Когерентные частицы

В случае когерентных частиц избыточной фазы дислокации под действием приложенных напряжений перерезают или огибают эти частицы, что зависит от их размеров, прочности и расстояния между ними. [c.109]

Ограничимся рассмотренными выше теориями, поскольку в данном разделе не ставится цель обсудить все известные механизмы дисперсионного упрочнения. Здесь важно другое—дать представление-о тех факторах, которые могут привести к упрочнению сплава, содержащего когерентные частицы, а сама формула является лишь выражением той или иной модели и точна настолько, насколько хороших приближением будет сама модель. Понятно, что со временем появляются новые, более совершенные [c.73]

Сплавы этого класса составляют большинство среди жаропрочных материалов, пригодных для использования в авиационных газовых турбинах и в других областях, требующих повышенной стойкости. Однако литературные данные, обсуждаемые ниже, относятся главным образом к поведению сплавов при низких температурах. В этих условиях рассматриваемые сплавы представляют интерес в связи с тем, что позволяют достигать уровней прочности свыше 1100 МПа. Микроструктура, обеспечивающая такую возможность, сравнительно проста. Она представлена твердым раствором г. ц. к. у-фазы, содержащим когерентные частицы у [обычно К1з(А1, Т1)] и небольшую объемную долю дисперсных карбидов [271, 275]. Если пренебречь этими карбидами, то доминирующее влияние оказывает упорядоченная структура (ЕК) у, а отдельные сплавы различаются составом у -фазы, поскольку в нее могут входить не только А1 и Т1, но и N6 (и, в меньшей степени, V, Мо, Та и W) [274, 276]. Последовательность образования выделений обычно такова [123, 126, 272, 274] [c.113]

Образование фаз определяется химическим составом, а фазы, в свою очередь, порождают микроструктуру. Мы уже упоминали, что первые металлурги, разработавшие суперсплав, не замечали тончайших когерентных частиц преципитата у -фазы, которые сделали их сплавы прочными и эффективными. И только с появлением электронной микроскопии 1950-х гг. начали по настоящему понимать видимую (т.е. физическую) связь поведения суперсплавов с типом и чрезвычайной сложностью образующих его фаз. Еще позднее разобрались во взаимодействии дислокаций с элементами структуры сплавов системы у/у. [c.28]

Общие замечания. К числу ответственных за упрочнение аустенитных суперсплавов когерентными частицами относят следующие факторы 1) когерентные искажения 2) различия в модуле упругости между упрочняющей частицей и матрицей 3) упорядоченная структура частиц 4) различия в энергии дефектов упаковки частицы и матрицы 5) энергия, необходимая для создания дополнительной поверхности раздела между частицей и матрицей 6) увеличение сопротивления деформации частиц с изменением температуры. [c.93]

Движение дислокаций в сплаве с когерентными частицами устраняет локальную концентрацию напряжений на границе фаз. Если частицы обладают большой прочностью межатомной связи, прохождение дислокаций через них потребует больших усилий, что обеспечит высокую прочность. [c.315]

Хорошо известен эффект дисперсионного твердения, заключающийся в упрочнении сплава при старении, когда в многокомпонентной однофазной системе выделяется равновесная фаза, причем ее появлению может предшествовать выделение промежуточных нестабильных фаз. На начальных стадиях образуются дисперсные частицы, когерентно связанные с матрицей. По мере развития процесса старения количество частиц возрастает, а их размер увеличивается. Критическое состояние структуры связано с потерей когерентности частиц с матрицей, приводящей к укрупнению частиц. [c.244]

Рентгеновский анализ роста когерентных частиц новой фазы при распаде пересыщенных твердых растворов основан на анализе так называемых кулоновских полей смещения в матрице, когда смещения атомов в матричном твердом растворе, обусловленные различиями атомных объемов матрицы и выделяющейся фазы, убывают с расстоянием (г) от частицы по закону 1/г [45, 49]. [c.129]

Когерентные частицы, рентгеновский анализ 129 Контраст [c.349]

Для того, чтобы снизить неупругие эффекты, надо повысить сопротивление малым пластическим деформациям, т. е. сформировать малоподвижную дислокационную структуру. Закрепление дислокаций в бронзах с высокими упругими свойствами осуществляется путем твердорастворного упрочнения и (или) выделяющимися при термообработке высокодисперсными когерентными частицами вторичных фаз. [c.359]

