Длительность отжига

Ковкий чугун получают путем длительного отжига отливок из белого чугуна. При отжиге образующийся графит приобретает компактную, хлопьевидную форму. На рис. 4.42 показаны схемы микроструктур белого (а) и ковкого (б, е) чугунов, [c.162]

Для получения перлитной структуры отливки из белого чугуна отжигают по режиму, приведенному на рис. 4.44, б. Длительность отжига 17—24 ч. [c.165]

На рис. 9.3 приведена диаграмма отжига углеродистой инструментальной стали У8 на зернистый перлит. Эту сталь нагревают до 750° С в течение 3 ч 9—10 ч выдерживают при этой температуре и охлаждают вначале в печи до 550° С в течение 5 ч, а затем на воздухе. Общая длительность отжига составляет около 20 ч. [c.118]

В ковких чугунах углерод также находится в свободном со стоянии, но имеет хлопьевидную форму за счет длительного отжига (томления) при высокой температуре (20—25 ч при 950—1000°С). Маркируют ковкий чугун как высокопрочный. Например, КЧ 30—6 означает ковкий чугун с пределом прочности при растяжении 300 МПа и относительным удлинением 6%. [c.129]

Существенное влияние на тип текстуры рекристаллизации оказывают также температура и длительность отжига. [c.405]

ИЗ образца углерода в результате длительного отжига в рафинирующей атмосфере, эффект магнитного последействия исчезает (рис. 95). Возможное объяснение механизма магнитного и упругого (механизм один и тот же) [c.137]

Длительный отжиг при низкой температуре [c.60]

С улучшением чистоты алюминия повышается температура резкого разупрочнения, которая для литого алюминия чистотой Й,983 % равна 654 °С, а чистотой 99,998 % — 656°С, Длительный отжиг литого алюми- [c.50]

Чистое серебро может быть полностью отожжено длительным отжигом при 200° С. Практически отжиг производят при 300° С. Золото полностью отжигается при 300° С. [c.401]

Плакированный дуралюмин хорошо поддается облагораживанию. Его термическая обработка должна производиться под строгим контролем, так как повышенная температура и длительный отжиг снижают химическую стойкость материала из-за диффузии меди в плакирующий слой. [c.628]

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]

Полученные на всех трех стадиях отжига кривые изменения размера микропор от длительности отжига удовлетворительно аппроксимируется зависимостью г = Ат , где г — средний радиус поры. [c.251]

Минимальную температуру рекристаллизации (после сильной деформации и длительного отжига) обычно принимают за температурный порог рекристаллизации. Степень деформации, выше которой температура начала рекристаллизации практически не снижается, в большинстве случаев равна 60—70%. Длительность отжига, увеличение которой практически не влияет на температуру начала рекристаллизации, обычно равна 1—3 ч. [c.136]

Диапазон измеряемой температуры, составляет от 50 до 700° С, а погрешность измерения зависит от дозы и температуры облучения. Она составляет (10- 15°). Длительность отжигов (3 ч) установлена экспериментально для плотности потока 10 2—5-10 нейтр./(см -с) ( >75 эВ). При уменьшении плотности потока нейтронов время выдержки должно быть увеличено, а при увеличении плотности потока — уменьшено. [c.94]

ВТРО было открыто сравнительно недавно — в 1963 г. — одновременно советскими и зарубежными исследователями [981. Это явление заключается в значительном и необратимом снижении пластичности облученного материала при его испытании при температурах выше 0,5 Тал,- ВТРО наблюдали на аустенитных сталях [1 — 8, 13—24, 27—43, 55—721, никеле и его сплавах [6, 9, 13, 18, 21, 23, 25, 26, 33, 361, алюминии [32], ванадии [101, меди и ее сплавах [521, ферритных сталях [21, 39, 441 и др. Высокотемпературное радиационное охрупчивание проявляется только на поликри-сталлических материалах на монокристаллах это явление не наблюдается [25], что свидетельствует о связи ВТРО с процессами, происходящими на границе зерен. Действительно, материалы, на которых наблюдается ВТРО, разрушаются преимущественно по границам зерен. Высокотемпературное радиационное охрупчивание в отличие от обычного низкотемпературного радиационного охрупчивания не может быть устранено длительным отжигом при высоких температурах. [c.95]

Сопротивление ползучести чугунов может, быть увеличено длительным отжигом при температурах, превышающих температуру испытания [147]. [c.23]

