Упрочнение металлов высокотемпературной

Упрочнение металлов высокотемпературной механической обработкой 1. 175, 176 [c.352]

Хотя исследования армированных окислами металлов, связанные с проблемой упрочнения металлов керамическими волокнами, начаты давно, технология получения материалов этого класса разработана очень слабо. Такие высокопрочные тугоплавкие материалы с высоким модулем предполагается использовать для работы при высоких температурах, например, для горячих деталей газотурбинного двигателя. Требование высокотемпературной стабильности материала в таких условиях сильно осложняет проблему изготовления этих композитов по сравнению с композитами, предназначенными для работы при более низких температурах, например А1 — В. Большое внимание, которое сейчас уделяется поверхностям раздела в этих материалах, связано с вопросами совместимости составляющих именно в процессе изготовления материала, когда вопросы взаимодействия наиболее актуальны. В равной степени важно, чтобы сплошность поверхности раздела сохранялась в процессе эксплуатации материала, особенно при температурах ниже температуры его изготовления. Этот вопрос лишь недавно был подробно изучен для металлов, армированных непрерывными волокнами сапфира. [c.350]

Полученные данные при испытании трубчатых образцов согласуются с приводимыми выше данными испытаний прн разных схемах нагружения сталей, упрочненных термомеханической обработкой. Эти результаты подтвердили положение о том, что упрочнение при высокотемпературной деформации нельзя рассматривать как универсальное, равномерно упрочняющее металл (зоны упрочнения имеют ориентацию, определяемую направлением скольжения). [c.84]

Ползучесть обусловливается двумя процессами, протекающими при высокотемпературном длительном нагружении металла и действующими противоположно. Так, в процессе пластической деформации при высоких температурах происходит упрочнение (наклеп) металла, что повышает его сопротивление деформации. Одновременно при температуре нагрева металла, превышающей температуру его рекристаллизации, происходит разупрочнение металла вследствие рекристаллизации, что облегчает деформацию. [c.199]

Конструкции отечественных пластометров, методики и результаты экспериментальных исследований, аналитические зависимости а от температурно-скоростных режимов высокотемпературной деформации с учетом упрочнения и разупрочнения наложены в справочнике Высокотемпературные упрочнение и разупрочнение металлов и сплавов , изданного в 1992 г. в издательстве Наукова думка (г. Киев). [c.49]

Так же, как и высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) сталей (см. гл. III), данный способ упрочнения основывается на сохранении в материале такого структурного состояния, которое возникло при пластической деформации в области высоких температур. Однако, в отличие от ВТМО, данный способ не связан с обязательным фазовым превращением (например, мартенситным в случае закаливающихся сталей) и может быть осуществлен на материалах, не претерпевающих фазового перехода при охлаждении (аустенитные стали, некоторые жаропрочные сплавы, чистые металлы и др.). Применяемое в этом случае для сохранения полученного структурного состояния быстрое охлаждение от высоких температур (закалка) предназначается для предотвращения развития рекристаллизации в наклепанном материале через зарождение и рост новых зерен [70], а не для фиксации полученной дислокационной структуры в новой фазе. [c.44]

Завершающей технологической операцией, влияющей на достояние поверхности труб, является очистка от продуктов высокотемпературной (окалина) и атмосферной (ржавчина) коррозии. При этом геометрия и физико-механическое состояние поверхностного слоя существенно зависят от режимов обработки, применяемой среды и инструмента. Так, при очистке трубопроводов скребками-резцами возможны высокая степень пластической деформации локальных участков на поверхности трубы, а также риски, подрезы и т. д. Эти концентраторы напряжений являются потенциальными очагами развития коррозионно-усталостных трещин. Очистка трубопроводов с применением проволочных щеток хотя и исключает повреждения поверхности труб в виде подрезов, но в зависимости от режимов обработки вследствие деформационного упрочнения может понижать коррозионную стойкость металла. [c.252]