В разд. 2 показано, что СП течение обусловлено действием благоприятной комбинации ЗГП и ВДС в условиях активного действия диффузионных процессов. Развитие такой комбинации механизмов деформации и обеспечивает переход к СПД. Из этого анализа следует, что для реализации эффекта СП в жаропрочных сплавах необходимо измельчение зерен и устранение когерентных частиц Y -фазы путем их трансформации в зерна с обычными меж-фазными границами. Такие преобразования структуры создают условия для активного развития ЗГП и облегчают действие внут- [c.240]

Необходимо в этом отступлении сказать еще несколько слов о терминологии. В общем случае упрочнение, достигаемое с применением дисперсных частиц второй фазы, называют дисперсным упрочнением. Однако довольно часто в литературе с той же целью неправильно используется термин дисперсионное упрочнение , который на самом деле справедлив только для рассматриваемого нами частного случая упрочнения когерентными выделениями. Происхождение этой терминологии и связанные с ней ошибки И. Н. Францевич объяснил заимствованием ее из физической химии, в которой существуют понятия, дисперсная фаза (частицы) и дисперсионная фаза (матрица). Поэтому дисперсионное упрочнение — это фактически упрочнение матрицы, создаваемое полями упругих напряжений вокруг когерентных частиц, т. е. основное сопротивление движению дислокаций оказывают не сами частицы, а поля упругих напряжений в матрице. С потерей же когерентности, например, при росте частиц исчезают эти упругие поля и теперь только сами частицы препятствуют движению дислокаций. Такой переход от одного вида упрочнения к другому достаточно, наглядно разобран Анселом [1381. [c.73]

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]

Планарность скольжения может быть усилена за счет любого фактора, затрудняющего поперечное дислокационное соскальзывание, или удерживающего скольжение в тех плоскостях, где оно зародилось. Это означает, что характер скольжения могу г определять не только связанная с составом величина энергии дефектов упаковки, или же такие микроструктурные факторы, как упорядочение, образование кластеров и выделение когерентных частиц, роль которых уже была показана выше. Многие другие (хотя, конечно же, не все) металлургические факторы, рассмотренные в данной главе, тоже могут быть отнесены к числу влияющих на тип скольжения. Следует также отметить, что некоторые случаи, которые могут показаться исключением, в действительности лишь подтверждают общую картину. Например, измельчение зерна может, по крайней мере отчасти, влиять на скольжение материала, так как при этом большая часть объема образца должна быть деформирована путем многократного соскальзывания при малых деформациях [304], а как мы покажем, малость деформации во многих случаях имеет критическое значение. [c.127]

Информация о влиянии объемной доли и размера частиц аг-фазы на чувствительность к КР ограничена. На основании имеющихся данных можно заключить, что чем ниже температура старения (которая увеличивает объемную долю аг), тем ниже величина Кгкр и тем выше скорость растрескивания под действием среды. Влияние продолжительности старения на КР представлено по данным [175] на рис. 66. Результаты, полученные на образцах с надрезом, а не с усталостной трещиной, показывают, что восстановление свойств КР происходит иногда после выдержки -500 ч при 675 °С. Это обусловлено потерей когерентности частиц г-фазы и тем самым релаксацией внутренней напряженности поля. Улучшение свойств может быть также связано с изменением взаимодействия дислокаций с частицами аг-фазы от срезания до огибания. Дальнейшая работа, очевидно, требуется для оценки влияния объемной доли, размера частицы, скопления частиц а фазы на чувствительность к КР сплавов системы Т — А1. Было показано, что мартенситные структуры в бинарных сплавах Т1 — А1 чувствительны к КР в водных растворах [31]. [c.358]

Упрочнение мартенситностареющих сталей достигается после старения в довольно широкой области температур. Причем зависимость изменения предела упругости в изотермических условиях в отличие от других прочностных свойств, носит сложный харак-т<ер. По изменению предела упругости можно четко отметить все три известные стадии упрочнения. Первая стадия характеризуется начальным резким подъемом предел а упругости вследствие офадования сегрегаций из атомов легирующих элементов на дислокациях. В течение второй taдии происходит разупрочнение в результате растворения нестабильных зародышей, а затем достигается максимальное сопротивление малым пластическим деформациям из-за образования большого числа когерентных частиц, создающих наибольшие препятствия пррцессу огибания дислокаций. [c.36]

