Выделения при старении

Однако основной фактор, влияющий на высокую жаропрочность, сплавов,— это дисперсионное твердение за счет выделения при старении после закалки частиц -фазы. При этом когерентность решетки частиц 7-фазы и матрицы сохраняется до высоких температур и приводит к появлению значительных упругих напряжений, препятствующих перемещению дислокаций, а также задержке укрупнения частиц. Упорядочение у -фазы способствует дополнительному упрочнению, затрудняя перерезание частиц дислокациями, вследствие повышенной энергии возникающих антифазных границ. Жаропрочные свойства никелевых сплавов зависят от размера зерен влияние увеличения размера зерен на повышение долговечности и сопротивление ползучести — надежно установленный факт. В последнее время большое внимание уделяется исследованиям влияния границ зерен матрицы на жаропрочность сплавов. Установлено [352], что малые добавки бора могут увеличивать долговечность в 13 раз, а длительную прочность — до 2 раз. Такое влия- [c.229]

В работах [48, 369] показано, что образование выделений при старении заметно увеличивает коэффициент деформационного упрочнения. По нашим данным, при старении среднеуглеродистой стали он остается постоянным (см. рис. 62). Последнее может говорить об отсутствии выделений. [c.166]

Положительное влияние деформации можно связать с изменением характера выделений при старении. В том случае, когда наблюдается наибольшее падение сопротивления коррозионному растрескиванию, имеет место структура с плотным распределением частиц метастабильной фазы О" (рис. 232, а) и четкими зонами, свободными от выда тений. В соответствии с представлениями, изложенными выше, такая структура наиболее чувствительна к коррозионному растрескиванию. При переходе в область выделения метастабильной фазы 0 частицы этой фазы, не срезаются дислокациями, что обусловливает повышение сопротивления коррозионному растрескиванию. [c.533]

Указанные свойства бериллиевые бронзы получают после закалки и старения, так как растворимость бериллия в меди уменьшается с понижением температуры (см. рис. 130). Выделение при старении частиц химического соединения СиВе повышает прочность и уменьшает концентрацию бериллия в растворе (меди). [c.430]

В табл. 13 приведены примеры последовательности появления выделений в сплавах разных систем с ростом продолжительности старения или температуры старения (при постоянной выдержке). Табл. 13 демонстрирует не последовательность выделений при старении по промышленным режимам, а возможное для данного сплава число стадий выделений в широком диапазоне температур и времен выдержки при старении, в том числе и при режимах, не используемых в промышленности. Например, для большинства сплавов режим старения пОдбирают, так чтобы не выделялась стабильная фаза (см. 43 и 44). [c.308]

Когда распад твердого раствора завершается, в том числе и при старении, и состав исходного твердого раствора приближается к равновесному, структура сплава остается нестабильной. Это обусловлено тем, что фазовые выделения из-за разных локальных условий роста имеют различные размеры и форму, не соответствующие минимуму свободной энергии. Поэтому выделения склонны к коагуляции (укрупнению) и сфероидизации (превращению неравновесных пластинчатых и игольчатых выделений в равновесную форму, близкую к сферической). [c.500]

При старении в сплавах часто наблюдается коррозионное растрескивание под напряжением, связанное с локализованным выделением по границам зерен. Присутствие даже небольшого количества локализованных выделений может повести к возникновению растрескивания по границам зерен на участке образца, подвергнутого большим напряжениям. [c.14]

Сплавы относятся к дисперсионно-твердеющим, упрочнение которых связано с выделением интерметаллидной у -фазы при старении. [c.183]

