Границы устойчивости твердых растворов

Границы устойчивости твердых растворов Си + Аи в различных водных растворах (по Тамману) [c.328]

Различными методами уже доказано существование упорядоченных твердых растворов и изучен целый ряд сверхструктур. Из приведенных в табл. 47 данных следует, что большинству установленных границ устойчивости ряда твердых растворов соответствуют изученные сверхструктуры. Таким образом, появление границ устойчивости твердых растворов в этих случаях можно связать с упорядочением твердых растворов данного состава. [c.329]

Границы устойчивости твердых растворов [c.40]

ГРАНИЦЫ УСТОЙЧИВОСТИ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ [c.194]

Границы устойчивости твердых растворов Си — Ли (по Тамману) [c.120]

Граница устойчивости твердых растворов. ...............................149 [c.4]

Жаропрочность сплавов обеспечивается содержанием устойчивых тугоплавких фаз, которые кристаллизуются в тонкой разветвленной форме и хорошо блокируют границы зерен твердого раствора, что тормозит развитие диффузионных процессов. [c.182]

Так проходит процесс распада пересыщенного твердого раствора в условиях достаточно низких температур. Этот процесс характеризуется образованием когерентных связей между фазами. Если температуру сплава повышать, то вследствие увеличения тепловой подвижности атомов и наличия напряжений на границах раздела когерентных фаз развиваются новые процессы. Когерентная связь разрывается (явление срыва когерентности), метастабильные фазы переходят в устойчивую р-фазу, кристаллики. р-фазы растут, стремясь принять округлую форму. Когда описанные процессы пройдут полностью, структура и фазовый состав станут такими же, как и в случае медленного охлаждения. [c.144]

Положение границы устойчивости (значение п) зависит не только от системы твердого раствора, но и от реагента, т. е. его [c.327]

Для объяснения границ устойчивости Тамман предположил существование сверхструктур (упорядоченного расположения атомов) в твердых растворах, при котором возможно появление защитных плоскостей в решетке сплава, обогащенных или сплошь занятых атомами устойчивого элемента (например, атомами золота в твердом растворе Си + Аи — рис. 227). [c.329]

Границы устойчивости и изученные сверхструктуры некоторых твердых растворов [c.329]

Сплавы меди с цинком, содержащие не более 39% Zn, представляют собой однородный а-твердый раствор сплав с 39— 46,7% Zn состоит из смеси кристаллов а- и р-твердых растворов. Сплавы с большим содержанием цинка (до 50%) состоят из кристаллов р-твердого раствора. Вводимые в сплав присадки сдвигают границы устойчивости фаз. [c.253]

Добавки редкоземельных металлов, как правило, благоприятно влияют на стойкость к окислению хрома и его сплавов, включая газотурбинные сплавы [60], причем наиболее благоприятна добавка иттрия. Имеются данные [61, 62], что добавление 1 % иттрия в сплав 25 % Сг—Fe повышает верхнюю температурную границу устойчивости сплава к окислению до 1375 °С. Сообщается, что легирование иттрием замедляет скорость окисления, увеличивает пластичность оксида металла, изменяет коэффициент температурного расширения металла или его оксида, однако основной функцией этой добавки является снижение скорости отслоения оксида при цикличном нагревании и охлаждении сплава [63]. Предполагается [64], что в твердых растворах иттрий заполняет вакансии, предотвращая их слияние на границе раздела металл — оксид, что, в свою очередь, снижает пористость оксида, предотвращая его отслоение от металла. [c.207]

Существенным недостатком при защите от МКК с помощью легирования титаном является увеличение растворимости карбида титана с ростом температуры закалки, что приводит к повышению содержания свободного углерода и титана в твердом растворе. В этом случае при последующем отпуске в зоне опасных температур вследствие более быстрой доставки к границам зерен углерода образуются карбиды хрома, а не карбиды титана) что приводит к появлению склонности к МКК даже при некотором избытке титана в стали. Чем выше температура закалки, тем большее количество карбидов титана диссоциирует и тем выше содержание несвязанного углерода в твердом растворе, тем больше вероятность появления склонности к МКК- Таким образом, если материал подвергается высокой закалке или технологическим нагревам до высоких температур, например при сварке, легирование титаном не всегда может гарантировать полную устойчивость аустенитных хромоникелевых сталей к МКК. [c.54]

