Температура распада сплава

На рис. 4.14 приведена диаграмма состояния сплавов, где компоненты А и В образуют неустойчивое химическое соединение А В, , которое при определенной температуре распадается на жидкость и один из компонентов. [c.48]

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]

Выясним, какое влияние оказывает примесь внедренных атомов С на кривую концентрационной зависимости температуры распада (кривую распада), т. е. на диаграмму состояния сплава. Определим из (20,12) величины [c.218]

Перейдем к определению вида диаграммы состояния (кривой распада) тройного распадающегося сплава А В — С в первом приближении. Рассмотрим тройной и бинарный сплавы, имеющие одинаковую концентрацию атомов А в первой фазе Сд = сдо. Температуры распада, а также и составы второй фазы таких сплавов будут,. вообще говоря, различны. Обозначая температуру распада тройного сплава через Гр, будем иметь [c.220]

Пользуясь формулами (20,27) п (20,23), можно построить кривую зависимости температуры распада Тр — Тр- - АТр тройного сплава от состава. Величина о может быть выражена через средние концентрации атомов А и В в сплаве Са = Ад/А и Св = Ав/А формулой о = Сд — Св = 2сд—1. При заданном значении ю можно найти по формуле (20,23) кривую распада в нулевом приближении. Эта Кривая для каждого значения са == сдо определяет значения р и Г . Далее, находя соответствующее Сд значение а и при заданных Vлa и Ква значение , можно при данном Сс по формуле (20,27) определить АТр и построить кривую зависимости Гр = = Тр- - АТр от Сд, т. е. кривую распада в первом приближении для сплава А — В с примесью внедренных атомов С. [c.221]

Изложим здесь развитую в работе [3] теорию такого типа распада сплава замещения металлов А и В, в междоузлия кристаллической решетки которого внедрено относительно малое количество атомов какого-либо третьего элемента С. Пусть сплав имеет ГЦК решетку и атомы С внедрены в ее октаэдрические междоузлия. Рассмотрим слзгчай, когда при достаточно низких температурах из этого твердого раствора выпадает химическое соединение С с А и В, причем на г атомов С приходится з атомов А и В. Допустим, что атомы А и В могут присутствовать в исходном сплаве с любыми концентрациями. Один из частных случаев такого распада был рассмотрен термодинамически в работе Фастова и Финкельштейна 4], где предполагалось, что в исходном сплаве имеется малая [c.224]

Найдем в том же первом приближении относительно изменение температуры распада, вызванное добавлением примеси атомов А к сплаву В — С. Логарифмируя выражение (22,3) и ограничиваясь членами первого порядка относительно получим следующую формулу для [c.232]

Влияние режима закалки на тип распада изучали в интервале температур 1120—1230° С, позволяющем получить различное пересыщение твердого раствора сплава, а также различное состояние границ зерен за счет растворения карбидных и карбонитрид-ных фаз (рис. 21). Монотонное увеличение доли прерывистого распада сплава после старения снизу при 900°С при росте температуры предшествующей закалки от 1120° С до 1180° С [c.54]

Для уяснения характера обусловленного снижением температуры распада фаз аир, сопровождающегося выделением фаз Рц и ац, заметим, что в доэвтектических сплавах в результате неизбежного при их охлаждении распада имеющейся в них р-фазы (в эвтектике и Ри) также образуется и вторичная а-фаза (ац). Однако на диаграмме состояний это не указывается, так как при выделении фаза сливается с окружающими ее зернами первичной фазы а и как самостоятельная структурная составляющая не наблюдается. То же можно сказать о Рц в заэвтектических сплавах. [c.68]