Развитие основных отраслей современного машиностроения в значительной мере определяется созданием новых конструкционных материалов, повышением свойств существующих металлов и сплавов, а также усовершенствованием процессов их производства и упрочнения. Это, в свою очередь, требует глубокого изучения строения и свойств материалов, как применяемых в машиностроении в настоящее время, так и новых. Поэтому в практике металловедческих исследований все большее внимание уделяется разработке, созданию и применению прогрессивных способов изучения металлических материалов в широком температурном диапазоне, к которым прежде всего следует отнести методы низко- и высокотемпературной металлографии, объединяемые под общим термином тепловая микроскопия . [c.3]

Использование установки ИМАШ-9-66 открывает принципиально новые возможности для изучения влияния таких факторов, как температура, время и скорость растяжения, на процессы упрочнения и разупрочнения металлов и сплавов в различном структурном состоянии (после тех или иных режимов термической или термомеханической обработок). Измерение микротвердости может служить также одним из чувствительных методов изучения механизма деформации, закономерностей фазовых и структурных превращений широкого класса материалов. Например, в работах [66 67 ], выполненных на установке ИМАШ-9-66, показано, что метод измерения микротвердости позволяет на основании анализа температурной зависимости микротвердости устанавливать температурные интервалы для полупроводниковых материалов с различными механизмами деформации, а также определять природу этих механизмов и изучать влияние на них легирования и других факторов. С помощью полученных температурных зависимостей микротвердости проведено исследование кинетики процессов старения и разупрочнения ряда сталей и сплавов [48, с. 25—32 85—95 68 69], влияния фазового наклепа на упрочнение аустенита [50, с. 27—31 ], роли неметаллических включений в процессе высокотемпературного разрушения стали [50, с. 110—114 129—132] и др. [c.172]

Многими исследователями была показана связь между высокотемпературной твердостью металлов и сплавов и их сопротивлением пластическому деформированию и разрушению под нагрузкой при высоких температурах. Поэтому критерием степени упрочнения стареющего сплава при высоких температурах может служить его твердость [104, 105]. [c.223]

В настояш,ее время известны способы сохранения высокотемпературной прочности и сопротивления ползучести. К таким способам относятся дисперсное упрочнение металлической матрицы тугоплавкими кислородными и бескислородными дисперсными частицами [52]. Сравнительно недавно созданы вольфрамовые сплавы W—Hf—С и W—Hf—Re—С для получения волокон (проволоки) для армирования никелевых матриц [95]. Упрочняющей фазой в волокнах из вольфрамового сплава является карбид гафния. Подобное упрочнение дисперсными частицами может быть осуществлено и на других металлах. [c.42]

Металлические связи, появляющиеся между ближайшими соседями вдоль направлений (111) вследствие перекрывания (е5)-орбиталей и концентрации d-электронов между ядрами, упрочняют и стабилизируют ОЦК структуру от металлов группы скандия (III гр.) и титана (IV гр.) к металлам VI группы (хром, молибден, вольфрам). Близость электронного строения, определяющая идентичность ОЦК структур, способствуют образованию широких или непрерывных областей ОЦК твердых растворов между тугоплавкими металлами IV—VI групп и создают широкие возможности твердорастворного упрочнения путем взаимного легирования этих металлов. Наряду с повышением высокотемпературной прочности такое легирование в ряде случаев позволяет значительно повысить жаростойкость при газовой коррозии в агрессивных средах. Введение в тугоплавкие ОЦК металлы до 25—30% рения, а также рутения или осмия, которые вследствие неполной ионизации имеют плотную гексагональную структуру, но при растворении в ОЦК металлах передают в коллективизированное состояние все валентные электроны, приводит к сильному повышению пластичности ванадия,, хрома, молибдена и вольфрама ( рениевый эффект ). Такое повышение пластичности хрупких металлов интересно с точки зрения теории легирования и нашло определенное практическое применение [c.39]

Таким образом, деформационное упрочнение тугоплавких ОЦК металлов и твердых растворов на их основе, недостаточно эффективное при рабочих температурах выше 0,4 Гпл, может быть полезным для дополнительного высокотемпературного упрочнения дисперсионно-упрочненных сплавов на основе ОЦК тугоплавких металлов благодаря выделению упрочняющих фаз.. [c.139]

