Сплавы Нагрев — Режимы

Нагрев деталей при термической обработке производится в строгом соответствии с диаграммой превращений железоуглеродистых сплавов поэтому нарушение режима нагрева неизбежно приводит к нарушению закона и, как следствие, вызывает брак детали. [c.500]

Нагрев сплавов алюминиевых деформируемых — Режимы 67 [c.295]

Электрическое сопротивление ленты определяют по ГОСТ 7229 с использованием приборов класса точности 0,05. Длина образца - не менее 250 мм. Для нагартованной ленты электрическое сопротивление определяют на образцах, обработанных по режиму для никельсодержащих сплавов - нагрев до температуры (1000 20)°С, вьщержка 20 мин, охлаждение на воздухе для железо-хром-алюминиевых сплавов — нагрев (780 20) °С, вьщержка 30 мин, охлаждение на воздухе. [c.161]

Основные параметры сварки трением скорость относительного перемещения свариваемых поверхностей, продолжительность на- рева, удельное усилие, пластическая деформация, т. е. осадка. Требуемый для сварки нагрев обусловлен скоростью вращения и осевым усилием. Для получения качественного соединения в конце процесса необходимо быстрое прекращение движения и приложение повышенного давления. Параметры режима сварки трением зависят от свойств свариваемого металла, площади сечения и конфигурации изделия. Сваркой трением соединяют однородные и разнородные металлы и сплавы с различными свойствами, например медь со сталью, алюминий с титаном и др. На рис. 5.4] показаны основные типы соединений, выполняемых сваркой трением. Соединение получают с достаточно высокими механическими свойствами. В про- [c.222]

Термическая обработка титановых сплавов может очень сильно влиять на склонность к коррозионному растрескиванию, при этом изменяются и и скорость распространения трещины. Важнейшие факторы здесь температура нагрева, время выдержки и особенно скорость охлаждения. Наиболее благоприятная термическая обработка всех титановых сплавов, повышающая их стойкость к коррозионному растрескиванию,—нагрев до температуры, близкой к (а + ) переходу, небольшая выдержка при этих температурах и быстрое охлаждение, при этом решающим фактором режима обработки является скорость охлаждения. Наоборот, длительные отжиги при средних и низких температурах и особенно с медленным охлаждением сильно увеличивают склонность сплавов к коррозионному растрескиванию. Естественно, что влияние термической обработки на сплавы различных классов неодинаково [36]. Сплавы а и псевдо-а-сплавы, если в них не более 6 % алюминия и нормированное содержание газовых примесей (Оа, М, На), ускоренным охлаждением от температур, близких к (о + /3) /3-переходу, можно перевести в разряд практически не чувствительных к растрескиванию в галогенидах. Термическая обработка (а + ) сплавов, легированных -изоморфными элементами, в меньшей степени влияет на их чувствительность к коррозионной среде, чем термообработка а-сплавов. Влияние термообработки на коррозионное растрескивание стабильных /3-сплавов мало изучено, но при этом общие закономерности сохраняются. [c.40]

Уровень развития техники токов высокой частоты позволяет использовать индукционный нагрев при тер.мической обработке проката в массовом производстве. Совершенствуются технологические режимы нагрева специальных сплавов и сталей, а также плавки активных и тугоплавких металлов. Разрабатываются методы плавки во взвешенном состоянии [35]. [c.125]

Для того чтобы оценить, как влияет на взаимодействие волокна с матрицей большой интервал температур затвердевания матрицы, пучки волокон борсик пропитывались матрицей сплава алюминий+ 10% Mg, затвердевающей в интервале температур 604— 499° С. Во всех случаях образцы этой композиции, полученные по режиму нагрев матрицы до 650° С, а волокна до 500° С разрушались при их извлечении из литейных форм, что свидетельствует о сильной деградации волокна. [c.110]