Магний имеет минимальную величину обобщенного стати- стического момента электронов по сравнению с другими компонентами, входящими в состав бериллиевых бронз, и повышенной энергией связи с вакансиями 0,3 эВ). Первая из указанных характеристик определяет возможность адсорбции магния на внутренних физических поверхностях, а вторая — увеличенную степень пересыщения закаленного а-твердого раствора вакансиями. В итоге распад твердого раствора при старении становится практически полностью непрерывным, а его скорость уменьшается. При этом достигается большая равномерность распределения частиц выделений и растет сопротивление развитию микродеформаций. По данным испытания многих плавок бронзы, содержащей 0,1% Mg (Бр.БИТ 1,9 Мг), предел упругости (Оо оог) составляет 75—80 кгс/мм, тогда как у бронзы того же состава, йо без магния, предел упругости 0 о2= 60- -65 кгс/мм . [c.38]

Упрочнение при старении под напряжением связано, по-видимому, в первую очередь с релаксацией локальных напряжений,-которые возникают на границе матрицы и частиц -фазы. Возможно, что релаксация напряжений в этих местах происходит вследствие образования и перераспределения дислокаций, созданием из них более устойчивых конфигураций. Кроме того, одновременно может идти закрепление подвижных дислокаций, образующимися в данных условиях (значительные напряжения и повышенные температуры) сегрегациями или даже выделяющимися частицами интерметаллидных фаз. Выделение частиц этих фаз или образова-нйе сегрегаций вполне вероятно поскольку по отношению к еоз- [c.48]

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]

Характерным является измененпе твердости в зависимости от температуры, обнаруженное для сплава Л1 + 38% (ат.) Ag две области кривой старения — низкотемпературная и высокотемпературная — разделены минимумом, который по мере увеличения времени старения уменьшается и смещается к более низким температурам (рис. 97). При температурах старения ниже температуры возврата появление Г —П] и 0" приводит к упрочнению, а появление 9 —к разупрочнению. При температурах старения выше температуры возврата фаза 0 наблюдается первой, и она ответственна за упрочнение, что свидетельствует о возможности независимой последовательности выделений при старении в разных температурных областях [188]. Таким образом, при определенных условиях вероятно непосредственное образование как Г — Hi или 0", так или 0. [c.223]

Форма выделений при старении существенно зависит от возникающих при этом упругих искал ений. Согласно Набарро, при полной когерентности выделения с матрицей энергия искажений растет с увеличением размера выделений пропорционально их объему. С,учетом анизотропии упругих модулей энергия искаже- [c.226]

В холодильной и криогенной технике также используют термоупрочняемые алюминиевые сплавы, легированные медью, магнием, марганцем и другими элементами. Оптимальные механические свойства эти сплавы приобретают после термической обработки, состоящей из закалки в воде от температуры около 500 °С и последующего естественного или искусственного старения за счет дисперсионного выделения при старении интер-металлидных фаз. [c.620]

А) Образование при старении зон Гинье-Престона. В) Фиксация при комнатной температуре высокотемпературного состояния. С) Образование при закалке мартенситной структуры. D) Выделение при старении дисперсных фаз. [c.107]

Деформация дисперсионно-твердеющих сплавов проводится при высоких температурах, поэтому выбор температур деформации про-нзводится с учетом происходящих при этих температурах процессов растворения и выделения карбидной фазы. Так, сплавы с 0,4 ат.% Hf(Zr) и 0,2—0,6 ат. % С прессуют при 2200° С с последующей низкотемпературной (1400° С) ковкой, что обеспечивает первоначальное растворение карбидов (W, Ме)2Си МеС с последующим выделением при старении дисперсных МеС в процессе низкотемпературной обработки [83]. Это позволяет получить не только нужное формоизменение сплава, но и наиболее благоприятное сочетание двух видов упрочнения — деформационного и дисперсионного. [c.295]

Линин деформацгп и расположение выделений при старении стали [c.97]

