Старение стадия коагуляции

Однако четвертая стадия — коагуляция дисперсных частиц — всегда связана со снижением прочности наряду с коагуляцией частиц разупрочнение обусловлено потерей когерентности решеток новой фазы и твердого раствора, обеднением твердого раствора растворенным компонентом в процессе выделения. Вследствие этого изменение прочности, а также электрического сопротивления и коэрцитивной силы пересыщенного твердого раствора в процессе его старения характеризуется кривой с максимумом. При достаточно больших интервалах времени прочность снижается до значений, присущих сплаву до старения, и меньших. [c.12]

Если заключительным этапом термической обработки является старение или отпуск на стадии коагуляции, которая приводит к уменьшению протяженности межфазных поверхностей, пересыщение водородом растет, и влияние его на свойства при том же содержании должно усиливаться. Отрицательное влияние водорода в двухфазной структуре должно ослабевать, если размер фаз мал и поверхность раздела фаз обладает большой протяженностью. [c.478]

Можно считать, что после достижения максимума предела текучести (см. рис. 32, точка 6) сплав переходит в стадию коагуляции при старении. На этой стадии старения происходит дальнейшее уменьшение концентрации твердого раствора, электропроводность продолжает увеличиваться (более [c.83]

С целью улучшения прокаливаемости для массивных полуфабрикатов (поковок, штамповок, профилей) может оказаться выгодным применять сплав, не содержащий марганца и хрома при условии обеспечения надежной коррозионной стойкости. Таким сплавом является сплав В93, содержащий 6,5—7,3% Ъп, 1,6— 2,1% Mg, 0,8—1,2% Си, 0,2—0,4% Ре, до 0,2% 51, остальное алюминий [8]. При уменьшении скорости охлаждения в процессе закалки (закалка в образцах и поковках) прочностные характеристики сплава В93 практически не меняются, но удлинение снижается, а у сплава В95, содержащего марганец и хром, мало меняется удлинение, но заметно снижаются прочностные характеристики. При повышении температуры охлаждающей среды с 20 до 100° С прочностные свойства сплава В93 не меняются, в то время как прочность сплава В95 значительно снижается. Наряду с лучшей прокаливаемостью сплав В93 имеет меньшую анизотропию свойств и лучшие литейные свойства сравнительно со сплавом, содержащим в своем составе марганец и хром. Разработка сплава В93 оказалась возможной в результате использования высокотемпературного старения, в частности ступенчатого старения, переводящего сплав в стадию коагуляции при старении и обеспечивающего хорошую коррозионную стойкость сплава. [c.153]

Согласно И. Н. Фридляндеру чувствительность к коррозионному растрескиванию стареющих алюминиевых сплавов обусловливается стадиями старения. Высокое сопротивление коррозионному растрескиванию отвечает зонной стадии старения и стадии коагуляции при старении ухудшение коррозии под напряжением вызывается фазовой стадией старения с преобладанием в структуре наряду с зонами Г. П. дисперсных частиц метастабильных фаз [22 23 с. 51. [c.519]

Перестаривание на стадии коагуляции выделений можно назвать коагуляционным старением [c.329]

Косвенным показателем, определяющим ход процесса старения при распаде пересыщенных твердых растворов, является изменение твердости. Когерентная связь двух различных решеток, как и образование весьма дисперсных частиц второго компонента, обусловливает резкое повышение сопротивления пластической деформации — повышение твердости. Однако если первые три стадии процесса приводят к упрочнению сплава (дисперсионное твердение), то четвертая стадия — коагуляция дисперсных частиц — ведет к ее снижению. Следовательно, изменение твердости пересыщенного раствора в процессе старения характеризуется кривой с максимумом, причем экстремальный ход кривой соответствует процессу старения как при постоянной температуре и увеличивающейся выдержке, так и при постоянной выдержке и увеличивающейся температуре. [c.1279]

Процесс старения характеризуется изменением твердости и прочности. Когерентная связь двух различных решеток, равно как и выпадение весьма дисперсных частиц второй фазы, приводит к резкому повышению сопротивления пластической деформации, к повышению твердости. Однако, если первые три стадии процесса приводят к упрочнению сплава — так называемо.му дисперсионному твердению, то четвертая стадия — коагуляция дисперсных частиц — связана с падением твердости (фиг. 75). [c.711]

