Сплавы дисперсионного твердения

Сплавы дисперсионного твердения [c.312]

Сплавы системы А1 — Сц — Mg были первыми термически обрабатываемыми высокопрочными алюминиевыми сплавами и до настоящего времени относятся к наиболее широко используемым. Химический состав большинства применяемых промышленных сплавов серии 2000 приведен в табл. 3, вязкость разрушения, механические и коррозионные свойства — в табл. 4, 5. Сплавы систем А1 — Си и А1 — Си — Mg приобретают высокую прочность в результате дисперсионного твердения. Это достигается закалкой с высокой скоростью либо естественным старением при комнатной температуре (состояние Т4), либо искусственным старением при средних температурах (состояние Тб). Холодная обработка после закалки еще более увеличивает прочность и обозначается как состояние ТЗ, а после искусственного старения как состояние Т8. [c.234]

Магнитотвердые сплавы дисперсионного твердения. [c.559]

Мат нитные свойства сплавов дисперсионного твердения зависят не только от химического состава, но в большей мере и от строения их в твердом состоянии. Важнейшим фактором, определяющим строение магнитного сплава дисперсионного твердения, являются процессы растворимости составляющих его элементов, которыми управляют посредством термической обработки. [c.559]

В практике производства постоянных магнитов находят применение три основные группы сплавов дисперсионного твердения а) сплавы, деформируемые (ковка и прокатка) в горячем состоянии б) сплавы, применяемые в виде фасонных отливок в) сплавы, деформируемые в холодном состоянии. [c.559]

Для изготовления постоянных магнитов находят применение три основных группы сплавов дисперсионного твердения [c.312]

Этот светло-серый, а в чистом виде серебристо-белый металл пережил в технике три этапа. Первый этап начался в 30-х годах. Он ознаменовался применением металла в сплавах на медной и никелевой основе для машино- и приборостроения. Присадка бериллия сообщает сплавам дисперсионное твердение после закалки и отпуска (старения) они приобретают высокую прочность и твердость, хорошую электро- и теплопроводность, коррозионную стойкость, с той поры масштаб использования бериллиевых сплавов, особенно бронз, все увеличивался. [c.158]

Гораздо более вероятно коррозионное растрескивание высокопрочных сплавов (например, нагартованных сталей и латуней), нежели материалов низкой прочности. Сплавы железа (стали и чугуна), предел прочности которых ниже 300 МПа, почти не подвержены коррозионному растрескиванию. Упрочняющая термообработка (например, дисперсионное твердение, старение), способствующая образованию грубодисперсной структуры, увеличивает склонность материала к коррозионному растрескиванию. [c.452]

Промышленные сплавы тройной системы Л1 — М — 81 (серия 6000) термически упрочняются за счет дисперсионного твердения. Такое повышение твердости достигается в результате закалки от температуры 521—532 °С с последующим искусственным старением при температуре в интервале 160—177°С. После старения в течение 10—20 мин в этом температурном интервале могут [c.231]

Б. в жидком состоянии раств. во мн. металлах, напр, в Л1, Си, Fe, Со, Ni, Zn, не раста в Mg. Твердые р-ры образует лишь с нек-рыми металлами наиб, растворим Б. в сплавах с Си (2,75% по массе), Ni (2,7%), Сг (1,7%), р-римость сильно уменьшается с понижением т-ры, в результате чего сплавы, содержащие Б., способны к дисперсионному твердению. [c.280]

Влияние термообработки на р и НУ сплавов показано на рис. 91. После термообработки никеля в интервале температур 200—700 °С р уменьшается незначительно, а НУ — более резко. Сплавы Ре с 5—17 % Ре характеризуются уменьшением р (особенно сильным при 200 °С) и появлением максимума НУ в области температур 300—400 °С. Увеличение НУ сплавов в результате термообработки в указанном интервале температур, по-видимому, обусловлено дисперсионным твердением вследствие формирования фазы сульфидов никеля н железа. [c.186]

Для особо жестких условий коррозионноагрессивной среды (высокие парциальные давления сероводорода и диоксида углерода, присутствие иона хлора) глубоких скважин с высокими температурами (до 300 °С) применительно к хвостовикам эксплуатационных колонн и деталям подземного скважинного оборудования используют сплавы на никелевой основе, легированные хромом до 26 % и молибденом до 7 %. Упрочнение данных сплавов достигается за счет дисперсионного твердения и холодной пластической деформации (табл. 2.11). [2,33]. [c.162]