Пайку, при которой припой образуется Б результате контактного плавления соединяемых металлов, промежуточных покрытий илн прокладок, называют контактно-реактивной пайкой. Контактное плавление, являющееся фазовым переходом первого рода (изменение термодинамического состояния сопровождается конечным тепловым эффектом п изменением структуры), наблюдается у материалов, образующих эвтектики или имеющих минимум на диаграмме плавкости. Процесс контактного плавления состоит из двух основных стадий 1) подготовительной, заключающейся в образовании в зоне твердых растворов устойчивых зародышей жидкой фазы, их последующего диффузионного роста и слияния в тонкую пленку 2) собственно контактного плавления — движения межфазных границ, определяемого чисто диффузионным механизмом. Подготовительная стадия определяется в основном граничной кинетикой и включает в себя процессы взаимодействия в твердой фазе на активных центрах (образование химической, в частности, металлической связи) и последующий процесс взаимной диффузии в зоне мостиков схватывания. Таким образом, на отдельных локальных участках зоны контакта образуется диффузионная зона шириной X, подчиняющаяся законам граничной кинетики. Из уравнения X — = О фш) при следующих значениях констант Р = 10 см = [c.46]

Наступление пассивного состояния хромистых сталей до некоторой степени подчиняется правилу Таммана о границах устойчивости твердых растворов. Сплавы железо— Хром, содержащие 11,8 вес, % Сг, имеют решетке твердого раствора 7з долю атомов Сг. При этом составе появ-ляется первая граница устойчивости, характеризующаяся стойкостью сплава к холодной разбавленной НМОз п отсутствием коррозии в нейтральных аэрированных электролитах. [c.477]

При легировании коррозионно-неустойчивого металла атомами металла устойчивого, в данной агрессивной среде, при условии, что оба компонента дают твердый раствор, и при отсутствии в сплаве заметной диффузии, полученный сплав приобретает химическую стойкость только при определенных соотношениях компонентов в сплаве. Эти определенные соотношения для таких двухкомпонентных твердых растворов вытекают нз так называемого правила границ устойчивости твердых расттюров, сформулированного Тамманом и выражающего зави-си.мость между концентрацией твердого раствора и его корро-эиотюи устойчивостью (так называемое правило п/8). [c.125]

По мнению Гренджа и Гарвея, весьма эффективное повышение прокаливаемости стали при введении незначительных присадок бора обусловлено тем, что в его присутствии по границам зерен образуются особые выделения. Наличие этих выделений повышает устойчивость твердого раствора и, как следствие этого, прокали-ваемость стали. [c.50]

Итак, введение структурно-морфологического аспекта процесса селективной коррозии позволяет с единых кинетических позиций объяснить не только появление коидентради-онных границ коррозионной устойчивости твердых растворов, содержащих благородный металл, но и изменение указанных границ в зависимости от условий протекания коррозионного процесса. [c.168]

Если значения составов, для которых (5 = О, нанести на график в зависимости от температуры, получим кривую, известную под названием спинодали существенной особенностью флук-туационных теорий выделения является сильное изменение кинетики процесса внутри этой спинодальной кривой. Недавние работы Хиллерта [39] и Кана fl5] показывают, что, вероятно, имеются реальные системы, в которых выделение может происходить в определенном интервале температур и составов, для которого в соответствии с теорией Борелиуса зарождения не требуется. В этих новых теориях рассматриваются флуктуации второго типа (см. разд. 1.1) и показывается, что поверхность раздела между фазами может быть макроскопически диффузной, в результате чего поверхностная энергия границы раздела стремится к нулю, т. е. отпадает одно из главных возражений против описанной выше модели. Правда, необходимо еще учитывать упругую энергию, которая, по-видимому, и обеспечивает устойчивость твердого раствора данного состава при пониженных температурах. Однако в некоторых системах спинодальная кривая, построенная с учетом влияния упругой энергии, простирается до температур, при которых скорость диффузии имеет заметную величину. Если состав сплава и температура соответствуют области внутри этой кривой, происходит спонтанное расслоение, скорость которого ограничивается только скоростью миграции атомов. [c.253]

Диаграммы IV типа характеризуют высоколегированные метастабильные -сплавы. Они также претерпевают сначала диффузионное, а затем мартенситное превращение, однако при очень малых скоростях охлаждения а-фаза выделяется по границам зерен -фазы, а а -фаза — во внутренних участках. При более высоких скоростях охлаждения сохраняется метастабиль-ная -фаза. Следует заметить, что эти данные соответствуют участку зоны полной перекристаллизации основного металла с относительно невысокой максимальной температурой нагрева (1200°С). Исследования околошовной зоны и металла шва непосредственно на сварных соединениях показали, что степень устойчивости -твердого раствора в сплаве ВТ15 в этих более высокотемпературных зонах еще ниже. Это обусловлено прежде всего внутрикристаллической неоднородностью металла шва и обогащением границ зерен в околошовной зоне хромом и молибденом и обеднением алюминием, а также влиянием относительно высокого содержания кислорода и азота в сплаве. [c.37]

