Непрерывное выделение в сплавах

Из данных табл. 3 видно, что самые высокие значения вязкости разрушения и коэффициента кратности имеет материал ВД. Вязкость разрушения материалов ВИ и ГИП (без термической обработки) практически одинакова. Однако в состоянии после закалки и двухступенчатого старения вязкость разрушения этих же материалов значительно ниже, чем у материала того же сплава в других сочетаниях технологии и термообработки. По данным работы [13], низкая вязкость разрушения материала ВИ+ВД может быть, отчасти, связана с непрерывными выделениями карбидов по границам зерен. Эти карбиды облегчают зарождение трещины и дальнейшее ее распространение. [c.307]

Прерывистый распад не наблюдался в сплаве после старения при температурах выше 950 С и ниже 850 С. При высоких температурах старения, очевидно, отсутствует движущая сила рекристаллизации, поскольку высокие упругие напряжения непрерывного выделения быстро релаксируют. В нижнем интервале температур старения (ниже 850° С) развиваются значительные искажения решетки, однако диффузионные процессы в этих условиях в значительной мере затруднены даже в отношении граничной диффузии. [c.59]

Состав кристаллов ai при тех же условиях соответствует точке . В момент, определяемый точкой 5 на кривой охлаждения, жидкость начинает превращаться в эвтектику. Процесс превращения протекает при постоянной температуре с непрерывным выделением тепла. На кривой охлаждения появляется площадка 5 — 5. Эвтектика в данном случае образуется из кристаллов твердых растворов а и р, В момент, определяемый точкой 5, сплав состоит из кристаллов ai и эвтектики. При температуре эвтектической кристаллизации кристаллы ai насыщены металлом В. По мере снижения температуры из кристаллов щ выпадают кристаллы рп в связи со снижением растворимости. Кристаллы аир, входящие в эвтектику, в момент конца эвтектической кристаллизации насыщены до предела. При охлаждении из кристаллов а, входящих в состав эвтектики, начинается выпадение твердого раствора рп так же, как и из кристаллов ai. Но эти выделения твердого раствора в структуре не обнаруживаются. Новые порции твердого раствора р нарастают на уже имеющихся кристаллах р, входящих в состав эвтектики. Аналогично при охлаждении кристаллов р, входящих в эвтектику, происходит выделение твердого раствора ац. Он также оседает на уже имеющихся а-кристаллах эвтектики. При комнатной температуре структура доэвтектического сплава II состоит из кристаллов твердого раствора ai, эвтектики и кристаллов Ри- [c.49]

Когда система неустойчива по отношению к флуктуациям второго типа, происходит превращение одновременно по всему объему. Эта реакция, следовательно, гомогенная, и ее можно сравнить с химическими реакциями в парах или в однофазной жидкости. Необходимые для такого перехода условия могут выполняться в случае некоторых переходов порядок — беспорядок в сплавах или в случае процессов выделения, когда пересыщенный твердый раствор распадается на две фазы, имеющие. одинаковую структуру, но разные составы и периоды решетки. При переходах между твердыми фазами с различной структурой обычно невозможно избежать образования зародышей, так как эти структуры не могут в силу их различия непрерывно переходить одна в другую, и, следовательно, граница не может быть диффузной. [c.229]

В целом непрерывное выделение наблюдается в твердых растворах с малым пересыщением или в случав значительной энергии, связанной с несоответствием решеток фаз, а прерывистое выделение — в противоположных случаях. Зарождение труднее осуществляется при прерывистом выделении рост же в этом случае происходит со значительно большей скоростью вследствие постоянства и сравнительно небольшой длины эффективных путей диффузий и возможности осуществления быстрой диффузии вдоль границы ячейки. Таким образом, условиями, способствующими непрерывному выделению, являются как раз те, в которых затруднено зарождение в тех же случаях, когда может произойти образование зародышей ячеек, преобладает, по-видимому, прерывистое выделение. В некоторых сплавах, таких, например, как сплавы свинца и олова, почти всегда наблюдается прерывистое выделение. В некоторых случаях на начальной стадии наблюдается непрерывное выделение, общее или локализованное, а в наиболее благоприятных случаях все превращение может идти этим путем. [c.292]

По-видимому, торможение коррозионного растрескивания деформированных магниевых сплавов, вызываемое отжигом, может быть связано с увеличением равномерности общей коррозии, обусловленным повышением гетерогенности сплава в большей степени, чем с нарушением непрерывности выделений каких-либо металлических фаз, с которыми связывается электрохимический механизм коррозионного растрескивания данных сплавов. [c.145]

