Рений Кристаллическая структура

ИТТЕРБИЙ - РЕНИЙ (УЬ-Ке) 1. Диаграмма состояния и кристаллическая структура [c.660]

Определение плотности дислокаций в приповерхностном слое является трудной экспериментальной задачей. Применение метода ферромагнитного резонанса (ФМР) может облегчить задачу. Уши-рение линии ФМР в пластически деформированном ферромагнетике определяется присутствием дислокаций в кристаллической решетке. Причина уширения заключается в магнитострикционной связи между спонтанной намагниченностью и упругим полем дислокации. Между шириной линии (АЯ) и плотностью дислокации р наблюдается линейная зависимость до значения р 10 см [8]. Так как электромагнитное поле высокой частоты проникает в глубь металла на величину 10" —10 см, то уширение А Я будет отражать изменение дислокационной структуры в приповерхностном слое. [c.30]

Элемент 43 (технеций. Тс), который расположен в седьмом столбце таблицы Менделеева между марганцем и рением, был получен Перье и Сегре [124, 125, 126, 151] при помощи реакции 42М0 (d, п). Сейчас технецию приписывают не менее девятнадцати различных активностей с периодами полураспада от 18 сек. до 940 ООО лет [147, 153, 107]. При делении получаются по меньшей мере шесть различных изотопов с массовыми числами от 99 до 107. В дальнейшем удалось выделить весомые количества технеция [107, 41] и даже определить его кристаллическую структуру [48]. [c.88]

Еще одним типом никелевого сплава, при использовании которого можно столкнуться с проблемой межкристаллитной коррозии, является сплав системы N1—Сг—Мо, содержащий около 15% Сг и около 15% Мо. В сплавах этого типа природа межзе-рениых фаз, приводящих к межкристаллитной коррозии, более сложна, чем в случае сплавов системы №—Сг—Ре, и при нежелательных термообработках могут образовываться ие только карбиды, но и по крайней мере одна интерметаллическая фаза. Это явление широко исследовалось в последние годы [48—53], но полученные результаты противоречивы в том, что касается природы межзеренных фаз, ответственных за чувствительность материала к межкристаллитной коррозии. Представляется вполне достоверным, что для сплавов данного типа основные причины заключаются в наличии примыкающих к межзеренным границам областей, обедненных молибденом, а возможно также и хромом, и присутствие на границах зерен фаз, богатых молибденом (и хромом). Основной обогащенной молибденом фазой является интерметаллическое соединение, кристаллическая структура которого аналогична, по-видимому, структуре РеуМоб [51, 53], но могут возникать и богатые молибденом карбиды типа Ме С. Вполне вероятно, что в сплавах N1— Сг—Мо могут действовать два различных механизма межкристаллитной коррозии. Первый вызывает коррозию обедненных ЗОИ, что наблюдается в соляной кислоте (и, возможно, имеет место в других кислых растворах выделяющих водород). Второй механизм приводит к преимущественному разрушению интерметаллических фаз. [c.146]

Газовые пузьфькп образуют - преим поверхности раздела твердой и жидкой фаз. Наличие пустот и не-сплошностей кристаллической структуры способствует образованию газовых пузырьков — зародышей газовых пор. Размеры зарождающихся пузырьков зависят в большой мере от смачиваемости твердой поверхности жидким металлом. Чем выше смачивающаяся способность жидкости, тем свободнее зарождаются и увеличивают размеры газовые пузырьки. При этом отрыв пузырьков от поверхности затруднен и, кроме того, этот отрыв связан с образованием перешейка и оставлением готового центра для развития следующего газового пузырька (фиг.П). [16]. Зарождение и рост газового пузырька возможен, если давление газа Рг, выделяющегося из расплавленного металла, больше давления внешних сил Рене > г- вне на- [c.25]

