Старение сплавов

Эти сплавы обладают хорошими механическими свойствами (табл. 20), могут быть упрочнены термической обработкой, но имеют пониженную термическую стабильность. После сварки детали нужно подвергать термической обработке для восстановления пластичности. Сплавы переходного класса (табл. 20) состоят из а-фазы и 25—50 % Р фазы, применяются как в отожженном состоянии, так и после закалки и старения. Сплавы прокаливаются в сечении до 200—250 мм, обладают удовлетворительной термической стабильностью, но после сварки требуют термической обработки для восстановления пластичности. [c.320]

Чистый алюминий стоек к коррозионному растрескиванию под напряжением. Если сплав типа дуралюмина находится под растягивающим напряжением в присутствии влаги, он может растрескиваться вдоль границ зерен. Как отмечалось выше, сенсибилизация сплава термической обработкой увеличивает его склонность к такому разрушению. При. старении сплава при 160— 205 °С максимальная склонность к коррозионному растрескиванию под напряжением возникает до того, как прочность на разрыв -достигает наибольшего значения [28]. Следовательно, при проведении термической обработки лучше стремиться к тому, чтобы сплав был несколько излишне состарен, чем состарен недостаточно. [c.353]

Продолжающийся нагрев приводит к коагуляции (укрупнению) 0-фазы. Каждая из указанных стадий не зависит от предшествующих, и они могут накладываться друг на друга и протекать независимо друг от друга. Протекание той или иной стадии искусственного старения зависит от состава сплавов А1—Си и температуры процесса например, при содержании 2% Си и 220° С первой образуется 0 -фаза, в то время как 0"-фаза возникает первой при старении сплава, содержащего 4% Си при 190° С. Таким образом, последовательность образования фаз определяется кинетикой, а не образованием каждой фазы из предшествующей. У некоторых сплавов (например, у магнитотвердых сплавов системы Fe—Ni—А1 типа алии) твердый раствор в определенных условиях охлаждения распадается частично в процессе закалки. При этом образуется ряд неустойчивых промежуточных фаз, что способствует увеличению магнитной энергии. Максимальное упрочнение при искусственном старении связано с начальными стадиями старения. Образование 0-фазы приводит к постепенному разупрочнению сплавов. Чем выше температура старения, тем быстрее достигается упрочнение, но тем меньше его эффект и быстрее происходит разупрочнение. Искусственное старение заканчивается В течение нескольких часов. [c.111]

Старение сплавов АК6 и АК8 в течение 6 час. применяется в тех случаях, когда необходимо получить повышенное удлинение. [c.48]

Режим искусственного старения сплава 40Е [c.106]

Механические свойства сплавов платины с золотом (табл. 19) в закаленном состоянии значительно изменяются в зависимости от температуры закалки, температуры и времени старения. Сплавы с 20—35%. 11, закаленные с 1200° С и отпущенные при 400° С, имеют твердость 440. Старение особенно заметно на со-ставах с 10—35 и 60—75% Ли. [c.413]

Величина микротвердости сплава в исходном литом состоянии была 750 МПа, но после ИПД составила 1700 МПа и значительно повысилась после отжига при 100 °С в течение 5 ч (табл. 5.1), свидетельствуя об интенсивном старении сплава. При этом уровень микротвердости в сплаве А1-11 %Fe превысил 3000 МПа, что является рекордным для А1 сплавов. [c.200]

В двойных логарифмических координатах кривая усталости для сталей при нормальной и повышенной температурах и жаропрочных сплавов на никелевой основе при температуре старения сплава и выше этой температуры хорошо аппроксимируется прямыми [c.62]

Попытки повысить вязкость надрезанных образцов сплавов Ti—6А1—4V и Ti—13V—ПСг—ЗА1 при низких температурах (т. е. снизить чувствительность к надрезу) посредством термообработок не увенчались успехом. Различные режимы отжига, закалки и старения были опробованы на листах, плитах и поковках. Полученные результаты приведены в табл. 5. Хотя основное повышение пределов текучести и прочности имеет место при старении сплавов, различной термообработкой не удается существенно снизить чувствительность сплавов к надрезу при низких температурах. [c.286]