Наряду с дуралюмином находят применение также сплавы систем А1—Mg—2п и А1—M.g—2п—Си, например сплав В95, содержащий, % 2п 6 Mg 2,3 Си, 7 Мп 0,4 Сг 0,15. У этого сплава после закалки уже при естественном старении выпадают интерметаллиды по границам зерен в виде непрерывной цепочки, в результате чего сплав склонен к коррозионному растрескиванию. При искусственном старении происходит коагуляция интерметаллидов, нарушается непрерывность цепочки выделений и сопротивление коррозионному растрескиванию повышается. [c.139]

Состав кристаллов а, при тех же условиях соответствует точке Е. В момент, определяемый точкой 5 на кривой охлаждения (рис. 34, б), жидкость начинает превращаться в эвтектику. Процесс превращения протекает при постоянной температуре с непрерывным выделением тепла. На кривой охлаждения появляется площадка 5—5. Эвтектика в данном случае образуется из кристаллов твердых растворов а и р. В момент, определяемый точкой 5, сплав состоит из кристаллов а, и эвтектики. При температуре эвтектической кристаллизации кристаллы а, насыщены металлом В. По мере снижения температуры из кристаллов выпадают 48 [c.48]

Повидимому, процесс кристаллизации начнется при понижении температуры до t, когда из жидкого сплава начнет выделяться избыточная сурьма. При дальнейшем понижении температуры, благодаря непрерывному выделению из жидкого сплава сурьмы, количество ее в маточном растворе уменьшается. С понижением температуры состав жидкой фазы меняется, скользя по кривой ВС (ликвидус). Например, при температуре состав жидкого сплава определится точкой а, а при температуре 2 — точкой б. По достижении 246° жидкий сплав достигает эвтектической концентрации (13"/о 5Ь) и затвердевает при постоянной [c.48]

Прочность и твердость сплава с увеличением продолжительности старения, как правило, вначале возрастают, достигают максимума, а затем снижаются (рис. 13.8). Чем выше температура старения, тем скорее достигается этот максимум. Дальнейшее снижение прочностных свойств связано с перестариванием. Последнее вызвано коагуляцией образовавшихся выделений, которая приводит к укрупнению частиц фаз и уменьшению их числа в единице объема. Другой процесс при перестаривании — переход метастабильных фаз в стабильные и замена когерентных границ раздела некогерентными. При достаточно низких температурах старения процесс перестаривания не достигается. Упрочнение при этом развивается непрерывно с затуханием во времени. [c.499]

Доказано, что в результате образования непрерывных и ограниченных твердых растворов термически стабильных соединений повышается прочность межатомной связи этих фаз. В результате образования гетерогенных структур с мелкодисперсным выделением избыточных фаз из пересыщенных твердых растворов создаются дополнительные условия для упрочнения сплавов. Эти факторы, повышающие жаропрочность металлов, объясняют то, что на диаграммах состав - жаропрочность при определенных интервалах температур наблюдаются максимальные значения жаропрочности. Эти максимальные значения в металлических системах расположены вблизи границы предельного насыщения. [c.47]

Если то, что непрерывная пленка выделений по границам зерен вызывает чувствительность к КР на сплавах серии 5000, является закономерностью, значит, имеются два предположительных метода получения структуры с высоким сопротивлением КР. Первый метод заключается в получении и сохранении границ зерен свободными от выделений. Даже для сплавов, содержащих>7 % Mg, это может быть достигнуто путем охлаждения на воздухе после обычных нагревов до значений, при которых происходит отжиг. Как видно на рис. 82, чистыми от выделений границы остаются даже на сплаве, содержащем 8 % Mg. [c.224]

При старении аустенитных сплавов Fe-Ni-Ti имеют место два механизма распада пересыщенного у-твердого раствора непрерывный и прерывистый. При, непрерывном распаде процесс выделения происходит одновременно по всему объему зерна, тогда как прерывистый распад начинается на границах зерен и развивается от них в виде обособленных колоний. В том и другом случае фазой выделения может служить как стабильная Tj-фаза (Ni Ti), так и мета-стабильная у -фаза близкого состава, имеющая решетку, изоморфную матрице, упорядоченную по типу LIg, и с параметром, близким к решетке аустенита. Обе фазы парамагнитны. Непрерывный распад в сплавах Fe-Ni-Ti по температуре предшествует прерывистому распаду. В определенной, более высокой области температур тот и другюй механизмы распада могут существовать одновременно. [c.168]