Механические свойства зависят от химического состава, технологии изготовления (модифицирования, способа литья и т.д.), а также термической обработки (см. табл. 13.4). В двойных силуминах с увеличением содержания кремния до эвтектического состава снижается пластичность и повышается прочность. Появление в структуре сплавов крупных кристаллов первичного кремния вызывает снижение прочности и пластичности (рис. 13.7). Несмотря на увеличение растворимости кремния в алюминии от 0,05% при 200 °С до 1,65% при эвтектической температуре, двойные сплавы не упрочняются термической обработкой. Это объясняется высокой скоростью распада твердого раствора, который частично происходит уже при закалке, а также большой склонностью к коагуляции стабильных выделений кремния. Единственным способом повышения механических свойств этих сплавов является измельчение структуры путем модифицирования. [c.369]

Во многих работах эффект памяти формы изучали в условиях, когда предварительная деформация была задана в низкотемпературной мартенситной фазе, а деформацию-памяти измеряли в процессе последующего нагрева да температур распада мартенсита. Исследования проведенные в работе [24] показали, что в железомарганцевых сплавах память обнаруживается и после деформации в [c.147]

Использование рентгеновского метода для построения кривой ограниченной растворимости компонентов в твердом состоянии (фиг. 40, а) заключается в основном в определении периодов решетки ряда сплавов со структурой а-твердого раствора, гомогенизированных при температуре Тн и закаленных с этой температуры. Предполагается, что при закалке с такой температуры в сплавах не происходит распада пересыщенного а-твердого раствора. По данным измерений строят кривую зависимости периода решетки а-твердого раствора от состава сплавов, как показано на фиг. 41, согласно которой в пределах области а-твердого раствора период решетки изменяется непрерывно по плавной кривой. [c.99]

Диаграмма состояния сплавов А1—Си (фиг. 103) относится к диаграммам состояния III типа, когда компоненты образуют твердый раствор с ограниченной растворимостью, уменьшающейся с понижением температуры. В сплавах, имеющих диаграмму состояния такого типа, протекает вторичная кристаллизация, связанная с частичным распадом твердого раствора. Такие сплавы можно подвергать термической обработке III и IV групп, т. е. закалке и старению. [c.230]

Границы двухфазной области ( 1 + аг) при температурах выше 1000°, установленные в работе [19] методами измерения электросопротивления, близко совпадают с принятыми на рис. 106 по данным [8] и [И]. Согласно [19] критическая температура распада а-твердого раствора в сплаве с 60 ат.% Р1 отвечает 1252° В работе [15] критические температуры распада того же раствора при содержании 65, 59 и 50% Р1 были определены равными 1253, 1257 и 1246° соответственно. По данным [18] граница твердого раствора платины в золоте лежит при 23 ат.% Р1, а согласно [20, 21] границы двухфазной области при 727° отвечают 26 и 93 ат.% Р1. [c.175]

Отсюда видно, что даже небольшие количества примеси внедренных атомов могут значительно изменить температуру распада. Например, при Сс =0,01 и х = 0,5 из (20,32) находим, что ATpiTp = 0,075, т. е. АТр может быть 100°С при наблюдаемых на опыте температурах распада сплавов. [c.222]

Рассмотрим сплав ХН55ВМТКЮ на никелевой основе. Образцы сплава (/=150 м, d=8 мм) деформировали гидроэкструзией на е=43 % при 250 °С, что на много ниже температуры рекристаллизации сплава. После этого экструдированные образцы подвергали испытаниям при разных температурах. В процессе нагрева и испытания в экструдированных образцах шла первичная рекристаллизация, на которую накладывался распад твердого раствора Y. с выделением частиц v -фазы. Обратное растворение у -фазы начинается при нагреве до температуры выше 1160°С и сопровождается ростом зерна матрицы. До начала этого роста размер зерна составлял около 3 мкм, т. е. достаточно мелкий и благоприятный для проявления сверхпластичности. [c.575]

Разлагая левую часть уравнения (16,21) в ряд по степеням ц и отбрасывая при малых ц (вблизи сЮстава Сс = Ч2) слагаемые высших порядков малости, получаем для температуры ГрО/г) распада сплава состава Сс = Ч2 выражение [c.195]