Рис. 39. Распространение коррозионных трещин в сплаве высокой чистоты А1—3% Mg— —7% 2п (рекристаллизованный старение сплава при 70 С в течение 70 ч температура испытаний 23 С) в среде

Эти выводы были использованы для объяснения увеличения сопротивления межкристаллитной коррозии состояний ТбХ и Т8Х для сплава 2024, так как в этом состоянии старение сплава при 190 °С протекает достаточно продолжительное время, чтобы свести к минимуму различие между потенциалами тела зерна и приграничной области [129, 130]. [c.244]

Рис. 113. Связь между прочностью и сопротивлением КР в зависимости от искусственного старения сплавов серии 7000 [144] параметры искусственного старения — продолжительность старения при постоянной температуре н температура старения (изохронный процесс) а — показатели прочности (предел прочности, предел текучести, твердость) б — сопротивление КР (время до разрушения, пороговый уровень напряжений)

Зоны, свободные от выделений. Надежно установлено, что неравномерный распад во время старения сплавов А]—2п—l /[g может приводить к образованию зон, свободных от выделений, вдоль границ зерен [230]. Ширина этих зон легко различается в тройных сплавах. На рис. 135 на примере высокоугловых границ показаны зоны, свободные от выделений [44]. В промышленных высокопрочных алюминиевых сплавах ширина зон, свободных от выделений, намного меньше. Часто эти зоны совсем нс наблюдаются. Поэтому большинство исследований по изучению связи между шириной зон, свободных от выделений (ЗСВ), и сопротивлением КР, представляющих научный интерес, проводится на высокопрочных тройных сплавах системы А1—2п—Mg. Существуют три основных взаимоисключающих мнения 1) уменьшение ширины ЗСВ будет увеличивать сопротивление КР [234] 2) уменьшение ширины ЗСВ уменьшает сопротивление КР [232] 3) ширина ЗСВ имеет небольшое влияние на КР, иногда оно практически отсутствует [144, 233]. [c.294]

Для сплава Ti—8 Мо—8V—3 А1—2 Fe данных значительно меньше, чем для сплава (5-III. Тем не менее наблюдаются аналогичные закономерности [105]. На рис. 80 представлены зависимости у от А для двух режимов старения сплава Ti—8 Мо— —8V—3 А1—2 Fe. Как можно видеть, старение при 465 °С приводит к снижению величин Ашр и возрастанию скоростей растрескивания по сравнению со старением при 538 °С область II независимости и от А выражена в меньшей степени, чем для сплава р-П1 (см. рис. 78 и 79). Разрушение сплава Ti—8 Мо—8 V—3 А1— —2 Fe было также межкристаллитным. [c.370]

Структуры (Р1 + Р2)-фаз. Было показано, что при низкотемпературном старении сплава Ti—13 V—11 Сг—3 А1 в структуре происходит выделение двух фаз с кубической объемно-центри- [c.371]

Используемое в промышленности естественное и искусственное старение сплавов, сопровождающееся выделением кристаллов новых фаз, является одним из основных методов улучшения определенных свойств некоторых сплавов, например повышения механической прочности алюминиевых, медных и никелевых сплавов, повышения жаропрочности никелевых, увеличения коэрцитивной силы медных сплавов и т. д. [c.9]

Первый режим старения сплава Д20 следует применять для изделий, предназначенных для кратковременной работы при повышенных температурах, а второй режим — к изделиям, предназначенным для длительной работы при повышенных температурах. [c.68]

Ступенчатое старение сплава марки В94 следует производить не позднее 10 суток после закалки. [c.69]

Закалка и кратковременное (не-. полное) искусственное старение Т5 Для получения достаточно высокой прочности и сохранения повышенной пластичности Температуры и выдержки при данном режиме старения не обеспечивают полного старения сплава [c.78]

