Образование и рост 3-фазы

MOB, что затрудняет присоединение атомов друг к другу в процессе образования зародышей критического размера. Таким образом, зависимость скорости образования зародышей от степени переохлаждения будет иметь максимум. С повышением температуры при нагреве выше Гр подвижность атомов будет возрастать, что обусловливает монотонное нарастание скорости образования зародышей с увеличением степени перегрева. Рост новой фазы происходит за счет исходной путем относительно медленной миграции межфазной границы в результате последовательного перехода атомов через эту границу. Изменение составляющих энергии при росте фазы, аналогичное ее изменениям при образовании зародышей, также обусловливает зависимость скорости линейного роста от степени переохлаждения, имеющ,ую максимум. При этом максимум скорости линейного роста сдвинут в сторону меньших переохлаждений по сравнению с максимумом скорости образования зародышей. При данной постоянной температуре процесс протекает изотермически и относительный объем образующейся новой фазы V увеличивается со временем. Общая скорость фазового превращения определяется суммой скоростей зарождения и роста новой фазы (рис. 13.3). [c.494]

Увеличение содержания кислорода в сплавах приводит к повышению температуры рекристаллизации вплоть до 1225° С для сплавов с 0,3—0,4% кислорода. Это находится в соответствии с классическими представлениями о влиянии дисперсной фазы на кинетику образования и роста зародышей рекристаллизации [211, 212]. Природа избыточной фазы в пределах изученных составов не влияет на температуру начала рекристаллизации, как это видно из представленных результатов (см. рис. 107). [c.261]

Характерная особенность а—/3 превращения состоит в наличии большой дилатации = 3,4 10 . При прямом превращении а 3, в процессе которого давление водорода удаляет систему от равновесия, расширение решетки 6 приводит к упругим полям, наличие которых существенно влияет на процесс зарождения и роста /Э-фазы. Особенности этого процесса рассмотрены в п. 6.1 [128]. Сжатие решетки при обратном а превращении, которое наблюдается в ходе дегазации, приводящей систему к равновесию, сопровождается образованием в а-фазе комплекса дефектов — дислокаций и их петель, вакансий. [c.156]

Выделение фаз при распаде твердых растворов. Распад твердых растворов с выделением фаз является диффузионным превращением и происходит по механизму образование и рост зародышей . Имеет определенные особенности по сравнению с полиморфным превращением. Помимо затрат выделившейся объемной свободной энергии на приращение поверхностной энергии и компенсацию энергии упругих деформаций, образование зародышей сильно тормозится необходимостью больших флуктуаций концентрации растворенного элемента. Поэтому для начала распада требуются весьма большие степени переохлаждения (пересыщения) и длительные выдержки при соответствующих температурах. [c.109]

Характер кристаллизации в зоне сплавления изменяется в зависимости от величины зазора, определяющего количество жидкой фазы. Так, при пайке железа Армко медью в среде водорода в больших зазорах порядка 0,5—2 мм кристаллизация происходит с образованием развитой дендритной структуры. При зазорах 0,4—0,3 мм затвердевание идет путем образования и роста крупных ячеистых кристаллов на границе с железом и разветвленных кристаллов в центре шва. С уменьшением зазора преобладающей становится [c.114]

РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ, процесс образования и роста (или только роста) структурно более совершенных кристаллич. зёрен поликристалла за счёт менее совершенных зёрен той же фазы. Скорость Р. экспоненциально возрастает с повышением темп-ры и сильно зависит от хим. и фазового состава материала. Р. протекает особенно интенсивно в пластически деформированных (на 1—10%) материалах. Различают 3 стадии Р. первичную, когда в дефор- [c.632]

При нагреве и охлаждении в металлах происходят следующие основные структурные превращения 1) образование границ зерен 2) выравнивание границ зерен и их рост 3) перераспределение химических элементов 4) коагуляция и сфероидизация фаз 5) изменение плотности и перераспределение дефектов кристаллической решетки. [c.501]