Так, есть известная преемственность в объяснениях упрочнения сплавов путем различных искажений при легировании, термической обработке, наклепе и т. п., которое ранее трактовалось как результат блокирования сдвигов (Людвик, 1916 г.), интерференция скольжений (Джефрис — Арчер, 1919 г.) и т. д., а теперь рассматривается как результат препятствия движению дислокаций вследствие скопления атомов примесей, частиц выделяющихся фаз, пересечения дислокаций и т. п. Оптимальный для наибольшего повышения сопротивления сдвигу размер препятствия движению дислокаций, очевидно, связан с давно известной критической степенью дисперсности структурных выделений при старении. [c.82]

В самом первом приближении можно утверждать, что холодный наклеп, повышая плотность несовершенств в кристаллах пе-р есыщен ного раствора, делает его термодинамически менее стабильным и ускоряет старение. Однако экспериментальные факты и более детальный анализ показывают, что влияние наклепа на старение может быть весьма сложным. Характер этого влияния зависит от режимов закалки, деформации и старения, от природы сплава, а для одного сплава — от типа выделений при старении. [c.379]

В ОСНОВНОМ для жаропрочных аустенитных, низкоуглеродистых высоколегированных мартенситно-стареющих и низкоуглеродистых низколегированных конструкционных сталей. Для создания дисперсной фазы, которая может представлять собой карбиды, интерметаллиды и карбонитриды, в аустенитные жаропрочные стали вводят ванадий, ниобий, титан, молибден, алюминий-в конструкционные низколегированные стали — ванадий, алюминий, азот в высоколегированные мартенситно-стареющие — молибден, титан, никель, кобальт. Старение также является завершающей термической обр зботкой после закалки, обусловливающей растворение крупных частиц второй фазы, для последующего ее выделения при старении в дисперсном виде. Температура старения может составлять от 300 до 650 °С. Характер изменения прочности при старении и роль температуры и продолжительности процесса иллюстрируется рис. 8.3. [c.156]

На основании исследования микроструктуры авторы делают заключение, что наблюдаемый эффект старения сплава хастелой при 50°С определяется выпадением р-фазы, а при 800°С—7-фазы. Выделения при старении хастелоя Ш металлографически не обнаруживаются. В наименее стареющем сплаве IN0R-8 после тепловой выдержки при 650° С в течениее 1000 ч никаких вклю- Ш чений в структуре также не на- блюдалось [184]. В результате делается вывод, что сплавы хастелой В и XV вполне хорошо свариваются, но необходимо учитывать их старение при температурах 650- -820° С. Сплав 1 ОК-8 также хорошо сваривается, причем он менее склонен к старению. [c.129]

Углеродистые стали Границы зерен феррита Линии деформации и расположение выделений при старении стали Границы ферритных и аустенитных зерен Границы аустенитных зерен в закаленной и отпущенной стали Линии напряжения деформированной стали при неоднородиом их распределении 4 см азотной кислоты н 100 см амилового спирта 2 см азотной кислоты, 50 см этилового спирта и 50 At3 воды 4 S пикриновой кислоты и 100 см этилового спирта 3—5 сж соляной кислоты, 4 г пикриновой кислоты и 95—100 см этилового или метилового спирта 6 г хлорной меди, 40 см соляной кислоты, 25 см этилового спирта и 30 см воды Травление в течение 60 сек при 20— 30 С Травление и полирование в течение 2—3 мин Травление нагретого до 200° С образца в течение 10— 20 сек [c.37]

Склонность к межкристаллитной коррозии чаще всего возникает при распаде некоторых твердых растворов в определенных условиях. Так, например, высокохромистые стали приобретают склонность к межкристаллитной коррозии после пх быстрого охлаждения от температур, превышающих 900° С подверженность латуни к межкристаллитному разрушению зависит от природы и структуры сплава, а также характера агрессивной среды свинец даже высокой чистоты имеет склонность к межкристал-лнтпон коррозии вследствие роста зерна медноалюмшшевые сплавы приобретают склонность к межкристаллитной коррозии вследствие выделения при искусственном старении интерметаллических соединений и др. [c.163]

