Растворимость выделение второй фазы

Ограниченная растворимость хрома в никеле способствует развитию процесса старения в сплавах, содержащих более 39% Сг. Отпуск при 600—800 С вызывает распад пересыщенного у-твердого раствора. " Причём, коррозионное поведение сплавов зависит от морфологии выделения второй фазы. [c.146]

Поскольку металлы гальванопокрытий имеют ограниченную растворимость в титане, можно было предполагать, что при высоких температурах возможно выделение второй фазы в виде химических соединений, которые вызывают охрупчивание и обусловливают понижение прочности сцепления. Основанием для такого предположения явились результаты исследования микротвердости. [c.112]

Растворимость свинца в твердом золоте изучали в работах [12—18] методами микроструктурного [12—16, 18] и рентгеновского [17, 18] анализов. В работах [12, 13] выделения второй фазы по границам зерен были обнаружены в структуре сплава с 0,2% РЬ, а по сообщению [14] в структуре сплава с 1% РЬ включения второй фазы присутствовали в значительных количествах. По данным [15] растворимость свинца в твердом золоте лежит в пределах 0,005—0,06%. Исследования проводили на сплавах, подвергнутых длительному отжигу при 650°. [c.213]

VI. Растворение вакансий в матрице (десорбция вакансий с границ). Будем считать, что аналогично частицам второй фазы, имеющей ограниченную растворимость в матрице, пограничные выделения вакансий могут растворяться в объеме зерна при повышении температуры, восстанавливая свойства металла. Для описания этого эффекта воспользуемся положениями раздела 2.3, где показано, что при повышении температуры в металле повышается уровень внутренних напряжений [c.114]

Различное влияние примесей серебра на толстые и тонкие усы меди можно объяснить следующим образом. В толстых усах, имеющих относительно большую плотность структурных дефектов, примесь серебра приводит к увеличению прочности. Это обусловлено действием обычных механизмов легирования, например упрочнения за счет образования твердого раствора или выделения частиц второй фазы. Как известно, растворимость серебра в меди понижается от 9,2% при 800° С до 0,1% при 20° С. Введение атомов серебра в тонкие усы приводит к нарушению совершенной кристаллической решетки и облегчает зарождение дислокаций на примесях, тем самым снижая прочность. [c.361]

Показано [40, 41, 44—46], что возможности химико-термического упрочнения гораздо шире. Предложенные условия химико-термической обработки позволяют перейти к большим сечениям и получить четырехкратное упрочнение материала, сохраняя достаточную пластичность. Повышение эффекта упрочнения наблюдается при выполнении ряда условий. Известно, что у дисперсной ячеистой структуры, которая формируется в процессе пластической деформации, растворимость элементов внедрения на несколько порядков превышает равновесное значение [47] за счет впитывания этих элементов границами ячеек. Известно также, что выделение избыточной фазы в процессе старения при низких и умеренных температурах затягивается на десятки часов. Оба эти фактора определяют то, что если химико-термическую обработку проводить на нагартованном материале при температуре ниже порога рекристаллизации, в частности при температуре полигонизации, удается получить гомогенизированный перенасыщенный элементом внедрения твердый раствор и предотвратить интенсивное образование второй фазы, а также связанное с этим оседание элементов [40] внедрения вблизи поверхности. После насыщения проводится отжиг при более высокой температуре, обеспечивающий выделение дисперсных упрочняющих частиц и одновременное выравнивание состава по сечению. [c.132]

