Морфология фаз

Соответственно для эффекта дисперсного упрочнения в сплавах ОЦК-металлов с такой морфологией фазы получается выражение [c.82]

Морфологию -фазы в сплавах на никелевой основе можно изменить посредством отжига под напряжением (рис. 3.13). [c.119]

Рассмотрим характеристики композиционных материалов в соответствии с морфологией фаз или геометрией армирующих компонентов. [c.190]

Влияние фазовой морфологии гетерогенных композиций и структуры частиц дисперсной фазы. Применение уравнений типа (3.4) и (3.5) для расчета предельных значений модулей реальных гетерогенных композиций является весьма приблизительным, учитывающим только модули фаз и их объемные доли. Применение уравнений (3,8) и (3.9) также требует знания только модулей фаз и их объемных долей, поскольку все остальные показатели свойств фаз входят в уравнения в обобщенном виде. Применение уравнений (3.11) и (3.12) требует уже хотя бы некоторой информации о морфологии фаз. При равномерном диспергировании твердых частиц в аморфной гомогенной матрице фазовая морфология композиции определяется очень просто (рис. 3.11, а). Однако в полимер-полимерных гетерогенных композициях могут [c.164]

В образцах, вырезанных из участков, непосредственно прилегающих к зоне разрушения, количество ст-фазы достигает 80% (рис. 6.25). Изменяется ее морфология наряду со сферическими наблюдаются пластинчатые выделения, появление которых можно объяснить распадом у-фазы и преимущественным выделением о-фазы по ферритным пластинам. Перемычки между отдельными порами разрушаются с образованием микротрещин. Микротрещины вязко тормозятся, и наблюдается их накопление. Магистральная трещина, по-видимому, образуется в результате слияния большого количества микротрещин [186]. [c.333]

Сравнивая выражения (2.82) и (2.87), можно показать, что эффект упрочнения в сплавах со сложной морфологией дисперсной фазы заметно увеличивается. [c.82]

В работах [181,182] концентрация напряжений на межфазной границе была рассчитана для частиц различной морфологии (сферы, стержни) в зависимости от отношения модулей упругости фазы и матрицы (рис. 2.32), а также было рассмотрено уменьшение концентрации напряжений в матрице при удалении от поверхности раздела (рис. 2.33). [c.83]

В типичных усах СТН в исходном состоянии содержится большое число частиц второй фазы (рис. 1), диаметр которых в различных усах изменяется примерно от 0,2 до 1,1 мкм. При исследовании морфологии таких усов, обработанных в растворе А. на [c.408]

Основные причины повреждения крепежных деталей связаны с качеством их термической обработки, от которой зависят структура, состав, морфология и характер распределения карбидных фаз и эксплуатационные свойства материала. В практике диагностики состояния металла крепежа качество термической обработки определяется в основном по твердости. Разбег твердости, установленный требованиями ГОСТ 20700-75, составляет 241—277 НВ для сталей ЭП-44 и ЭП-182. [c.44]

Морфология карбидной фазы оказывает существенное влияние на характер развития усталостных трещин. Как правило, разрушению подвергаются лишь крупные карбидные выделения неправильной вытянутой формы. [c.188]

Воздействие среды на высокотемпературное разрушение, в данном случае — разрыв, было бы лучше всего рассматривать, по-видимому, на основе представлений о зарождении и росте трещин. В общем случае нельзя заранее предполагать, что гетерогенность, вызываемая коррозией, всегда усиливает образование трещин. Хотя в окислительных газовых средах часто наблюдается более раннее зарождение трещин [18—21, 173], известны и случаи, когда окислительные среды замедляли растрескивание [25, 29, 61]. Подобный положительный эффект возникает, по-видимому, когда образующиеся продукты коррозии могут обволакивать поверхностные включения, являющиеся более вероятными концентраторами напряжений, чем сами коррозионные продукты. Способность фаз продуктов коррозии вызывать растрескивание зависит от хрупкости этих продуктов [116], напряжений, возникающих при их выделении [102], и морфологии [140]. Морфологический аспект особенно важен в случаях, когда межзеренные границы подвержены прямому окислению с образованием длинных клинообразных включений окислов [18—21, 103]. [c.44]

