Дисперсной упрочняющей

Ухудшение теплоотдачи, наблюдающееся в условиях Дисперсной структуры потока при достижении граничного значения паросодер-жания, обусловлено изменением физических свойств среды, омывающей стенку. До момента возникновения ухудшенного режима теплообмена стенка омывается жидкой пленкой, а после ее упаривания—паром. Так как скорость пара при таких больших паросодержаниях бывает достаточно высокой, то при этом обычно не наблюдается катастрофического подскока температуры стенки, который мог бы привести к разрушению трубы. При низких плотностях теплового потока скачок температуры стенки в момент упаривания пленки может исчисляться всего лишь несколькими градусами. В аппаратах с паровым обогревом при любых значениях д температура стенки не может превышать температуру греющего пара, поэтому в данном случае ухудшение теплообмена на части поверхности обогреваемой секции влечет за собой снижение среднего значения коэффициента теплоотдачи и, следовательно, снижение производительности аппарата, но не может явиться причиной выхода его из строя. • ' .

точный цементит. После ИПД кручением (давление Р = бГПа, истиннная деформация е = 7) произошло формирование чрезвычайно дисперсной структуры с размером зерен только 20 нм (рис. 1.105) при полном растворении цементита. Полученная наноструктура представляла собой весьма пересыщенный твердый раствор С в a-Fe.

И. В. Батенин и др. ^[36] исследовали влияние облучения на механические свойства металлов. После облучения микротвердость всех исследованных металлов и сплавов повысилась. Однако относительное изменение твердости было неодинаковым для различных материалов. Авторами высказано предположение, что при нейтронном облучении упрочнение связано не только с возникновением дисперсной структуры зерна, но и с изменением свойств кристаллов в микрообластях, повышением сопротивления движению дислокаций. Изменение свойств в случае облучения обусловлено наличием точечных дефектов (типа «вакансия — внедренный /атом») и характером их распределения.

Изменение режима нагрева лазерным излучением влияло, в основном, на глубину ЗТВ и в значительно меньшей степени — на ее твердость. Это может быть объяснено следующим образом. При лазерном нагреве сплава ВЗК, благодаря высокой концентрации энергии в центре пятна нагрева, поверхностный слой материала Определенной толщины переходит в жидкое состояние. После окончания импульса здесь происходит повторная кристаллизация, протекающая в условиях скоростного отвода тепла вглубь образца. Высокая скорость охлаждения при кристаллизации обусловливает получение весьма дисперсной структуры с повышенной твердостью.

Марганец [8,9] понижает критические точки Л] и /4д, увеличивает гистерезис, улучшает прокаливаемость стали, позволяя применять более низкие температуры закалки и обеспечивая получение после высокого отпуска дисперсной структуры сорбитообразного перлита. Частично растворяясь в феррите и упрочняя его, а также образуя двойные карбиды, марганец значительно повышает предел текучести, прочность, твёрдость и износоустойчивость стали, несколько понижая пластичность и вязкость, особенно в марках с повышенным содержанием углерода. Недостатком марганцовистой стали является чувствительность к перегреву, а также некоторая склонность к образованию полосчатой структуры и отпускной

Хром относится к элементам, способствующим карбидообразованию при эвтектическом превращении и повышающим устойчивость аустенита при эвтектоидном превращении, что приводит к получению более дисперсной структуры металлической основы чугуна — перлита (табл. 30). Однако появление в структуре чугуна эвтектических карбидов снижает его прочность [21]. Отрицательное действие хрома также сказывается в том, что он способствует образованию включений фосфидов.