Для предотвращения развития процессов деформации жаропрочные литейные алюминиевые сплавы должны содержать устойчивые тугоплавки фазы (например, А1вСиз№, А1з ( uNi)2, А124Си8СедМп и др.), которые кристаллизуются в тонкой разветвленной форме и хорошо блокируют границы зерен твердого раствора. Такое распределение вторых фаз тормозит развитие ди( у-зионных процессов. [c.311]

Наиболее распространенный алюминиевый сплав высокой прочности дуралюмин является одновременно типичным сплавом низкой коррозионной устойчивости. Чаще всего встречается местная или межкристаллитная коррозия дуралюмина. Наиболее опасна в смысле потери прочности межкристаллитная коррозия, а в смысле потери герметичности для емкостей — местная. Возникновение местной (точечной или язвенной) коррозии связано с частичным характером пассивности дуралюмина и недостаточной прочностью защитной пленки. Причиной межкристаллитной коррозии является выделение соединения меди СиА12 из твердого раствора (распад гомогенного твердого раствора меди в алюминии) при недостаточно резкой (замедленной) закалке или после нагрева деталей выше 100°. При выделении СиА1з по границам зерен твердый раствор в зонах зерна, прилегающих к границам, обедняется медью [c.549]

Степень переохлаждения велика,., Поэтому образование центров кристаллизации возможно не только на границах, но и внутри зерен, при этом критический размер зародышей новой фазы будет малым, а число возникающих центров кристаллизации велико. Растущие кристаллики р-фазы не могут принять устойчивой сферической формы, так как такие сферические образования вызывали бы в упругой среде значительные внутренние напряжения. Поэтому кристаллики приспосаб-, иваются, приобретают пластинчатую форму. Действительно, кристаллики новой формы, выделяющиеся из сильно переохлажденных твердых растворов, имеют очень малые размеры. Толщина их составляет несколько атомных слоев, а протяженность — несколько десятков или сотен атомных слоев. Однако такой тонкий кристаллик самостоятельно существовать не может, он может существовать лишь приклеенным к крупному кристаллу (точнее внутри его). [c.142]

Это правило заключается в следующем. Если к металлу Л, не обладающему коррозионной стойкостью в данной среде, прибавлять возрастающие количества металла Б, который ке подвержен коррозии в этой среде и с металлом А образует тюпре-рывиый ряд твердых растворов, то защитное действие более блаюродного (легирующего) компонента Б проявляется не постепенно, а скачкообразно. Защитное действие проявляется при содержании благородного компонента в количестве /а, /а, /а, /а н т. д., в общем случае п/8 атомной доли (где п — целое чис.ю от 1 до 7), т. е. отвечает 12,5 25 37,5 50 ат. %. По достижении одной из указанных концентраций благородного металла, называемых порогами устойчивости, потенциал сплава скачкообразно возрастает. Наличие границ устойчивости обнаружено во многих сплавах. Защитное действие более устойчивого компонента объясняется возникновением на поверхности сплава барьера из атомов этого компонента. [c.125]

При сварке легированных сталей диаграмма Fe—О — С существенно усложнится из-за образования более устойчивых, чем РезС, карбидов (легирующие элементы Сг, Мп, ванадий, ниобий, титан), а также из-за смещения границ растворимости карбидов в твердых растворах 7-Fe (никель). [c.341]

Если твердый раствор состоит из двух компонентов и наблюдается избирательное растворение одного из компонентов, то в этом случае следует рассматривать две анодные кривые для каждого компонента сплава, даже если они входят в состав твердого раствора. При определенных значениях стационарного потенциала один из компонентов находится в активном свстоянии,. другой — в пассивном. Этим, вероятно, объясняются границы устойчивости, установленные Тамманом (закон п/8). [c.39]

Ферритные хромистые стали подвержены межкристаллитной коррозии. Появление последней связано с выпадением карбидов. Вследствие малой растворимости углерода в феррите карбиды, имеющиеся встали, переходятв твердый раствор при более высоких, температурах, чем в случае аустенитных сталей. При охлаждении карбиды выделяются по границам зерен. При этом, по мнению Э. Гудремона [111,62], происходит обеднение хромом границ зерен и понижение их устойчивости. И. А. Левин и С. А.Гинцберг[П1,154] используя методику микроэлектрохимических исследований, показали, что границы зерен в хромистых сталях поляризуются слабее, чем основное зерно. Диффузия хрома вобъемноцентрированной решетке феррита происходит более интенсивно, чем в аустените. В связи с этим при медленном охлаждении с высоких температур или при длительном отжиге в интервале температур 550—700° С наблюдается коагуляция карбидов и выравнивание концентрации хрома. Ферритные хромистые стали при этом нечувствительны к межкристаллитной коррозии. В полуферритных сталях межкристаллитная коррозия проявляется в более слабой степени. В двухфазной стали границы зерен феррита и аустенита по разному чувствительны к межкристаллитной коррозии после различных видов термообработки. Для феррита опасно быстрое охлаждение, для аустенита — отпуск при температурах 550—700° С. Устраняется межкристаллитная коррозия нагревом при 500—700° С в случае феррита и закалкой при температуре 1050° С в случае аустенита. Поскольку мартенситные хромистые стали (для снятия закалочных напряжений) после сварки всегда подвергаются отжигу, межкристаллитной коррозий они фактически [c.176]

