Выделение фаз при распаде твердых

Термодинамика выделения фаз при распаде твердых растворов. Распад характерен для твердых растворов, имеющих ограниченную и изменяющуюся с температурой растворимость. Распад происходит у твердых растворов тех составов, которые в определенном диапазоне температур становятся пересыщенными. При этом возможно выделение фаз твердого раствора другого типа и состава или промежуточных фаз. Для технических сплавов наиболее частый случай — распад с выделением промежуточных фаз (карбидов, нитридов, гидридов, интерметаллидов), отличающихся от исходного твердого раствора типом кристаллической решетки. Изменение свободной энергии твердого раство- [c.496]

Кинетика выделения фаз при распаде твердых растворов. Распад с выделением фаз происходит по механизму образования и роста зародышей в соответствии с общими закономерностями этого механизма. Помимо затрат выделившейся объемной свободной энергии на приращение поверхностной энергии и компенсацию энергии упругих деформаций, образование зародышей тормозится еще и необходимостью больших флуктуаций концентрации. Поэтому для начала распада требуются большие степени переохлаждения (пересыщения) и длительные выдержки при соответствующих температурах. В то же время при данных температурах должны заметно развиваться процессы диффузии растворенных компонентов. Общая скорость образования новой фазы в зависимости от степени переохлаждения описывается кривой с максимумом. Чем больше степень переохлаждения, тем меньшие размеры имеют устойчивые зародыши, способные к росту. В координатах температура — время процесс описывается С-образной кривой. В реальных металлах возникновение зародышей облегчается наличием дефектов кристаллического строения. [c.497]

Выделение фаз при распаде твердых растворов. Распад твердых растворов с выделением фаз является диффузионным превращением и происходит по механизму образование и рост зародышей . Имеет определенные особенности по сравнению с полиморфным превращением. Помимо затрат выделившейся объемной свободной энергии на приращение поверхностной энергии и компенсацию энергии упругих деформаций, образование зародышей сильно тормозится необходимостью больших флуктуаций концентрации растворенного элемента. Поэтому для начала распада требуются весьма большие степени переохлаждения (пересыщения) и длительные выдержки при соответствующих температурах. [c.109]

Выделение фаз при распаде твердых растворов 109—111 Градиент температуры 32 Граница зерен, образование 113, 114 [c.523]

Исследования показывают, что изменение структуры а-фазы при распаде мартенсита и кинетика образования зародышей фазы выделения подчиняются общим закономерностям, характеризующим распад пересыщенных твердых растворов [66]. [c.16]

Подобное коррозионное поведение сплава М40 является результатом образования выделений при распаде твердого раствора не только по границам зерен, но и равномерно по объему всего зерна, при этом не образуются зоны, свободные от выделений, вблизи границ микро- и субзерен [16, с. 331 59, 60]. Все это уменьшает химическую контрастность между твердым раствором и фазовыми включениями. Однако наличие в структуре отдельных первичных крупных включений интерметаллидных фаз может вызвать местную очаговую коррозию, что наблюдается, в частности, при коррозии сварных швов. В качестве защиты сплава М40 от коррозии применяются стандартные средства, разработанные для алюминиевых сплавов. [c.131]

Упрочнение сплава, по-видимому, связано с увеличением количества и размеров (до определенного предела) частиц б -фазы (рис. 105). Так, если через 16 ч старения диаметр частиц составляет 50—150 А, то через 100 ч 100—300 А. При распаде твердого раствора, помимо б -фазы, образуются и растут тонкие пограничные выделения и компактные огранённые частицы, по-видимому, равновесной фазы или фаз. В сплаве 01420 с марганцем [c.226]