Опыт проводился с использованием вертикально расположенной и обогреваемой электрическим током трубы внутренним диаметром 14 мм и длиной 1500 мм. В трубу подавалась пароводяная смесь заведомо дисперсной структуры (х1 ^> х&р). В направлении оси канала в его начале через узкую коаксиальную трубку (6х Xl.5 мм) вводилась пароводяная среда примерно тех же параметров, но содержащая в себе растворенную соль Na2S04. К внешней поверхности основной трубки приваривались термопары, которые позволяли измерять температурный режим стенки. В тех случаях, когда в трубе начиналось отложение накипи, термопары фиксировали непрерывный рост температуры стенки во времени. Опыты проводились при давлениях 98 и 147 бар и массовых расходах рц;=1000 и 1500 кг/(м2-сек). В качестве примера на рис. 2, а показан температурный режим стенки трубы при р-=147 бар, д=0.35-106 вт/м2 и ргг=1000 кг/(м2-сек) для четырех моментов времени с интервалом по одному часу. Легко видеть, что температура стенки во времени не изменялась, и это свидетельствовало, что отложения накипи не происходило. Иными словами, «соленые» капли не выпадали на микропленку.

Систематическое изучение влияния температуры пластической деформации при ВТМО привело к заключению, что получаемая прочность стали не имеет линейной зависимости от температуры деформации (рис. 21) [35]. В районе температуры рекристаллизации Трекр на кривых прочности наблюдается резкий перегиб, обусловленный изменением механизма пластической деформации в результате резкого снижения диффузионной подвижности металла [23], в свою очередь, определяемого изменением межатомной связи. Резкое снижение диффузионной подвижности в районе Трекр меняет механизм пластической деформации и характер образуемой дислокационной структуры. Повышение плотности дислокаций, образование более дисперсной субструктуры и тонкой структуры под влиянием сдвиговых процессов имеет следствием образование более дисперсной структуры закалки, чем это получается при ТМО с деформацией выше Трекр, Заслуживает внимания тот факт, что выше и ниже Трекр повышение и снижение прочностных свойств имеют

Приведенные данные показывают, что при одинаковом временном сопротивлении нормализованной и улучшенной стали такие свойства, как предел текучести и относительное удлинение, выше после закалки с высоким отпуском за счет более дисперсной структуры (сорбит). Закалка с отпуском обеспечивает и более высокую ударную вязкость и хладостойкость, чем нормализация. Эти стали применяют для изготовления небольших валов, шатунов, зубчатых колес и деталей, испытывающих циклические нагрузки. В крупногабаритных деталях больших сечений из-за плохой прокаливаемое™ механические свойства значительно снижаются.

в случае дисперсной структуры

в случае дисперсной структуры

При температурах 980—1100° легированные (дис-персионно-твердеющие) -сплавы разупрочняются вследствие растворения дисперсной упрочняющей фазы. С повышением температуры упрочняющее действие искажений решетки ослабляется из-за увеличе-

Введение частиц дисперсной упрочняющей фазы методом порошковой металлургии улучшает и жаро-

В первых двух классах рассматриваемых композиционных материалов степень упрочнения металлической матрицы пропорциональна сопротивлению, оказываемому дисперсной упрочняющей фазой движению дислокации. При волокнистом упрочнении, в отличие от дисперсного, волокна несут основную нагрузку, а матрица лишь передает ее.

- введение дисперсной упрочняющей фазы в осаждаемое на изношенной поверхности гальваническое покрытие.

1. Сплавы с матричной у-фазой (неупорядоченным твердым раствором на основе никеля, легированным Cr, Co, Mo, W и др.) и дисперсной упрочняющей у'-фазой (упорядоченным твердым раствором на основе интер-металлида Ni3Al, легированным Ti, Nb, V, Zr, Hf и др.). В небольших концентрациях углерод (до 0,17%), бор (до 0,02%), цирконий (до 0,05%), а также микродобавки (0,005%) редкоземельных элементов (лантана, иттрия и церия) упрочняют границы зерен и фаз, располагаясь, например, на межфазной поверхности у/у'-фаз.

