (см. рис. 109) на крупнозернистой стали с марганцем, имеющей гораздо большее сопротивление разрушению благодаря тонкому распределению карбидов. [c.215]

Увеличение содержания углерода в сталях, равно как и повышение температуры, ведет в аустенито-ферритной области к преобладанию в микроструктуре аустенитной фазы. В этом случае пластичность снижается. В мелкозернистой стали А40Г [328] пластичность в аустенито-ферритной области резко уменьшалась, а напряжения.течения увеличивались по сравнению с деформацией в фер-рито-цементитной области. Структурных исследований, объясняющих такое поведение стали, авторы не проводили. Они полагают, что это связано с нестабильностью микроструктуры при нагреве выше Ас, или с растворением при нагреве стабилизирующих микроструктуру стали серосодержащих фаз. Не исключено-также, что уменьшение пластичности в феррито-ау тенитной области стали А40Г зависит от увеличения количества аустенитной фазы, обладающей большей склонностью к деформационному упрочнению, чем феррит. Однако эти данные требуют дальнейшего уточнения. [c.222]

Исследование микроструктуры горячекатаных листов, прокатка которых была закончена при различных температурах, показало, что с повышением температуры конка прокатки балл зерна увеличивается, и при 1050° С наблюдается коагуляция перлита. Для стали 17Г2СФ (лист толщиной 9,5 мм) оптимальные свойства наблюдаются при температуре конца прокатки в интервале 880—940° С (табл. 77). [c.217]

В противоположность предыдущим исследованиям (см, М, Хансен и К- Андерко, т, I [1]), установлено [1, 2], что Аи и В в действительности образуют друг с другом сплавы. В работе [1] приготовили два сплава, содержащие 8,4 и 15,6 (ат.) 10,5 и 1% (по массе) В, плавкой в тиглях из МдО. При исследовании микроструктуры обнаружено, что в сплавах присутствует неидентифицированное соединение повышение температуры плавления, твердости, электрического сопротивления . Ли указывает на растворимость В в. 4и в твердом состоянии [1]. [c.107]

Исследование микроструктуры образцов после испытаний на длительную прочность показало, что вблизи поверхности разрз шения в металле имеются многочисленные поры. Размеры пор и их число увеличиваются с повышением температуры испытаний. Наличие большого числа пор у поверхности разрыва свидетельствует о том, что разрушение при длительных испытаниях происходило по механизму, описанному Б. Я. Пинесом [410], за счет диффузии вакансий в области максимальных растягивающих напряжений. [c.483]

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]

Исследованием м.акро- и микроструктуры установлено хорошее сплавление металла шва со свариваемой сталью. После отпуска при температуре 720°С зона термического влияния составляет примерно 3—4 мм и имеет повышенную травимость в сравнении с металлом шва и свариваемой сталью. [c.109]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...