При температурах 150—200° С образуется метастабильная промежуточная фаза 0, имеющая такой же состав, как равновесная 0-фаза (СиА з). Но выделения 0 -фазы не имеют границ раздела с зернами твердого раствора, т. е. когерентно связаны с решеткой алюминия. Таким образом, появление зон Г. П. 1 и Г. П. 2 — это подготовительные стадии к началу распада твердого раствора (выделению избыточной фазы), а образование 0 -фазы — начало распада твердого раствора (выделение избыточной фазы). [c.183]

При распаде твердого раствора происходит увеличение твердости, прочности и уменьшение пластичности. Процесс выделения избыточной фазы из пересыщенного твердого раствора называется старением. [c.79]

При естественном старении не выделяется избыточная фаза (СиА)2) и упрочнение не является следствием распада твердого раствора, однако в этих условиях протекают подготовительные процессы, так как выделение СиА происходит только при значительных температурах, достаточных для диффузии (атомных перемещений). [c.324]

При распаде пересыщенных твердых растворов снижается сопротивляемость сплава коррозии. Частицы выделяющейся новой фазы, отличающиеся по составу и структуре от основного твердого раствора, приобретают аномальную электрохимическую активность вследствие разницы в потенциалах растворения. Если частицы выделений — анодные, то они стремятся раствориться в присутствии электролита если катодные, то они защищены от коррозии, но матрица стремится раствориться вокруг них. [c.14]

Структура и свойства САП. Хотя САП и относится к материалам, упрочняющимся дисперсными частицами, его структура отличается от дисперсионно твердеющих алюминиевых сплавов вследствие различной природы упрочнения матрицы вторыми фазами. Упрочнение дисперсионно твердеющих сплавов происходит в результате выделения дисперсных частиц интерметаллидов при распаде пересыщенного твердого раствора. Поэтому при повышенных температурах вследствие коагуляции и растворения упрочняющей фазы происходит разупрочнение сплавов. [c.106]

Косвенным подтверждением этому предположению служат результаты работы [173]. Железо (металл с о. ц. к.-решеткой) высокой чистоты, полученное методом зонного рафинирования и подвергнутое отжигу при температуре старения, вне зависимости от длительности этого отжига переходит при комнатной температуре в хрупкое состояние. В пользу того, что это состояние связано именно с образованием зон из примесных атомов внедрения, свидетельствует исчезновение эффекта охрупчивания при повышении содержания в металле примесей внедрения, так как последнее облегчает распад твердого раствора с выделением частиц фаз внедрения. [c.43]

При некогерентной связи частица — матрица появляется еще один дислокационный механизм релаксации локального фазового наклепа — пороги на эпитаксиальных дислокациях [149], которые могут работать как дислокационный источник. Казалось бы, тот факт, что они находятся непосредственно на разделе частица — матрица, т. е. тай, где фазовые напряжения максимальны, должен был бы приводить к инициированию их работы уже в процессе выделения частицы, а следовательно, к практически полной релаксации локального фазового наклепа уже на начальной стадии распада твердого раствора. Однако в работе [168] было экспериментально показано, что при малых размерах частиц второй фазы (нескольких сот ангстрем), некогерентно связанных с матрицей, генерация дислокаций на раз- [c.45]

В сплавах с 34,7—43,4% Мп при 1000 °С и с 40,4— 43,4% Мп при 850 С сохраняется однофазная аустенитная структура. В образце с 34,7% Мп выделение е-фазы происходит ниже 1000 °С. Структура -у+е сохраняется до 750 °С. При 650 °С происходит выделение р-Мп и сплав становится трехфазным Y+e+p-Mn. Такая структура образуется в сплавах с 40,4% Мп при 750—650 °С и с 43,4% Мп при 750 °С. В последнем сплаве ниже 750 °С завершается распад -твердого [c.101]

При изучении старения сплавов Си — Be с помощью рентгенографических и микроскопических (в том числе электронномикроскопических) [194], а также калориметрического [195] методов было показано, что процесс распада твердого раствора и выделение равновесной фазы происходит по-разному в зависимости от температуры и состава. При низкотемпературном распаде отмечено образование метастабильных выделений. При более высокой температуре (выше 300° С) распад с самого начала идет с выделением кубической фазы СиВе. [c.224]