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]

Методы тепловой микроскопии позволяют наблюдать структуру дисперсных сплавов на том этапе старения, когда уже прошли начальная и промежуточная стадии и произошла коагуляция частиц второй фазы. [c.220]

На третьей стадии старения происходит разупрочнение вслед твие Коагуляции, частиц интерметаллидов. [c.45]

Спинодальный распа/з, м зародышеобразование ф Последовательность процесса старения ф Характеристика структурных состояний на разных стадиях старения Влияние дефектов структуры Ф Влияние третьего элемента Коагуляция фаз при старении Коагуляция карбидов при отпуске Старение [c.216]

Элементарные акты диффузии имеют определяющее значение для сохранения стабильности заданной структуры. Последняя, как правило, отвечает метастабильному состоянию л<аро прочного сплава. Термически активируемые процессы, усиливаемые воздействием поля напряжений, в конце концов разрушают заданную структуру. Скорость процессов рекристаллизации, коагуляции и растворения фаз, приводящих к разупрочнению сплава, определяется скоростью диффузии. Процессы диффузии определяют кинетику всех стадий старения и, следовательно, диффузия, с одной стороны, организует структуру высокопрочного состояния, а с другой — приводит к ее разрушению. [c.392]

В случае, когда неустойчивость аустенита связана с зависимостью растворимости углерода от температуры, старение переохлажденного аустенита в начальной стадии может привести к значительному повышению эрозионной стойкости стали. Коагуляция карбидных выделений и обеднение хромом и углеродом пограничных областей зерен при старении приводят к резкому снижению сопротивляемости стали гидроэрозии [42]. [c.162]

Распад пересыщенного твердого раствора и изменение структуры при старении реализуется в три стадии. Начальная стадия характеризуется увеличением периода кристаллической решетки твердого раствора, которое обусловлено образованием в аустените скоплений атомов растворенных элементов у устойчивых группировок вакансий. Вторая стадия распада включает в себя зарождение и некоторый рост карбидных частиц на дефектах кристаллического строения. Третья стадия распада — коагуляция выделений и окончательное снятие пересыщения,— проявляется как диффузионный рост частиц при понижении их плотности. Зарождение карбидных фаз происходит по нескольким механизмам зарождение в матрице на скоплениях вакансий на переползающих частичных дислокациях Франка (дефектах упаковки) на переползающих полных дислокациях а/2<110> на исходных закалочных дислокациях на границах двойников, зерен и субзерен [203]. [c.297]

После литья оловянно-свинцовые сплавы находятся в неравновесном состоянии. Большая скорость диффузии элемента сплава при комнатной температуре и немного выше приводит к тому, что при исследовании механических свойств припоев после старения всегда наблюдается стадия перестаривания (которую практически можно не учитывать). По А. С. Медведеву более заметное перестаривание (разупрочнение) наблюдается при нагреве оловянно-свинцовых припоев в интервале температур 100—150° С. Разупрочнение припоев происходит вследствие распада твердого раствора свинца и коагуляции олова (табл. 15). [c.86]

При длительном старении в условиях высоких температур может наступить перестаривание, заключающееся в коагуляции выделившихся дисперсных частиц. Эта стадия (называемая третьей стадией старения) характеризуется незначительным снижением пределов текучести и прочности, а также небольшим возрастанием относительного удлинения и сужения. [c.9]

В процессе коагуляции при старении прочность и предел текучести, перейдя за максимум, снижаются, удлинение, ударная вязкость и сопротивление развитию трещин несколько растут, особенно значительно улучшается сопротивление коррозии под напряжением и замедленному разрушению (возможной причиной такого улучшения может быть укрупнение частиц метастабильных фаз, нарушение непрерывности цепочек выделений, образование просветов между частицами, снижение плотности дислокаций в результате их аннигиляции). Для некоторых сплавов резкое улучшение коррозионной стойкости при изотермическом старении совпадает с максимумом предела текучести. Ряд важных характеристик практически мало зависят от стадии старения. К ним относятся местное удлинение в зоне шейки, сужение поперечного сечения, сопротивление усталости, длительная прочность и ползучесть. По-видимому, в процессе самих испытаний зонно-состаренные сплавы переходят в стадию фазового старения. [c.17]