В случае когерентных частиц избыточной фазы дислокации под действием приложенных напряжений либо перерезают, либо огибают эти частицы, что зависит от их размера, прочности и расстояния между ними. В случае некогерентных частиц возможно только огибание их дислокациями. На (рис. 81, б) показано сначала выгибание, а затем (при больших напряжениях) и огибание частиц дислокациями. При возрастании напряжении дислокации образуют замкнутые дислокационные петли вокруг частиц (рис. 81, б). Оставив вокруг частиц петли, дислокации продолжают скользить в прежнем направлении (эти петли или кольца, естественно, препятствуют движению новых дислокаций). Предел текучести при дисперсном упрочнении зависит от размера частиц d и их объемной доли /. Уравнение прочности в эл ом случае идгеет вид [c.116]

В табл. 3.3 приведены различные модели высокотемпературного упрочнения, которые, по-видимому, могут быть непосредственно отнесены к суперсплавам с аустенитной структурой. Для твердых растворов критическими параметрами являются содержание растворенного элемента и различия в упругих модулях и атомных радиусах растворенного элемента и матрицы. Выделение при старении когерентных частиц с упорядоченной решеткой дает мощный прирост прочности аустенитной матрице на железной и никелевой основе. Однако для сплавов на основе кобальта реализовать такой механизм упрочнения не удается. К числу характеристических параметров преципитата следует отнести объемную долю, радиус и энергию антифазных границ. В некоторых случаях важное место отводят и размерному несоответствию решетки фазы решетке матрицы, особенно когда оно достигает или превышает 1 %. Этот параметр контролирует прочность сплавов IN-718 и IN-9Q1, упрочняемых вследствие размерного несоответствия решеток матрицы и фазы (NijNb). Отмечено [48], что применительно к невысоким температурам, когда [c.121]

С этой точки зрения представляет интерес рассмотрение (Гилман) причины изменения напряжений течения в зависимости от структуры применительно к никелевому сплаву MARM-200 с высоким содержанием ( -бО /о) упрочняющей фазы NisAl. Учитывалась различная скорость движения дислокаций в матрице, в упрочняющей упорядоченной фазе и на границе между ними. Если сплав содержат когерентные частицы упорядоченной фазы, то дислокации перемещаются парами. Поскольку на создание антифазной границы надо затратить усилие, вход в нее дислокаций затрудняется. [c.395]

Старение аустенита никелида титана эффективно влияет на характеристические точки температуры интервала мартенситных превращений и при этом может изменить саму последовательность мартенситных превращений при охлаждении и нагреве. Главными факторами такого влияния являются перераспределение атомов в твердом растворе с образованием обедненных и обогащенных никелем областей и поля напряжений от когерентных частиц фазы Ti3Ni4- [c.382]

Практически содержание углерода удобно определять по междублетному расстоянию, которое в общем случае обусловлено содержанием углерода и не зависит от содержания легирующих элементов, растворяющихся в мартенсите по типу замещения. У мартенсита в некоторых легированных сталях были отмечены аномальные значения тетрагональности, а при отпуске — образование фазы с ромбической структурой [54]. В сталях, легированных никелем и титаном или алюминием, аномально высокая тетрагональность мартенсита (н тетра-гональность при отсутствии углерода) объясняется образованием в аустените когерентных частиц упорядоченной фазы (NisTi). В этом случае рекомендуется [55] определять содержание углерода по зависимости объема элементарной ячейки от его концентрации, но. [c.134]

Когда двищущаяся дислокация наталкивается на когерентные частицы, то она их перерезает (рис. 5.10, а), если же дислокация встречает некогерентные частицы, то она их проходит, оставляя дислокационную петлю вокруг каждой частицы (рис. 5.10, б). В обоих случаях для перемещения дислокации требуется большее напряжение, чем в таком же металле без частиц вторых фаз. С повышением плотности размеш ения частиц, упрочнение будет возрастать. При прохождении множества дислокаций через полосу препятствий с частицами второй фазы напряжение течения в первом случае окажется неизменным, а во втором — будет нарастать по мере увеличения числа дислокационных петель вокруг каждой частицы. Чем больше петель дислокаций одного знака, тем значительнее сила отталкивания для приближаюгцейся дислокации того же знака. Теоретическое максимальное напряжение сдвига достигается при такой концентрации частиц, когда среднее расстояние между ними достигнет 15 нм. [c.130]

