Сплавы с монокристаллической структурой

Эти недостатки устраняют, вводя в матрицу хром, титан или алюминий. Наиболее перспективными уплотнителями композиционных материалов являются монокристаллические нитевидные кристаллы тугоплавких оксидов, нитридов, карбидов и боридов. Последние характеризуются уникально высокой прочностью, обусловленной совершенством их структуры и поверхности. В настоящее время разработаны волокнистые композиционные материалы с непрерывными поликристаллическими волокнами бора, углерода и тугоплавких соединений. Оказалось, что у этих волокон модуль упругости, плотность и температура плавления мало отличаются от таковых у нитевидных кристаллов. Однако они значительно уступают им в прочности. Например, прочность одного из наиболее жаропрочных алюминиевых сплавов САП-3 составляет при 500 С 6,4-10 Н/м , а алюминия, упрочненного борным волокном, достигает 1,2-10 Н/м . [c.155]

Таким образом, в настоящее время применяют жаропрочные сплавы, полученные равноосной кристаллизацией, направленной кристаллизацией и с монокристаллической структурой. [c.330]

Показаны принципиальные различия образования и развития микротрещин при ползучести в исследованных группах с направленной столбчатой и монокристаллической структурами и схема ползучести с образованием и развитием микротрещин в литейных эвтектических композиционных сплавах, армированных нитевидными кристаллами КЬС, когерентно связанными с матрицей у// на основе этих результатов сформулированы рекомендации по повышению жаропрочности при разработке новых сплавов с указанными типами структуры. [c.9]

Для изучения эпитаксических соотношений между решетками сплава и окислов приготовлялась монокристаллическая пленка а-латуни (гл. 3, п. 2). Изучение окисления проводилось непосредственно в камере электронографа, что давало возможность непрерывно наблюдать изменения структуры при нагреве. Окисление образцов в вакууме 2-10 мм рт. ст. привела к образованию при 300° С ориентированной пленки закиси меди, а при 450° С — окиси цинка. В интервале между 300 и 450° С в пленке сосуществуют оба окисла, а выше 450° С закись полностью диссоциирует. Из табл, 40 видно, что при окислении а-латуни ориентировки закиси меди в общем совпадают с результатами окисления чистого металла, тогда как ориентировки окиси цинка существенно отличаются. Это обстоятельство можно было предвидеть, так как решетка сплава аналогична решетке чистой меди (за исключением небольшой разницы параметров), но существенно отлична от решетки Zn. Подчеркнем, что при образовании гексагональных кристаллов новой фазы на кубических кристаллах матрицы, как и в других случаях окисления, направления максимальной упаковки в сопрягающихся плоскостях обеих фаз совпадают. [c.190]

Попытки изучать эти свойства на плохо гомогенизированных образцах привели к повторению ошибочного утверждения об отсутствии твердых растворов в этой системе [299, 300]. Поэтому дальнейшие усилия были направлены на получение сплавов этой системы не только в гомогенном, но и в крупно- или монокристаллическом состоянии. Для этого были применены два способа — зонное выравнивание и направленное охлаждение. По первому способу, предложенному в работе [301] и разработанному для сплавов германия с кремнием [302], уменьшая скорость движения зоны и таким образом приближаясь к равновесным условиям кристаллизации, были получены гомогенные сплавы с крупнокристаллической структурой и с практически постоянным составом по длине слитка. Концентрация носителей тока достигала рекордного для твердых растворов значения й = 2-10 "с - [c.128]

Представлен обобщенный критерий эквивалентности на-пр51женных состояний и расчетно-экспериментальный метод оценки и прогнозирования длительной прочности при сложном напряженном состоянии. Показаны закономерности изменения длительной прочности деформируемых никелевых сплавов при сложном напряженном состоянии по результатам экспериментального исследования, проведенного на специально разработанном оборудовании. Рассмотрено влияние напряженного состояния на развитие микротрещин в условиях длительного статистического разрушения и показана возможная связь активационных параметров этого процесса с обобщенным критерием эквивалентности напряженных состояний. Представлены эмпирические критерии длительной прочности при сложном напряженном состоянии для дисковых сплавов. Показана возможность построения критерия длительной прочности никелевых сплавов с монокристаллической структурой при сложном напряженном состоянии. [c.9]

Рассмотрены экспериментальные данные по жаропрочности деформируемых и литейных никелевых сплавов. Показана статистическая природа характеристик жаропрочности и изучены закономерности их изменения с температурой и временем. Изложены принципы вероятностной оценки и экстраполяции средних и минимальных показателей длительной прочности, ползучести и длительной ползучести. Рассмотрены особенности разрушения столбчатой, монокристаллической и композиционной структур. Показано влияние напряженного состояния и программного изменения температуры и нагрузки на характеристики жаропрочности. [c.2]