Проблема получения этих металлов в пластичном состоянии заключается поэтому прежде всего в возможно более тщательной очистке их от примесей внедрения методами вакуумной электроду-говой и плазменной плавки, высокотемпературного вакуумного отжига листа и прутков, зонной очистки и т. п. Кроме того, образование твердых растворов внедрения атомами углерода, азота, кислорода, бора и водорода, имеющими малые радиусы и большую подвижность, обуславливает интенсивное развитие диффузии по октаэдрическим и тетраэдрическим междоузлиям при повышении температуры. Вследствие этого упрочнение ОЦК тугоплавких металлов примесями внедрения становится неэффективным иногда даже ниже температур возврата. [c.139]

Повысить высокотемпературную жаропрочность вольфрама за счет легирования другими тугоплавкими металлами существенно не удается, так как все они понижают температуру начала плавления сплава. При более низких температурах легирование вольфрама танталом, молибденом, ниобием может дать некоторый результат, но упрочнение уменьшается с повышением температуры. [c.144]

Таким образом, для повышения высокотемпературной прочности ОЦК металлов IV—VI групп путем твердорастворного легирования необходимо вводить наиболее тугоплавкие ОЦК металлы — вольфрам, тантал, молибден и другие, имеющие температуру плавления более высокую, чем металл-основа. Повышение солидуса замедляет процесс диссоциации и растворения упрочняющих частиц. Хотя твердорастворное упрочнение уступает дисперсионному упрочнению, особенно выше 0,45—0,50 [c.146]

Напряжения, возникающие в процессе обработки металлов резанием, имеют родственный характер с только что рассмотренной группой напряжений. В процессе резания поверхностный слой подвергается пластической деформации и местному кратковременному высокотемпературному нагреву. Пластическая деформация сопровождается наклепом (упрочнением) и явлениями разупрочнения и рекристаллизации. Последнее сопровождается снятием остаточных [c.303]

Множественное и поперечное скольжение вблизи диспергированных частиц приведет к большому числу центров зарождения дислокационных сплетений и, вследствие этого, к более быстрому уменьшению свободно движущихся винтовых дислокаций по сравнению с аналогичным альфа-твердым раствором. Из-за наличия частиц и связанных с ними дислокационных сплетений плотность подвижных винтовых дислокаций для одного и того же уровня напряжений и температуры будет меньше, чем для альфа-твердого раствора. Если дислокации имеют большое число порогов, то энергия активации ползучести при более низком напряжении равна примерно энергии активации самодиффузии. Однако при более высоких напряжениях и, в частности, для металлов с низкой энергией дефектов упаковки энергия активации ползучести с увеличением приложенного напряжения должна уменьшаться линейно. Поскольку структурный фактор р, так же как и величина энергии активации, зависит от напряжения, пока не представляется возможным обоснованно предсказать общую зависимость высокотемпературной ползучести дисперсионно упрочненных сплавов от напряжения. Скорость ползучести для второй стадии процесса может быть выражена уравнением [c.293]

Характеризуя настоящую работу, необходимо подчеркнуть, что основные усилия, направленные на разработку физических основ высокотемпературной ползучести, базировались на тщательно проведенных экспериментах по ползучести, прежде всего ползучести чистых металлов. Дальнейший прогресс в этой области должен основываться на результатах систематических исследований влияния дисперсионного упрочнения и легирования альфа-твердого раствора на характеристики ползучести металлов. [c.324]

Пластическая деформация при ползучести вызывает увеличение плотности дислокаций и деформационное упрочнение. В то же время возврат приводит к уменьшению плотности дислокаций и разупрочнению металла. В результате возврата при высокотемпературной ползучести в металле формируется полигональная субструктура. [c.252]

Поскольку упрочнение в армированных волокнами системах зависит главным образом от свойств волокон (матрица действует только как среда для передачи напряжения), такие системы по своим высокотемпературным характеристикам должны превосходить системы, упрочненные дисперсными частицами (см. гл. IX). В качестве армирующих используют собственно волокна, усы или проволоку из железа, стали, вольфрама, никеля, молибдена, титана и других металлов, графита, окислов алюминия, бериллия или кремния, карбидов, нитридов, боридов и других тугоплавких материалов. [c.462]