Композиционный материал на основе алюминиевого сплава 6061 с волокном борсик получали в автоклаве высокого давления по следующему режиму нагрев до 426 С при давлении 3,5 кг / м повышение температуры до 482 С и медленный подъем давления до 700 кгс/см , выдержка в этих условиях в течение 75—90 мин. После охлаждения до 460° С давление снижается до 35 кг / м а после охлаждения до 200° С автоклав открывается, и извлекается готовый материал 1177]. [c.135]

В последующих разделах статьи механические свойства исследованного сплава сравниваются со свойствами нержавеющей стали 304 и никелевой стали с 9 % Ni. Сравниваемые сплавы были изготовлены в промышленных условиях и термообработаны в соответствии с существующими рекомендациями [2] по режимам, обеспечивающим оптимальную вязкость при низких температурах. Нержавеющую сталь аустенитного класса марки 304 нагревали при 1293 К в течение 1 ч и охлаждали в ледяном солевом растворе. Сталь с 9 % N1 обрабатывали по режиму нагрев при 1173 К, 2 ч, охлаждение на воздухе+нагрев при 1063 К, 2 ч, охлаждение на воздухе+нагрев при 823 К, 2 ч, охлаждение в воде. [c.347]

Анализ результатов испытаний на усталость серий образцов после механической обработки, а также образцов с последующей термообработкой в вакууме для снятия остаточных макронапряжений показал, что изотермический нагрев в вакууме по ранее указанному режиму, независимо от величины и знака технологических остаточных макронапряжений, оказывает благоприятное влияние на сопротивление усталости исследованных сплавов только на большой базе испытаний. [c.193]

В отличие от других сплавов серии 2000 следует отметить понижение предела текучести сплава 2021 после окончательной термической обработки материала, если холодная деформация предшествует искусственному старению, что является результатом изменений в процессе зарождения выделений [124]. Вредное влияние холодной деформации, такой как правка растяжением с целью выровнять и снять закалочные напряжения в плите, может быть уменьшена. Для этого правку проводят после предварительного старения по режиму нагрев при 149 °С в течение 1 ч. Предварительная термическая обработка создает систему структурных выделений перед операцией растяжения [125]. Таким образом, технологическая схема обработки для сплава 2021 (на состояние [c.239]

Было показано, что очень высокие остаточные напряжения возникают после сварки. Например, напряжения в долевом направлении по отношению к центральной граничной линии сварного шва >414 МПа были замерены в сплаве Т1—6А1—4У [233]. Большинство сварных конструкций после сварки подвергаются термической обработке (циклической), точные режимы, которой зависят от сплава. Наиболее широко на практике применяется нагрев в интервале 540—870 °С в течение 15—60 мин. Наконец, следует отметить, что металл сварного шва и зона, подверженная нагреву, будут иметь различные микроструктуры по отношению к основному металлу. Эти микроструктуры должны видоизменяться в дальнейшем за счет термообработки, проводимой после сварки. Режимы термической обработки должны быть выбраны с учетом возможного образования нежелательной фазы в структуре. Например, медленное охлаждение сплава Т1—5А1 — 2,58п в результате может привести к выделению пг-физы. т. е. к увеличению чувствительности к КР- [c.415]

Сплав АЛ7-4 по химическому составу отличается от сплава АЛ6 повышенным содержанием кремния и меди. Он обладает хорошими литейными свойствами и высокими механическими свойствами лишь в кокильных отливках, так как при литье в песчаные формы процесс кристаллизации протекает сравнительно медленно и частички фазы кремния имеют сравнительно грубую форму образования. Поэтому эффект термической обработки литых деталей, залитых в песчаные формы, значительно ниже, чем у деталей, отлитых в кокиль. Детали из сплава АЛ7-4 подвергают термической обработке по следующему режиму Т5 — нагрев под закалку при 515 5° С в течение 6—8 ч, охлаждение в воде с температурой 20—100° С плюс искусственное старение при 175 5°С в течение 6—8 ч. [c.90]