При рассмотрении возможностей метода отжига и закалки, во-первых, предполагалось, что различные фазы можно различать металлографическим путем после разработки соответствующих методик травления или, возможно, с помощью специальных методов микроскопического анализа, в которых используется поляризованной свет. Во-вторых, предполагалось, что при закалке сплавов не происходит никаких изменений в их микроструктуре. Однако в процессе закалки могут происходить изменения в микроструктуре сплавов по нескольким причинам. Например, в соответствии с фиг. 40, а возможны случаи, когда нельзя закалить сплавы из однофазной а-области с температур выше кривой ограниченной растворимости, без выделения из а-твердого раствора избыточной Р-фазы. Возможность применения метода отжига и закалки в основном зависит от эффективности операции закалки. Если закалку можно провести достаточно быстро, то любые выделения р-фазы окажутся очень мелкими, и их можно будет отличить от более крупных частиц, оставшихся в равновесии с а-твер-дым раствором при температуре закалки. При нерезкой закалке обычно наблюдаются грубые выделения р-фазы из твердого раствора, частицы которых невозможно отличить от следов равновесной Р фазы, нерастворившейся при температуре закалки. Аналогичный распад твердого раствора в процессе закалки часто наблюдается при попытках закалить фазу, которая устойчива только при высоких температурах рассмотренные методы могут быть использованы и для исследования сплавов с такой фазой. [c.98]

Рассмотрим для простоты распад аустенита эвтектоидного состава (см. рис. 1.51). Переохлаждение аустенита ниже температуры Аг приводит к метастабильному состоянию аустенита. В результате, термодинамически более выгодно существование двух фаз феррита и цементита, образующих перлитную структуру. Рост зерен перлита происходит по границам аустенитных зерен. Причем в силу падения растворимости углерода в железе с понижением температуры сначала начинают образовываться пластинчатые зерна цементита. Аустенит при этом обедняется углеродом, и из него выделяется вторая фаза - пластинчатые зерна феррита. Это приводит к обогащению оставшегося аустенита углеродом и провоцирует образование новых зерен цементита. Затем идет выделение феррита из аустенита и т.д. [c.117]

Металлографическим методом не удалось обнаружить на V, Nb и Та наличия второй фазы в пограничных зонах с повышенной твердостью. По-видимому, при охлаждении до комнатной температуры твердый раствор либо зафиксировался в пересыщенном состоянии, либо выделения иттрия были столь дисперсны, что металлографическим анализом не смогли быть обнаружены. Если учесть, что даже при эвтектической температуре растворимость иттрия в твердых V, Nb и Та мала, то высказанное предположение становится правдоподобным. [c.114]

При нагреве закаленных сплавов до сравнительно низких температур, разных для различных сплавов (искусственное старение), протекает вторая стадия, состоящая в укрупнении частиц выделившихся фаз. Этот процесс можно наблюдать при помощи оптического микроскопа. Появление в микроструктуре укрупненных выделений фаз-упрочнителей совпадает с новым изменением свойств — снижением прочности и твердости сплава и повышением его пластичности и вязкости. Старение наблюдается только у сплавов, которые имеют диаграмму состояния с ограниченной растворимостью, уменьшающейся с понижением температуры. Так как большое количество сплавов имеет диаграмму этого типа, то явление старения весьма распространено. На явлении старения основана термическая обработка многих цветных сплавов—алюминиевых, медных и др. [c.231]

Несмотря на относительное высокое упрочнение феррита легирующими элементами по сравнению с другими твердыми растворами,, абсолютные значения твердости и прочности легированного феррита невелики. При упрочнении феррита на 200—250% твердость достигает значений лишь 160—-200 А/д. Более существенного упрочнения феррита можно достичь введение.м легирующего элемента образующего с углеродом или другими элементами частицы критической степени дисперсности. Выделяющиеся дисперсные частицы, заклинивая плоскости скольжения феррита, дают весьма значительное повышение его твердости и прочности. С этой точки зрения для повышения прочности феррита имеются два пути. Первый путь использование выделений интерметаллических соединений железо — элемент, имеющих ограниченную растворимость в феррите, понижающуюся с понижением температуры, или других интерметаллических соединений (например, нитридов). Второй путь — использование в качестве дисперсной фазы карбида, т. е. применение сталей с карбидообразующими элементами. [c.37]

При построении линии растворимости очень удобно пользоваться рентгеновским методом, который легко обнаруживает появление второй фазы со своей кристаллической решеткой. Мерика, однако, применял обычный световой микроскоп, непосредственно наблюдая на шлифе выделения второй фазы. [c.163]