С тех пор как была выполнена эта работа, область применения композитных материалов существенно расширилась. Поэтому сейчас предлагается различать пять основных типов нестабильности поверхности раздела. Первый тип нестабильности имеет ту же причину, что и перестаривание дисперсионно-твердеющих сплавов. Основными механизмами нестабильности этого типа, идентичной физико-химической нестабильности по Паррату [30], являются растворение и осаждение. Второй тип нестабильности связан с растворением без последующего повторного выделения. В качестве примера такой системы может служить ниобий, упрочненный вольфрамовой проволокой. Третий тип нестабильности обусловлен непрерывно протекающей реакцией на поверхности раздела в композитах П1 класса. Нестабильность, аналогичная этой, но вызванная реакциями обмена, составляет четвертый тип. Нестабильности третьего и четвертого типа подобны химической нестабильности по Байлсу и др. [5]. Пятый тип является новым в классификации. Эта нестабильность, связанная с разрушением [c.89]

Для имитации длительного старения при атмосферных нагревах часто применяются инициирующие нагревы , заключающиеся в нагревах при 100 °С в течение 7 сут. При комнатной температуре неизвестно, как долго будет образовываться такая же непрерывная сетка выделений, однако, вероятно, это время будет составлять от нескольких лет до 50. Однако при равных условиях технологии изготовления и выдержки это время образования непрерывной сетки выделений будет намного больще в сплавах с низким содержанием магния (например, сплав 5086, содержащий 4 % Mg), чем в сплавах с более высоким его содержанием (например, сплав 5456, содержащий 5,1 % Mg). Чтобы исключить КР и особенно расслаивающую коррозию, эти факторы должны быть обязательно учтены, а сплаву 5086 должно быть отда- 5В0 но предпочтение, если нет специальных требований к повыщенной прочности [c.225]

Металлографический анализ сплава 70НХБМК> позволил установить после закалки от температур 1150—1180° С и старения снизу в интервале температур 820—950° С три типа выделений избыточной фазы общее непрерывное выделение У (рис. 19, а), прерывистое выделение 2 (рис. 19, а) и видманштеттовое выделение [c.52]

Особенность старения сплава 70НХБМЮ, заключающаяся в смене механ измов распада при изотермической выдержке, приводит к тому, что температурная и временная область существования прерывистого распада оказывается "замкнутой (рис. 23). Линия 1—1—1 условно соответствует смене непрерывного распада видманштеттовым слева от указанной линии непрерывное выделение согласно линиям диаграммы сменяется преры-вистйм справа — прерывистый распад постепенно сменяется [c.55]

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]

Рассмотрим теперь образование кластеров в исходном твердом растворе (матрице). С помощью рентгеновского анализа или электронной микроскопии можно обнаружить кластеры определенного размера, формы и состава, называемые обычно зонами Гинъе — Престона. Эти зоны, впервые обнаруженные в сплавах алюминий — медь, обычно представляют собой небольшие пластинки толщиной всего в несколько (а возможно, один) атомных слоев они отличаются от матрицы по составу и могут отличаться по величине межатомных расстояний, но их структура переходит в структуру матрицы непрерывным образом. Интерпретация эффектов, наблюдаемых при исследовании дифракции рентгеновских лучей в сплавах на ранних стадиях старения,— проблема очень сложная, и в течение многих лет было неясно, следует ли приписывать эти эффекты образованию зон Гинье — Престона или небольших частиц когерентных выделений. Такие когерентные выделения в отличие от зон Гинье — Престона имеют кристалли- [c.250]

Кинетика непрерывного распада при старении аустенитных сплавов Fe-Ni-Ti (Зависит от содержания титана и температуры старения. С увеличением содержания титана увеличивается пересыщение у-твердого раствора, поэтому скорость непрерывного распада возраЬ-i. тает за единицу времени выделяется большее количество фазы старения. Повышение температуры старения ускоряет диффузионные процессы выделения, в связи с чем скорость распада твердого раствора также увеличивается. [c.177]

В хромомарганцовистых сталях железо и марганец образуют непосредственно после затвердевания непрерывный ряд твердых растворов с у-ре-теткой. В процессе дальнейшего охлаждения, при соответствующих концентрациях, сплавы могут иметь аллотропические превращения. При достаточно высокой концентра-гц1и марганца и углерода сталь может иметь аустенитную структуру. Среди этих сталей наибольпп1м применением пользуется сталь Гадфильда (11—13% Мп и около 1% С). При замедленном охлаждении или нагреве при умеренных температурах в сплавах ферритного или аустенитно-ферритного типа и при высоком содержании хрома наблюдается выделение а-фазы (рис, 2). В сталях с содержанием менее 14% Сг и 15% Мп, относящихся к группе аустенитно-мартенситных, введение никеля способствует понижению точек мартенситного превращения и увеличению количества аустенита. [c.95]