Нагрев — Режимы 153 Полуфабрикаты — см. Полуфабрикаты из сплавов магниевых деформируемых [c.301]

Термическую обработку этих сплавов обычно проводят по режиму, нагрев до 760— 850° С, охлаждение в воде. Нагрев до более высокой температуры нецелесообразен, так как выше 900—950° С происходит довольно быстрый рост зерна, также приводя-Ш.ИЙ к понижению пластичности и не устраняемый последующей термообработкой. [c.308]

Закалка этого сплава производится по следующему режиму нагрев до 475° С, выдержка 2 ч нагрев до 580° С, выдержка 3 ч охлаждение в воде или на воздухе. Старение осуществляется при 120° С в течение 8 ч. [c.88]

Следовательно, при выполнении штамповочных операций для повышения производительности труда важное значение имеет внедрение автоматизированного оборудования и устройств, позволяющих сократить вспомогательное время и следить за размерами изделий непосредственно в процессе проведения операции, повышение скоростей деформирования, увеличение степеней деформаций, достигаемых за одну операцию, а также применение форсированных режимов нагрева заготовок перед деформированием, что в сочетании с увеличением скоростей прокатного и прессового оборудования дает возможность резко сократить время, затрачиваемое на один нагрев, и количество нагревов заготовки. Деформирование при повышенных скоростях дает особый эффект при штамповке жаропрочных сплавов, для которых характерен узкий температурный интервал ковки. [c.200]

Общепринятый режим циклирования 2 мин/2 мин является условным. В стандартах В16 и 678 дается информация о том, что были изучены различные режимы циклирования от 10 мин (нагрев)/5 мин (охлаждение) до 30 с/30 с,в результате чего установлено, что цикл 2/2 приводит к минимальной длительности испытания. Результаты работы [23] не согласуются с этим выводом. Нам представляется, что не может быть в принципе единого режима циклирования, обеспечивающего минимальную живучесть для всех сплавов и различных температур испытания. [c.30]

Пластичность ленты проверяют путем испытания на изгиб до параллельности сторон (ГОСТ 14019 - 68). В случае пониженной пластичности продукции потребителям рекомендуется проводить дополнительную термообработку по режиму нагрев 740 - 760°С, охлаждение в воде - для сплавов Fe- r-Al нагрев до 950 -1050°С, охлаждение на воздухе или в воде - для сплавов Ni-G. [c.118]

Цель термической обработки (длительный нагрев по заданному режиму, охлаждение с заданной скоростью и т. д.) — остающееся изменение структуры и свойств металлов и сплавов (фиксация выделившихся или растворившихся фаз повышение или понижение твердости, вязкости и прочностных характеристик изменение зернистости и т. п.). [c.72]

Сплавы типа АЛ8 и АЛ27 применяют только в закаленном состоянии (с гомогенной структурой), так как в литом состоянии частицы фазы (AijMgj) в основном располагаются по границам зерен твердого раствора и являются концентраторами напряжений. В этом случае пластичность указанных выше сплавов близка к 0. Для этих сплавов применяются следующие режимы термической обработки нагрев под закалку при 430 5°С в течение 12—20 ч, закалка в масле с температурой 45°С. [c.80]

В назначении режимов отжига промышленных титановых сплавов значительную роль играет не только процесс рекристаллизации, но и такие факторы, как окисление при нагреве на воздухе, а также чувствительность титановых сплавов особенно с (а+р)-структурой к перегреву, т. е. к изменению структуры при нагреве сплава выше температуры превращения а+р =г= р. Для всех титановых сплавов нагрев при температурах выше полиморфного превращения нежелателен в связи с резким ростом микрозерна и ухудшением механических свойств. [c.90]