По Н. Н. Давиденкову, различают остаточные напряжения трех родов. В основе классификации лежит объем, в котором напряжения уравновешиваются. Напряжения I рода, возникающие в процессе изготовления детали, уравновешиваются в объеме всего тела или в объеме макрочастей. Напряжения II рода формируются вследствие фазовой деформации отдельных кристаллитов, зерен и уравновешиваются в объеме последних. При наличии развитой субзерен-ной структуры напря5кения будут локализоваться в объеме субзе-рен, которые могут иметь различное упругонапряженное состояние. Напряжения III рода уравновешиваются в микрообъемах кристаллической решетки. Причина их появления — упругие смещения атомов кристаллической решетки. Напряжения I рода часто называют тепловыми, напряжения II и III рода — фазовыми или структурными. В покрытиях обычно возникают напряжения всех родов, причем их величина колеблется в зависимости от метода напыления, толщины покрытия, природы напыляемого материала, предварительной подготовки поверхности напыления, технологического режима напыления, условий охлаждения и т. д. При нанесении покрытий возникают остаточные напряжения, которые могут иметь противоположные знаки, достигать весьма значительных величин, неравномерно распределяться в напыленном слое и основном металле. Наличие остаточных напряжений характерно для покрытий, нанесенных любыми способами. [c.185]

Другой интересной особенностью является значительное уши-рение рентгеновских пиков в данных образцах. Значения полуширины рентгеновских пиков для сконсолидированного образца Ni выше, чем для исходного порошка. Это в первую очередь обусловлено увеличением упругих микроискажений кристаллической решетки в процессе консолидации порошка, а не измельчением зерен. Уменьшение полуширины рентгеновских пиков при низкотемпературном отжиге сконсолидированного образца Ni, когда размер зерна все еще остается неизменным, подтвердило этот факт. С другой стороны, наблюдаемое различное уширение рентгеновских пиков может быть связано с развитием различной дефектной структуры в зернах, принадлежаших различным текстурным компонентам, а также формированием кристаллографической текстуры. [c.57]

В главе I мы рассмотрели закономерности формирования структур при пластической деформации металлов и показали, что при некоторой плотности дислокаций и при некотором значении степени деформации е в металле возможно образование новых границ типа межзе-ренных, но имеющих деформационное происхождение (см. рис. 1.4, 1.5). Образование новой границы фактически определяет переход в новое структурное состояние, а сама граница деформационного происхождения является новым структурным элементом. Появление границы связано с преобразованием упругой энергии, накопленной в металле во время пластической деформации за счет генерации дефектов кристаллического строения, в поверхностную энергию новой границы. [c.69]

Во время термоциклирования образцы чистого железа испытывали большую пластическую деформацию. В зернах формировалась полигональная структура независимо от условий прохождения через интервал полиморфных превращений. Поверхность образцов приобретала вид апельсиновой корки. В поли кристаллическом образце зерна деформировались по-разному и наблюдалось большое смещение их друг относительно друга в результате межзе-ренного проскальзывания. Из-за пластической деформации, происходящей во время полиморфного превращения, получить неполигонизованные зерна в термоциклированных образцах не удавалось. [c.54]

Увеличение доли кристаллической фазы в битумах по мере формирования равновесных надмолекулярных структур подтверждается рен ггенофа ювым анализом. [c.121]

Рассматриваемый эффект наблюдается в любых материалах стых металлах, сплавах, соединениях), где возможен структур-I фазовый переход, независимо от того, вызван ли он изменением пературы, давления или легированием. В чистых металлах при-ом может служить высокая пластичность титана вблизи темпе-уры перехода от гексагональной плотноупакованной к объемо-трированной кубической (ГПУ — ОЦК) решетке. В сплавах по-ная картина наблюдается в аустенитных сталях, сплавах метал-шестой группы с рением, сплавах с термоупругим мартенситным вращением. Для всех этих случаев повышения пластичности ха-терна низкая сдвиговая устойчивость кристаллической решетки. В последние годы проблеме сдвиговой устойчивости деформи-мого кристалла стали уделять большое внимание. Становится видным, что и в сдвигоустойчивых кристаллах в ходе пластичес- [c.7]

Высокие температуры плавления имеют также плотноупакован-ные металлы VIII—X групп рений (3180° С), рутений (2250°) родий (1960°), осмий (3045°), иридий (2445°), палладий (1552°) и платина (1769° С), однако вследствие малой распространенности и высокой стоимости эти металлы не перспективны для использования в качестве жаропрочных. Лишь пла гина и некоторые ее сплавы нашли ограниченное применение для тиглей, используемых при варке оптического стекла и для других специальных областей. Эти металлы имеют одинаковые плотноупакованные структуры вследствие заполнения валентными электронами второй половины оболочки или состояния Близость их электронного и кристаллического строения также обусловливают образование при взаимном растворении широких или непрерывных рядов ПГ или ГЦК растворов и широкие возможности твердорастворного упрочнения. [c.39]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...