Состояние при одноосном растйЖении образцов Довольно трудна анализировать. Возникновение пор вокруг частицы сильно зависит от силы связи частицы с матрицей. Для таких включений, как сульфиды марганца в стали, силы связи пренебрежимо малы и поры могут зарождаться и расти, по крайней мере в направлении приложенных растягивающих напряжений, при очень малых пластичных деформациях. Однако даже если включения не связаны с матрицей химически, зарождение пор обычно затруднено напряжениями укладки (возникающими вследствие различной сжимаемости частицы и матрицы при охлаждении), приводящими к прочному захвату частицы матрицей [2]. Если напряжения, возникающие во включениях, являются растягивающими, то частицы могут разрушиться до разрыва по поверхностям. Другие частицы (например, окислы металла в медной матрице) могут смачивать матрицу (связываться с ней). Такие частицы, как карбиды или нитриды в сталях связаны с матрицей весьма прочно, и поры могут возникать только при высоких локальных напряжениях, обусловленных созданием большого числа вакансионных призматических петель на противоположных концах частицы. Эти петли возникают благодаря скользящим дислокационным петлям, оставляемым вокруг частицы движущимися дислокациями [3]. Для возникновения пор необходимы большие пластические деформации. При этом необходимо также, чтобы частицы были некогерентны с матрицей, так как когерентные частицы просто перерезаются линиями скольжения. Размер частиц может оказывать влияние на возникновение пор. Дислокациям, скользящим в матрице, легче обогнуть область влияния частиц, если они малы, путем поперечного скольжения, чем скапливаться вокруг них. При этом для зарождения пор необходима большая деформация матрицы. Эффект этот усиливается, если частицы при малых размерах прочно связаны с матрицей. [c.193]

КДУР) 2 339 Когерентные частицы I 242 Контраст вольтовый 1 130 [c.456]

Как будет показано позже, выделяюш имися при старении в исследуемых сплавах фазами являются ZrOa и НЮа с параметрами [201—203] намного больше, чем у решетки ниобия (а = 3,299 А) или рассматриваемых твердых растворов на основе ниобия. Когерентные частицы указанных фаз растягивают решетку матрицы, задерживая закономерное уменьшение ее вплоть до момента нарушения когерентности. [c.254]

В работе [133] высказано предположение, что формирование микродуплексной структуры обусловлено наложением распада твердого раствора и процесса рекристаллизации при некотором отставании последней. Возможность выделения 7 -фазы связана с локальным саморазогревом и охлаждением после деформации. Выделившиеся частицы сдерживают миграцию границ зерен и стабилизируют микроструктуру. К сожалению, в цитируемой работе не обсуждаются причины наблюдаемого в процессе деформации укрупнения 7 -выделений. В этой связи представляют интерес представления [365, 366], в соответствии с которыми при рекристаллизации жаропрочных никелевых сплавов в высокотемпературной 7 +7-области происходит растворение частиц 7 -фазы на мигрирующих границах зерен с последующим выделением -образую-щих элементов в новых зернах. Эти представления о взаимодействии мигрирующей границы с когерентными частицами развиты в работе [367], где исследовали рекристаллизацию холоднодеформи-рованных никельхромовых сплавов. Было установлено, что характер взаимодействия границы с частицами в значительной мере зависит от размера и количества у -фазы. Если ее дисперсность высока ( 0,02 мкм), а количество мало, то рекристаллизация протекает с высокой скоростью. В этом случае вследствие растворения у -выделений в результате миграции границ происходит обогащение легирующими элементами приграничных областей и последующее выделение 7 -частиц вслед за границей по непрерывному механизму, что приводит к образованию структуры матричного типа. Однако при повышении объемной доли и увеличении размера частиц 7 -фазы скорость движения фронта рекристаллизации резко замедляется, увеличивается время растворения крупных частиц и избыточные 7 -образующие элементы успевают стекать по гра- нице к наиболее крупным частицам, встречающимся на фронте [c.244]