Различные модели гетерогенного зарождения дислокаций, в частности, на выделениях, образующихся при распаде твердых растворов легирующих примесей в кристаллах, обсуждались в работах [343, 344, 596-602]. Если атомный объем второй фазы несколько отличается от атомного объема матрицы ш, то такие частицы вызывают в кристалле упругие напряжения, величина которых определяется параметром объемного несоответствия AF/F [596, 597]. Моделью такого включения является упругий шарик радиуса (г + Ьг), вставленный в сферическую полость меньшего радиуса г (рис. 127). Несоответствие размеров включения и полости можно характеризовать либо параметром линейного несоответствия 5, либо параметром объемного He ooTBet TBHfl [c.199]

Например, в ненаклепанном сплаве Л1—4% Си во время старения при 150°С 0 -фаза рентгенографически обнаруживается через 15 дней, а 0-фаза (СиА] ) вообще не появляется. После холодной прокатки с обжатием 90% во время старения при той же температуре сначала (через 5 мин) обнаруживается 0-фаза, а позд е (через 30 мин) 0 -фаза. Появление метастабильной фазы после выделения стабильной противоречит обычной последовательности образования фаз при распаде твердого раствора (см. 21, 42) и вызвано следующим. После холодной деформации с большим обжатием по всему объему кристаллов твердого раствора решетка искажена столь сильно, что полукогерентные выделения 0 -фазы зарождаться не могут. Вместе с тем в сильно искаженных участках облегчено зарождение некогерентных выделений 0-фазы. Через некоторое время отдых и полигонизация, протекающие при температуре старения, делают решетку в отдельных участках кристалли- [c.380]

Рассмотрим упрочнение закалкой с последуюищм отпуском (старением). Материалом исследования в этой серии опытов служил дура-люмин марки Д-1. Известно, что статические искажения и выделение мельчайших частиц новой фазы при распаде твердого раствора в процессе упрочняющего отпуска (старения) затрудняет деформирование сплава, повышает его твердость и другие механические свойства. [c.235]

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]

Упрочняемые дисперсоидами — дисперсными частицами, искусственно введенными ("замешанными") в сплав при его получении или образовавшимися в результате реакций, отличных от старения (например, при внутреннем окислении). Прим. перев. Выделения вторичных фаз, образующиеся при распаде твердых растворов по реакции старения. Пока этот англиканизм применяется преимущественно в устной русской речи и считается техническим жаргоном. Однако он предельно лаконичен, понятен специалистам, удобен в общении. Поэтому переводчик считает уместным его использовать при переводе. Прим. перев. [c.106]

Для прерывистого распада пересыщенных твердых растворов характерно протекание его сначала по дефектным местам решетки, например по границам зерен. В этих местах начинается образование областей распада твердого раствора. Это приводит к формированию так называемой ячеистой структуры сплава. Такой процесс старения характерен для твердых растворов сплавов систем меди с ггребром, бериллием, индием, никеля с бериллием, свинца с оловом, /келеза с углеродом и происходит сразу с образованием выделений чш. тнд новой фазы. Старение с выделением частиц новой фазы IKI границам зерен сплава может приводить к его охрупчиванию (например, к отпускной хрупкости в сталях) чаще всего подобное яв- Mi iiue имеет место при распаде твердых растворов внедрения. [c.37]