Изготовление. В процессе охлаждения эвтектического или почти эвтектического состава в "нормальной" эвтектической системе при ступенчатом температурном градиенте формируется волокнистая или пластинчатая (ламельная) структура, имеющая явно выраженную преимущественную направленность. Входящие в состав структуры а- и 3-фазы могут быть сплавами, интерметаллическими соединениями или же неметаллами, например карбидами. Необходимым условием роста направленной структуры является поддержание отношения температурного градиента между жидкой и твердой фазами G к скорости затвердевания R на строго определенном критическом уровне. Слишком низкое отношение GjR приводит к образованию ненаправленной дендритной структуры или частично направленной (ячеистой) структуры. Для сохранения плоской границы раздела между твердой и жидкой фазами, что совершенно необходимо для формирования направленной структуры, важными условиями также являются наличие инертной атмосферы и высокая чистота исходных материалов. [c.299]

Результаты измерений показали, что однократное насыщение отожженного образца приводит к образованию /3-фазы, занимающей 60% объема. Процесс дегазации начинается в первые минуты вьщержки, и за 25 ч объемная доля р уменьшается до 2 %. Данные о поведении параметров дефектной структуры в ходе выдержки приведены на рис. 43. В исходном состоянии размер области когерентного рассеяния -2 - 10" см, наводороживание привело к незначительному уменьшению й и появлению микродеформации а-фазы е . Образующиеся при насыщении области -фазы успевают дорасти до размеров области когерентного рассеяния а-фазы, в которых они образуются. Концентрация дефектов возрастает только в а-фазе, достигая максимального значения на участке, отвечающем наибольшей скорости дегазации. Рост плотности дислокаций происходит как за счет увеличения их содержания в стенках (на это указывает рост отношения интенсивностей 7(200)/1(400)), так и за счет хаотической компоненты, приводящей к росту микродеформации ос -/р. После 25 ч вьщержки процесс дегазации замедляется, перестает изменяться и дефектная структура. [c.165]

Явление охрупчивания наблюдается в этих сталях и при мелко зернистой структуре как результат длительных выдержек в районе 450—700 (т. е. ниже температурного порога роста зерна) из-за выделения карбидов по границам зерен при 450° или образования хрупкой 3-фазы при 700°. [c.351]

Перлит является продуктом реакции, при которой образование одной фазы способствует зарождению и росту другой. Две фазы в перлите (цементит и феррит) имеют вид чередующихся, близко расположенных друг к другу пластинок (ф. 307/3). При содержании в стали углерода 0,8% перлит состоит из 87% феррита и 13% цементита. Следовательно, пластины феррита в семь раз шире, чем пластины цементита. Если перлит образуется в стали с содержанием углерода <0,8% при такой скорости охлаждения, когда возникновение доэвтектоидного феррита невозможно, то он должен содержать углерода меньше чем при равновесном состоянии. Это (ф. 316/6 и 8) должно вызвать относительное увеличение количества феррита и ширины ферритных пластинок. Одпако на микрофотографии 307/7, 8 [c.9]

В титане полиморфное превращение по мартенситной кинетике реализуется значительно легче, чем в железе. Это обусловлено существенно меньшим объемным эффектом превращения и более высокой температурой рекристаллизации титана в сравнении с железом. Гистерезис превращения в титане составляет около 30°. Возможность протекания полиморфного превращения в чистом (йодидном) титане по нормальной кинетике прямым путем пока еще не установлена, несмотря на то, что при температурах, близких к температуре превращения, объемная скорость роста а-фазы весьма мала. Трудности изучения этого вопроса заключаются в том, что при закалке не удается зафиксировать высокотемпературную фазу, а структура а-фазы оказывается ориентированной по отношению к р-фазе и имеет вид зазубренных образований [3]. В то же время известно, что полиморфные превращения, протекающие по нормальной кинетике, также могут иметь ориентированный характер [1]. [c.22]