Выше точки 5 сплав не насыщен углеродом. Ниже точки 5 сплав не может сохранять данную концентрацию углерода в ])астворе, происходит выделение ггзбыточного углерода в виде высокоуглеро дистой фазы —цементита. Этот процесс продолжается непрерывно при охлаждении и вызывает обеднение а-твердого раствора углеродом до 0,01%. Выделяющийся из феррита цементит называется третичным цементитом (в отличие от первичного цементита, выделяющегося из жидкости, и вторичного цементита, выделяющегося из аустенита). [c.173]

Межкристаллитная коррозия дюралюминия (около 4—5% Си 0,5—1,75% Mg, по 0,5% Si, Мп и Fe, ост. AI), согласно работам А. И. Голубева, связана с разрушением образующегося при распаде твердого раствора (в виде более или менее непрерывной цепочки на границах зерен) интерметаллического соединения uAla в тех случаях, когда процесс коррозии сопровождается выделением водорода. В этих случаях на включениях uAla и зернах твердого раствора не образуется кроющая пленка продуктов коррозии, которая обычно (при кислородной деполяризации) препятствует коррозии включений uAla, а следовательно, и развитию межкристаллитной коррозии. Первоначальными очагами выделения водорода и возникновения межкристаллитной коррозии являются, по данным С. Е. Павлова и С. М. Амбарцумяна, межкристаллитные микропоры на поверхности сплава. Поэтому в качестве одного из наиболее эффективных путей борьбы с межкристаллитной коррозией алюминиевых сплавов, содержащих медь, рекомендуется уплотнение структуры металла. [c.420]

Температурные интервалы, соответствующие участкам 0—1 и 1—2, не отличаются от аналогичных интервалов рассмотренного выше примера. От температуры, соответствующей точке 2, при которой последние порции жидкой фазы превращаются в первичные кристаллы твердого раствора а, до температуры, соответствующей точке 3, твердый раствор охлаждается (с = 2 — 1 1 = 2). Дальнейшее охлаждение сплава в интервале температур между точками 3—4 происходит при непрерывном изменении состава а-твердого раствора, т. е. уменьшении в нем концентрации компонента В, происходящего вдоль участка линии предельной растворимости (< —b—F). Уменьшение концентрации происходит вследствие выделения из а-твердого раствора вторичных кристаллов Ри-твердого раствора находящегося в равновесии ссс-твердым раствором. В этом можно убедиться, если рассмотреть промежуточное темпаратурное состояние сплава, определяемое, например, точкой а. Проведя горизонталь через точку а до пересечения с линиями диаграммы, находим две равновесные фазы а состаъа Ь и р состава с. [c.99]

Рассмотрим особенности развития микропластических деформаций при циклических нагрузках. Наличие резко выраженной неоднородности деформации по локальньпг областям поликристаллического сплава создает предпосылки для постепенного входа в пластическое деформирование слабых микрообъемов по мере уве.личения числа циклов. Кроме того, в каждом цикле нагрузка — разгрузка и с изменением напряжения при обходе по восходящей и нисходящей ветвям петли механического гистерезиса будет непрерывно изменяться доля неупруго-деформирующихся микрообъемов. Такие локальные пластические деформации, проходящие иа фоне общей упругой деформации матрицы [5], еще не приводят к выделению остаточной де- [c.124]

Обычно полагают, что все эти эффекты могут быть объяснены образованием сплошной (непрерывной) пленки фазы Mg5Al8 по границам зерен. Фаза Mg5Al8 является сильно анодной по отношению к матрице твердого раствора А1 — Mg в большинстве электролитов [99]. Таким образом, если сплошная пленка из выделений фазы р присутствует на границах зерен, то в соответствующих средах сплавы будут подвержены межкристаллитной [c.223]

Для пружинных сплавов [67] показана эффективность введения малых количеств поверхностноактивных легирующих элементов, стабилизирующих субструктуру, созданную в результате фазового или деформационного наклепа и тормозящих преиму-щественный распад,твердых растворов по границам зерен и субграницам, т. е. способствующих непрерывному или общему выделению избыточных фаз [67, 113]. Это влияние поверхностноак- тивных элементов на стр-уктуру сплавов приводит к значительному повышению сопротивления малым пластическим деформациям и релаксационной стойкости. [c.38]