Подобно термообработанным алюминиевым сплавам в фазовой стадии старения упрочнение САПов объясняется сопротивлением дисперсных частиц окиси алюминия движению дислокаций, огибающих частицы и образующих вокруг них дислокационные петли. Благодаря отсутствию диффузионного взаимодействия между матрицей и частицами окиси алюминия их формы и размеры при нагревах не меняются, обеспечивая высокую жаропрочность САПов. У стареющих алюминиевых сплавов, в результате коагуляции частиц метастабильных фаз и превращения их в частицы [c.19]

В третьей и четвертой стадиях старения вследствие роста и коагуляции частиц новой фазы, образовавшихся в твердом растворе (они хорошо наблюдаются под микроскопом). Это вызывает падение твердости и понижение механических свойств сплавов алюминия с медью. [c.227]

Тотчас после образования самостоятельных кристаллических выделений второй фазы начинается процесс их коагуляции. Это четвертая и последняя стадия старения. Коагуляция зерен второй фазы приводит к постепенному снижению прочности, упругости и твердости, что отчетливо видно на фиг. 173. Структура сплава постепенно приближается к отожженной. [c.285]

Понятия естественное и искусственное старение характеризуют условия его проведения, но однозначно не определяют характер структурных изменений в пересыщенном твердом растворе. Если исключить из рассмотрения легкоплавкие сплавы, у которых естественное старение протекает при высокой гомологической температуре (для свинцовых сплавов — около 0.5 7 пл) и приводит к далеко зашедшему распаду, то можно считать, что у большинства сплавов при естественном старении образуются только кластеры. В то же время при искусственном старении в зависимости от его температуры и продолжительности распад раствора останавливается или на зонной стадии, или на стадии выделения промежуточных фаз либо доходит до коагуляции выделений стабильной фазы. [c.328]

Для всех алюминиевых сплавов этот процесс имеет общие закономерности. На первой стадии старения возникают зоны Гинье— Престона (ГП), в которых в результате повьипенной концентрации легирующего элемента наблюдается сильное искажение кристаллической решетки, приводящее к увеличению прочности и твердости. Эта стадия называется стадией зонного старения. При повышении температуры старенри (или увеличении его продолжительности при достаточно высокой температуре) возникают частицы метастабильных фаз, когерентно связанных с матрицей твердого раствора, — стадия фазового старения. Затем появляются более крупные частицы метастабильных фаз — стадия коагуляции. В дальнейшем частицы метастабильных фаз обособляются и укрупняются — стадия отжига. При этом искажен-ность решетки снижается и, следовательно, снижаются прочность и твердость. [c.646]

Для всех упрочняемых термической обработкой алюминиевых сплавов существуют общие закономерности изменения структуры распада пересыщенного твердого раствора и присущих ей свойств. На какой-то стадии старения возникают зоны Гинье—Престона (для сплавов А1—Си—Mg зоны Гинье—Престона—Багаряцкого). Эта стадия может быть охарактеризована как стадия зонного старения. При повышении температуры старения (или увеличении его продолжительности при достаточно высокой температуре) возникают частицы метастабильных фаз (при этом возможно существование нескольких метастабильных модификаций), что-отвечает стадии фазового старения. Затем появляются более крупные частицы метастабильных фаз (наступает стадия коагуляции при старении) и, наконец, зарождаются частицы стабильных фаз, которые укрупняются (отжиг). [c.16]

На рис. 89 приведены изменения механических свойств сплавов при разных температурах старения в зависимости от содержания марганца. Хорошо видно, что наибольшее упрочнение сплавов системы А1— Си—Мп наблюдается при температурах старения 160 и 170° С при всех содержаниях марганца. При температуре 140° С сплавы находятся в недостаренном состоянии, так как при этой температуре старения имеет место очень высокая пластичность (относительное удлинение составляет 20—24%). При температурах 190 и 205° С обнаруживается явное перестаривание сплавов понижение предела прочности и резкое снижение относительного удлинения. При старении при 220° С предел прочности еще больше снижается, а относительное удлинение начинает заметно повышаться, что указывает на стадию коагуляцию стабильных фаз, выделяющихся из твердого раствора. [c.190]