Модифицирование белого чугуна, предназначенного для отжига на ковкий, создаёт в нём дополнительные центры графитизации и значительно уменьшает длительность отжига [1, 6]. [c.88]

С понижением содержания углерода в чугуне механические свойства отливок повышаются. Повышенное содержание марганца уве-личирает длительность отжига, понижает пластичность и повышает временное сопротивление. Сера и фосфор понижают пластичность и ударную вязкость ковкого чугуна. Поэтому их содержание не должно превыи]ать 0,12 %. [c.163]

В процессе изготовления ламп во время отпайки оболочки освобождается некоторое количество водяного пара и этот пар будет добавляться к тому небольщому количеству, которое остается после дегазации стекла в процессе длительного отжига. Чистая стеклянная поверхность сильно адсорбирует атомарный водород, однако количество водорода, адсорбированного до того, как стекло начинает освобождать его в виде молекулярного водорода, очень невелико. Тем не менее, несмотря на образующийся при отпайке водяной пар, создавать стабильные лампы возможно, и представляется вероятным, что для са-моподдерживающегося водяного цикла требуется некое определенное минимальное количество водяного пара. [c.354]

Для ускорения отжига применяют различные меры чугуп модифицируют алюминием (реже бором, висмутом и другими элементами), повышают температуру нагрева чугуна перед разливкой, применяют иеред отжпюм старение, чан е в процессе нагрева до температуры отжига ири 35()--4(1() С, повышают температуры стадии I графнтиза-нии (но не выше 1080 °С) или же выполняют отжиг в заш,итной атмосфере. В этом случае длительность отжига составляет 24—60 ч. [c.152]

Если в производственных условиях, исходя из диаграмм р кристаллизации, будет предотвращено получение критического ра мера зерна к концу первичной рекристаллизации, то будет обесп чено отсутствие грубой разнозернистости в частности, посколы высота второго максимума резко снижается с понижением темп ратуры и длительности отжига, то во всех случаях, когда так изменения технологически допустимы, они могут быть рекомендов ны для снижения разнозернистости. [c.402]

Поэтому на типе текстур рекристаллизации менее от четливо проявляется кристаллография скольжения. Су щественными оказываются химический состав, примес и особенно частицы нерастворенных фаз, их дисперс ность, характер распределения и способность в ряде слу чаев избирательно взаимодействовать с границами раз ного типа, локальная неоднородность плотности дисло каций, исходная величина зерна, а также текстура де формации, в том числе в локальных объемах, т. е. пре дыстория образца, температура и длительность отжига атмосфера, в которой проводится отжиг, толщина изде ЛИЯ и т. д. [c.404]

Чтобы приблизить оба температурных интервала, при прокатке феррана дают наибольший наклеп (70—72%) и длительный отжиг (5—8 час.). Оптимальная температура отжига такого феррана лежит в пределах 530—550° С. [c.621]

Противоречивые результаты, полученные при иоследовании влияния малых добавок на полигонизацию, объясняются, по-видимому, возможностью развития при определенных условиях механической поЛ Игоиизации , т. е. полигонизации, развивающейся в условиях деформации без отжига [44]. Это подтверждается опытами [43, 44], проведенными на цинковых монокристаллах высокой чистоты, при изгибе кбторых образуются дислокационные стенки без отжига. Более того, длительный отжиг кристаллов при температуре 225° не приводит к изменению субструктуры, образующейся при изгибе. [c.28]

У стали 1Х18Н9 в исходном состоянии пятна травления располагаются хаотически по объему зерна (фиг. 7, а). Чтобы раздельно изучить влияние силового и температурного факторов при МТО на структуру мате-риала, часть образцов предварительно деформировали на 10% при комнатной температуре. После такой обработки в структуре стали выявляется (еще до травления) отчетливый микрорельеф благодаря развитию полос скольжения по активным плоскостям, однако признаки образования субструктуры при этом отсутствуют, так как последующее травление показывает, что большая часть дислокаций еще не связана с выявленными следами пластической деформации и распределяется беспорядочно по телу зерен (фиг. 7, б). В то же время после длительного отжига деформированных образцов при температуре 600° (фиг. 7, в) образуется ярко выраженная субструктура вследствие выстраивания дислокаций в ряды. В результате этого у большинства зерен наблюдается четкая сетка субграниц, причем имеется определенная связь между расположением этих границ и следами скольжения при предварительном деформировании образца. [c.35]