Распад пересыщенного а твердого раствора является дифузион-ным процессом, поэтому степень распада, тип выделения, их форма и размеры зависят от температуры и длительности выдержки при старении. Скорость распада возрастает с повышением температуры. [c.108]

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]

Старение полиолефинов также сопровождается выделением низкомолекулярных продуктов—воды, перекиси водорода, альдегидов и др. Для количественного определения выделенных летучих продуктов реакщ и при старении процесс окисления осуществляется в условиях циркуляции кислорода, что позволяло концентрировать эти продукты [37]. На рис. 14 показаны накопленные летучие низкомолекулярные продукты при окислении полиоле-Фпнов. [c.76]

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]

При старении в течение 24 ч в магнитном поле Ка = =4 Ю дж/м (4 10 эрг/см ). Следовательно, ориентирующее влияние поля является более эффективным на ранних стадиях старения. Величины /Си и изменяются однотипно. При чрезмерном старении значения Ки и снижаются, так как образуются многодоменные частицы, менее ориентированные магнитным полем. При старении В магнитном поле возникают вытянутые по полю частицы, которые когерентно связаны с матрицей и имеют близкий к ней параметр решетки. Магнитное поле способствует ориентированному расположению частиц не только на начальной стадии старения, но и при гетерогенной структуре. Приведем следующий пример. В начале в процессе термомагнитной обработки была получена структура с анизотропным расположением частиц второй фазы, затем направление поля изменили на 90° (рис. 150) и через некоторое время выдержки направление частиц второй фазы изменилось в соответствии с направлением поля. Таким образом, термомагнитная обработка способствует образованию в сплаве направленных выделений второй фазы и возникновению резко выраженной анизотропии магнитных свойств. [c.210]

Длительное старение приводит также к изменению характера распределения карбидных частиц. Уменьшается число дисперсных карбидов в матрице. Выделение и рост карбидов идет по субфаницам. Крупные первичные карбиды практически остаются без изменений. Размеры средних карбидных частиц не изменяются в предварительно закаленных образцах и возрастают в нормализованных образцах до величины 0,07—0,09 мкм. Суммарное содержание легирующих элементов в карбидных фазах не изменяется при старении. Все это свидетельствует о некотором снижении упрочняющего влияния карбидных фаз. [c.43]

В ряде работ отмечается, что начальные изменения микростроения при старении не могут быть разрешены в световом микроскопе, тогда как именно на этих ранних стадиях наиболее значительно меняется поведение металлов и сплавов при механических испытаниях [106]. Для обнаружения ранних стадий процессов старения наиболее чувствительным является метод измерения электрического сопротивления материала. Как известно, удельное электросопротивление металла или однофазного сплава является функцией общего числа и распределения точечных дефектов, дисклокаций и растворенных атомов. Большие изменения удельного электросопротивления можно однозначно связывать с образованием скоплений растворенных атомов или выделений. [c.220]

Нагрев при высоких температурах сталей и сплавов на основе -у-твердого раствора способствует переводу в твердый раствор карбидных и интерметаллидных фаз и сопровождается увеличением объема, коэффициент линейного расширения повышается. При образовании и выделении у этих сплавов интерметаллидных и карбидных фаз объем уменьшается, в результате чего коэффициент линейного расширения сначала уменьшается, а затем, по мере обратного перехода этих фаз при старении, снова повышается. Уменьшение объе.ма при выделении фаз в ряде случаев сказывается на укорачивании образцов при испытании на ползучесть (отрицательная ползучесть). [c.218]

