Зоны, свободные от выделений

Согласно уравнению (8), наклон области 7 на кривой v—К должен уменьшаться по мере того, как радиус кривизны конца трещины увеличивается. Таким образом, анализ [207, 208, 210] должен предсказывать снижение зависимости скорости роста трещин в сплавах при понижении предела текучести, поскольку соответственно увеличивается релаксация напряжений в пластической зоне. Рис. 117 и 118 действительно подтверждают это предположение. Если, как полагают некоторые исследователи [166], пластическая зона впереди вершины трещины распространяется в зоне, свободной от выделений, вдоль границ зерен в высокопрочных алюминиевых сплавах, то очень узкая зона, свободная от выделений, должна приводить к более крутому подъему области 7 на кривой V—к. Такой характер кривых наблюдался на практике [166]. Однако следует напомнить, что ширина пластической зоны обычно на несколько порядков больше ширины зоны, свободной от выделений. Например, на рис. 106 показано, что пластическая деформация распространяется в области от одного до трех близлежащих от трещины зерен. [c.284]

Зоны, свободные от выделений. Надежно установлено, что неравномерный распад во время старения сплавов А]—2п—l /[g может приводить к образованию зон, свободных от выделений, вдоль границ зерен [230]. Ширина этих зон легко различается в тройных сплавах. На рис. 135 на примере высокоугловых границ показаны зоны, свободные от выделений [44]. В промышленных высокопрочных алюминиевых сплавах ширина зон, свободных от выделений, намного меньше. Часто эти зоны совсем нс наблюдаются. Поэтому большинство исследований по изучению связи между шириной зон, свободных от выделений (ЗСВ), и сопротивлением КР, представляющих научный интерес, проводится на высокопрочных тройных сплавах системы А1—2п—Mg. Существуют три основных взаимоисключающих мнения 1) уменьшение ширины ЗСВ будет увеличивать сопротивление КР [234] 2) уменьшение ширины ЗСВ уменьшает сопротивление КР [232] 3) ширина ЗСВ имеет небольшое влияние на КР, иногда оно практически отсутствует [144, 233]. [c.294]

Зоны, свободные от выделений 294 Изменения структурные и химические от границы газ/оксид в глубь материала, влияние на механические свойства 26 [c.484]

Интересно также сильное влияние В и Zr на показатель степени п в уравнении зависимости скорости деформации от напряжения на второй стадии ползучести (см. табл. 4.4) и отсутствие этого влияния на первой стадии ползучести. Если зоны, свободные от выделений у -фазы, развивались в полную силу (при отсутствии В и Zr), отмечали, что л=2,4, как для сплавов — твердых растворов. Малочисленным зонам и наличию карбидных частиц с покрытием соответствовало механическое поведение с п=9, характерное для сплава, уп- [c.158]

В и Zr благотворны для сплавов, не содержащих у -фазу, сплавов на основе Со, нержавеющих сталей, так что влияние через "зоны, свободные от выделений" или "карбиды с покрытием" не может быть универсальной основной причиной благотворного влияния этих элементов для всех сплавов. Есть данные, свидетельствующие, несмотря на некоторые исключения, что В снижает количество зернограничных карбидов, образующихся по реакции старения, и "отворачивает" углерод во внутренние объемы зерен [56-59]. Согласно некоторым сообщениям, той же цели в сплавах системы Ni—Сг—Ti—А1 достигали с помощью Mg, который способствовал образованию внутризеренных выделений МС [2]. [c.159]

До середины 70-х годов были многочисленные попытки объяснить сопротивление сплавов КР каким-либо одним фактором тонкой структуры плотностью и размером внутризеренных выделений плотностью и размером зернограничных выделений шириной зон свободных от выделений характером скольжения или дислокационных скоплений при малых деформациях характером распределения легирующих элементов в приграничных зонах. Все они закончились безрезультатно в том отношении, что правила установленные для конкретного сплава не оправдывались применительно к другим. [c.235]