Рассматриваемые сплавы допускают широкое изменение объемной доли, морфологии и размеров частиц а- и р-фаз. Кроме того, титановые сплавы могут также содержать мартенситные фазы, выделения и интерметаллические соединения [186]. Среди промышленных сплавов редко встречаются другие микроструктуры, кроме Ч-р или рч-а [185], но, как будет показано, и эти микроструктуры в реальном случае довольно сложны. [c.96]

Рис. 35. Морфология разрушения при КР двухфазных сплавов, в которых одна из фаз невосприимчива к КР

ИЛИ стержневого, или пластинчатого типа. После того как были подробно исследованы различные эвтектические системы, Кукси и др. [11] и Джексон и Хант Г35] определили условия, при которых происходит переход от стерл невой к пластинчатой микроструктуре. Рассмотрев удельную энергию поверхности раздела фаз (для единицы объема), они установили, что переход от стержневой морфологии к пластинчатой может произойти при объемной доле, равной 1/я (32 об.%) (рис. 5). Следовательно, при прочих равных условиях преобладает стержневая морфология фазы, со- [c.359]

Нестационарные условия работы конс трукционных сплавов в эксплуатации провоцируют проявление динамической нестабильности структур. Структурные изменения, протекающие в сплавах под нагрузкой, внешне проявляющиеся в изменении микроструктуры и морфологии составляющих фаз, определяют реализацию различных механизмов пластической деформации. Поэтому эти изменения можно контролировать не только путем непосредственного изучения деградаций структуры, но и по данным анализа изменения термоактивационных параметров (таких, как энергия активации и активационный объем), если использовать параметрическую зависимость прочности. [c.312]

Существование эффекта посткристаллизации органически связано с описанным выше фрактальным строением критического зародыша конденсированной фазы. Как на ранних этапах образования новой фазы, так и на стадии собственно кристаллизации, морфология твердого сплава до начала процесса рекристаллизации характеризуется фрактальной структурой - в частности, благодаря фрактальному характеру распределения пор. [c.95]

Протекание пластической деформации в микрообъемах двухфазного металла шва (сталь 12Х18Н10Т — аустенит и 8 феррит, сплав АМгб — твердый раствор на основе алюминия и интермсталлидные фалы) носит неоднородный характер, а морфология второй фазы оказывает на нее существенное влияние вне зависимости от материала. [c.147]

Величина мультифроктальной размерности Dm отражает характерные размеры исследуемой микроструктуры и немонотонно изменяется при изменении масштаба. Показано, что изменения Dr и Dm. вызванные воздействием ударных волн, согласуются с изменением морфологии частиц и содержания моноклинной фазы после нагружения. [c.217]

Экстремум на диаграмме конструктивной прочности был обнаружен также и при изотермическом превращении аустенита в интервале температур 250—450°С (рис. 8.17). Наибольшие значец]в .цяз-кости разрушения стали со структурой бейнита соответствуют температуре распада переохлажденного аустенита, равной 350°С. Снижение температуры распада до 250°С ведет к росту предела текучести и уменьшению значений вязкости разрушения. Это связано главным образом с увеличением содержания углерода в а-фазе и увеличением степени блокировки дислокаций внедренными атомами углерода. Уменьшение пластичности ферритной матрицы затрудняет протекание релаксационных процессов в вершине трещины и увеличивает скорость ее распространения, снижая тем самым сопротивление стали хрупкому разрушению. Сложный характер диаграммы конструктивной прочности объясняется не только влиянием структурных изменений в бейните при варьировании температурой распада аустенита, но и сменой морфологии бейнита, т. е. переходом от нижнего бейнита к верхнему. При температурах образова- [c.149]