Заключение. Создана линейная теория развития длинноволновой неустойчивости вихревого следа за летательным аппаратом с учетом особенностей, присущих данному следу. Теория учитывает такие факторы, как распределение циркуляции в вихре и ее потерю в следе, изменение размера вихревого образования и расстояния между вихрями. Линейность теории предполагает малость амплитуды возмущения по сравнению с расстоянием между вихрями. Однако формулы (3.1)-(3.4) хорошо описывают характеристики следа вплоть до его разрушения. Это связано с тем, что учет нелинейности возмущения важен только в последней фазе жизни следа, в которой рост амплитуды возмущения можно считать экспоненциальным. Продолжительность нелинейной фазы жизни следа намного короче его линейной фазы. [c.131]

В этом случае первый член также отрицателен это ясно из того, что образование паровой фазы из жидкой характеризуется состояниями справа от точки пересечения, где Ф<2) < срС) (см. рис. 3.3). Как и ранее, энергия Гиббса с ростом а вначале возрастает и достигает максимального значения при [c.380]

Исследование влияния количества жидкой фазы в шве на формирование спая на примере пайки низкоуглеродистой электротехнической стали ОЗВД показало, что в среде водорода в больших зазорах (около 0,5—2 мм) кристаллизация в шве происходит с образованием развитой дендритной структуры. При зазорах 0,4—0,3 мм затвердевание идет путем образования и роста крупных ячеистых кристаллов на границе с железом и разветвленных кристаллов в центральной части шва. С уменьшением зазора преобладающей становится ячеистая форма затвердевания. При зазоре 0,05 мм кристаллизация происходит путем образования по [c.31]

Это превращение в сплавах ЮНДК и ЮНДКТ, как правило, не приводит к образованию тонкодисперсных фаз, поскольку связано со значительной перестройкой решетки исходной фазы, требующей протекания диффузии на большие расстояния, и осуществляется в широком температурном интервале. В целом механизм и кинетика (а—"Превращения соответствуют обычной схеме зарождения и роста новой фазы, отличающейся от а-матрицы как по составу (обогащена железом), так и по типу и параметрам кристаллической решетки (ГЦК). При этом у-фаза имеет определенную кристаллографическую связь с а-матрицей местами ее зарождения служат области неоднородности исходного твердого раствора (границы зерен и блоков, микротрещины и включения), далее игольчатые выделения 7 фа-зы растут по системам матрицы < 1 И > 110 < 111> [3-5]. Изменение удельного объема фаз при распаде приводит к фазовому наклепу, уменьшающему совершенство кристаллической решетки матричной а-фазы. При обратном растворении Y-фaзы релаксация напряжений способствует рекристаллизации зерен а-фазы. [c.118]

Нагрев или охлаждение металла в твердом состоянии может вызвать переход одного вида кристаллической решетки в другой в соответствии с минимумом свободной энергии, отвечающем тому или иному расположению атомов (см. рис. 3.1). Такой переход при нагреве или охлаждении металла называют аллотропическим или полиморфным превращением. Процессы аллотропических изменений подчиняются законам кристаллизации (для их протекания требуется перенагрев или переохлаждение), рост зерен новой фазы (кристаллов с другой атомной решеткой) подчиняется законам образования и роста зародышей. [c.37]

Вопросы образования и роста магнетитной пленки увязываются с вод.чым режимом барабанных котлов докритического давления з работе Поттера [Л. 3] с учетом законов Рауля и др., определяющих повышение точки кипения растворов в условиях работы парообразующих поверхностей нагрева. Это повышение точки кипения можно использовать для того, чтобы обеспечить наличие жидкой (а не паровой) фазы, находящейся в равновесии с приемлемо перегретой парообразующей поверхностью стали. [c.65]

А. X. Коттреллом [6] и развитых другими авторами [4, 13—17]. В сравнении с кристаииизацией жидкости основными особенностями фазового превращения в анизотропной твердой среде являются 1) определенная связь между кристаллографическими ориентировками исходной фазы и зародышей новой фазы 2) возникновение внутренних напряжений и деформаций при образовании и росте зародышей новой фазы 3) значительно меньшая диффузионная подвижность атомов 4) наличие несовершенств в строении реальных кристаллов и поликристаллов (в виде точечных и линейных дефектов, границ блоков, двойников, плоскостей сдвига и границ зерен), а также наличие химической неоднородности (в сплавах). [c.13]