Известно, что имеющее место в эксплуатации вторичное твердение (т. е. дисперсионное твердение в результате выделения карбидной фазы при повышенной температуре) можно предотвратить соответствующей термической обработкой после сварки при надлежащей температуре. Так, в литой стали (25% Сг и 20% Ni), содержащей 0,4% С, при использовании ее в трубчатых печах, работающих в интервале температур 850—950° С, происходило резкое снижение пластичности при комнатной температуре в результате выделения карбидов хрома. Однако при рабочих температурах пластичность сплава сохранялась на соответствующем уровне [39]. Тот же самый сплав с более низким содержанием углерода (0,05—0,25% С) в кованом состоянии подвергался лишь незначительному влиянию выделения карбида, однако при температурах 600—850° С в нем обнаружилась хрупкость вследствие выделения сигма-фазы. [c.211]

Таким образом, эрозионно-стойкими являются сплавы, обладающие высокой твердостью и вязкостью (например, стали со структурой мартенсита) или приобретающие эти свойства в процессе микроударного воздействия (например, сплавы со структурой нестабильных твердых растворов). Сопротивление сталей отрыву можно повысить термической обработкой (например, закалкой на мартенсит, измельчением сфероидизированных карбидов, дисперсионным твердением и др.), а также легированием твердого раствора. [c.231]

Сплавы алюминий—литий склонны к дисперсионному твердению при содержании более чем 2,8% лития. Сплав алюминия с 3,3% лития был закален с температуры 550°С, после чего он имел предел прочности 25,8 кг/мм , относительное удлинение 26% и твердость по Бринелю 59 кг/мм . [c.169]

Отпуск применим лишь к закаленным сплавам. При отпуске закаленный сплав, находящийся в мета-стабильном состоянии, самопроизвольно переходит в болео устойчивое состояние, но обычно все еще далекое от равновесия. Основной процесс при отпуске — диффузионное выделение избыточной фазы из пересыщенного твердого р-ра. С повышением темп-ры этот процесс ускоряется. Отпуск, самопроизвольно происходящий при комнатной темп-ре после закалки, наз. также естественным старением, а при нагреве — искусственным старением. Отпуск совершается в три основные стадии. В первую стадию внутри кристаллитов твердого р-ра идет подготовительный процесс атомы растворенного компонента собираются к определенным местам, образуя участки раствора с концент-рац11СЙ, близкой к концентрации той фазы, к-рая должна выделиться. Во вторую стадию происходит выделение дисперсных частиц избыточной фазы, имеющих чаще всего пластинчатую форму. В третью стадию происходит укрупнение и сфероидизация частиц новой фазы. Образование скоплений атомов растворенного компонента в твердом р-ре и выделение дисперсных частиц второй фазы приводят к искажению решетки основного твердого р-ра и упрочнению сплава (дисперсионное твердение). В третью стадию отпуска искажения решетки снимаются и происходит разупрочнение. При сравнительно низкой томп-ре старение может не проходить. Незначительное повыгаоние темп-ры обеспечивает только упрочнение при ста- [c.42]

Для гстерогенных сплавов двухкратная термическая обработка аустенизация и стабилизирующий отжиг с двухступенчатым старением при 900 °С в течение 84 ч и при 850 °С в течение 154 ч приводят к дисперсионному твердению из-за вьщеления избыточных фаз. [c.265]

Добавка магния в сплавы системы Л1—Си ускоряет и интенси фицирует дисперсионное твердение. Поэтому некоторые промышленные сплавы содержат до 1,8% М , например сплав 2024. В таких тройных сплавах со значительным содержанием меди (4% Си) могут одновременно протекать два превращения [97]. Первое было рассмотрено выше для сплавов бинарной системы А1—Си, хотя на его кинетику влияют присутствующие в сплаве добавки. Другую последовательность выделений можно представить в виде ряда [c.236]

В соответствии с экспериментальными данными, представленными в разделе по влиянию металлургических факторов, влияние дисперсионного твердения на сопротивление КР подчиняется определенным правилам. Во-первых, начальные стадии дисперсионного твердения уменьшают сопротивление КР [144]. Во-вторых, дисперсионное твердение, соответствующее понижению прочности (перестаривание), может увеличивать сопротивление КР [144]. Данные рис. ИЭ качественно и рис. 114 и 117 количественно подтверждают эти выводы. Так как дисперсионное твердение имеет очень важное значение для высокопрочных сплавов, влияние металлуогических факторов на КР часто пытаются объяснить с использованием этих двух правил. [c.294]