Способ пропитки пучка усов расплавом оказался очень полезным для понимания явлений на поверхности раздела жидкий металл — окисел, и с его помощью была установлена возможность упрочнения окислами низкотемпературных металлических матриц. Однако использование этого способа не позволило получить композиты с нужными свойствами, главным образом, из-за трудностей изготовления усов желаемой морфологии и их неоднородности. Проблемы получения требуемых композитов решаются путем использования непрерывных волокон AI2O3, и в настоящее время этот способ более перспективен для получения практически полезных высокотемпературных композитов с металлической матрицей. Как было показано в данной главе, достаточно хорошо разработаны научные основы явлений на поверхности раздела и стабильности армированных окислами композитов при изготовлении их в присутствии жидкой фазы и в твердом состоянии, а также при по- [c.350]

Возвращаясь к роли объемной доли фазы в переходе структуры от стержневой к пластинчатой, мы можем теперь объяснить некоторые экспериментальные результаты, которые выпадают из общей зависимости (рис. 5). Например, в системе А1—СогАЬ при направленной кристаллизации образуется пластинчатая структура, хотя объемное содержание фазы 02AI9 менее 3%. Можно предположить, что в связи с существованием особого кристаллографического соответствия фаз энергия поверхности их раздела существенно понижена и поэтому пластинчатая морфология стабилизируется даже при столь малой объемной доле. [c.361]

В сплавах, подвергнутых интенсивным деформациям, конечная-структура определяется не только условиями обработки, но и исходной микроструктурой, а также фазовым составом. В однофазных твердых растворах формирование наноструктуры происходит аналогично чистым металлам, но получаемый размер зерен может быть значительно меньше. Например, в закаленных А1 сплавах после ИПД кручением средний размер зерен обычно составляет 70-80 нм [63,64]. Добавки в чистый А1 от 1 до 3 вес. % Mg приводит к уменьшению размера зерен в результате ИПД РКУ-прессованием примерно в 3 раза [44]. В многофазных сплавах сушественную роль при измельчении структуры играют природа и морфология вторых фаз. Так, при интенсивной деформации двухфазного сплава Zn-22 %А1 наблюдали измельчение обеих фаз и после ИПД кручением (5 оборотов) уже при комнатной температуре сформировалась дуплексная наноструктура с размером зерен обеих а- и уЗ-фаз менее 100нм [65] (рис. 1.9). При наличии [c.23]

Недавние исследования показали также новые возможности методов ИПД для получения наноструктурных сплавов с метаста-бильной структурой и фазовым составом (см. гл. 2). Как уже отмечалось, было установлено, например, полное растворение цементита и формирование пересыщенного твердого раствора углерода в армко-Fe в случае высоколегированной стали, подвергнутой ИПД [66], а таже образование пересыщенных твердых растворов в А1 сплавах с исходными взаимно нерастворимыми фазами [67]. Формирование таких метастабильных сотояний позволяет ожидать получения особопрочных материалов после последующих отжигов. Вместе с тем, структура этих образцов характеризуется не только малым размером зерен и большеугловыми разориен-тировками соседних зерен, но также специфической дефектной структурой границ зерен, необычной морфологией вторых фаз, повышенным уровнем внутренних напряжений, кристаллографической текстурой и т. д. В связи с этим, очень важным является изучение комплексного влияния структурных особенностей наноматериалов на их механическое поведение. [c.183]

При воздействии умеренных температур — менее 1075 К в течение 4000 ч сплав ЭИ867 упрочняется, и характеристики сопротивления усталости повышаются па 15—20 % за счет довыделеиия у -фазы и незначительного подрастания ее первичных частиц. Высокое сопротивление деформации при циклическом нагрунгении при умеренных температурах обусловлено однородным распределением в матрице когерентных частиц у -фазы в виде плотной объемной сетки, аффективно тормозящих дислокации. При температуре 1075 К, составляющей примерно 0,6 Тпл, пределы выносливости стабильны и сохраняют г, ) Сокий уровень. Стадия, соответствующая диапазону высоких температур, отличается разупрочнением и снижением ограниченных пределов выносливости на 20—25 % в связи с коагуляцией частиц, изменением их морфологии и частичны.м растворением. [c.378]