На I и II стадиях старения достигается наибольшее упрочнение сплавов III стадия приводит к потере прочности. Повышение температуры систем А1—Си до 300 С и выше приводит к коагуляции (слиянию) выделившихся частиц СиА1г и полному выделению избыточного Си из перенасыщенного твердого раствора А1, что соответствует максимальной потере прочности сплава. [c.326]

Таким образом установлено, что после предварительной холодной деформации последующее старение сталей ОХз ЗНЮШ и Х18Н10Т при повышенных температурах характеризуется проявлением двух стадий процесса, связанных с сегрегацией углерода и азота на дислокациях (в течение первого часа старения) и образованием частиц второй фазы (при выдержке до 5 ч). Дальнейшее старение свыше 1000 ч приводит к коагуляции и перераспределению дисперсных частиц уровень стабилизации структурного состояния при этом существенно не меняется. [c.66]

Рассмотрено влгшнпе скорости и степени предварительного деформирования растяжением аустенитных сталей на процесс протекания деформационного старения при 45U и 65u° С. Установлены две стадии старения в пределах до 1000 ч. Более длительные выдержки сопровождаются коагуляцией и перераспределением дисперсных частиц второй фазы. [c.163]

Таким образом, проведенное исследование показало, что наиболее чувствительными характеристиками к изменению структурного состояния изученных сталей в процессе деформационного старения являются уровень микроискажений кристаллической решетки матрицы и геометрические параметры выделившихся частиц второй фазы. Влияние предварительной холодной пластической деформации растяжением в исследованных режимах на механизм деформационного старения стали 0Х18Н10Ш обнаруживается в появлении двух стадий процесса, связанных с сегрегацией углерода и азота на дислокациях (в течение первого часа изотермической выдержки) и образованием частиц второй фазы (при выдержке до 3 ч). Дальнейшее старение до 1000 ч приводит к коагуляции и перераспределению дисперсных частиц уровень стабилизации структурного состояния материала при этом существенно не меняется. [c.204]

На начальной стадии старения образуются карбидные фазы МсзС и V . Карбиды V выпадают в виде высокодисперсных частиц. Они устойчивы f против коагуляции вплоть до 100 ч старения при 650° С. Карбиды МбдС в исследованном интервале температур старения быстро коагулируют и частично диссоциируют с образованием специальных карбидов Ме,Сз и Meaj j. [c.178]

При искусственном старении повышение температуры (фиг. 260) увеличивает скорость старения, но увеличение предела прочности по сравнению с увеличением прочности при естественном старении с повышением температуры несколько снижается, так как на первые две стадии процесса старения может накладываться процесс коагуляции (роста) выделяющихся фаз, что, естественно, несколько разу-прочняет дуралюмин. При 150 и 200° С, по мере протекания процесса старения, уже в течение первых и вторых суток кривые показывают понижение предела прочности Оа, т. е. разупрочнение. [c.436]

Результаты исследования структуры стали 40Г11Н10Ю5Ф с помощью электронной микроскопии и электронографии показали, что структурные изменения при старении связаны с двумя стадиями. На первой стадии одновременно выделяются дисперсные карбиды V и интерметаллические частицы У (никель, алюминий), ориентационно связанные с матрицей и изоморфные к ней. Отмечено, что гомогенно выделяющиеся частицы у и V частично или полностью когерентны с аустенитной матрицей и образуют трехмерную периодическую структуру. На второй стадии старения У-частицы сменяются а-интерметаллидами на основе NiAl с ОЦК-решеткой в форме пластин-реек. При увеличении длительности старения при повышенных температурах происходит коагуляция интерметаллических частиц, а коагуляция карбидных частиц затормаживается. Влияние этих структурных изменений на свойства стали представлено на рис. 148. Можно видеть, что с ростом длительности старения растет Ов, достигается стадия насыщения (X 2ч). Как отмечено в [388], прочностные свойства отвечают длительности старения при переходе от первой стадии ко второй, когда структура стали характеризуется наличием большого количества высокодисперсных частиц V , У и а. [c.247]

