Распад двухфазный

Равновесие термоупругое 220 Распад двухфазный 295 [c.399]

На первом этапе отпуска из мартенсита выделяются высокодисперсные частицы карбида. Центры кристаллизации растут до момента обеднения С и прекращения притока атомов соседнего элемента вследствие малой скорости диффузии из твердого раствора. Вокруг них образуются области твердого раствора с меньшей концентрацией С, находящегося в неустойчивом (коллоидном) равновесии с этими частицами. Поскольку, кроме исходного, возникает новый твердый раствор с меньшей концентрацией С, то распад мартенсита на этом этапе является двухфазным (гетерогенным). Длительность процесса обусловливается числом образующихся центров кристаллизации карбидной фазы, а скорость распада — скоростью зарождения карбидных частиц. [c.107]

При ВТМО стареющих сплавов их также деформируют в однофазной области (рис. 282,в), после чего охлаждают до температуры двухфазной области с тем, чтобы распад пересыщенного твердого раствора происходил в наклепанной матрице и прежде всего по деформационным дефектам. [c.534]

Это уравнение определяет при каждом значении температуры Т = Тр равновесное значение р, т. е. разность концентраций атомов С в первой и второй фазах, определяющую ширину двухфазной области па диаграмме состояния. Тр имеет смысл температуры распада. При Т > > Тр сплав находится в однофазном состоянии и представляет собой однородный твердый раствор внедрения, имеющий концентрацию Сс = Нс/Э1. Охлажденный до температуры Т, меньшей Тр, этот сплав распадается на две находящиеся в равновесии фазы с разными составами и Сс определяемыми при Г = Г из (16,21), (16,20) и (16,18). Из первого равенства (16,9) следует, что концентрация Сс (для двухфазного сплава имеющая смысл средней концентрации) связана с Сс и Сс соотношением [c.195]

Суммируя полученные результаты, можно сделать вывод, что последовательность процессов, установленная в ходе эволюции структуры при нагреве чистых металлов, подвергнутых ИПД, имеет место и в случае сплавов после аналогичной обработки. Специфика заключается в индуцированном деформацией переходе двухфазных сплавов в пересыщенный твердый раствор. Во время отжигов наблюдается тенденция обратного перехода в равновесное состояние путем выделения включений и их коалесценции. В исследованных сплавах на основе Fe (твердых растворах Fe-0 и Fe- данная тенденция имеет место на последней стадии эволюции микроструктуры, т. е. во время роста зерен. В сплавах u-Ag, Al-Fe распад твердого раствора происходит до начала роста зерен и здесь имеется возможность получения очень высокой прочности (см. гл. 5). [c.141]

Кинетику процесса двухфазного распада мартенсита по данным Я. С. Уманского можно характеризовать следующим уравнением [c.15]

Сплавы с двухфазной структурой с крупными выделениями второй фазы имеют меньшую жаропрочность, чем сплавы, отвечающие максимальному насыщению твердого раствора легирующими компонентами, или сплавы, находящиеся в состоянии мелкодисперсного распада. [c.228]

С повышением содержания марганца до 33,8% в сплавах ниже 850 °С происходит распад аустенита с образованием фаз 6 и р-Мп. С 33,8% Мп при 750 и 650 °С структура сплава трехфазная t-he-t-p-Mn, причем основу его составляет фаза Р Мп. Такую же структуру имеет сплав с 40,6% Мп при 750 °С. Ниже этой температуры аустенит в нем полностью распадается, и он становится двухфазным е+р-Мп. Сплав с 44,8% Мп имеет такую структуру при 750 и 650 °С. [c.100]

При повышении концентрации углерода до 1,5% (разрез Fe—Мп — 10% А1 — 1,5% С) несколько меняются интервалы структурных превращений. Двухфазную структуру а+у имеет только сплав с 0,4% Мп при 1150 . С понижением температуры ниже 1150°С в нем увеличивается количество аустенита, а при 1000 °С происходит эвтектоидный распад Y-твердого раствора на феррит и е-фазу, который завершается несколько выше 850 °С. Таким образом, при 1000 °С сплав имеет структуру a+Y-1-е, а при 850—650 °С — а-+-е. [c.100]

В образцах с 13,9 — 22,3% Мп при 1000 — 850 °С структура двухфазная v+e. Причем с понижением температуры количество е-фазы увеличивается. Ниже 850 °С начинается распад 7- е+а, который не завершается до 650 °С, и при 750 — 650 °С эти сплавы находятся в трехфазном состоянии м+ +е. [c.101]