В условиях кристаллизации и охлаждения в электронно-лучевых и дуговых печах (даже при выплавке слитков массой 20—50 г) полностью подавить процесс распада твердого раствора при охлаждении слитка не удается. Характер выделения избыточной фазы, в этих сплавах говорит о диффузионном характере ее образования фаза выделяется при распаде твердого раствора в процессе охлаждения закристаллизовавшегося слитка. В структуре сплавов, содержащих цирконий и кислород в количествах, соответствующих более 2 мол.% фазы (ат.% О/ат.% Zr 2 соблюдается во всех сплавах), наблюдаются одновременно светлые поля а-твердого раствора, эвтектические приграничные области и крупные дендритообразной и сферической формы темные выделения заэвтектической фазы, образующиеся в процессе кристаллизации из жидкой фазы (см. рис. 99). Структура сплавов с 2,6 ч- 5% Zr и 1—2,0% О почти полностью состоит из эвтектики и крупных заэвтектических выделений. Обращает внимание наложение в одной и той же структуре доэвтектических, эвтектических и заэвтектических составляющих структуры. [c.247]

Размер зерен при динамической рекристаллизации зависит также от нали чия избыточных фаз. В этом случае существенно, как высока температура деформации и насколько она превышает температуру границы растворимости. В присутствии избыточных фаз количество потенциально возможных мест за рождения центров динамической рекристаллизации увеличивается, а рост рекри- сталлизованных зерен сдерживается этими выделениями, которые играют роль барьеров. Эта ситуация аналогична влиянию включений на размер рекристалли-зованных зерен после холодной деформации и нагрева. Примером может служить рекристаллизация при прессовании сплава Sn—5 % Bi. Если осуществлять шроцесс деформации сплава с большой вытяжкой, можно разогреть заготовку до температуры сольвуса. При этом рост зерен в процессе рекристаллизации сдерживается выделениями частиц висмута, образующимися при распаде твердого раствора. О важности присутствия включений для активного протекания динамической рекристаллизации указано в работе [218]. Авторы проследили шлияние дисперсных сульфидных частиц на динамическую рекристаллизацию хромоникелевой стали (20 % г+25 7о Ni) с 0,06 % S. В образцах, содержащих избыточные сульфидные выделения при горячей деформации, была отмечена динамическая рекристаллизация, если же перегревом выше точки солидуса и замедленным охлаждением обеспечивалось расплавление и выделение сульфидов только на границах зерен при последующей горячей деформации, динамическая рекристаллизация не наблюдалась. [c.111]

Предварительная регламентированная гетерогенизация. Цель ее —получение в матрице сплавов — твердом растворе определенного количества частиц избыточных фаз заданной дисперсности. У алюминиевых сплавов с матричной структурой это достигается за счет выделения вторичных фаз при распаде пересыщенного твердого раствора. [c.169]

При распаде твердого раствора происходит увеличение твердости, прочности и уменьшение пластичности. Процесс выделения избыточной фазы из пересыщенного твердого раствора называется старением, или дисперсионным твердением. В промышленности используют многие сплавы этого типа, в частности дюралюмины и бе-риллиевые бронзы, упрочнение которых достигается закалкой и старением. [c.116]

Это превращение в сплавах ЮНДК и ЮНДКТ, как правило, не приводит к образованию тонкодисперсных фаз, поскольку связано со значительной перестройкой решетки исходной фазы, требующей протекания диффузии на большие расстояния, и осуществляется в широком температурном интервале. В целом механизм и кинетика (а—"Превращения соответствуют обычной схеме зарождения и роста новой фазы, отличающейся от а-матрицы как по составу (обогащена железом), так и по типу и параметрам кристаллической решетки (ГЦК). При этом у-фаза имеет определенную кристаллографическую связь с а-матрицей местами ее зарождения служат области неоднородности исходного твердого раствора (границы зерен и блоков, микротрещины и включения), далее игольчатые выделения 7 фа-зы растут по системам матрицы < 1 И > 110 < 111> [3-5]. Изменение удельного объема фаз при распаде приводит к фазовому наклепу, уменьшающему совершенство кристаллической решетки матричной а-фазы. При обратном растворении Y-фaзы релаксация напряжений способствует рекристаллизации зерен а-фазы. [c.118]