При высоком содержании азота (0,4—0,5 %) в слое образуется так называемая темная составляющая, которая обнаруживается на поверхности в виде темной точечной сетки. Темная составляющая, вероятно, представляет собой поры, образовавшиеся в результате выделения из твердого раствора молекулярного азота под высоким давлением. Темная составляющая снижает предел выносливости стали на 30—70 % и предел контактной выносливости в о—6 раз. Оптимальное содержание углерода в сумме С + N зависит от марки стали и колеблется в широких пределах (1,0—1,65 %). При низкой концентрации углерода в структуре слоя по границам зерен мартенсита появляется троос-тит. При высоком содержании углерода в стали, содержащей Сг, Мп, Т1, V, образуются карбонитриды, располагающиеся преимущественно по границам зерен а виде сплошной или разорванной сетки. Переход углерода и легирующих элементов в карбонитриды понижает устойчивость аустенита, что также ведет к образованию в слое троостита. Образование сетки карбонитридов и троостита снижает предел выносливости, пластичность и вязкость стали. [c.239]

С развитием процессов растворения и выделения графита при термоциклировании железоуглеродистых сплавов связан и эффект других примесей [25. Сера, например, препятствует графитизации, и введение ее в графитизиро-ванную сталь задерживает рост объема. Повышение росто-устойчивости чугуна достигается присадкой небольших количеств олова, являющегося стабилизатором перлита. Примеси, способствующие разрастанию графита вдоль границ и субграниц твердого раствора, снижают сопротивление чугуна росту. В графитизированных сталях снижение содержания углерода повышает ростоустойчивость, несмотря на повышенную концентрацию графитизирующих элементов. При низком содержании углерода эффект меди обусловлен графитизирующим влиянием, а при высоком — медь препятствует росту, поскольку обволакивает графитные включения и задерживает переход углерода из графита в твердый раствор и обратно. [c.146]

С нашей точки зрения ни в коей мере нельзя отрицать наличия концентрационного перераспределения углерода в а-фазе и его роли в осуществлении а 7-превращения. Однако следует говорить не о флукту-ационных изменениях, а об образовании устойчивых сегрегащ1Й атомов углерода. Известно, что дислокации, границы зерен и субзерен, полосы скольжения и др. могут быть местами скопления атомов углерода, что доказывается в целом ряде экспериментальных работ. Подробный анализ большого числа исследований, сделанный в работе [20], показывает, что до сих пор недостаточна информация о том, какова же концентрация углерода в этих местах и являются ли данные области участками твердого раствора с измененной концентрацией или же вьщелившейся избыточной фазой. В этой работе приводятся данные о том, что при нагреве выше 400 0 сегрегационный эффект в значительной мере уменьшается либо просто исчезает. Некоторые концентрационные изменения, безусловно, могут сохраниться до температур а у-превращения, но они не могут достигать столь больших значений, как требует флуктуаци-онная концепция. В то же время теоретическое рассмотрение показывает, что даже весьма незначительные отклонения от средней концентрации в сторону приближения к равновесному составу приводит к резкому возрастанию вероятности образования зародыша новой фазы. [c.17]

Локализация диффузионной гористости в паяном соединении при диффузиоииой пайке возможна как в шве (на границе с паяемым материалом), так и в основном материале рядом со швом (диффузионной зоне). Развитию такой пористости способствует образование на границе шва сплошных прослоек химических соединений, особенно нестехиометрического типа, т. е. таких, на основе которых возможно образование твердых растворов с припоем или с паяемым металлом. На опасность образования диффузионной пористости при диффузионной пайке в области термической устойчивости химических соединений указывалось ранее [59]. Исследования, проведенные позже, подтвердили этот прогноз. [c.177]

Сплавы железо-хром, содержащие 11,8 масс.% Сг, имеют в решетке твердого раствора 1/8 долю атомов Сг. При этом появляется первая граница устойчивости, характеризующаяся стойкостью сплава к холодной разбавленной HNO3. При содержании 23,7 мае. % Сг, что соответствует 2/8 атомным долям хрома в сплаве, появляется вторая граница устойчивости, характеризующаяся стойкостью сплава в горячей разбавленной HNO3. [c.185]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...