Подобные обособленные частицы практически не ухудшают коррозионную стойкость сплава. Поэтому за режимом отжигов сплавов АЛ1г5 и АМгб должен быть строгий контроль во всех тех случаях, когда в процессе эксплуатации конструкции возможен низкотемпературный нагрев (так, например, в южных широтах конструкции легко нагреваются до 60—80° под влиянием солнечных оТучей). Контроль усложняется еще и тем, что испытание сплава по механическим свойствам не дает указаний на то, как выдерживался заданный режим точный ответ может дать контроль коррозионного поведения сплава после нагрева (например, в течение 10 час. при 150°). Вероятно, возможна оценка состояния сплава по уровню электросопротивления, но этот метод еще не разработан. [c.28]

При режиме НТМО (рис. 306, в, г) сплав также переводят перед деформацией в однофазное состояние (закалкой из однофазной области). Холодную деформацию проводят в однофазном состоянии пересыщенного твердого раствора. Последующий рекристаллизаци-онный нагрев осуществляют при температурах в пределах двухфазной области. В этом случае в зависимости от степени предшествовавшей деформации и степени пересыщения раствора распад будет [c.578]

Испытания на термостойкость по режиму 1173 373 К (нагрев в печи, охлаи дение сжатым воздухом) показали, что покрытие из всех исследуемых боридов, напыленные на образцы из сплава ЭИ—137Б, за исключением покрытия из борида хрома СгВ,, обладают недостаточной термостойкостью и отслаиваются от подложки за 1—25 термоциклов (см. таблицу). Покрытие из борида хрома СгВл, плакированного никелем, после 100 термоциклов не имело следов разрушения. Эти результаты определяются в первую очередь величиной коэффициента термического линейного расширения боридов, различия в поведении покрытий при испытаниях хорошо согласуются с его значениями. [c.156]

Существенное значение для выбора режима термообработки сплавов с (о - - )-структурой имеют диапазоны превращения фаз при нагреве и охлаждении. На относительное количество, состав и устойчивость /Зч]1аэы значительно влияют температура выдержки, способ или скорость охлаждения и последующий отпуск (старение). Во всех случаях нагрев сплавов до температуры существования 3ч])азы не повышает, а, наоборот, снижает усталостную прочность. Двухфазные сплавы с 9(Х)-г1 100 МПа после нагрева в (о+ 3)-области и медленного охлаждения с печью имеют 0. =390 +480 МПа, что соответствует нижней зоне разброса данных (рис. 93). Ускоренное охлаждение сплавов с этих же температур повышает о., до 540—610 МПа, т.е. до значений, расположенных в верхней зоне разброса [136]. Поэтому с целью повышения целесообразно использовать ускоренное охлаждение после завершающих операций термической или термопластической обработки. [c.154]

Необходимость учета выраженного искривления линии фронта трещины, называемого эффектом туннелирования трещины, было подчеркнуто в испытаниях плоской пластины при чередовании режимов выращивания усталостной трещины с включением кратковременных перегрузок, вызывавших статическое проскальзывание [69]. Применительно к панелям толщиной t = 4,5 мм из алюминиевого сплава DTD685 при циклическом нагр жении 96,5 13,8 MN/m было установлено, что длина фронта трещины L возрастает в направлении развития разрушения по закону [c.107]

Для исследования были выбраны литейные сплавы ШСбУ (как наиболее жаропрочный) и ВЖЛ12У (как самый пластичный из литых лопаточных материалов). Образцы были получены по технологии изготовления лопаток и подвергнуты контролю на рентгеновском дефектоскопе. Изучение рельефа деформации образцов и их механических свойств в вакууме проводили на установке ИМАШ-5С-65. Влияние воздушной среды и скоростного воздушного потока на свойства сплавов определяли на экспериментальной аэродинамической установке. Испытания на кратковременную прочность проводили при температуре 1000° С и скорости растяжения 0,15 мм/с, а па термостойкость по режиму нагрев до 1100° С — 20 с, выдержка 10 с, охлаждение до 150° — 30 с. При этом на образец действовала постоянная нагрузка 10 кгс/мм Образцы исследовали в литом состоянии и после термической обработки по режимам, указанным в таблице. Исходная структура сплавов представляет собой твердый раствор с сильно выраженной дендритной ликвацией, в которой видны как крупные первичные выделения, представляюш ие эвтектику упрочняющей [c.153]