Методами предупреждения и снижения скоростей изнашивания деталей вследствие хрупкого и усталостного разрушения металла рабочих поверхностей являются применение объемной и поверхностной закалки с высокотемпературным отпуском применение сталей с повышенными показателями вязкости (никелевые и др.) повышение предела усталости материала методами механически создаваемого поверхностного упрочнения (обкатка гладкими роликами, дробеструйная обработка и др.). [c.216]

Термомеханическая обработка (ТЛЮ) — новый метод упрочнения стали при сохранении достаточ-ной пластичности, совмещающий пластическую деформацию и упрочняющую термическую обработку (закалку и отпуск). При ТМО деформации подвергают сталь в аустенитном состоянии, а при последующем быстром охлаждении формирование структуры закаленной стали (мартенсита) происходит в условиях повышенной плотности дислокаций (см. с. 16), обусловленных наклепом аустенита, в связи с чем и повышаются механические свойства стали. Пластическое деформирование при ТМО возможно прокаткой, ковкой, штамповкой и други.мн способами обработки металлов давлением. Различают два способа термомеханической обработки —высокотемпературную (ВТМО) и низкотемпературную (НТМО) (рис. 8.4). [c.78]

Высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) заключается в немедленной закалке после горячего деформирования и последующем старении. Цель ВТМО — подавить развитие рекристаллизации в горяче-деформированном металле и получить полигонизован-ную структуру пересыщенного твердого раствора. Путем ВТМО можно повышать прочностные свойства сплавов, так как к эффекту старения добавляется упрочнение от [c.109]

Обращаясь к пластическому деформированию металла при высоких температурах (горячей деформации) и учитывая изложенное в 5 и 15, можно сказать, что оно должно осуществляться при температурах, превышающих температуру начала рекристаллизации настолько, чтобы в металле достаточно быстро проходили все процессы, обусловливающие снятие наклепа, вызываемого деформированием. Поскольку температура рекристаллизации составляет определенную долю от температуры плавления металла, деформирование легкоплавких металлов — олова, свинца, цинка — при 20° С будет типично горячим и не вызовет никакого упрочнения. Это же относится к высокочистому алюминию. Прокатка при 300° С меди повышенной чистоты также оказывается высокотемпературным деформированием, поскольку у такой меди температура рекристаллизации около 150° С. Для вольфрама обычной чистоты деформирование прн 1000° С является холодной обработкой, так как начало рекристаллизации у него наблюдается при 1200° С. [c.137]

Повышение параметров стационарных энергоустановок, транспортных двигателей, а также развитие новых отраслей техники настоятельно требуют изыскания не только новых жаропрочных сталей, но и более надежных способов поверхностного упрочнения и защиты металла от высокотемпературной газовой коррозии, эрозии и задирания. [c.3]

Устойчивость высоких прочностных свойств при длительных ресурсах работы в области указанных температур, хорошая коррозионная защита, высокие антифрикционные свойства и износостойкость, достаточный уровень прочности сцепления с основным металлом, хорошая стойкость в условиях резких изменений температур позволяют рекомендовать никель-фосфорные покрытия, получаемые методом химического никелирования, в качестве эффективного способа поверхностного упрочнения деталей, работающих в условиях высокотемпературной газовой коррозии. [c.124]

В процессе высокотемпературной эксплуатации происходит карбидное и интерметаллидное упрочнение металла шва и соответствующее снижение его пластических свойств, что приводит к локализации в околошовной зоне деформаций и образованию в ней трещин. Этому способствует и высокий уровень остаточных сварочных напряжении в сумме с рабочими напряжениями. Предотвращение подобных локальных разрушений достигается термообработкой - аустенитизацией при температуре 1050. .. 1100 °С для снятия остаточных сварочных напряжений и самона-клепа и придания сварному соединению более однородных свойств. В ряде случаев аустенитизация сопровождается последующим стабилизирующим отжигом при температуре 750. .. 800 °С для получения относительно стабильных структур за счет выпадения карбидной и интерме-таллидной фаз. [c.356]