Холоднокатаная сталь. При прокатке горячекатаной стали зерна лишь слабо ориентируются вдоль направления прокатки и поэтому практически сталь магннтоизотропна. Если стальные листы подвергать повторной холодной прокатке с большим обжатием и с п]зоме-жуточным высокотемпературным длительным отжигом, то происходит упорядочение кристаллов зерна в кристаллографическом отношении получают преимуш,ественнуго ориентацию, ребра оказываются расположенными параллельно к направлению прокатки. Такая сталь называется текстурованной, т. е. обладает ребровой текстурой. Направление ребра куба — направление легкого намагничивания железа [c.234]

Согласно приведенной выше схеме, выпадение, гидридов в подповерхностном слое в вершине трещины возможно лишь в случае абсорбции водорода катодными <астками в вершине треи ины, восходящей диффузии водорода в область максимальных напряжений (находящуюся в объемном напряженном состоянии) и образования пересыщенной водородом а-фазы и гидридов. Если в структуре металла имеется достаточное количество ч )азы, не склонной к коррозионному растрескиванию ( 3-фаза, стабилизированная ванадием, молибденом, ниобием или танталом), эта фаза является ак-кумулятором водорода, абсорбируемого катодными участками. В этом случае резко снижается возможность образования пересыщенной водородом а-фазы и выделения гидридов. Влияние различного количества ]3-фазы в структуре сплавов на склонность к коррозионному растрескиванию можно проиллюстрировать на одном и том же сплаве. Для этого использовали сплав, содержавший 6 % AI и 3,0 % V. В результате длительного отжига при 800°С в течение 100 ч практически весь ванадий перешел в а-твердый раствор, содержание /3-фазы, по данным рентгеноструктурного анализа, составило менее 0,3 %. Этот же сплав был подвергнут отжигу при 880°С в течение 1 ч с последующим охлаждением на воздухе. В последнем случае структура состояла из а-фазы и пласГинчатых выделений /3-фазы. Количество оста- [c.71]

Рис. Ш. Изменение содержания стержней AI3N1 после длительного отжига при 873 К.

Построение полных диаграмм состояния даже в случае относительно простых тройных систем требует выполнения сложного и трудоемкого эксперимента. Трудности особенно велики при изучении тугоплавких систем, когда температуры плавления сплавов достигают 3000° С и более. Из-за методических трудностей динамические методы (ДТА, изучение зависимостей температура — свойство) выше 2000° С используются сравнительно мало. В то же время, как оказалось, для углеродсодержащих систем (в частности, с молибденом и вольфрамом), как и для металлических, характерны быстропротекающиевысокотемпературные превращения типа мар-тенситных. В этом случае использование метода отжига и закалок для исследования фазовых равновесий при высоких температурах малоэффективно. С другой стороны, даже после длительных отжигов при относительно невысоких температурах (< 1500° С) часто в сплавах не наблюдается состояния термодинамического равновесия. Для правильной интерпретации экспериментальных данных, учитывая столь сложное поведение сплавов, особенно важно знание общих закономерностей взаимодействия компонентов в рассматриваемых системах. Поэтому, наряду с обстоятельными многолетними исследованиями с целью построения полных диаграмм состояния [1, 9, 121, целесообразно выполнять работы, цель которых — сравнительное исследование немногих сплавов многих систем в идентичных условиях, выявление на этой основе общих черт в поведении систем-аналогов [3, 12] и использование полученных результатов при оценке собственных экспериментальных и литературных данных и при планировании новых исследований [4]. [c.161]

Рис. 16. Обедцение границ зерен хромом для сталей типа 18-10 (схема Бейна) а — вероятная концентрация углерода и хрома вблизи карбидных частиц в первое время после возникновения склонности к МКК б — то же после длительного отжига, вызывающего восстановление коррозионной стойкости пограничных зон

Температурный интервал рекристаллизации для сплавов на никелевой основе зависит от метода выплавки сплава. Так, для сплавов ЭИ437Б и ЭИ238 при степени деформации 10—30% и длительности отжига 0,25—4 ч температурный интервал рекристаллизации составляет 100—150° С для плавок в открытых печах и 200—250° С для плавок в вакууме. [c.135]

