Размерная характеристика

Твердорастворное упрочнение (стлэ), связанное, как известно [187, 218, 219], в основном с размерным несоответствием атомов легирующего элемента и матрицы и с различием их упругих постоянных, сводится к взаимодействию упругих полей дислокаций с упругими полями вокруг атомов легирующих элементов. Сила, действующая на растворенный атом со стороны упругого поля дислокации, при высоких температурах вызывает его дрейф в направлении приложенной силы. Этот дрейф представляет собой ни что иное, как релаксацию

Не будем анализировать детально различные модели, предложенные для объяснения природы упрочнения, вызванного размерным несоответствием или установлением порядка. Вместо этого рассмотрим принципы, положенные в основу большинства этих моделей. Трактовка твердорастворного упрочнения и упрочнения за счет дисперсионного твердения

Признавая, что в сплавах с низким размерным несоответствием могут действовать по крайней мере два механизма упрочнения, мы все-таки перейдем к более подробному рассмотрению моделей, каждая из которых базируется на одном механизме.

Предварительные исследования морфологии и кинетики роста преципитата Co3Ti в бинарных сплавах системы Со—Ti свидетельствуют о большом сходстве этих характеристик с таковыми у бинарных сплавов Ni—A1 [56]. Сплавы Co3Ni и Ni3Al проявляют сходную температурную зависимость сопротивления пластическому течению [57]. Следовательно, упрочнение в сплавах на основе Со может иметь ту же природу, что и упрочнение частицами -у'-фазы. Сплавы Со с 7,5 и 10 % (ат.) Ti подвергали старению до выделения соответственно 22 и 40 % (об.) частиц кубической формы [57] с плоскостью габитуса {100} и размерным несоответствием ~1 %. Свойства этих сплавов сопоставили со свойствами однофазного сплава Со—2 %Ti, имея в виду, что по составу он соответствует матрице других кобальтовых сплавов. На рис. 3.12 представлена свободная диаграмма, на которой эти результаты обобщены1. Их можно рассмотреть совместно с некоторыми данными по сплавам системы Ni—Al [15]. Результаты обоих исследований согласованы в отношении различий по скорости деформации. Сплавы на основе Со явно ведут себя аналогично сплавам на основе Ni, а сопротивление течению у сплавов обеих систем не зависит от температуры, если частицы перерезаются парными дислокациями. К тому же при 700 °С величины сопротивления течению у сплавов Со—7,5 % (ат.) Ti и Ni—14 % (ат.) А1 примерно те же, что и у соединений C63Ti и Ni3Al. t

когда происходило повторное растворение частиц. Сопротивление течению у состаренных сплавов на основе Со увеличивалось с ростом объемной доли упрочняющих частиц; то же обычно наблюдают и у сплавов на основе Ni. Как бы то ни было, несмотря на все рассмотренное сходство упрочняемых интерметаллидами сплавов на основе Со и Ni, не был разработан ни один кобальтовый сплав, в котором бы реализовался этот механизм упрочнения. Попытки реализовать его оставались безуспешны из-за низкой (815—872 °С) температуры растворения выделений у'-фазы Co3(Al, Ti). Кроме того, эта фаза склонна к выделению по ячеистому типу с большим размерным несоответствием, что, в свою очередь, является причиной плохих высокотемпературных свойств. Попытки разработать и использовать другие преципитаты типа А3В также не привели к успеху из-за низких температур растворения. Продолжение работ в этой области необходимо.

сжатием, ни растяжением. На изменение морфологии выделений под воздействием напряжения влияет и знак размерного несоответствия решеток. Вышеописанные результаты относятся к сплавам с отрицательным размерным несоответствием. Показано, что изменения морфологии выделений г'-фазы могут влиять на характер текучести кристаллов сплава U-700 [66]. Предел текучести кристаллов с ориентировкой <100> возрастал, если вместо выделений кубической формы образовывались стержнеподобные или пластинчатые, но последние до 760 °С давали больший эффект (рис. 3.14). При еще более высоких температурах влияние морфологии выделений на прочность было незначительным. Однако при испытании на длительную прочность обнаружено существенное улучшение свойств кристаллов сплава системы никель—алюминий—молибден-тантал с ориентировкой <100> [67]. Скорости установившейся ползучести у гомогенизированных образцов (охлаждение на воздухе) оказались ниже, а долговечности выше, чем у образцов, подвергнутых стандартной термической обработке. Предварительное деформирование в условиях ползучести приводит к еще большему улучшению свойств, если в процессе ползучести на ее первичной стадии образуются пластинчатые или слоистые выделения г'-фазы. Содержание молибдена в сплаве является фактором критическим, поскольку сопротивление ползучести достигает максимума на пределе растворимости молибдена в у-фазе [68]. В заключение отметим, что оптимального упрочнения сплавов системы Ni-Al-Mo—X слоистыми выделениями у '-фазы достигают, если у матрица насыщена молибденом, и это состояние характеризуется большим отрицательным tslts' размерным несоответствием. Пока не ясно, могут ли быть эти результаты реализованы в сплавах, предназначенных для долговременной эксплуатации.