Способ пропитки пучка усов расплавом оказался очень полезным для понимания явлений на поверхности раздела жидкий металл — окисел, и с его помощью была установлена возможность упрочнения окислами низкотемпературных металлических матриц. Однако использование этого способа не позволило получить композиты с нужными свойствами, главным образом, из-за трудностей изготовления усов желаемой морфологии и их неоднородности. Проблемы получения требуемых композитов решаются путем использования непрерывных волокон AI2O3, и в настоящее время этот способ более перспективен для получения практически полезных высокотемпературных композитов с металлической матрицей. Как было показано в данной главе, достаточно хорошо разработаны научные основы явлений на поверхности раздела и стабильности армированных окислами композитов при изготовлении их в присутствии жидкой фазы и в твердом состоянии, а также при по- [c.350]

Различают два вида обработки высокотемпературную термомеханическую (ВМТО), связанную с наклепом в области высокотемпературной фазы и с полиморфным или фазовым преврангением при охлаждении, и механико-термическую (МТО), заключающуюся в создании полигональной структуры путем деформирования материала и последующей стабилизации при температурах, не превышающих температуру начала рекристаллизации. Упрочнение в последнем случае связано с увеличением плотности дислокаций, более равномерным распределением их по объему металлов, созданием дополнительных дислокационных границ, уменьшением рельефа зерна и образованием субструктуры с заблокированными дислокационными границами [70, 71]. [c.45]

Соединение металлов методом взрыва основано на принципе высокоскоростного соударения твердых тел под действием кратковременных (10 с) высоких давлений с интенсивно протекающей пластической деформацией соударяемых тел, в результате которой происходит сближение металлов на величину их межатомного взаимодействия. Процесс взрывного плакирования сопровождается упрочнением соединяемых металлов. После сварки взрывом биметалл подвергают термической обработке. Метод широко применяют для получения таких сочетаний, которые практически невозможно получить высокотемпературными методами. [c.138]

Прогресс в создании материалов с очень высокими служебными свойствами (например, работоспособностью изделий при температурах выше 5000 °С) связан с порошковыми высокотемпературными материалами, среди которых принято выделять тугоплавкие металлы, твердые тугоплавкие соединения, керамикометаллические (керметы), упрочненные дисперсными включениями и армированные волокнами материалы. [c.150]

Однако марганцевый аустенит характеризуется хладноломкостью (КСи 0,3 МДж/м ) при низких температурах (ниже -100 °С), в то время как никелевый аустенит вплоть до -196 °С сохраняет достаточно высокую ударную вязкость (КСи 3 МДж/м ). Такое различие свойств никелевого и марганцевого аустенитов обусловлено существенно меньщими значениями энергии дефектов упаковки в марганцевом аустените (ориентировочно 0,075—0,06 Дж/м в интервале от 0 до -196 °С) по сравнению с никелевым ( 0,15 Дж/м ). Таким образом, можно регулировать способность аустенита к упрочнению при пластической деформации, изменяя энергию дефектов упаковки в нем посредством рационального легирования никелем и марганцем аустенитных сталей и сплавов. В сплавах с ГЦК решеткой (в том числе и в аустенитных сталях) энергия дефектов упаковки оказывает более существенное влияние на упрочнение, чем рассмотренные раньше виды взаимодействия дислокаций с легирующими элементами. Так, легирующие элементы в стали, снижающие энергию дефекта упаковки, повышают температуру начала рекристаллизации и сужают интервал кристаллизации. Скорость установившейся ползучести ГЦК металлов уменьшается с уменьшением энергии дефектов упаковки. Дефекты упаковки являются центрами выделения когерентных фаз (карбидов, интерметаллидов и др.) в аустенитных сталях и сплавах с ГЦК решеткой. Так, в закаленных аустенитных сталях с 1% ниобия (12Х18Н10Б) или с 1% титана (12Х18Н10Т) при высокотемпературной (-700 °С) выдержке на дефектах упаковки выделяются когерентно связанные с матрицей кубические карбиды МЬС и Т1С. Мелкодисперсные карбидные частицы (размером до 10 нм) препятствуют движению дислокаций, а также способствуют их размножению, что в конечном итоге приводит к повышению прочности стали (рис. 7.3). В то же время коагуляция кубических карбидов (Т1С, ЦЬС), выделяющихся на дефектах упаковки, протекает более медленно, чем карбидов (в том числе и [c.149]