Наиболее эффективным и надежным способом интенсификации теплообмена при кипении является применение пористых металлических покрытий. При этом пористая структура образуется либо в результате покрытия поверхности трубы тонкими металлическими сетками, либо нанесением на нее металлического порошка определенной зернистости. При этом образуется пористый слой с разветвленной системой сообщающихся между собой капиллярных каналов, через которые происходят эвакуация пара и подпитка пористой структуры жидкостью, подтекающей сюда под действием сил поверхностного натяжения. Кипение происходит как внутри пористого покрытия, так и на его поверхности. Высокая ннтен-сивность теплообмена свидетельствует о том, что пористая структура создает весьма благоприятные условия для зарождения и роста паровых пузырей. Например, авторы работы [137] указывают, что при кипении н-бутана (р= 1,27-10 Па) на гладкой трубе образование паровых пузырей по всей ее поверхности наблюдалось только при = 35 кВт/м2, а дд трубе с пористым покрытием вся поверхность трубы была занята паровыми пузырями уже при 7=1,5 кВт/м . Эти и многие другие опыты показали, что устойчивое развитое кипение на поверхностях с пористыми покрытиями устанавливается при весьма незначительных температурных напорах (перегревах жидкости). Основной причиной этого является то, что в данном случае поверхности раздела фаз возникают внутри пористого слоя [54, 130, 146]. При выбросе паровой фазы из пористой структуры в последней всегда остаются паровые включения, в которые испаряется тонкая пленка жидкости, обволакивающая стенки капиллярных каналов [54, 130]. В соответствии с моделью автора [14G] испарение микропленки происходит по всей поверхности капиллярного канала, высота которого равна толщине пористого покрытия. Таким образом, элементы пористой структуры сами являются центрами зарождения паровой фазы. Так как диаметр капиллярных каналов (10- —10 м) больше критического диаметра обычного центра парообразования, то испарение пленки в паровые включения или с поверхности капилляра требует значительно меньшего перегрева жидкости. Не менее важное значение имеет и то, что в пористой структуре перегрев поступающей в капилляры жидкости происходит в условиях весьма высокой интенсивности теплообмена. Действительно, при таких малых диаметрах капилляров движение жидкости в них всегда ламинарное. В этом случае значение коэффициента теплоотдачи определяется из условия (ас ) Д = 3,65. При диаметре капилляров 10- —10 м значение а получается равным 5-103—5-Ю Вт/(м2-К). В условиях сильно развитой поверхности пористого слоя только за счет подогрева жидкости можно отводить от стенки весьма большие тепловые потоки. Снижение необходимого перегрева, а также интенсивный подогрев жидкости существенно уменьшают время молчания центров парообразования, что также способствует интенсификации теплообмена на трубах с пористыми структурами. [c.219]

Тресслер и Мур [35], изучавшие кинетику реакции окиси алюминия с Ti40A и Ti-6A1-4V, пришли к выводу, что на основе этой системы могут быть созданы практически ценные композиты. Эти авторы (их кинетические данные подробно рассматривались в гл. 3) пришли к выводу, что главным продуктом реакции является фаза TiaAl. Большая часть кислорода из вступающей в реакцию окиси алюминия растворяется в матрице это подтверждается ростом твердости слоя матрицы, примыкающего к зоне взаимодействия, и стабилизацией а-фазы. Константы скорости реакции несколько выше, чем в системе Ti—В или Ti — борсик, так что стандартные условия горячего прессования — 1089 К, 9,8 кГ/мм , 15 мин (без учета периодов нагрева и охлаждения) —должны привести к образованию реакционного слоя толщиной не менее [c.168]

Р. А. Козловым и Г. Л. Петровым [2] установлено, что при сварке марганцево-алюминиевой аустенитной стали с ростом а-фазы в металле шва снижается склонность его к образованию горячих трещин. Однако чрезмерно большое количество а-фазы гфгшодит к резкому снижению пластичности металла. Установлены предельЕ количества а-фазы в металле сварного шва минимальный предел — не менее 0,5%, максимальный — для высокоуглеродистой стали от 3 до А%, а для низкоуглеродистой около 6—7%. [c.192]