Обычно считают, что распад дисперсйонно-твердеющих сплавов по непрерывному механизму приводит к получению высокопрочного состояния, а появление в структуре сплава областей прерывистого распада приводит к его разупрочнению. Однако в последнее время установлена возможность выделения по прерывистому механизму когерентных фаз, вызывающих повышение свойств сплавОв, анало гичное упрочнению. при старении по непрерывному механизму у [52, 90]. Прерывистый распад с образованием стабильной фазы 4 61 [c.51]

Распад сплава на начальных стадиях старения идет по непрерывному механизму, который в. условиях невысокой диффузионной подвижности атомов компонентов позволяет сплаву довольно быстро достичь некоторого относительного (коллоидного) равновесия. Метастабильность такого состояния сплава (высокая поверхностная энергия межфазных границ, отличие состава твердого раствора от равновесного, а зон или выделений от стехиометричес-кой концентрации, высокий уровень внутренних иапряжений), сохраняет движущую силу для дальнейшего развития распада по [c.56]

У сплава Кепё 41 отжиг-гомогенизация при 1175 °С приводит к растворению выделений М С и порождает склонность к последующему быстрому выделению непрерывной зернограничной пленки Mjs g. В результате можно получить плохую пластичность и растрескивание, особенно при сварке, поэтому такого отжига избегают. Гомогенизация при более низких температурах (1070—1080 °С) дает равномерную мелкозернистую структуру, образовавшуюся в процессе деформационной обработки и содержащую достаточно мелкие и хорошо распределенные выделения М С. Склонность к растрескиванию уменьшается, а пластичность становится выше, если задержать образование выделений [c.166]

Чтобы улучшить свойства железоникелевых суперсплавов, к ним целенаправленно добавляют ряд других, вполне определенных элементов. Весьма важным легирующим элементом является В его вводят в количестве 0,003-0,030 %, чтобы улучшить характеристики длительной прочности и горячую деформируемость [14]. По тем же соображениям, а также в качестве карбидообразующей добавки, вводят Zr. Исследования [15] показывают, что влияние В и Zr связано с изменением энергии поверхностей раздела, способствующим коалес-ценции и сфероидизации выделений второй фазы по границам зерен. Если зернограничные частицы этой фазы компактны и имеют округлую, сфероидизированную форму, сплав обладает пластичностью, в отличие от состояния повышенной чувствительности к надрезу, связанной с непрерывными пленочными зернограничными выделениями. Было показано [16], что В тормозит переход метастабильной у -фазы в т)-фазу, так как замедляет зарождение выделений по границам зерен. [c.218]

В, качестве характерного гфедставителя суперсплавов (прототипа) используем Udimet 700. Сплав тщательно исследовали [1, 2] и нашли, что во многих отношениях его поведение в условиях усталости характерно для никелевых суперсплавов, упрочняемых выделениями -фазы. Реакция сплава Udimet 700 при температурах от 21 до 927 °С представлена на рис. 10.2. При низких значениях Ае, материал в процессе циклического нагружения не упрочняется и не разупрочняет-ся. При Ае, > 10 сплав поначалу упрочняется (но не при высоких температурах, где он непрерывно разупрочняется, начиная с первого цикла). Это упрочнение непродолжительно и переходит в непрерывное разупрочнение. Здесь опять-таки есть исключение - температура 427 °С, при которой этап упрочнения в 10 раз продолжительнее, чем при более высоких или более низких температурах, а разрушение происходит раньше, чем наступает этап разупрочнения. [c.337]

Приведенные данные укладываются в схему механизма роста объема, основанную на развитии водородных пор. Водород, образующийся при окислении алюминия водяным паром, проникает в глубь образцов и молизуется в дефектных участках. При повышенных температурах сопротивление пластической деформации алюминия уменьшается и под влиянием газового давления поры увеличиваются в размерах. Вследствие роста пор давление молекулярного водорода падает. Уменьшается оно и во время охлаждения образцов. В связи с этим появляется возможность для поступления в поры новой порции водорода, что в соответствии с данными работы [1861 реализуется во время выдержки в кипящей воде. Следовательно, поры растут при повышенных температурах, а на низкотемпературной стадии цикла создаются условия, обеспечивающие поставку водорода в образец. В таком виде обсуждаемая схема развития пористости имеет много сходного с рассмотренным ранее растворно-осадительным механизмом роста объема графитизированных сплавов. В обоих случаях развитие пористости и рост объема происходят на высокотемпературной стадии цикла, а при пониженных температурах подготавливаются условия роста, состоящие в выделении избыточной фазы. Существенным различием их является то,что при росте газовых пор материал образующейся фазы— газообразный водород — непрерывно поступает извне. [c.163]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...