В ранее проведенном исследовании закаленного и состаренного по двухступенчатому режиму жаропрочного никелевого сплава In onel 718 получены довольно низкие пластичность и характеристики разрушения. Это связано с присутствием грубой карбидной сетки по границам зерен, которая образуется на первых этапах изготовления кованых заготовок и не устраняется при последующей закалке по стандартному режиму (нагрев при 1255 К). Поэтому для обеспечения оптимальных свойств материала при низких температурах необходимы либо нагрев под закалку при более высокой температуре для растворения этих карбидов, либо такое сочетание последней технологической операции с термообработкой, которые позволили бы разрушить [c.331]

С целью устранения или уменьшения влияния карбидов сплав 1псопе1718 был подвергнут нагреву под закалку при 1339 К с последующей холодной деформацией, а затем обработан по одному из трех следующих режимов 1) нагрев под закалку при 1255 К+двухступенчатое старение 2) нагрев под закалку при 1399 К+Двухступенчатое старение [c.332]

Рис. 24. Разрушение образца в результате выгибания плечей образца ДКБ при действии поверхностных напряжении сжатия, возникших при закалке. Этот образец был изготовлен из плиты сплава 7075-Т651 толщиной 25 мм и термообработан по режиму нагрев до 460 С+закалка в холодную во-ду+старение при 70 С в течение 72 ч. Рост трещины в этом образце происходил исключительно в результате действия остаточных закалочных напряжений, поскольку нагружающие болты были сняты после нанесения трещины механическим разрывом [75

Рис. 25. Выгибание фронта трещины на образцах ДКБ благодаря действию остаточных закалочных напрял ений сжатия на поверхности образца. Обе трещины (предварительно нанесенная механическая и коррозионная) сильно выгибаются к середине образца. Данный образец изготовлен из плиты сплава 7075-Т651 и термообработан по режиму, соответствующему состоянию Тб (нагрев до 460 С-Ьзакалка в холодную воду-Ьстарение при 120 С в течение 24 ч)

При фрезеровании цилиндрических деталей из титанового сплава ВТЗ-1, выполняемом при подаче 0,2 мм/об и глубине 0,5 мм, сжимающие напряжения меняют знак, т. е. переходят в растягивающие, только при достижении скорости резания 40 м/мин. При меньших же скоростях, когда нагрев сплава меньше, величина остаточных напряжений сжатия может достигать 40 кгс/мм . На величину и степень наклепа влияет и такой фактор, как износ инструмента. Для сплава ХН70ВМТЮ увеличение износа резца в 8 раз повышает глубину и степень наклепа в 1,5 и 1,4 раза. Износ резца по задней поверхности увеличивает трение и выделение тепла, в результате в поверхностном слое вместо сжимающих могут возникнуть растягивающие напряжения, переходящие в сжимающие на некоторой глубине. При этом для разных материалов, видов и режимов обработки динамика формирования остаточных напряжений оказывается различной. Степень упрочняемости различных структурных составляющих жаропрочных сплавов не одинакова. Карбиды металлов и интерметаллические соединения, в частности, обладают значительно большей твердостью, чем твердые растворы, и низкой упрочняемостью. [c.40]

Структура сплава ВАЛ5 отличается от структуры сплава АЛ9 наличием дополнительных фаз AlgTi и фазой, содерл ащей Be. Детали из сплава ВАЛ5 подвергаются следующему режиму термической обработки нагрев под закалку при 535 5° С в течение 10—16 ч, закалка в воде с температурой 20—80° С -)- искусственное старение при 175 5°С в течение 6 ч. [c.86]