Температуры начала и конца первичной рекристаллизации зависят прежде всего от степени деформации и продолжительности нагрева. С увеличением степени деформации и продолжительности нагрева температуры начала и конца первичной рекристаллизации вначале резко снижаются, а затем все менее интенсивно, постепенно приближаясь к определенному значению температуры. Например, для сплава ЭИ437 значения температур (в °С) начала (числители) и конца (знаменатели) первичной рекристаллизации в зависимости от степени деформации (при длительности отжига 1 ч) г = 10, 25, 40 и 55% соответственно равны 990/1000, 875/975, 850/975 и 840/970 [8]. [c.135]

Для порошкового сплава, содержащего 12,8% Ре, предел прочности составляет 38 кПмм -, а предел текучести 31 кПмм при удлинении 4%. После отжига при 400° С в течение 16 ч предел прочности составляет 35,7 кПмм -, а удлинение 6%, т. е. длительный отжиг незначительно влияет на предел прочности. [c.111]

Изотер миче-ский отжиг Нагрев стали до температуры выше критической точки Ас- (линия 05 , выдержка, ускоренное охлаждение до температуры наименьшей устойчивости аустенита, выдержка при этой температуре для завершения перлитного превращения и охлаждение на воздухе Для улучшения обрабатываемости резанием легированной стали и сокращение длительности отжига. Устранение внутренних напряжений Образование аустенита с последующим изотермическим распадом его на феррито-карбидную смесь Пластинчатый пepлv т и фг-ррит [c.74]

Из таблицы видно, что термообработка тоже приводит к некоторому снижению пластичности. По-видимому, снижение пластичности вызывается некоторым окислением ниобия в вакууме порядка 5-10" мм. рт. ст. Ниобий с покрытием во всех случаях имеет меньшую пластичность, чем ниобий без покрытия, но прошедший точно такую же термообработку. С целью выяснения влияния диффузии металла покрытия на свойства основного металла были проведены длительные отжиги при высоких температурах. Образцы, подвергнутые отжигу, испытывались на растяжение при комнатной температуре. Результаты приведены в табл. I. 42 и на рис. I. 36. Как видно из рис. I. 36, пятичасовой отжиг при 1600° С незначительно уменьшил пластичность как исходного ниобия, так и ниобия с покрытием, не изменив (по отношению к неотожженным образцам) характера зависимости пластичности от толщины покрытия. По-видимому, здесь еще не сказывается влияние диффузии. Совершенно иная зависимость [c.103]

Влияние температуры и длительности отжига на механические свойства ниобия с рениевым покрытием [c.104]

Диффузионным легированием высокоомных кристаллов донорными примесями, для чего необходим длительный отжиг кристаллов в атмосфере легирующих добавок (хлор, йод) при температуре 600—700° С. Недостатком данного способа является то, что при этом кристалл легируется на небольщую глубину 1 — 3 мм, причем концентрация легирующей добавки уменьшается от поверхности в глубину кристалла. Это приводит к неравномерному распределению проводимости по длине кристалла. [c.327]

Длительность отжига в часах Связанный углерод в /о Т еплопроводность в кал1см сек °С при [c.8]

При производстве феррана необходимо строго соблюдать температурный режим при прокатке и отжиге переход за температурный оптимум резко снижает качество биметалла. Оптимальная температура нагрева феррана перед прокаткой лежит в пределах 420—470° С. При этой температуре в процессе прокатки происходит прочное соединение алюминия со сталью без образования промежуточного хрупкого диффузионного слоя (см. вклейку, лист VIH, 9 и 10). При повышении температуры нагрева (выше 550° С) между алюминием и сталью образуется диффузионная зона, являющаяся весьма хрупким сплавом алюминия и железа, растрескивающимся при прокатке (см. вклейку, лист V111, 11 и 72). Отжиг феррана является самой ответственной операцией в его производстве в силу большой разницы поведения алюминия и железа при нагревании. Температура полного отжига алюминия 350—400 С самая низкая температура рекристаллизации стали лежит в пределах 500—550 С. Чтобы приблизить оба температурных интервала, при прокатке феррана дают наибольший наклёп (70—720/о) и длительный отжиг (5—8 час.), исходя из того, что температура рекристаллизации тем ниже, чем больше наклёп и меньше размер зерна. Оптимальная температура отжига феррана лежит в пределах 530—550 С. [c.240]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...