Механические свойства при растяжении в композициях с реакционноспособными матрицами из медных сплавов оказались ниже, чем в композициях с нереакционноспособной нелегированной медной матрицей. Падение предела прочности при комнатной температуре изменяется в пределах от 7 до 62%. Наибольшее снижение свойств возникает в результате взаимодействия, связанного с процессами диффузии и рекристаллизации. Взаимодействие второго и третьего типов (выделение второй фазы и образование твердого раствора) вызывает относительно небольшое снижение свойств композиционного материала. Наиболее сильный вред оказывают легирующие элементы, имеющие малую растворимость в вольфраме при температурах пропитки. Однако все добавки приводят к снижению механических свойств. Потеря свойств композиционного материала происходит при получении образцов вследствие взаимодействия, которое имеет место в течение 1 ч при 1200° С, когда пучки волокон подвергаются пропитке расплавленной матрицей. [c.247]

СОВ МевХ", представляющих зародыши тугоплавкого соединения МвтХп, отвечает появление в пределах твердого раствора зон Гинье—Престона, т. е. подготовка к выделению второй фазы по мере приближения к линии предельной растворимости (рис, 56). [c.165]

Так, экструзия сплаваМо — 0,9 мол.% Hf при 2200° С, т. е. в области максимальной растворимости углерода с последующей теплой ковкой при 1370° С, привели к получению наклепанной структуры, стабилизированной выделениями Hf [47, 58]. Эта обработка для сплавов Мо-—Hf иМО —2% Re — Hf дала улучшение прочности, поскольку она способствовала образованию более дисперсных, более равномерно распределенных выделений второй фазы и как следствие — более стабильных при повышенных температурах. [c.288]

Водород, ио-видимому, не влияет существенно на прочностные характеристики циркония, но существенно понижает его ударную вязкость ири низких температурах (рис. IV. 46). Водородная хрупкость проявляется прп содержании уже 0,001% водорода. Цирконий становится хрупким, если его нагреть выше 315° С и затем охлаждать со скоростью, меньше некоторой критической. Водородная хрупкость циркония прояв.ляется также после закалки с температур выше 315° С и последующего старения при температурах ниже 260° С. Происходящее падение ударной вязкости связывают с распадом пересыщенного раствора, при котором образуются дисперсные выделения второй фазы, но-видимому, гидрида циркония. Следует отметить, что нредноложение о большой растворимости водорода [c.439]

Притяжение атомов примесей, вызванное разными причинами, приводит к осаждению этих атомов в виде цепочки вдоль края экстраплоскости. Такая цепочка инородных атомов называется атмосферой Коттрелла или облаком Коттрелла . С повышением температуры атмосфера Коттрелла рассасывается. При понижении температуры концентрация примеси около дислокации возрастает и по достижении предела растворимости вблизи ядра дислокации могут даже образоваться дисперсные выделения второй фазы. [c.98]

Установлено, что дислокации притягивают в свою зону атомы примесей, которые осаждаются в виде цепочки вдоль края экстра-плоскости. Такие атомы снижают уровень упругих искажений дислокационной структуры. Цепочки инородных атомов образую т так называемые атмосферы Коттрелла или облака Коттрелла , С повышением температуры облака Коттрелла рассеиваются, При понижении температуры по достижении предела растворимости они могут образовывать дисперсные выделения второй фазы. [c.59]

Из графиков 59 и 62 видно, что удельная растворимость по границам хотя и выще, чем полная, но намного меньше равновесной граничной концентрации. Следовательно, выделение второй фазы, насыщенной углеродом, должно идти более активно на границах. Температурный диапазон существования таких выделений достаточно велик (от 300°С до точки 0). Однако практически считают нижним пределом выпадения карбидов в стали 12Х18Н10Т температуры 400—450°С. Это объясняется тем, что при более низких температурах диффузионная подвижность атомов углерода столь мала, что для накопления высоких концентраций углерода на границах необходимы тысячи часов, а при комнатной температуре — даже десятки лет. Существенную роль играет также связанность углерода в карбидах, в облаках Коттрела и т. п.,а вводимой при этих температурах энергии недостаточно для их освобождения. [c.102]