Структура сплава АЛ 10В является более гетерогенной, чем у сплавов АЛЗ, АЛб. В основном он применяется для литья поршней, термически обрабатываемых по режиму Т2, т. е. нагрев при 200 10° С в течение 5—10 ч. Сплав изготавливается из вторичных отходов и поэтому он имеет очень широкие пределы по химическому составу, следовательно, и нестабильность физико-механических и литейных свойств, в связи с чем поршни из этого сплава на двигателях очень часто не выдерживают указанные в технических условиях ресурсы двигателя. Поршни часто выбывают из строя из-за трещин, особенно тогда, когда они термически обработаны по режиму Тб. В этом случае жаропрочность сплава АЛ10В значительно ниже, чем у поршней, обработанных по режиму Т2. По литейным свойствам и жаропрочности сплав АЛШВ значительно уступает другим поршневым сплавам (АЛ26, АЛЗО и др.). Поэтому сплав АЛ10В не рекомендуется применять для поршней. [c.89]

Сплав АЦР1 обладает высокими литейными свойствами (как сплавы АЛ4 и АЛ9), но по жаропрочности он превосходит на 40% все жаропрочные литейные зарубежные сплавы (ML, XA140F, R R57 и др.). Детали из этого сплава применяются в литом состоянии, термически обработанные по режиму Т1 (нагрев при 200 5° С в течение 10—15 ч). Из этого сплава отливают детали, длительно работающие при температуре до 400° С, тогда как все алюминиевые сплавы могут долго работать при температурах до 300° С и лишь сплав ВАЛ1 — до 350° С. [c.92]

Из сплава АЛ26 рекомендуется отливать поршни для мощных двигателей Для снятия внутренних напряжений поршни из сплава АЛ26 термически обрабатываются по режиму Т2 (нагрев при 230 10° С в течение 10—12 ч, охлаждение на воздухе). [c.92]

Сплав АЛ24 относится к системе А1—Zn—Mg. Он обладает свойством самозакаливаться. Следовательно, его можно рекомендовать для изготовления объемных деталей с применением сварки, так как сварной шов будет обладать такими же свойствами, как и литое изделие. Сплав АЛ24 может быть и термически обработан по режиму Т5 (нагрев под закалку при 580 5° С в течение 4—6 ч, охлаждение в воде с температурой 100° С или на воздухе + старение при 120 it 5° С в течение 8—10 ч). [c.92]

Сплав 70НХБМЮ открытой выплавки имел состав 0,025% С, 14J% Сг 9,7% Nb 4,7-% Мо 1,1% А1. В процессе изготовления проволочных образцов диаметром 2 мм сплав подвергался ковке, горячему и холодному волочению. Термическую обработку образцов проводили в эвакуированных кварцевых ампулах по двум схемам I — нагрев под закалку, выдержка 30 мин, охлаждение в воде, II нагрев под закалку, выдержка 30 мин, быстрое охлаждение до температуры старения. В тексте в дальнейшем старение после I режима названо старением снизу , а после II режима — Старением сверху . Состояние образцов во всех случаях фиксировалось охлаждением в воде. Структурный объемный состав сплава определяли методом секущих на продольных метадлографических шлифах. Общая длина секущих для одного шлифа при подсчете объемной доли прерывистого распада выбиралась из расчета допустимой ошибки 0,5% и равнялась л среднем 3—4 мм. Химическое травление шлифов проводили в реактиве Марбле. Микро-Твёрдость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 100 гс. [c.52]

При постоянном пересыщении твердого раствора и одинаковой степени его гомогенности определяли влияние, скорости охлаждения при закалке на степень прерывистого распада. Скорости охлаждения, предотвращающие распад твердого растйора в процессе охлаждения, позволяют получить наибольшую долю прерывистого распада в сплаве при старении. Так, доля прерывчстого распада в сплаве после закалки от 1150° G с охлаждением на воздухе и старения при 870° С 3 ч составляла 7%, а после аналогичного режима обработки, но при условии охлаждения после закалки в 10%-ном растворе Na l — 46%. Следовательно, для сплава 70НХБМЮ оптимальные условия закалки для получения наиболее полного прерывисто го-распада — нагрев до 1180 20° С, охлаждение в воде или водных растворах. [c.54]