Для оценки возможности влияния кинетики реакции диссоциации на процесс образования парового зародыша и роста пузыря, учитывая различие степеней диссоциации в жидкости и паре, целесообразно сравнение времен протекания этих процессов. В [3.47] рассчитаны времена протекания реакции N204 2N02 в газовой фазе, соответствующие степени превращения v, определяемой отношением неравновесной и равновесной степени диссоциации v — ан/ар. [c.94]

При дальнейшем увеличений содержания хрома в сплаве (25—30%) легированность металлической основы хромом и углеродом повышается, что делает аустенит устойчивым при комнатной температуре. Таким образом, металлическая основа литых сплавов, содержащих 25- 30% Сг, в условиях ускоренного охлаждения в песчаных формах представляет собой у-фазу (метастабиль-ный аустенит). щеё увеличение содержания хрома в сплаве одновременно повышает легированность карбидной фазы. В связи с этим при содержании в чугунах более 2,3% Сг создаются условия для образования карбида (Gr, Fe)28Ge- Кубический карбид хрома Содержит меньшее количество углерода, чем тригональный карбид, и имеет более низкую микротвердость. Освободившаяся доля углерода в результате структурного изменения в карбидной фазе идет на образование новых карбидов. Поэтому доля карбидной составляющей в эвтектике спл ава, содержащего более 23% Gr, начинает увеличиваться С появлением кубического карбида (Gr, Fe)MGe, что вызывает охрупчивание эвтектики, т. е. ведет К.снижению прочности и пластичности сплава. Несмотря на общее увадичение доли карбидной фазы в чугунах с 25—30% Gr и рост количества карбидов в эвтектике сплава, относительная износо стойкость" его не повышается по сравнению с чугунами третьей группы. Это можно объяснить, очевидно, более низкой твердостью кубического карбида хрома и более высокой хрупкостью карбидной фазы, также обязанной появлению карбида (Gr, Fe)2aGe. [c.33]

В сплавах с /3-фазой на основе Си легко происходит рост зерен. В структуре литых сплавов кристаллиты можно различить невооруженным глазом. Зерна имеют большие размеры (порядка миллиметра). При пос-ледеформационной обработке, ведущей к образованию твердого раствора, зерна также растут и огрубляются. [c.130]

Окисление железа, кремния, марганца и других компонентов чугуна сопровождается увеличением объема. При образовании вюстита, например, объем увеличивается на 76%. По данным работы [365], окисление 1% Si ведет к росту объема чугуна на 3%. Поскольку окисление сопряжено с обезуглероживанием, изменение веса чугуна будет определяться развитием этих конкурирующих процессов. Объем чугуна при окислении возрастает и из-за развития диффузионной пористости. Рост вюститной фазы осуще- [c.155]

Псевдо-а-сплавы имеют преимуш ественно а-структуру и небольшое количество /3-фазы (1 - 5 %) вследствие дополнительного легирования / -стабилизаторами Мп, V, Nb, Мо и др. Сохраняя достоинства а-сплавов, они, благодаря наличию /3-фазы, обладают высокой технологической пластичностью. Сплавы с низким содержанием алюминия (2 - 3 %) обрабатываются давлением в холодном состоянии и только при изготовлении сложных деталей их нагревают до 500 - 700 °С (0Т4, 0Т4-1). Сплавы с большим содержанием алюминия при обработке давлением требуют подогрева до 600 — 800 °С. На прочность этих сплавов помимо алюминия благоприятно влияют цирконий и кремний. Цирконий, неограниченно растворяясь в а-фазе, повышает температуру рекристаллизации. Кроме того, он способствует увеличению растворимости /3-стабилизаторов в а-фазе, что вызывает рост прочности как при 20 °С, так и при высоких температурах. В тех же условиях кремний повышает прочность в результате образования тонкодисперсных силицидов, трудно растворимых в а-фазе. Поэтому псевдо-а-сплавы с содержанием алюминия 7 - 8 %, легированные Zr, Si, Mo, Nb, V (BT20), используют в изделиях, работающих при наиболее высоких (среди титановых сплавов) температурах. [c.419]