По мере увеличения содержания алюминия в ставах группы Mg—Al прочность возрастает вначале за счет легирования а-фазы, а затем вследствие появления дисперсной упрочняющей фазы М&,А13. Но более 10 % алюминия обычно не вводят, так как резко снижается пластичность сплавов. Термическая обработка сплавов позволяет повысить прочностные характеристики. Из сплавов этой группы штамповкой изготавливают крыльчатки, жалюзи и другие ответственные авиадетали. Присутствие в них марганца обязательно, так как он устраняет вредное влияние железа.

КМ с алюминиевой матрицей. Перспективы эффективного использования КМ с алюминиевой матрицей обусловлены достаточно высокими удельными прочностными характеристиками материала матрицы, например, применение волокнистых КМ с алюминиевой матрицей позволяет получить значительное преимущество в удельной жесткости и снизить массу конструкции на 30...40 %. К числу достоинств данных материалов следует относить и достаточно низкие технологические температурные параметры: до 600 °С при получении КМ твердофазными методами и до 800 °С — жидкофазными. Алюминиевая матрица отличается высокими технологическими свойствами, обеспечивает достижение широкого спектра механических и эксплуатационных свойств. При дискретном армировании КМ с алюминиевой матрицей используют частицы из высокопрочных, высокомодульных тугоплавких веществ с высокой энергией межатомной связи — графита, бора, тугоплавких металлов, карбидов, нитридов, боридов, оксидов, а также нитевидные кристаллы и короткие волокна. Существуют различные способы совмещения алюминиевых матриц с дисперсной упрочняющей фазой: твердофазное или жидкофазное компактирование порошковых смесей, в том числе приготовленных механическим легированием; литейные технологии пропитки пористых каркасов из порошков или коротких волокон, или механического замешивания дисперсных наполнителей в металлические расплавы; газотермическое напыление композиционных смесей.

Идея использовать интерметаллид Ti3Al в качестве дисперсной упрочняющей фазы (ос2) в жаропрочных сплавах на основе а- и (а+р)-структур возникла около 30 лет назад. Жаропрочные титановые сплавы с интерметаллидным упрочнением а2-фазой предназначены для эксплуатации при температурах 600...650 °С, т. е. в таком температурном интервале, когда лучшие промышленные жаропрочные сплавы, такие как ВТ18У, IMI834, Til 100, Т16242, уже не могут быть использованы, а применение более жаропрочных сплавов на основе интерметаллида Т13А1 (типа «супер-а2») сдерживается целым рядом нерешенных технологических проблем. Однако разработанные на основе а-фазы сплавы с интерметаллидным упрочнением а2-фазой, содержащие 8...9 % алюминия (такие, как Ti-811 — США, СТ4 — Россия и др.), не нашли практического применения, в основном из-за низкой термической стабильности. Превышение предельной растворимости А1 в а-фазе титановых сплавов традиционно считалось неприемлемым, так как непрерывное выделение а2-?f?>bl B Пр0цессе Длительной (более 100ч) выдержки при температурах

Введение в дисперсионно-твердеющие сплавы этой группы W и Мо (в сумме до « 10 %), а также Nb дополнительно упрочняет твердый раствор, замедляет развитие диффузионных процессов и увеличивает количество дисперсной упрочняющей фазы. Количество дисперсной фазы увеличивают также путем увеличения суммарного содержания Ti и А1. Все это приводит к существенному возрастанию жаропрочности сплавов, что делает возможным их применение при температурах до 800-850 °С и высоких напряжениях.

Введение в дисперсионно-твердеющие сплавы этой группы W и Мо (в сумме до —10%), а также Nb дополнительно упрочняет твердый расгаор, замедляет развитие ди(}фузионных процессов и увеличивает количество дисперсной упрочняющей фазы. Количество дисперсной фазы увеличивают также путем увеличения суммарного содержания Ti и А1. Все это приводит к существенному возрастанию жаропрочности сплавов, что делает возможным их применение при температурах до 800—в50°С и высоких напряжениях.