Взаимодействие дислокаций с выделениями и влияние IIX на К Р. Эта гипотеза предполагает, что влияние дисперсионного твердения на сопротивление КР происходит благодаря взаимодействию дислокаций с выделениями, которые образуются прн твердении [144, 234—237]. На высокопрочных- алюминиевых сплавах после деформации наблюдается характерное распределение дислокаций. В материалах с низким сопротивлением КР наблюдаются узкие линейные скопления большого количества дислокаций, направленные к границам зерен. Это скопление дислокаций упирается в границу зерен. В материалах, состаренных на пониженное сопротивление КР, группы дислокаций по полосам скольжения состоят из днслокаций неправильной кривизны и многих дислокаций в виде нетель. Понятно, что препятствие, возникающее при движении дислокации через частицу, приводит к изменению пути скольжения, и это является причиной того, что сопротивление КР в высокопрочных алюминиевых сплавах понижается в присутствии частиц, которые перерезаются при пластической деформации, т. е. не препятствуют образованию [c.294]

В зависимости от типа сплава упрочнение достигается путем холодной прокатки, дисперсионного твердения п/илп фазовых превращений. К четырем основным типам высокопрочных сплавов относятся аустенитные, полуаустенитиые стареющие, мартенситные стареюише, мартенситные. Характерные особенности коррозионного поведения каждого тппа сплава обсуждаются ниже. [c.66]

Условно различают понятия Л, м икр о л е г и ро в ан ие и модифицирование При Л в сплав вводят 0,2-0,5% по массе и более легирующего элемента, при микролегировании-чаще всего до 0,1%, при модифицировании-меньше, чем при микролегировании, или столько же, однако задачи, решаемые микролегированием и модифицированием, разные Микролегирование эффективно влияет на строение и энергетич состояние границ зерен, при зтом предполагается, что в сплаве будут реализованы два механизма упрочнения - благодаря Л твердого р-ра и в результате дисперсионного твердения Модифицирование способствует в процессе кристаллизации измельчению структуры, изменению геом формы, размеров и распределения неметаллич включений, изменению формы эвтектич выделений, в целом улучшая мех св-ва Для микролегирования используют элементы, обладающие заметной р-римостью в твердом состоянии (более 0,1 ат %), для модифицирования обычно служат элементы с ничтожной р-римостью (<0,1 ат %) [c.581]

В результате термообработки сплава происходят структурнофазовые превращения с распадом твердого раствора, выделением водорода при температуре 100—200 °С, образованием фазы №зВ при температуре 300—400 С (рис. 100) и последующей рекристаллизацией. Свойства сплавов (рис. 101 —103) изменяются в соответствии со структурно-фазовым превращением, протекающим по механизму дисперсионного твердения в процессе образования фазы в объеме сплава. Следует отметить, что в результате [c.203]

В отечественной практике применяется коррозионностойкий сплав марки ХН40МДТЮ (ЭП543) аустенитного класса на железохромоникелевой основе с дополнительным легированием молибденом и медью для повышения коррозионной стойкости, а также титаном и алюминием, вызывающими упрочнение за счет процессов дисперсионного твердения [2.35]. Сплав имеет следующий химический состав, % (мае.) С < 0,04 81 < 0,8 Мп < 0,8 Сг 14—17 N 39—42 Мо 4,5—6,0 Т 2,5—3,2 А1 0,7—1,2 Си 2,7—3,3 3 < 0,020 Р < 0,035. В прутках диаметром 50— 190 мм сплав после закалки с 1050—1100 °С, охлаждения на воз- [c.162]

Для кованых сосудов применяют термообработанные сплавы алюминия с магнием и кремнием НР9 и НРЗО. Сплав НРЗО отличается сочетанием хорошей прочности с относительно низкой стоимостью, однако его сварные соединения теряют в прочности и могут быть склонны к образованию трещин. Сварочные трещины можно свести к минимуму нри использовании присадочных сплавов алюминия с 5 или 12% 51 или 5% Mg. Однако наивысшую прочность сварного соединения можно получить только при соответствующей термообработке растворением с последующим дисперсионным твердением после сварки. По этой причине алюминиево-магниево-кремниевые сплавы редко применяют для сосудов давления, изготовляемых из листа, хотя сплав 6061 (НУ 20) по стандарту А8А51 часто рекомендуют для трубопроводов, где понижение прочности в кольцевых сварных швах не имеет существенного значения. [c.246]

В зависимости от состава аустенитные стали могут иметь различные механические, физические, химические и технологические свойства, поэтому такие сплавы представляют особый интерес для рационального выбора сталей, стойких в условиях гидроэрозии. К этой категории следует отнести также аустенито-мар-тенситные и аустенито-ферритные стали, которые в результате дисперсионного твердения (старения) приобретают высокую эрозионную стойкость. [c.206]

Смотреть страницы где упоминается термин Сплавы дисперсионного твердения: [c.312] [c.264] [c.405] [c.160] [c.43] [c.560] [c.48] [c.51] [c.157] [c.177] [c.185] [c.226] [c.370] [c.413] [c.598] [c.609] [c.781] [c.275] [c.445] [c.628] [c.27] [c.239] [c.12]

Справочник химика 21

Химия и химическая технология