И IV = 2уав — Уаа — Квв — энергия распада бинарного сплава А —В (щ< 0). Таким образом, как и следовало ожидать, для распада бинарной системы на узлах и на междоузлиях получаются вполне аналогичные результаты. Уравнение (20,23) является уравнением кривой зависимости температуры распада Т = Тр бинарного сплава А — В от состава первой фазы (согласно (20,24)), взятого при Т = Т1, т. е. в начале распада. Поскольку в этом случае Сдо совпадает с концентрацией Сд = Ад/А, определяющей состав сплава, находящегося в однофазном состоянии (выше температуры распада), то эта кривая является и кривой зависимости Тр (сд). Как следует из (20,22), кривая зависимости Тр (сдо) симметрична относительно прямой Сдо = Эта кривая имеет такой я е вид, как кривая, изображенная на рис. 55. Ее максимум лежит при значении = [c.220]

Из 22,1) может быть найдена температура распада Гр рассматриваемого бинарного сплава В — С как функция концентрации = ПсШц внедренных атомов С в исходном твердом растворе [c.231]

В 21 было отмечено, что в принятом приближении величину цо можно считать не зависягцей от температуры. Поэтому, согласно (22,2), температура распада Гр бинарного сплава В — С обратно пропорциональна натуральному логарифму концентрации внедренных атомов С, Такого типа зависимость Гр от следует ожидать, например, при выделении карбида железа из аустенита ). На опыте (см., например, [6]) в этом случае кривая распада, т. е. кривая зависимости Гр от мало отличается от прямой линии во всей области концентраций, где происходит рассматриваемое превращение. Легко убедиться в том, что теоретическая формула (22,2) в этом интервале концентраций с достаточной точностью дает тоже практически линейную зависимость Гр от [c.231]

Несоответствие механических свойств при кратковременных и длительных нагружениях наблюдается часто. Вместе с тем особо хрупкое состояние тела зерна, проявляющееся при кратковременном нагружении, может привести к преждевременному разрушению при длительном нагружении. Это наблюдалось, например, в высоколегированном никелевом сплаве ЖС6У в состоянии непосредственно после закалки при нагружении при температуре 800°С. При этой температуре в сплаве после закалки происходит интенсивный распад твердого раствора, большое количество частиц основной упрочняющей -фазы является препятствием для движения дислокаций, кроме того, на границах и в теле зерен имеются выделения игольчатой формы [68]. В не-термообработанном сплаве при этой же температуре испытания интенсивного распада не наблюдается. В Условиях нагружения (7=0,55 ГH/м , t=800° время жизни образцов с трещиной в термообработанных образцах составляло 20—30% общей долговечности, в литых 55—60%, при этом полная долговечность увеличивалась примерно в 10 раз. Фрактографическое исследование показало, что разрушение литых образцов от разрушения термообработанных образцов отличается в основном степенью пластичности процессов деформирования и разрушения в теле зерна, что выявилось при исследовании изломов в зоне долома и при однократном нагружении (рис. 61). [c.89]

Рис. 98. Влияние температуры на время, необходимое для появления чувствительности к КР листа (толщиной 1,4 мм) сплава 2024-ТЗ (1331 в.в ф — продолжительность распада (выделения вторичных фаз) р — температура распада 1 — минимальная коррозйя (исходная точка) 2 — максимальная коррозия 3 — повторно минимальная коррозия

Рис. 20. Изменение микротвердости и доли прерывистого распада сплава 70НХБМЮ при старении. Температура закалки 1150°С, старения 855 С

Рис. 21. Изменение доли прерывистого распада сплава 70НХБМЮ при старении в зависимости от темпериуры предшествующей закалки (температура старения 900° С)

Рис. 22. Влияние температуры старения на долю прерывистого распада сплава 70НХБМЮ (температура закалки 1150 С)