Наоборот, в сплавах, в к-рых при кристаллизации или при позднейшем охлаждении твердого раствора происходит распад однородной фазы на ряд новых, микроскоп позволяет ие только распознать различные фазы, но и примерно подсчитать их количество и указать последовательность их образования. Во многих случаях можно отличить фазы, образовавшиеся при распаде твердого раствора, от фаз, выделившихся при кристаллизации из расплава. Отдельные фазы отличаются друг от друга по их разной травимости в химич, реагентах и вызванной этим )азной окрашиваемости в поле зрения микроскопа. Указания на последовательность выделений дает форма их. Все, что свободно криста.пли-зуется из жидкости (первичные выделения), меет какую-нибудь правильность в распо- [c.384]

На стадии зарождения карбидов их самоорганизация происходит без-диффузионным путем, гак как выделившийся кристаллик карбида использует углерод из близлежащих объемов для своего начального роста и не требует диффузии углерода на расстояния, существенно больших межатомного. Процесс прекращается из-за отсутствия углерода в окружающих кристаллик карбидной фазы областях. Так что эволюция системы в процессе превращения на этой стадии состоит в выделении мельчайших карбидных частиц и ростом их плотности, без изменения размеров. С увеличением плотности карбидных частиц увеличивается доля областей с гюниженным содержанием углерода в твердом растворе, а доля областей с повышенным содержанием углерода уменьшается. Такой распад твердого раствора, как известно, получил название гетерогенного или скачкообразного. Карбидные частицы имеют форму тонких пластинок толщиной в несколько ангстрем. При исчерпании системой воз- [c.206]

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]

При длительной эксплуатации Ni — Р-покрытий в условиях высоких температур наблюдается образование различных зон по сечению осадка, верхняя, средняя и нижняя, прилегающая к основному металлу Так, после выдержки в течение 500—3000 ч при температуре 600 °С наблюдаются коагуляция частиц избыточной фазы и уменьшение их числа в верхней зоне, в то время как в средней зоне обнаруживаются мелкодисперсные частицы NbP В результате распада и одновременного выделения избытка фосфора из твердого раствора и из фазы N13P может образоваться более богатая фосфором фаза N12P6, которая также обнаруживается в средней зоне [c.10]

При отжиге покрытий твердость достигает максимальной величины, причем последняя пропорциональна концентрации фосфора в покрытии В зависимости от условий термообработки твердость покрытий изменяется следующим образом до отжига твердость составила 7140—7580 МПа, при отжиге до 400 °С максимальная твердость составила 0 200— 10 700 МПа, при дальнейшем повышении температуры твердость падает и при температуре 800 °С твердость уже равняется 4460—4890 МПа Увеличение твердости покрытия в в этом случае определяется процессом связанным с распадом твердого раствора и выделением фазы фосфида СозР [c.61]

Структура и свойства В результате рентгеноструктурных исследований было установлено, что покрытия Со — W — Р в исходном состоянии представляют собой твердый раствор замещения W и Р в решетке гексагонального а-Со При нагреве до 100 С никаких изменений в структуре и свойствах покрытий не происходит В области температур 250—450 С протекает процесс распада tx-твердого раствора при одновременном образовании фазы С02Р В области температур 450—600С происходит переход гексагонального а-Со в кубический гранецентрированный р-Со н распад Р-твердого раствора с выделением фазы 03W При нагреве покрытий выше 600 С идут процессы коагуляции и рекристаллизации частиц образовавшихся фаз [c.70]

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]