Аустенитные стали имеют, как правило, однофазную микроструктуру. Основными исключениями являются присутствие б-феррита (при наличии в достаточном количестве стабилизирующих его элементов, таких как хром, кремний или титан) и образование (в некоторых сталях) индуцированного деформацией мартенсита. Мартенсит может быть представлен или о, ц. к. а -фазой, или г. п. у. 8-фазой, или обеими фазами вместе в зависимости от стали. Согласно некоторым данным присутствие б-фазы повышает стойкость против КР [66, 91, 96], хотя этот вывод мог быть более однозначным, если бы одновременно были исследованы и стали без феррита [66, 91]. При испытаниях в водороде, где основным эффектом является уменьшение параметра относительного сужения, наличие 6-феррита влияет на морфологию разрушения растрескивание происходит по границам аустенита и б-фазы [97]. В сталях 304А и 3095 такое изменение морфологии разрушения не сопровождалось дополнительным уменьшением относительного сужения по сравнению со сплавом без феррита [72, 97, 98], Можно предположить, что б-феррит способен оказывать влияние на распространение трещины либо как менее растрескивающаяся фаза, либо как фаза, в которой затруднен процесс электрохимического заострения вершины трещины (этот процесс будет более подробно рассмотрен в дальнейшем) [60, 64]. Поскольку при испытаниях в водороде этот процесс не происходит, в этих условиях (потери вязкости) роль б-феррита должна быть другой. [c.75]

Эффекты второго типа связаны со способностью некоторых малых примесей влиять на образование упрочняющих выделений, изменяя кинетику их роста и превращений, а иногда и морфологию. Такие эффекты особенно существенны в сплавах серии 5000, где вероятна последовательность формирования второй фазы [123] (здесь р—интерметаллид Mg5Al8). Явных свидетельств пред-выделения, т. е. возникновения зон Гинье — Престона (ГП) перед образованием р не имеется. Эти сплавы легко получить в виде метастабильных твердых растворов А1 — Mg, особенно при сравнительно низких концентрациях магния (как в случае сплавов 5083 и 5456), поскольку выделение равновесной р-фазы протекает довольно медленно. Фаза р возникает в результате гетерогенного зародышеобразования, особенно вероятного на границах зерен. Фаза р формируется медленно и при этом стремится образовать сплошной слой. Очевидно, что такие р-слои, существенно анодные по отношению к матрице [128], могут вызывать сильную межкри-сталлитную коррозию (не обязательно КР). Как уже отмечалось, для других систем (и это справедливо такхге для рассматриваемых сплавов [2]). восприимчивость к КР иногда, но не всегда, коррелирует с межкристаллитной коррозией. Таким образом, увеличение содержания магния повышает нестабильность сплава (т. е. тенденцию образовывать р-фазу в процессе эксплуатации), поэтому были разработаны многочисленные методы обработки и легирования сплавов серии 5000 с целью их стабилизации и предотвращения формирования зернограничной р-фазы. Например, холодная деформация с последующим высоким отжигом в области а-ьр [c.83]

Как видно из рис. 33, сплавы с игольчатой структурой имеют, как правило, более высокие вязкость разрушения и стойкость к 1<Р, чем сплавы с равноосной структурой. При этом ширина полосы или разность между Кхс и Кхкр в обоих случаях примерно одинакова, но для игольчатой структуры вся полоса сдвинута в область более высоких значений К- Такое поведение очень часто наблюдалось экспериментально [186, 188, 191, 192, 204, 205]. В частности, установлено, что понижение температуры обработки на твердый раствор или образование выделений ог (как в ытлаве Т1—8А1—1 Мо—IV) существенно усиливают КР [189, 181]. Игольчатые структуры мартенситного (а не видманштеттового) типа, образующиеся преимущественно при закалке, также обладают стойкостью к КР. Отпуск мартенсита вызывает частичное выделение мелкодисперсных частиц р-фазы, но сохраняет игольчатую морфологию. Стойкость к КР после такой обработки промежуточная между неотпущенным мартенситом и равноосными структурами [204]. Таким образом, игольчатые микроструктуры (видманштеттовый, пластинчатый или игольчатый мартенсит) в целом более стойки к КР. В качестве примеров можно привести сплавы Т1—6А1—4У [186] и Т1—4 А1—ЗМо—IV [190, 192]. [c.100]