По результатам исследования строились политермические разрезы и диаграммы состав — свойства. Наиболее характерные политермические разрезы представлены на рис. 3.8. В сталях разреза с 0,06% С (рис. 3.8, а) однофазная аустенитная структура в интервале 1150—1000 °С наблюдается при содержании хрома от 4,18 до 13,5% включительно. При понижении температуры -область несколько сужается. Во всем интервале температур аустенит нестабилен и частично превращается в а+е-мартенсит (при 4,18% Сг) и е-мартенсит (при более высоком содержании хрома). Структура сталей двухфазной области a + v, существовавшей при 1150—1000 °С, с понижением температуры значительно изменилась. Феррит стали с 16—20% Сг подвергся полному распаду с выделением хрупкой [c.103]

В и т м а н Л. Д., О расчете длины сплошной части при распаде струи жидкости, Сб. Вопросы теплоотдачи и гидравлики двухфазных сред, Госэнергоиздат, 1961. [c.256]

В связи с этим данный тип распада мартенсита называют двухфазным. [c.184]

Относительно характера фазовых равновесий в твердом состоянии в системе Hf—Nb до настояш его времени нет единого мнения [4]. Согласно работе [1] в системе наблюдается распад твердых растворов (pHf, Nb) на две фазы (aHf) + (PHf, Nb). Максимальная растворимость Nb в aHf составляет 4 % (ат.) [2—3] или 2 % (ат.) [3] при температуре 1000 С. Двухфазная область очень чувствительна к загрязнению примесями внедрения [4]. [c.885]

С помощью разработанной методики скользящего пучка рентгеновских лучей получены важные для практики сведения о структурном состоянии поверхностных слоев металлических материалов, обработанных технологическими методами, в частности, шлифованием и при прокатке. В процессе шлифования произошел распад двухфазного сплава, так называемое альфирование. которое привело к уменьшению иа два порядка числа циклов до разрушения авиационных лопаток. При этом обычно контролируемые свойства сплава не показывали отклонений от нормы. Лишь анализ тонкого поверхностного слоя, составляющего доли микрометра, выявил изменение структуры, которое в процессе эксплуатации лопаток привело к их катастрофическому износу [3]. Аналогичным образом была вскрыта причина разрушения высокопрочной стали при трении в паре с относительно мягкой оловянистой бронзой [1], При исследовании тонкого поверхностного слоя бронзы обнаружено наличие интерметаллической фазы (Сиз18пв), вызванное диффузионным притоком атомов олова к поверхности. Образование в приповерхностной зоне бронзы новой фазы с высокой твердостью резко изменило механизм трения взаимодействующих материалов и привело к увеличению на несколько порядков интенсивности износа стали, сопряженной с бронзой. [c.46]

Двухфазные титановые сплавы проявляют сверхиластичность при 850—950 С и скоростях деформации 10 —И) - V Относительное удли1гение достигает 1000 % (т = 0,4—0,8). Лучите результаты получены после термомеханической обработки, когда совмещают деформацию 3-фазы в процессе нагрепа под закалку и в процессе распада мартенсита, при температуре а + р области. [c.320]

Однако, поскольку эвтектика обычно имеет пластинчатую форму, для создания равноосной мелкозернистой структуры и придания сплаву сверхпластических свойств приходится после кристаллизации прибегать к помощи горячей деформации и нагревов б) сплавы, подвергаемые термомеханической обработке. К ним относятся двухфазные сплавы, в которых двухфазность возникает в результате распада пересыщенного твердого раствора или фазовой перекристаллизации. Мелкозернистость создается горячей деформацией при температурах, соответствующих двухфазному состоянию. [c.572]

При режиме НТМО (рис. 306, в, г) сплав также переводят перед деформацией в однофазное состояние (закалкой из однофазной области). Холодную деформацию проводят в однофазном состоянии пересыщенного твердого раствора. Последующий рекристаллизаци-онный нагрев осуществляют при температурах в пределах двухфазной области. В этом случае в зависимости от степени предшествовавшей деформации и степени пересыщения раствора распад будет [c.578]