Влияние отдельных примесей на Гх для металлов VIA группы (Сг, Мо , W) изучено недостаточно, так как содержание примесей внедрения в них всегда больше предела растворимости. Установлено лишь то, что выделения вторых фаз — оксидов, карбидов, нитридов — охрупчивают эти металлы. Водород по сравнению с другими элементами оказывает наименьшее влияние на Гх, так как соединения его неустойчивы и он легко выделяется из металла даже при низкотемпературных вакуумных отжигах. [c.401]

Уменьшение растворимости при охлаждении мож-но объяснить, воспользовавшись принципом Ле Ша-телье. Большое число реакций растворения сопровождается поглощением тепла. За примерами далеко ходить не надо прекрасно известно, что растворение сахара охлаждает горячий напиток. Следовательно, обратная реакция — выпадение из раствора растворенного компонента — наоборот, идет с выделением тепла. Если раствор охлаждать, то согласно принципу Ле Шателье система должна препятствовать этому, выделяя тепло. Она это и делает, отторгая часть растворенного компонента во вторую фазу, [c.158]

О — 13,9%, имеющие в равновесном состоянии структуру, состоящую из однородных кристаллов твердого раствора а 2) спла-вы с содержанием l олова от 13,9%, состоящие из двух ф)аз. Кристаллизация сплавов, проходящих через двухфазные области, например сплав с 20% олова, идет следующим порядком. При 2. охлаждении сплава до температуры ликвидуса, т. е. в данном случае до 880°, начинает кристаллизоваться твердый раствор а, кристаллизация к-рого продолжается до темп-ры 798°. Здесь при постоянной темп-ре идет перитектич. процесс перехода кристаллов а за счет диффузии олова ив жидкой фазы в кристаллы твердого раствора . В результате процесса количество жидкой фазы будет уменьшаться, и когда сплав окончательнв закристаллизуется, будет возможно понижение темп-ры. Структура сплава от темп-ры 798° до 587° состоит из смеси кристаллов а и . Изменения темп-ры в этом интервале сопровождаются изменением состава кристаллов обеих фаз, а также и их относительного количества, а именно количество кристаллов фазы а возрастает. При темп-ре 587° идет эвтектоидный процесс распада 5-фазы на смесь а- и у-фаз. Процесс этот идет тоже при постоянной темп-ре, понижение к-рой возможно лишь, если 8-фааы уже не будет. В интервале темп-р 587 — 520° происходят изменения, аналогичные предыдущему интервалу, — изменяется состав фаз и увеличивается количество фазы а. При темп-ре 520° идет второй эвтектоидный процесс перехода у-фазы в смесь фаз а и o. Дальнейшее понижение темп-ры вызывает выделение из твердого раствора а-фазы S вследствие уменьшения растворимости олова в а-фазе. Т. о. структура сплавов с содержанием олова в пределах 13,9—25,0% состоит из кристаллов а и эвтектоида (а 4- O). На вкл. (фиг. 1 и [c.545]

Сторонники теории обеднения [48, 49] считают, что в процессе быстрого охлаждения ферритных сталей происходит выпадение вторичных фаз по границам зерен, обеднение пограничных областей хромом и, как следствие этого, снижение пассивности пограничных областей. Определенную роль могут играть неравновесные карбиды с повышенным содержанием железа, а также напряжения, возникшие в результате их выделения. Есть основания полагать, что степень обеднения и его эффективность в электрохимическом растворении ферритного металла значительно меньше, чем аустенитного, так как скорость диффузии хрома, а следователь но, и выравнивание его концентрации по телу зерна в первом случае выше, чем во втором Moлiнo полагать [35, 38], что при высокотемпературном нагреве хромистых ферритных сталей углерод и азот, находящиеся е структурно-свободных карбидах (карбонитридах), растворяются в феррите в количествах, на много превышающих предел их растворимости при комнатной температуре. При последующем быстром охлаждении они частично фиксируются в виде пере сыщенного твердого раствора, вызывая перенапряженность и искажение решетки. Неполное выделение карбидов (карбонит-ридов), когда сохраняется когерентная связь атомов с материнской решеткой, также вызыва- [c.55]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...