Для мартенситно стареющих сталей характерна стадииная кинети ка процессов старения В качестве примера рассмотрим изменение вре манного сопротивления и пластичности стали Н18К8М5Т при 500 С (рис 114) На I стадии когда наблюдается интенсивное упрочнение происходит миграция атомов легирующих добавок с образованием ат мосфер и одновременным расщеплением дислокации Процессы роста двумерных зародышей новой фазы в третьем измерении соответствуют переходу ко II стадии Здесь происходит дальнейшее но уже не столь интенсивное увеличение прочностных характеристик Когда растущие частицы достигают некоторого критического размера нарушается их когерентная связь с матрицей начинается коагуляция, уменьшается плотность дислокации Все это приводит к разупрочнению (III ста Дии) [c.198]

Рассмотренная последовательность структурных изменений, хотя и весьма типична для спинодального распада, но не стандартна для всех сплавов. Например, в той же системе Си—Ы —Ре у сплава, состав которого находится не в центре, а ближе к краю области спинодального распада, нет структуры корзиночного плетения после старения. Более того, на ранней стадии старения модулированная структура в нем вообще не обнаружена, а возникает она лишь позднее в результате выстраивания кубических выделений в ряды вдоль < 100>. Это очень похоже на образование модулиро>ванйой структуры в сплаве N1—А1 в результате не спинодального распада, а избирательного роста кубических выделений у -фазы ири коагуляции. [c.292]

Распад мартенсита с выделением карбидов — главный процесс при отпуске сталей. Закономерности распада мартенсита во. многом сходны с закономерностями распада пересыщенного раствора нри старении сплавов, подвергающихся закалке без полиморфного превращения. Распад мартенсита в зависимости от температуры и продолжительности отпуска проходит через стадии предвыделения, выделения промежуточных метастабильных карбидов, выделения цементита и коагуляции. [c.337]

Под воздействием ультразвука высокой интенсивности процессы старения металлов и сплавов ускоряются, а твердость их повыщается. Качественно одинаковые данные о влиянии ультразвука получены на стали, алюминиевых, медных и других цветных сплавах, независимо от сложности их состава и концентрации введенных элементов. Ускорение процесса старения объясняют влиянием ультразвуковых колебаний на кристаллическую рещетку металлов. В решетке металлов происходит многократная циклическая деформация (растяжение — сжатие), в результате чего процессы диффузии ускоряются. На стадиях старения ультразвук увеличивает число зародышей выделяющейся упрочняющей фазы. Особенностью ультразвука является то, что он, ускоряя выделение из твердого раствора суб-микроскопических фаз — упрочнителей, почти не влияет на скорость коагуляции этих фаз. Эффект воздействия ультразвука возрастает при суммировании его с влиянием температуры ускорение процесса искусственного термического старения в этом случае еще более заметно. В случае, если влияние температуры преобладает над эффектом ультразвука, ускоряется и разупрочнение, т. е. происходит коагуляция упрочняющих фаз. Упрочняющее влияние ультразвука объясняется измельчением блоков мозаики и интенсивным образованием дислокаций. [c.222]

При старении при 150--200° в зонах Г—П концентрация меди достигает стехиометрического соотношения, соответствующего соединению СиА1.2 и в них происходит перестройка решетки. Образуются кристаллы новой фазы, так называемой б -фазы (фаза Вассермана), имеющей уже решетку, отличную от алюминиевого твердого раствора, но когерентно с ней связанную (см. фиг. 377, в). В этом физическая сущность второй стадии ста-рения. При длительных выдержках при 200° или при более высокой температуре происходит отрыв решетки соединения от маточного твердого раствора и изменяется решетка, которая становится решеткой соединения СиА12 (б-фаза). Это является третьей, заключительной, стадией старения (см. фиг. 377, г). Дальнейшее повышение температуры поведет лишь к коагуляции выделившихся частиц [c.404]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...