1. Низкотемпературная прочность. Растворяемые добавки: обеспечивают большое размерное несоответствие решеток и несоответствие упругих модулей, возникновение ближнего порядка, понижение энергии дефектов упаковки. Преципитаты: когерентны матрице, присутствуют в виде крупных частиц, обладают высокой энергией антифазных границ и большим размерным несоответствием по отношению к решетке матрицы. Размер зерен: малый.

высокий модуль упругости, низкий коэффициент диффузии в матрице. Преципитаты: некогерентны, мелкодисперсны или сверхмелкодисперсны, присутствуют в большом количестве (высокая объемная доля), характеризуются высокой энергией дефектов упаковки и низким размерным несоответствием по отношению к решетке матрицы. Дисперсоиды: присутствуют в большом количестве, термодинамически устойчивы, отличаются высоким позателем вытянутости (продолговатые по форме). Размер зерен: большой, зерна столбчатые либо вся деталь представляет собой монокристалл. Волокна1: присутствуют в большом количестве, термодинамически устойчивы.

2Пока не ясно, аддитивны ли эффекты упрочнения, связанные с энергией АФГ и размерным несоответствием решеток.

Изменение параметра решетки у-фазы за счет вывода молибдена и вольфрама из у-твердого раствора может произойти либо вследствие старения с образованием карбидных выделений и их превращения, либо в результате образования ff, \i и других топологических плотноупакованных (т.п.у.) фаз (см. гл. 7). Следовательно, в сплавах, которые до эксплуатации характеризовались малым или нулевым размерным несоответствием, последнее может достигнуть значительных масштабов за время пребывания при высоких температурах и привести к потере сопротивления ползучести. К тому же, коэффициент термического расширения у у-фазы выше, чем у V '-фазы, поэтому желательно получать сплав, у которого параметр решетки у '-фазы при комнатной температуре несколько больше, чем параметр решетки у-фазы, чтобы достичь малого размерного несоответствия при рабочих температурах.

Еще большего упрочнения монокристаллов достигли путем создания плотоподобной микроструктуры выделений г'-фазы. Путем соответствующего управления размерным несоответствием кристаллических решеток ^'-фазы и матрицы добиваются того, что в процессе старения под напряжением образуются пластинчатые выделения ^'-фазы, ориентированные перпендикулярно оси растягивающего напряжения. Размер этих пластинок или "плотов" может достигать размеров самого кристалла. Степень упрочнения зависит от протяженности поверхности раздела между у'-фазой и матрицей, и более высокой длительной прочности достигают при более дисперсной структуре "плотов". При тщательном регулировании размерного несоответствия решеток можно достичь очень сильного упрочнения монокристаллов за счет выделений К' -фазы. 334

DI — размерная характеристика изделия (мм) — минимальный размер максимального сечения (т. е. в детали находят максимальное поперечное сечение и в нем — минимальный размер; в пластине это будет ее толщина б — рис. 232). Это и будет характеристический размер D\;

Размерная характеристика станка Класс чистоты поверхности

и размерная характеристика

0. о с 0 К g Наименование сетки Конструктивные особенности Размерная характеристика сетки Размер стороны ячейки в мч Диаметр проволоки в мм Размеры сетки Основное назначение

а о к о с Наименование сетки Конструктивные особенности Размерная характеристика сетки Размер стороны ячейки в мм Диаметр проволоки в мм Размеры сетки Основное назначение

О. 0 с 0 с •s. Наименование сетки Конструктивные особенности Размерная характеристика сетки Размер стороны ячейки в мм Диаметр проволоки в мм Размеры сетки Основное назначение

Процесс горения топлива зависит от ряда факторов, важнейшими из которых являются качество топлива (химический состав, размерная характеристика), режим работы котла (интенсивность горения, форсировка), метод отопления, конструкция топки, способ подвода воздуха и квалификация кочегара.

Технологическая классификация построена на принципе группирования деталей по общности технологического процесса их изготовления. В качестве исходных приняты несколько независимых признаков: размерная характеристика, группа материала и др.

Три первые знака постоянной части обозначения — размерная характеристика (габарит) детали, четвертый и пятый — группа материала, шестой—-укрупненная группировка (вид исходной заготовки).

где Т — установившаяся температура в зоне шлифования, К; Q — объемная производительность процесса шлифования, м3/с; Кг — коэффициент режущей способности шлифовального круга, Н • с/м3; v — скорость вращения детали, м/с; а • — коэффициент теплоотдачи, Вт/ (м- К); К — коэффициент тепловой активности материала шлифуемой детали, Вт2- с/(м4-К); s — размерная характеристика шлифуемой детали, м2.

где Я — коэффициент теплопроводности, Вт/(м • К); с — удельная теплоемкость Дж/(кг -К); р — плотность материала шлифуемой детали, кг/м3. Размерная характеристика детали вычисляется по формуле