На рис. 10.2 приведена зависимость AG от радиуса частицы выделения для случая г>0, ег==0. Случай gv<0 соответствует однофазному устойчивому состоянию, при котором выделение частиц новой фазы энергетически невыгодно, так как все три члена в выраженпи (10.1) больше нуля. Кривая 1 показывает увеличение термодинамического потенциала вследствие роста площади межфазной границы. Кривая 2 описывает понижение термодинамического потенциала за счет образования более стабильной по сравнению с матрицей фазы. Суммарная кривая 3 дает зависимость изменения термодинамического потенциала системы от размера зародыша. Максимум кривой определяет критический размер зародыша Rk, при превышении которого становится выгодным рост частицы фазы выделения. Зародыш <разы выделения критического размера находится в неустойчивом равновесии с окружающей матрицей уменьшение и увеличение его размера энергетически выгодно. Радиус критического зародыша можно найти из условий максимума AG [c.201]

Таким образом, механизм формирования УМЗ структуры при рекристалли-зационном отжиге в присутствии избыточных фаз не имеет однозначной трактовки. Тем не менее факт влияния избыточных фаз на структуру материала не вызывает сомнения. Об этом свидетельствуют и результаты работы [203]. Авторы исследовали рост зерен в стали с 3 % Si и 0,3 % Сг, которая вследствие присутствия кремния является двухфазной при 1000—1300 °С соотношение фаз в стали регулировали изменением содержания углерода. С целью формирования мелкозернистой структуры образцы после гомогенизации подвергали холодной прокатке с суммарной степенью обжатия 33 %, а затем отжигу в течение 300 ч. Для сравнения исследовали однофазную сталь после аналогичной предварительной обработки. Оказалось, что в зависимости от продолжительности отжига при И00°С двухфазная сталь имеет значительно более мелкое зерно по сравнению с однофазной — средний размер зерен в двухфазной стали менее 50 мкм. А при 800 °С в двухфазной стали можно сформировать УМЗ структуру с размером зерен 2 мкм, тогда как в аналогичных условиях однофазная сталь имеет размер зерен около 100 мкм [204]. Холодная прокатка стали 15Х18Н12С4ТЮ аустенито-ферритного класса (содержание феррита около 5—20 %) с последующим рекри-сталлизационным отжигом при 820—870 С приводит к образованию мелкозернистой структуры с размером зерен 1—3 мкм. Обработка стали 12Х18Н10Т [2] с практически однофазной структурой в аналогичных условиях способствует формированию структуры с размером зерен 14—20 мкм. [c.108]

А. А. Попов справедливо критиковал В. 3. Бугакова [65] за односторонние взгляды на химическое взаимодействие металла со средой при реактивной диффузии, утверждая при этом, что при химическом взаимодействии скорость роста новых фаз и соотношение их толщин после определенного отрезка времени зависит от интенсивности диффузионных процессов в этих фазах аналогично тому, как это должно было наблюдаться при постепенном насыщении поверхностного слоя внедряемым элементом. Он считает, что попытка В. 3. Бугакова, Д. Я. Глускина и других исследователей доказать возможность образования новых фаз за счет химического взаимодействия поверхности с окружающей средой путем наблюдения (микроскопического и рентгеноструктурного) за последовательностью образования новых фаз в диффузионном слое является заведомо неверной. Следовательно, обычное изучение последовательности образования новых фаз на поверхности изделий в процессе химико-термической обработки не может дать ответа о механизме образования новых фаз, т. е. о том, возникают ли они в результате химического взаимодействия или в результате насыщения поверхности внедряемым элементом [65]. [c.60]