Необходимо отметить, что высокожаропрочные никелевые сплавы в дисках и лопатках ГТД отличаются различным типом структуры (равноосная поликристаллическая, направленная столбчатая, монокристаллическая и композиционная) при этом в области рабочих температур отмечается микроструктур-ная нестабильность этих сплавов, обусловленная в основном изменением морфологии частиц упрочняющей у -фазы и эволюцией формы и размеров карбидных выделений. Эти обстоятельства должны быть отражены в математических моделях, положенных в основу метода оценки и прогнозирования и учитывающих особенности разрушения и деформирования этих сплавов. При этом следует иметь в виду, что процессы деформирования и разрушения имеют статистическую природу и, в этой связи, только при вероятностном подходе к оценке характеристик жаропрочности и применении для их прогнозирования температурно-временных зависимостей, отражающих статистические аспекты длительного разрушения и деформирования материала, можно ожидать надежных результатов. [c.8]

Рис. 3.15. Схема образования и развития микротрещин в сплавах с монокристаллической (я) и направленно-столбчатой (б) структурами

Получение сплавов направленной кристаллизации или с монокристаллической структурой заключается в проведении контролируемой кристаллизации из жидкого состояния, когда поверхность раздела между расплавом и твердой фазой поддерживается плоской и перпендикулярной к желательному направлению кристаллизации. Это возможно получить, кодаг по всему сечению детали тепловой поток распространяется параллельно направлению роста. [c.330]

Механизм искусственного старения сплавов Л1 — 3% Си — 1,15% Мд подробно исследован Багаряцким [124—128]. Данные других работ [129, 130] менее полны, а в определении структур фаз — менее достоверны. Равновесный сплав Л1 — 3% Си — 1,15%) Мд состоит при комнатной температуре из твердого раствора на основе алюминия — а-твердого раствора и 5-фазы (АЬСиМд) с ромбической решеткой. Структурные превращения при старении изучались на монокристаллических образцах, закаленных при 500° С. Отжиг проводился при температурах от 100 до 450° С и при разных временах выдержки. [c.357]

Авторы установили, что структура эпитаксиальных слоев Si зависит от обработки и ориентации монокристалла-подложки и условий роста. Скорость роста монокристаллических слоев достигала 15 MKjna . Введение примесей (элементов III и V групп) в кремниевые слои осуществлялось путем их добавления к загрузке или использования в качестве загрузок соответствующих сплавов. Показано, что концентрация примесей в слое пропорциональна их количеству в загрузке по абсолютной величине она может изменяться в широких пределах 10 — атом на [c.403]

Изучая геометрию фигур травления, можно сделать выводы об ориентации кристалла, о его монокристаллической или поликристалличес-кой структуре. Если образец не представляет собой монокристалла, то одна и та же грань будет иметь разные фигуры травления. Кроме того, у поликристаллов после травления будут четко обнаруживаться границы зерен. Границы зерен более интенсивно растворяются, чем середины зерен, так как поверхностные частицы обладают более отрицательным электродным потенциалом, чем частицы в середине зерна. В поликристаллических образцах разной скоростью растворения обладают различно ориентированные зерна. Участки, протравленные более сильно, под микроскопом кажутся темными, так как отражают меньше падающего на нцх света. Если в сплаве имеются две или несколько фаз, скорости их растворения неодинаковы и под микроскопом отчетливо различается каждая из фаз. [c.291]

Поликристаллическая фольга. Тонкая металлическая фольга представляет собой тип образца, промежуточный между напыленными в вакууме пленками и монокристаллическими пластинками, так как она обладает лучше выраженной структурой поверхности по сравнению с первыми и большей величиной удельной поверхности, чем вторые. Повидимому, основные трудности, встречающиеся при микрогравиметрическом исследовании образцов, состоят в том, что либо структура поверхности будет недостаточно хорошо выражена, либо величина поверхности будет мала, а следовательно, мала и точность гравиметрического определения. Бик и его сотрудники [78] показали, насколько плодотворными могут быть исследования напыленных металлических пленок они также доказали возможность прецизионных измерений в случае малых поверхностей. Из трех рассматриваемых здесь типов образцов для исследований при помощи вакуумных микровесов наиболее удобно, повидимому, применять металлическую фольгу. Металлическую фольгу толщиной 0,025 мм можно легко изготовить из большинства металлов и сплавов на прокатном станке Зендцимера. Слой физически адсорбированного азота весит около 0,04-10 г см , т. е. приблизительно в пять раз меньше соответствующего монослоя хемо-сорбированного кислорода или окисла металла. Поэтому необходимо либо пользоваться микровесами, позволяющими с приемлемой точностью измерять 0,04 10 г см , либо увеличить приращение веса, т. е. увеличить площадь поверхности до значения, измеряемого имеющимся прибором. Рассмотрим второй возможный способ при условии, что применяются обычные вакуумные микровесы с предельной нагрузкой 1,0 г и порогом чувствительности 1-10 г+10%. Образец весом 1 г, толщиной 0,025 мм при коэффициенте шероховатости, равном 1, будет иметь величину поверхности для алюминия 120 см , для никеля, меди и железа 40 см и для вольфрама 20 см коэффициент шероховатости пред- [c.78]

Справочник химика 21

Химия и химическая технология