Визуальные наблюдения над работой водяного и парового объема испарителей в определенной мере осветили механизм процесса уноса при докритических и закритичеоких концентрациях электролитов в воде. Когда солесодержание концентрата ниже критического, в паровом пространстве наблюдаются фонтаны, которые распадаются на отдельные капли. Мелкие капли выбрасываются также в паровое пространство при разрушении пузырей на зеркале испарения. Сколько-нибудь устойчивых накоплений пароводяной среды с ячеистым строением жидкой фазы (что принято называть пеной) на зеркале испарения нет. Другая картина наблюдается при высоких концентрациях. Здесь из забрасываемой в паровое пространство воды паровая фаза еще не выделилась и многие капли представляют собой, по существу, двухфазную среду, в которой жидкость имеет ячеистое строение. Места замедленного движения пара (застойные зоны) заполняются пеной. На зеркале испарения имеются сравнительно небольшие слои пены, которые вследствие волнообразного неустойчивого состояния уровня перебрасываются с одного места на другое. Иногда (на водах с повышенной концентрацией едкого натра) куски пены захватываются паром и медленно поднимаются вверх. [c.119]

В ряде двухфазных и 0-сплавов титана, помимо перечисленных выше фаз, могут появляться и различного вида интерметаллические соединения или их предвь]деле-ния. Скорость распада 0-фазы на ач)]азу и интерметаллическое соединение зависит от звтектоидной температуры и энергии активации образования интерметалличе-ского соединения. В системах с Си, N1, Ад, Аи происходит быстрый распад 0-твердо-го раствора. В системах с Со, Сг, Мп, Ре 0-твердый раствор распадается медленно, и перед выделением интерметаллической фазы образуются промежуточные состояния. Например, перед образованием соединения ЛСг, (7-фаза) в сплавах, содержащих хром, может образоваться промежуточная 7 ч)заза, являющаяся предвыделе-нием 7-фазы. Интерметаллические соединения имеют резко отличный от титана электрохимический потенциал и в ряде случаев кардинально изменяют физикомеханические и электрохимические свойства сплавов. I [c.11]

Закалку титановых сплавов применяют как самостоятельную конечную операцию с целью повышения прочности псевдо- а-сплавов титана вследствие образования а-фазы или с целью получения метастабильных фаз для последующего их распада при старении. Образование различных метастабильных фаз при закалке зависит от концентрации /3-стэбилизирующих элементов в -фазе при нагреве. В одном и том же двухфазном сплаве, изменяя лишь температуру нагрева в двухфазной области, можно в принципе получить после закалки весь набор метастабильных фаз, встречающихся в закаленном состоянии (а, а", ш, р). Чем ниже температура, тем более легирована (3-фаза, тем больше возможность образования после закалки а -, ш-или Р-фазы. Ускоренное охлаждение или закалку применяют также для подавления так называемой " -хрупкости" и повышения коррозионно-усталостной прочности и малоцикловой долговечности. [c.16]

Несколько иная ситуация наблюдалась в двухфазном сплаве Си-50 вес. %Ag, в котором оба химических элемента имеют очень ограниченную взаимную растворимость [27]. Как в случае порошков, полученных методом газовой конденсации в инертной среде или механическим легированием, так и в случае массивных исходных заготовок, ИПД кручением приводит к формированию на-нокристаллического (размер зерен 10-20 нм) пересыщенного твердого раствора с небольшим количеством остаточных Си и Ag фаз. Отжиг при температуре около 473 К приводит к распаду твердого раствора на зерна Си и Ag, имеющие примерно одинаковый размер. При более высоких температурах происходит укрупнение зе- [c.140]

Слитки промышленных сплавов гомогенизируются в однородной области (см. рис. 77) существования фазы а. Быстрое охлаждение из области существования фазы а приводит к фиксации пересыщенного твердого раствора. При этом можно ожидать, что существенное упрочнение при распаде твердого раствора должно быть возможным. Однако этого не наблюдается для состава обычных промышленных сплавов системы А1 — Mg. Низкое упрочнение во время распада твердого раствора объясняется тем, что при этом отсутствуют зоны ГП. Во время отжига или при нагревах в двухфазной области пересыщенный твердый раствор распадается и происходит выделение переходной (промежуточной) фазы р (на плоскостях 100 и 120 ) и равновесной фазы p(Mg5Al8) [97, 98]. Обычно эти выделения зарождаются гетерогенно по границам зерен и на дислокациях, поэтому они не распределены достаточно равномерно и тонко, чтобы давать значительный упрочняющий эффект. [c.223]