Основной причиной появления высоко)глеродистон фазы в виде цементита являются трудности зарождения и роста стабильного графита [3, 4]. Образование графита в жидких и твердых растворах, характеризующихся плотной упаковкой атомов железа, связано с почти полным удалением атомов матрицы из тех участков сплава, в которых зарождается и растет графит. Это сопряжено со значительными перемещениями атомов железа. Если чугуны охлаждаются медленно, то эвакуация атомов железа из мест, в которых формируется графит, успевает произойти самодиффузионным и дислокационным путем. В этом случае возникают стабильные состояния. При ускоренном охлаждении процессы эвакуации атомов матрицы задерживаются. Атомы железа почти все остаются в тех местах, в которых формируется высокоуглеродистая фа а, и тогда в жидких и твердых растворах зарождается и растет цементит. Необходимая для этого диффузия углерода успевает происходить и при ускоренном охлаждении, поскольку углерод, как и другие примеси внедрения, является легкоподвижным элементом. Таким образом, необходимый приток углерода к фронту выделения цементита из жидкого или твердого раствора легко обеспечивается и при значительных переохлаждениях. [c.11]

Содержащиеся в воде вещества могут резко отличаться по растворимости, некоторые из них практически нерастворимы и находятся в виде твердых частиц разной дисперсности. Естественно, механизм осаждения ка поверхности растворимых и нерастворимых веществ будет различным. Ионный состав воды определяет условия образования твердой фазы, влияя на растворимость и структуру образовавшихся отложений, на характер процессов, протекающих на нагретой стен- ке трубы (особенно на прочность сцепления отложений с твердой поверхностью), и на диффузионные явления в пристенном слое. Изучение влияния состава котловой воды на скорость накипеобразования [Л. 3,4] проведено либо с весьма ограниченным числом компонентов, либо в условиях, когда влияние различного состава котловой воды не выявлялось. В работе [Л. 5] отмечается, что при обработке воды ЫНз в присутствии кислорода происходит более быстрый рост отложений, чем лри обработке раствором КаОН в тех же условиях. Присадка в котловую воду комплексонов предотвращает накиле-образование и создает прочную защитную от коррозии пленку. [c.15]

При легировании чугуна хромом образуются твердые растворы с а- и у-железом, а при содержании более 3-7 % хрома - сложные карбиды типа МетСз, Мс2зСб и интерметаллид-ная фаза Ре-Сг, называемая о-фазой. При Сг = 0,25...0,6 % усиливается склонность чугуна к карбидообразованию и отбелу, вместе с тем повышаются прочность, твердость, жаропрочность, устойчивость против образования окалины и роста, износо- и коррозионная стойкость, особенно при [c.622]

Легирование алюминия магнием увеличивает склонность сплава к КРН, особенно, если содержание Mg превышает 4,5 %. Для ослабления воздействия, по-видимому, необходимо проводить медленное охлаждение (50 °С/ч) сплава от температуры гомогенизации, чтобы произошла коагуляция -фазы (AlgMga) последний процесс ускоряется при введении в сплав 0,2 % Сг [29]. Эделеану [30] показал, что катодная защита приостанавливает рост трещин, которые уже возникли в сплаве при погружении в 3 % раствор Na l. При старении сплава при низких температурах максимальная склонность к КРН отмечалась перед тем, как была достигнута наивысшая твердость. Эти данные аналогичны приведенным выше для дуралюмина. Поэтому Эделеану предположил, что склонный к КРН металл вдоль границ зерен не является равновесной р-фазой, ответственной за твердость сплава. По его мнению, склонность к КРН в области границ зерен связана с сегрегацией атомов магния, и этот процесс предшествует образованию интерметаллического соединения. По мере старения склонность к КРН уменьшается, так как выделение Р-фазы в области границ зерен идет с потреблением металла, содержащего сегрегированные атомы магния. Сходным образом, вероятно, можно объяснить поведение сплавов алюминия-с медью. [c.353]

С точки зрения фрактальной модели, понятие критического зародыша получает иную интерпретацию. Поскольку во фрактальных струетурах наблюдается степенное снижение плотности вещестаа в направлении от центра к периферии, пространственная размерность догакна постепенно изменяться от 3 в центре до приблизительно 2 на периферии. Таким образом, для фрактального кластера малого размера, какими являются рассматриваемые зародыши, понятие поверхности как линии раздела фаз фактически теряет смысл. Для роста зародыша нет необходимости преодолевать энергетический барьер образования новой поверхности. При достижении зародышем Kpirra-ческого р мера реализуется состояние идеального пористого объекта, и скорость его роста значительно увеличивается [80]. [c.166]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...