Интересные данные о роли структурных дефектов при полиморфных превращениях были получены Ньюкирком [51] при исследовании выделения частиц железа из твердого раствора железа в меди. Наблюдалось выделение частиц как у-, так и а-железа, а также растворение частиц термодинамически нестабильного у-железа с последующим выделением железа на t-частицах. Спонтанное же превращение у-частиц в а-форму не происходило даже при охлаждении до —196° С. Такое поведение у-фазы в малых частицах резко отличается от ее поведения в массивных образцах железа, когда у-фазу не удается переохладить больше чем на несколько градусов относительно температуры термодинамического равновесия (910° С). Маленькие когерентные частицы, очевидно, настолько совершенны, что зародыши в них не возникают превращение сразу же начнется, если подвергнуть образец пластической деформации. [c.286]

Аналогичные подробные исследования проводились на сплавах алюминий — серебро и на других сплавах, однако в этих случаях вся последовательность структурных изменений установлена не столь надежно. Здесь тоже перед образованием равновесных выделений наблюдается выделение промежуточных когерентных частиц, так что это явление присуще, по-видимому, очень многим дисперсионно твердеющим сплавам. Описанные выше сферические кластеры возникают очень быстро после закалки или в процессе быстрого охлаждения от температуры растворения, однако весь ход процесса старения французские и немецкие исследователи трактуют по-разному. В работах немецкой школы, выполненных Кестером и сотрудниками, высказывается предположение, что в процессе старения в матрице возникают дефекты упаковки, и последующая диффузия атомов растворенного элемента к этим дефектам упаковки и приводит к образованию пластинок когерентных выделений. Для более подробного ознакомления с деталями структурных изменений, происходящих в этой и другой системах, можно рекомендовать обзоры Харди и Хила [70] и Келли и Ни-кольсона [75]. [c.306]

У большинства дисперсионно-твердеюн] их сплавов частицы первоначальных мелкодисперсных выделений, появляющиеся при старении, когерентны матрице и имеют весьма незначительные размеры. Продолжение старения приводит к образованию частично когерентных частиц значительно большего размера и, в конеч- [c.14]

Величина условного предела текучести обычно слабее зависит от температуры, хотя и он закономерно снижается при нагреве чистых металлов и сплавов, в которых при испытании не происходит фазовых превращений. Если же такие превращения (особенно старение) имеют место, то характер изменения предела текучести с повышением температуры станавится неоднозначным. В зависимости от изменений структуры здесь возможен и спад, и подъем, и сложная зависимость от температуры. Напри мер, повышение температуры растяжения предварительно закаленного сплава — пересыщенного твердого раствора приводит вначале к повышению предела текучести вплоть до какого-то максимума, соответствующего наибольшему количеству дисперсных когерентных выделений продуктов распада твердого раствора, а при дальнейшем повышении температуры ао,2 будет снижаться из-за потери когерентности частиц с матрицей и их коагуляции. [c.154]

Возможность движения дислокаций, сравнительно однородное распределение скольжения по объему материала, генерация и размножение дислокаций и точечных дефектов обусловливают возникновение в таких системах закономерностей деформации, подобных таковым в чистых материалах и твердых растворах. Для сплавов, содержащих полностью когерентные частицы, перерезаемые дислокациями (дисперсионно-твердеющие сплавы), пластический участок кривой деформирования подобен кривой деформирования чистого металла. Если в сплаве содержится достаточная объемная доля жестких частиц, скорость деформационного упрочнения намного больше [4]. Деформационное упрочнение такого тппа сопровожла- [c.188]

Для изучения равномерно распределенных однотипных мелких частиц применяют рентгеновскую дифракцию с разрешением до 60 нм. Более мелкие частицы идентифицируют методом ПРЭМ. Когерентные частицы вплоть до размеров 1 нм выявляются благодаря различию структурных факторов отдельных фаз. [c.71]

Соответственно, мы приходим к следующему сценарию движения квантовой броуновской частицы. При любом начальном состоянии, в том числе когерентном, частица эволюционирует в соответствии с уравнением Шрёдингера с поглощением, описывающим исчезновение когерентности. На этом фоне возникают коллапсы волновой функции в любом конкретном представителе статистического ансамбля. Первый же коллапс в каждом данном представителе ансамбля уничтожает начальную волновую функцию и порождает волновой пакет с размером Ь л/ЯХв, где Я — длина пробега легких частиц, а Яв — их средняя длина волны де Бройля. Последующие коллапсы дополнительно уменьшают недиагональные члены матрицы распределения, но статистическое поведение броуновской частицы определяется уже не не диагональной частью, а классическим кинетическим уравнением для функции распределения, т.е. диагональной частью матрицы распределения. [c.211]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...