При этом большинство легирующих добавок переходит в твердый раствор г. ц. к., как это видно на рис. 85. В результате быстрого охлаждения до комнатной температуры может быть получен твердый раствор, пересыщенный вакансиями, медью и другими легирующими добавками. Во время старения при температурах от комнатной до температуры, соответствующей линии предельного растворения (см. рис. 85), пересыщенной твердый раствор распадается. В определенных условиях это может приводить к значительному упрочнению сплава. Распределение медн в сплаве оказывает также определяющее влияние на сопротивление межкристаллитной коррозии и КР- Термодинамически устойчивый конечный продукт распада пересыщенного твердого раствора А1 — Си представляет собой двухфазную структуру, состоящую из насыщенного твердого раствора а (г. ц. к.) и равновесной фазы 9, имеющей тетрагональную кристаллическую решетку и близкой по составу соединению СиАЬ. Из-за различия кристаллических решеток равновесная фаза 0 некогерентна с твердым раствором г. ц. к. Высокая межфазная энергия поверхности раздела фаз (>1000 эрг/см ) [119] приводит к высокой энергии активации для зарождения фазы 0. Поэтому образованию равновесной фазы может предшествовать ряд превращений метаста-бильных фаз, энергия активации которых при зарождении ниже. Последовательность образования выделений достаточно полно была изучена и может быть представлена в виде следующего ряда [97, 119, 120] [c.235]

Учитывая ограниченную область температур существования прерывистого распада, представляет особый интерес вопрос о термической устойчивости продуктов прерывистого распада во времени. Структурную нестабильность колоний прерывистого распада в температурной области их выделения связывают с высокой поверхностной энергией двухфазной структуры подобной морфологии в условиях, произвольной ориентации дисперсных ламелей относительно матричной решетки [150]. Большая устойчивость системы достигается либо путем вторичного прерывистого распада с образованием грубой ламельной структуры [90], либо образованием ориентированной структуры типа видманштеттовой. Для сплава 70НХБМЮ характерен второй способ. [c.59]

С обладают двухфазной структурой а+ -твердых растворов. С понижением температуры происходит выделение карбидов хрома (область +7+-/ ), при дальнейшем ее понижении феррит стали с 16,22% Сг претерпевает полный распад с образованием ст-фазы и вторичного аустенита (область Y-f-ст+Л ). В структуре сталей с 18—22% Сг феррит распадается частично (четырехфазная область а+7-1-ст- -/С). [c.107]

Исследование плит, вышедших из строя вследствие растрескивания, показало, что твердость их возрастает примерно в два раза (от НВ = 220—230 до 340—470 кГ/мм ). Микроструктура плит существенно отличается от исходной. Наряду с аустенитом основную площадь шлифа занимает темная составляющая продуктов распада аустенита (рис. 1). Участки, испытавшие распад, бывают трех видов сильно травящиеся массивные участки по границам и в объеме зерен (рис. 1,6), слабо травящиеся пестрые участки, расположенные между сильно травящилшся, и игольчатые темные образования (рис. 1, в). Во всех этих участках при исследовании в электронном микроскопе отчетливо обнаруживается двухфазное строение, свойственное перлитным структурам (рис. 1, г). [c.63]

Фазовый состав а+ р-сплавов, соотношение и степень дисперсности фаз, а следовательно, и комплекс физико-механических свойств могут существенно изменяться в зависимости от режима термообработки в температурном интерБЗле двухфазной области. При закалке двухфазных сплавов из а + р-области в зависимости от температуры закалки можно получить структ>ры, состоящие либо из а -)-а -фаз, либо из а + Р ест- Как а -фаза, так и р-фаза являются нестабильными и могут распадаться при нагреве на смесь а и р-фаз (при наличии в сплаве эвтектоидообразующих элементов в процессе старения может выделяться дополнительно интерметаллическое соединение). [c.70]

Область диаграммы состояния, расположенная между кривыми растворимости df и efe, принадлежит двухфазному состоянию — а 4- -твердые растворы. В доэвтектических и заэвтектических сплавах фазы с понижением температуры меняют свой состав. Это связано с распадом кристаллов а- и -твердых растворов При понижении температуры из а-фазывыделяется рц-фаза , а и р-фазы выделяется ац-фаза. Состав а-фазы изменяется по лнним df, а Р-фазы — по линии efe. После окончательного охлаждения доэвтектические сплавы будут иметь структуру а.) + эвтектик . ( if + -ф рп и заэвтектические сплавы р + эвтектика (a + р ) + tf (см. рис. 31). [c.59]

Диаграмма состояния r—W приведена на рис. 103 по обзору [ 1 . в котором в основном были использованы данные работ [2-U]. С --образуют с W при кристаллизации непрерывный ряд твердых растно ров (Сг, W), который при температуре ниже 1677 °С и содержании 50 % (ат.) W распадается на два твердых раствора (Сг) и (W Двухфазная область (Сг) + (W) при температуре 500 °С просгираетс г от 5 до 95 % (ат.) W. В системе предполагается образование промс жуточной фазы при 75 % (ат.) W, состав, область существования я характер образования которой требуют уточнения [I]. [c.200]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...