Текстура сплава оказывает влияние и на морфологию разрушения. Как будет показано в следующе.м разделе, транскристал-литное разрушение в а- и р-фазах часто обусловлено кристаллографией и имеет вид скола. В случае а-фазы плоскость разрушения обычно составляет угол около 15° с базисной плоскостью [219], а в р-фазе разрушение обычно происходит вдоль 100 [204]. Таким образом, текстура материала в сочетании с направлением приложенного напряжения может облегчать или затруднять протекание растрескивания. [c.105]

Большинство титановых сплавов при КР в водных растворах разрушаются транскристаллитным сколом. Примеры таких разруше ний показаны на рис. 83, в и рис. 84 для сплавов а(Т1—10 А1) и Р(Т1—16 Мп) соответственно. В двухфазных сплавах (а-Ьр) и (р-Ьа) морфология разрушения может видоизменяться, особенно если одна из фаз невосприимчива к КР, как это часто встречается в промышленных сплавах. Эти различия в поверхности изломов показаны на рис. 85 для сплавов П—6 А1—4У и Т1—8 Мп. Фа зы, не восприимчивые к КР, обычно разрушаются вязко и, очевидно, могут служить препятствием для продвижения трещин. Как уже указывалось в предыдущем разделе, растрескивание титановых сплавов путем транскристаллитного скола происходит в определенных кристаллографических плоскостях. Данные рис. 86 [183] суммируют определения плоскости скола для а-сплавов в водных и других средах. Очевидно, что плоскость скола для фазы а находится под углом 14—16 °С по отношению к базисной плоскости, хотя имеется некоторый разброс в действительном индексе этой плоскости. Меньше данных по определению плоскости скола для р-сплавов. В работе [92] определено, что КР сплава Т — —13 V—ПСг—3 А1 происходит в направлении 100 . Морфология трещин в сплавах системы Т1—Мп также согласуется с этой плоскостью разрушения. Распространение трещин путем транскристал- [c.376]

Такие сплавы, как Т1 — 11,5Мо — 62г — 4,55п и т. д. (см. рис. 79), по-видимому, не соответствуют общей классификации, описанной выше. Наиболее чувствительная микроструктура в этих сплавах состоит из тонких видманштеттовых выделений а-фазы в матрице рекристаллизованной р-фазы. Хотя электрохимические параметры (например, концентрация, потенциал) имеют точно такое же влияние на свойства при КР, как и для сплавов, описанных выше, характер разрушения при этом межкристаллитный. Из имеющихся ограниченных данных можно заключить, что характер разрушения при КР зависит от структуры и не зависит от состава. Немного известно о факторах, контролирующих этот вид межкристаллит-ного разрушения. Высокочувствительные сплавы Н — А1 проявляют тенденцию к разрушению сколом как на воздухе, так и в водных растворах. Интересно, что сплав И — 11,5Мо — 62г — 4,55п проявляет тенденцию к межкристаллитному разрушению на воздухе, как показано на рис. 101 [103]. Из рис. 101, а также очевидно, что скольжение является турбулентным, что отличается от поведения сплавов, чувствительных к транскристаллитному разрушению при КР. Однако при более тщательном анализе морфологии разрушения обнаружено стремление к плоскостному скольжению в областях, примыкающих к границам зерен (рис. 101, б) [105]. [c.410]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...