В области химико-термической обработки большой вклад внесён в исследование и внедрение различных методов газовой цементации. Низкотемпературное газовое цианирование инструментальных сталей, разработанное отечественными заводами,—один из весьма эффективных методов повышения стойкости режущего инструмента. Советскими учёными также разработаны и применены новые методы нагрева при термической обработке — нагрев токами высокой частоты, нагрев токами промышленной частоты, нагрев в электролите,— позволяющие весьма рационально и экономично разрешать чрезвычайно сложные задачи современного машиностроения. Отечественная наука и практика рационализировали режимы термической обработки чугуна (сверхускоренный отжиг ковкого чугуна, изотермическая закалка серых чугунов и др.). Особенно большие работы проведены в области металлографии, термической обработки цветных металлов и сплавов. [c.476]

Припой ВПрП наносят на паяемые поверхности в виде пасты, которая приготавливается в соотношении 60 40 из порошков припоя и сплава никель— бор—кремний. В качестве связующего порошков применяют 10 %-ный раствор акриловой смолы БМК-5, разведенной в растворителе Р5. Пайку осуществляют в печн в среде аргона с трехфтористым бором при 1130°С и выдержке 5 мин. Нагрев производят со скоростью 50 °С/мнн. При таком режиме пайки сохраняются механические свойства паяемого материала. Соединения, паянные встых, имеют кратковременную прочность 120— 150 МПа при 1000 °С. При увеличении зазора с 0,3 до 1,0 мм прочность соединений практически не меняется. [c.242]

Существенное значение для выбора режима термообработки сплавов с а + р-структурой имеет знание диапазонов превращения фаз при нагреве и охлаждении. На относительное количество, состав и устойчивость р-фазы в значительной мере влияют температура выдержки, способ или скорость охлаждения и последующий отпуск (старение). Во всех случаях нагрев титановых сплавов до температуры существования р-фазы не дает улучшения их усталостной прочности, а, наоборот, унижает ее. Нагрев до темпе-ператур в зоне а + р-фаз (ниже температуры а + р -> Р) с охлаждением после этого с печью (отжиг в обычном понимании) дает для а + р-сплавов с пределом прочности при растяжении --90— 100 кгс/мм сравнительно низкие значения предела выносливости, а именно от —39,0 до —48 кгс/мм , т. е. по нижней части разброса данных (см. рис, 64). Нагрев до этих же температур (зона а -f + Р) с ускоренным охлаждением приводит у сплавов с прочностью 94—118 кгс/мм к значениям предела выносливости (знакопеременный изгиб) 54—61 кгс/мм , что уже лежит в верхней зоне рассеивания. Нагрев до температур в зоне а + р с ускоренным охлаждением и с последующим отпуском приводит у сплавов со структурой а к пределу прочности 114—142 кгс/мм и пределу усталости 54—69 кгс/мм [117]. Данную термообработку можно рекомендовать только для заготовок сплавов, имеющих достаточно мелкозернистую структуру или структуру корзинчатого плетения, испытываемых при многоцикловых нагружениях. При малоцикловой усталости с перегрузками дополнительный йтпуск может оказать отрицательное влияние на работоспособность металла. [c.148]

Рис. 6.9 иллюстрирует разнообразие микроструктур, развившихся в сплаве 718 в процессе теплого деформирования и отжига по указанным режимам. Нагрев до температур ниже температуры сольвус у "-фазы не вызывает изменений в размере зерен, границы зерен закреплены мелкими глобулярными выделениями 6-фазы, фоном служит матрица перестаренного сплава с выделениями у -фазы (рис. 6.9, б). На рис. 6.9, в представлена двухфазная микроструктура, созданная в результате нагрева выше температуры сольвус у -фазы, но ниже температуры сольвус фазы 6. Здесь рекристаллизация наступила из-за утраты з -фазы, однако движение границ [c.235]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...