После зонного старения сплавы чаще имеют повышенный предел текучести и относительно невысокое отношение o Jas (с0,6-н0,7), повышенную пластичность, хорошую коррозионную стойкость п иизкую чувствительность к хрупкому разруик нию. Это объясняется тем, что дислокации при деформации пересекают зоны, не создающие знач ггельного сопротивления начальным деформациям. Отсутствие границы раздела между зонами ГП-1 и чи ГП-2 с матричной фазой определяет хорошее сопротивление коррозии. [c.325]

Легирование алюминия магнием увеличивает склонность сплава к КРН, особенно, если содержание Mg превышает 4,5 %. Для ослабления воздействия, по-видимому, необходимо проводить медленное охлаждение (50 °С/ч) сплава от температуры гомогенизации, чтобы произошла коагуляция -фазы (AlgMga) последний процесс ускоряется при введении в сплав 0,2 % Сг [29]. Эделеану [30] показал, что катодная защита приостанавливает рост трещин, которые уже возникли в сплаве при погружении в 3 % раствор Na l. При старении сплава при низких температурах максимальная склонность к КРН отмечалась перед тем, как была достигнута наивысшая твердость. Эти данные аналогичны приведенным выше для дуралюмина. Поэтому Эделеану предположил, что склонный к КРН металл вдоль границ зерен не является равновесной р-фазой, ответственной за твердость сплава. По его мнению, склонность к КРН в области границ зерен связана с сегрегацией атомов магния, и этот процесс предшествует образованию интерметаллического соединения. По мере старения склонность к КРН уменьшается, так как выделение Р-фазы в области границ зерен идет с потреблением металла, содержащего сегрегированные атомы магния. Сходным образом, вероятно, можно объяснить поведение сплавов алюминия-с медью. [c.353]

Выбор высокопрочных алюминиевых сплавов весьма велик (некоторые из них приведены в табл. 20.1). Соотношение компонентов и режим термической обработки этих сплавов обычно выбирают с таким расчетом, чтобы склонность к КРН была минимальной. Термическая обработка с образованием твердого раствора влияет на склонность к коррозионному растрескиваткию, так как изменяет состав сплава в области границ зерен и микроструктуру сплава [33]. В некоторых случаях эксплуатационные температуры, особенно превышающие комнатные значения, могут приводить к искусственному старению сплава. При этом склонность к растрескиванию может увеличиться, и в присутствии влаги или хлорида натрия произойдет преждевременное разрушение металла. Любой из описанных выше сплавов проявляет наибольшую склонность к растрескиванию в тех случаях, когда растягивающее напряжение действует по нормали к направлению прокатки. По-видимому, в этом случае в процессе участвует большая часть граничных поверхностей удлиненных зерен, вдоль которых распространяются трещины. [c.354]

В растворе, насыщенном H S и содержащем 5 % Na l и 0,1 % уксусной кислоты (имитация кислой среды газовых скважин), разрушение сплава зависит от температуры и скорости равномерной коррозии, которая преобладает в этих условиях и приводит к образованию водорода. При комнатной температуре разрушение вследствие водородного растрескивания (называемого иногда также сульфидным растрескиванием) протекает обычно только в том случае, если обработанные холодным способом сплавы были подвергнуты последующей термической обработке (состарены на заводе-изготовителе). Старение сплавов, увеличивающее их прочность, может приводить также к усилению равномерной коррозии в кислотах. При этом количество выделяющегося водорода становится достаточным, чтобы вызвать растрескивание. При повышенной температуре разрушения этого типа обычно уменьшаются (меньше водорода проникает в металл и больше удаляется в виде газа). Однако в области повышенных температур водородное растрескивание может смениться КРН, которое связано с присутствием хлоридов. В этом случае контакт сплавов с более активными металлами предотвращает растрескивание (протекторная защита). [c.371]