При искусственном старении (190°С) увеличение прочности происходит за счет выделения фаз 0", 0 и S. Пластическая деформация после закалки и перед искусственным старением приводит к более тонкому распределению полукогерентных фаз 0 и S, которые зарождаются предпочтительно на дислокациях. В период начальных стадий искусственного старения зарождаются и растут предпочтительно по границам зерен некогерентные фазы 0 и S, что приводит к обеднению областей, прилегающих непосредственно к границам. В начальных стадиях искусственного старения прочность увеличивается благодаря частичной реверсии зон ГП и ГПБ. По мере продолжения старения максимум прочности достигается, когда сплав содержит множество мелких частиц фаз 0", 0 и S. Во время старения эти частицы, обогащенные медью, образуются по всему объему зерна (рис. 87). Этот общий распад уменьшает концентрацию меди в твердом растворе матрицы и, таким образом, уже нет значительного преимущества [c.237]

В отлнчие от сталей, содержащих углерод, в твердом растворе и в составе карбвдной фазы, стали со стареющим мартенситом упрочняются вследствие образования при распаде а-фазы дисперсных интерметаллидных выделений. Стали со стареющим мартенситом содержат 8-i-20% Ni. Их упрочнение достигается в два этапа получение мартенситной структуры в результате реализации сдвигового механизма 7 а-превращения и последующего старения мартенсита. Для старения, мартенсита необходимо легирование Fe—Ni сплава Ti, Be, Al, Mo, Mn, V, Nb, u и другими элементами. [c.97]

Никельмолибденовый сплав Н70М27 является дисперсионно-твердеющим. В закаленном состоянии сплав имеет структуру у-твердого раствора с первичными выделениями карбидов типа МоС. Согласно диаграмме состояния N1—Мо, нагрев закаленных образцов в интервале температур 550—900° С приводит к распаду у-твердого раствора, при этом выделяются следующие интерметал-лидные фазы при температурах ниже 860° С в основном выделяется фаза NigMo с тетрагональной решеткой, выше 860° С — [c.115]

Выделение частиц фаз внедрения в объеме и по границам зерен оказывает на литом металле охрупчивающее действие — повышается температура хрупко-вязкого перехода (рис. 3.7), снижаются прочность и пластичность при комнатной температуре, особенно на образцах, вырезанных в поперечном направлении к оси слитка. Наряду с этим интенсификация распада твердого раствора вследствие модифицирования и сопровождающий ее рост внутренних напряжений существенно повышают сопротивление металла пластической деформации. При этом удельное давление прессования слитков увеличивается в 1,5—2 раза в зависимости от степени деформации. [c.54]

О. В. Лебедевым и В. Ф. Мовчан изучены изменения структуры и свойств, наблюдавшиеся при термоциклировании сплавов Си — Ti, Сг — Ni, Fe — Си и др. Состав литых сплавов, часть из которых выплавляли в вакууме 10 мм рт. ст., лежал на пределе растворимости компонентов в твердом состоянии. Благодаря большой температурной зависимости предельной концентрации твердого раствора в сплавах при термоциклировании происходили процессы растворения и выделения избыточных фаз. В зависимости от скорости охлаждения, определяющей степень распада твердого раствора и его дефектность, в термоциклированных сплавах формировались разнообразные структуры. Как правило, тер-моциклирование способствовало образованию зернистых структур, в которых избыточная фаза имела вид равноосных включений. В сплавах Сг — Ni, исходное состояние которых характеризовалось пластиночной формой избыточной фазы, при термоциклировании имели место деление, сфе-роидизация и коалесценция, в результате чего прочность уменьшалась, а пластичность увеличивалась. [c.80]

Таким образом, при старении малоуглеродистого железа (подобно сплаву А1—-Си) в определенных условиях имеет место метастабильное равновесие зонной структуры. Неоднородный твердый раствор ири зонном распаде надо рассматривать не как подготовительную стадию процесса выделения, а как альтернативу выделению фазы с новой структурой путем образования зародышей [185—188]. Зонный распад в этом случае тормозит выделение фаз, поскольку последние не могут образоваться путем простого развития зонной структуры зл счет упорядочения или аллотропического превращения [186—188]. Обратное раство-реинё зон (возврат) определяется, очевидно, существованием метастабильного равновесия. [c.250]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...