Развитие второй группы процессов, приводящих к упрочнению тела зерна околошовной зоны, имеет место главным образом па ветви охлаждения при сварке в интервале температур, когда пластическая деформация реализуется уже за счет скольжения в пределах зерна и интенсивного его наклепа. Резкому повышению прочности тела зерна способствует выпадение в процессе охлаждения после сварки, термической обработки и высокотемпературной эксплуатации дисперсных карбидов и нитридов Т1, N6, V и других энергичных карбидообразующих элементов, блокирующих плоскости скольжения. Оно проявляется в заметном повышении твердости металла. В связи с резким упрочнением тела зерна увеличивается доля квазивязкого течения по границам зерен во время протекания процесса ползучести в околошовной зоне, что способствует развитию локальных разрушений. [c.78]

Хотя в последующих главах будут обсуждаться конкретные армирующие материалы для определенных композиционных систем, здесь полезно рассмотреть некоторые общие положения в отношении армирующих материалов. Было установлено, что армирование волокнами дает возможность получить наиболее эффективное упрочнение в системах с металлической матрицей. Этот вид армирования описан в данной гваве. Армирующие волокна рассматриваются с точки зрения их ценности в сочетании с тремя классами конструкционных промышленных металлов низкотемпературными сплавами, такими, как алюминиевые, сплавами для работы при средних (промежуточных) температурах — титановыми и высокотемпературными сплавами, например жаропрочными сплавами на никелевой или ниобиевой основах. Хотя требования к армирующим компонентам изменяются в зависимости от используемого сплава-матрицы, некоторые их свойства являются почти универсальными. [c.36]

Использование для дисперсионного упрочнения тугоплавких металлов V— VI групп их собственных карбидов, нитридов, бори-дов и окислов оказывается малоэффективным эти соединения термодинамически недостаточно устойчивы, имеют невысокие энергии образования и сравнительно легко диссоциируют, интенсивно растворяясь в твердом металле при температурах выше 900—1000° С. Гораздо эффективнее выбрать для высокотемпературного упрочнения тугоплавких металлов наиболее термодинамически стабильные карбиды, нитриды, окислы, бориды титана, циркония, гафния, тория, а также (для металлов VI группы) ниобия и тантала, обладающие гораздо более высокими свободными энергиями образования, сохраняющимися вплоть до температур плавления. Так возникает система тугоплавкий металл V—VI групп (компонент А) — тугоплавкое соединение (компонент В), имеющая характер квазибинар-ного разреза системы Mev-vi —Meiv-—X (В, С, N, О). [c.147]

Повышение высокотемпературной прочности осуществляется за счет твердораство рного легирования хрома, например, молибденом, вольфрамом, рением.[25, 26], а также за счет дисперсионного упрочнения металлическими фазами (например, в системах Сг — Ni [27, 28]) и тугоплавкими соединениями типа карбидов, нитридов, окислов, боридов. Существенное твердорастворное упрочнение хрома элементами замещения достигается лишь ценой значительного увеличения температуры вязкохрупкого перехода. По данным [29], карбиды большинства элементов IVA и VA групп уменьшают температуру перехода нелегированного рекристаллизованного хрома. Это находится в соответствии с новейшими теоретическими работами, рассматривающими увеличение пластичности металлов VIA группы мелкодисперсными частицами второй фазы. [c.282]

Дуговая сварка теплоустойчивых сталей в соответствии с изложенными выше рекомендациями обеспечивает кратковременные свойства сварных соединений на уровне соответствующих свойств основного металла. Однако длительная прочность соединений обычно ниже, чем у свариваемой стали. Это объясняется разупрочнением металла в околошовной зоне вследствие дополнительного высокотемпературного отпуска и неполной перекристаллизации при нагреве в интервале температур отпуска сталп — точкп Ас . При этом степень разупрочнения сварных соединений, резко выявляемая при испытании на длительную прочность, зависит, с одной стороны, от погонной энергии сварки, а с другой — от степени упрочнения сталей термической обработкой и структурной стабильности (отпу-скоустойчивости) стали. [c.89]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...