Механизм упрочнения при старении сплавов различных систем состоит в том, что зоны предвыделений и образующиеся дисперсные частицы, имея по сравнению с матрицей различные упругие свойства, создают поля напряжений, взаимодействующие с дислокациями. В результате движение дислокаций через кристалл затормаживается и деформация сплава затрудняется с другой стороны, дисперсные частицы оказывают также сопротивление переползанию дислокаций (см. рис. 58). Например, у магнитотвердых сплавов структура, возникающая на различных стадиях старения в системе Fe—Ni—Al, способствует увеличению коэрцитивной силы, поскольку зоны предвыделений и области дисперсных выделений, будучи соразмерными с величиной доменов, задерживают переориентацию стенки Блоха в процессе перемагничи-вания сплава. Эффект старения наблюдают и используют не только в системах цветных сплавов (на основе алюминия, магния, титана, никеля), но и в сплавах на основе железа и, в частности, у стали, содержащей [c.112]

Высокая коэрцитивная сила в результате дисперсионного твердения достигается только в сплавах систем Fe—Мо и Fe—W, так как только в этих системах старение происходит без образования зон Гинье—Престона. Однако старение сплавов системы Fe—W приводит к получению коэрцитивной силы в 2 раза меньшей по сравнению со сплавами системы Fe—Мо. [c.218]

К деформируемым алюминиевым сплавим, значительно упрочняемым термообработкой, относятся дюра. 1юмины. Основным элементом, вводимым в них для обеспечения возможности упрочняющей термообработки, является медь (от 2,8—4,5 %). Другие элементы (Mg, Мп) добавляются для улучшения комплекса свойств. Дю-ралюмины маркируются буквой Д с цифрой, означающей порядковый номер в системе разработки сплава (Д6, Д16, Д18 и т. д.) Для упрочнения их подвергают закалке, а затем естественному (при комнатной температуре в течение 4—5 сут) или искусственному (при 150 °С, 18 ч) старению. При старении сплав дополнительно существенно упрочняются. [c.44]

Отличаются по режиму термической обработки. Сплав подвергнут закалке и искусственному старению. Применяете тилько 1ла литья под данлеинем без модифицирования. Сплав подвергнут только искусственному старению. Сплав подвергнут закалке. [c.53]

Влияние одноступенчатого старения сплава IN ONELX-750 на его восприимчивость к коррозионному растрескиванию в условиях, имитирующих ядерный реактор с водой под давлением 25 [c.29]

Рис. 10. Субзеренное разрушение в области фазового старения сплава В93, Х7000

Интересно влияние железа на старение сплава А1—Си. При отсутствии железа эти сплавы способны к старению при комнатной температуре. Однако при иебольших добавках железа (а также кобальта, никеля, молибдена) эта способность полностью утрачивается. Магний в этом отношении противоположен железу. Добавки его полностью восстанавливают утраченную способность к старению. [c.55]

Для изучения процессов старения сплава АК8 при температурах 150 и 170°С были проведены непрерывные измепения элект рической проводимости. [c.66]

Закалка и двухступенчатое старение сплава In onel Х750 (как ВИ+ВД, так и ГИП) приводит к увеличению Сто,2 на 15—25 % и значительному повышению пластичности. [c.305]

В отличие от описанного выше поведения при КР сплавов Ti—11,5Мо—6Zr—4,5Sn (p-III) и Ti—8 Mo—8 V—3 Al—2 Fe сплав Ti—13 V—ll r—3A1 в состоянии p-фазы чувствителен к КР. На рис. 75 показана зависимость v от К для сплава Ti—13 V— — ПСг—ЗА1, состаренного при 590 °С за различное время [105]. Как можно видеть, увеличение времени старения уменьшает Kia но при этом отношение Kikp/Ki возрастает. Старение сплава также изменяет форму кривых зависимости v от К, которая состоит в основном из областей II и III. [c.371]

Склонность к коррозионному растрескиванию зависит и от термической обработки материала. Например, образование TijAl определяется временем старения сплава в области одновременного существования а-фазы и TisAl, которая существует до температуры 590—700 С для сплавов, содержащих 4—8 % А1. Минуя путем быстрой закалки этот температурный интервал, можно предотвратить образование TiaAl и уменьшить склонность сплава к коррозионному растрескиванию в морской воде. [c.126]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...