Найболее полный прерывистый распад сплава 70НХБМЮ (70- 90%) достигается после закалки от П80 20° С, охлаждения в воде или водных растворах, старения в интервале температур 850—930 С. Предел прочности продуктов прерывистого распада -сплава в зависимости от степени их дисперсности составляет 100—120 кгс/мм , удлинение составляет 11—16%. [c.60]

Смесь TiOj + С + W или ТЮ + С + W рассчитывают на получение твердого раствора с соотношением Ti W = 30 70, что соответствует составу однофазного твердого раствора (Ti, W) , насыщенного при 1500- 1550°С (температура спекания сплавов ТК). В этом случае при спекании заготовок не будет происходить ни распада твердого раствора, ни дополнительного растворения в нем W , разбавляющего при необходимости твердый раствор до требуемого содержания карбида титана в сплаве. [c.100]

После обычного отжига при температурах выше начала рекристаллизации и ниже температуры полиморфного превращения в процессе охлаждения на воздухе частично распадается метастабильная 3-фаза с образованием участков гетерофазной структуры. Такая структура нестабильна и при температурах эксплуатации сплава способна к дораспаду. Наибольшую стабильность струк- [c.161]

Эффект сверхпластичности, связанный со спонтанным ростом пластичности сплава при деформации, был открыт А.А. Бочваром и З.Н. Свидерской на сплаве 20% А1 - 80% Ni [53]. Эффект аномальной пластичности был связан с эвтектодным распадом сплава с образованием высокодисперсной фазы. На рис. 5.21 показано, что переход сплава в сверхпластичное состояние при деформации в интервале температур 200-300 С осуществляется вблизи указанного состава. Спонтанное изменение вида зависимости пластичность - состав , причем в некотором интервале температур, сохраняется критическое состояние между процентным содержанием Zn и А1. В соответствии с имеющимися данными, точка, отвечающая смене вида зависимости пластичность - состав соответствует 19% А1 и 81% Zn. Их отношение характеризует меру устойчивости структуры симметрии структуры при деформации в интервале температур 200-300 С. [c.190]

Можно привести некоторые способы создания и в промышленных сплавах гетерогенизированной структуры и тем самым условий для получения УМЗ структуры. У дисперсионнотвердеющих сплавов требуемую гетерогенизацию создают распадом пересыщенного твердого раствора. Регулирование d я Со возможно подбором температуры распада. Она должна быть ниже температуры сольвуса, но выше температуры, при которой избыточная фаза выделяется из- [c.108]

К третьей группе относят сплавы (ВТ 15), в которых легирующие компоненты (например, Ре, Сг, Мп, N1 и др.) снижают температуру превращения а Р и Р-фаза при определенной температуре распадается на эвтектоидную смесь а -Н Т]2Ы1 или а + Т Ре и т. д. (рис. 67, в). В сплаве ВТ15 молибден и ванадий при охлаждении подавляют эвтектоидный распад Р-фазы. После закалки этого сплава с 760° С и отпуска при 480° С в течение 40ч о,, = = 1400 Мн/м (140 кПмм ) и 8 = 5%. [c.220]

Для электролитического распада твердых растворов характерно то, что в противоположность пересыщенным твердым растворам, получаемым в результате закалки, нет никакой зависимости скорости и температуры расслаивания от атомарного пересыщения. На прихмере электроосажденного сплава Ag — РЬ видно, что падение сопротивления, обозначающее начало распада твердого раствора, содержащего 2—10% (по массе) РЬ, происходит при одинаковых температурах. Тот факт, что удельное сопротивление имеет минимальное значение при 200—250°С, объясняется тем, что предел насыщения с возрастанием температуры повышается и осажденный при 250°С свинец с повышением температуры частично растворяется. При этом выясняется, что лри одинаковой степени насыщания скорость распада у гальванически осажденных сплавов значительно выше, а температура распада ниже, [c.101]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...