Принципиально новое направление в области обработки пружинных сталей — использование обратного мартенситного превращения с последующим старением аустенита Таким образом можно получить немагнитные пружинные стали с повышенным комплексом прочностных свойств (см, стр. 49). Стали этого типа с П—14% Ni и 10% Сг дополнительно легированы для создания вторичных упрочняющих фаз титаном (1—1,5%) и алюминием ( 0,5—1%), а в некоторых случаях также и вольфрамом для стабилизации субструктуры. После нагрева при 1000° С и охлаждения сталь приобретает аустенитную структуру, которая в результате сильной холодной пластической деформации превращается в мартенсит, имеющий высокую плотность -дефектов строения в результате фазового и деформационного наклепа. Мартенсит при нагреве превращается В аустенит (обратное мар-тенситное превращение), который сохраняется после охлаждения до нормальной температуры. Этот аустенит обладает повышенной плотностью дефектов строения, наследуемых от прямого мартенситного превращения, деформации и обратного мартенситного превращения и создающих измельченную рубструктуру. При последующем старении (520° С) аустенит упрочняется вследствие выделения избыточных фаз, причем характер изменения предела упругости при изотермическом старении аналогичен н людае-мому при старении мартенситностареющих сталей. Это означает, что решающее влияние на закономерности упрочнения оказывает не тип кристалической решетки, а субструктура матричной фазы. [c.37]

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]

Присутствие в сплаве 70НХБМЮ нескольких типов выделения в1х)рйчных фаз при старении можно объяснить сохранением высокой степени пересыщения твердого раствора до значительных температур йагрева. В связи с этим у сплавов, обладающих способностью к дисперсионному твердению в широком интервале температур, кинетика процессов эыделения контролируется различными факторами объемной или граничной диффузией, а также процессами сдвигового типа на поверхности раздела фаз. Смена морфологии выделения обусловлена главным образом тем, что кинетические особенности образования даже стабильных фаз не всегда обеспечивают достаточную структурную стабильность сплава. [c.56]

Б мартенситностареющих сталях, содержащих хром, при старении наряду с выделением интерметаллиднцй фазы может происходить расслоение твердого раствора с образованием зон, обогащенных хромом, когерентно связанных с матрицей размером 10—30 А. Образование таких зон является одной из причин, упрочнения коррозйоннОстойких сталей со стареющим мартенситом [20]. [c.102]

Упрочнение мартенсита сплавов Fe—Ni—Со—W при нагреве происходит в результате дисперсионного твердения. В сплавах с 15—20% Со в процессе старения при 440—550° С происходит расслоение твердого раствора на микрообъемы, одни из которых обогащены Fe и Со (в них реализуется ближний порядок типа Fe— Со), а другие обогащены Ni и W (в них образуется ГПУ-фаза на основе NigW). Зарождение ГПУ-фазы происходит гомогенно по всему объему мартенситных кристаллов, т. е. дефекты структуры не являются местами предпочтительного зарождения выделений. При увеличении температуры старения (или времени старения) происходит растворение фазы типа NigW и выделение более стабильной фазы типа FejW. С этим процессом следует связывать наблюдаемое при 570—620° С явление возврата электросопротивления сплава Fe—Ni—Со—W, предварительно состаренного при 500-550° С. [c.118]

Структурные превращения при закалке алюминиевых сплавов характеризуются переводом в твёрдый раствор интерметаллических соединений ( uAl2, Mg2Sl и др.) и их выделением в оптимально дисперсной форме при старении. [c.557]

В соответствии с этим физические характеристики молибдена при выделении частиц фаз внедрения изменяются в прямо противоположном направлении. Если при старении сплава молибдена, в котором выделяется карбид циркония с удельным атомным объемом примерно на 60% больше, чем у матрицы, твердость металла возрастает и наблюдаете ушнрение линий на рентгенограммах (характеризующее уровень внутренних напряжений в матрице), то в металле, легированном ванадием, твердость и уширение линий в состаренном металле меньше, чем у закаленного (рис. 3.10, 3.11) [22]. [c.59]

Сталь 12ХГНМФ обнаруживает при старении наименьшую степень выделения и коагуляции карбидной фазы, наиболее высокий комплекс механических свойств и благоприятное положение порога хладноломкости. [c.102]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...