В конкретных сплавах отдельных систем весьма заметны отличия в тонкой структуре при различном сопротивлении КР. Например в высоколегированных сплавах системы А1—Mg (литейных), в состоянии Т4 сопротивление КР низкое при высокой плотности зон ГП, выявляющихся в виде ряби, меняющей контраст с черного на белый и наоборот на последовательных толщин-ных контурах экстинкций (рис. 6.0/3). В сплавах системы А1— Zn—Mg с очень малым содержанием примесей состояние близкое к минимуму сопротивления КР характеризуется заметной зоной свободной от выделений и дисперсными выделениями внутри зерна (рис. 6.014). В высокопрочных сплавах всех систем в состояниях вблизи минимума сопротивления КР малая пластическая [c.235]

Проведенные в работе [135] исследования позволили проанализировать также участие в формировании обедненных зон миграции границ, о развитии которой свидетельствует рост зерен при СПД. Известно [97], что мигрирующая граница может увлекать за собой дисперсные выделения. При этом также возникает зона, свободная от выделений. Однако такое повышение количества выделений вблизи зоны и в приведенном случае экспериментально не обнаружено (см. рис. 22, а, б). Маловероятен также механизм образования ЗСВ за счет растворения выделений мигрирующей границей, поскольку, например, при отжиге образцов сплава МА8 при температуре выше 400 °С ЗСВ не образовывались, в то время как гра- [c.61]

В качестве другой методики в работах [76, 78] предложено использование измерений деформационных зон, образующихся на поверхности образцов при их растяжении (см. 1.2). Полагая, что деформационные зоны формируются в основном за счет ДП, авторы работ [6, 76, 78] считают, что по данным об особенностях зон можно судить о закономерностях развития ДП. Этот вывод основан на результатах работы [73], где отмечается, что после деформации образца наводороженного сплава Mg — 0,5 % Zn на полированной поверхности без травления видны полосчатые зоны, а на травленых шлифах — зоны, свободные от выделений гидрида циркония. Оба типа зон были примерно одинаковы по ширине и располагались поперек оси растяжения. Авторы работы [73] считают, что эти зоны имеют одинаковую диффузионную природу. [c.63]

Ниже приведены данные по ширине деформационных зон i-дз и зон, свободных от выделений, измеренных в объеме и вблизи поверхности образцов после СПД сплава MAS на 8 = 40% [c.63]

Для фазового старения характерны высокий предел текучести (сто,2 < в > 0,9—0,95), низкое удлинение, пониженные ударная вязкость, сопротивление развитию трещин и сопротивление коррозии под напряжением. Максимум предела текучести при изотермическом старении появляется позже максимума предела прочности. Низкие удлинения сплавов в фазовой стадии старения обусловлены резким снижением равномерного удлинения. При появлении в структуре частиц метастабильных фаз дислокации огибают их, образуя многочисленные дислокационные петли, в результате сопротивление начальной деформации резко возрастает, предел текучести достигает больших значений, а равномерное удлинение падает. Снижение коррозионной стойкости вызывается появлением границы раздела частицы метастабильной фазы — матрица. Склонность к коррозии под напряжением может особенно усилиться, если частицы метастабильных фаз образуют непрерывную цепочку по границам зерен, сочетающуюся с зоной, свободной от выделений, и обедненной зоной. [c.17]

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]

Электронномикроскопическое исследование образцов сплавов типа Д20 и 01205 в закаленном и искусственно состаренном состоянии обнаруживает существенное различие в их структуре (рис. 91, а, б). Хотя электронограммы, снятые с образцов обоих сплавов выявили присутствие в обоих сплавах только фазы 9, имеется значительная разница в размерах частиц этой фазы, в их количестве и распределении, а также в размерах зоны, свободной от выделений. В сплаве типа Д20 (рис. 91, а) частицы фазы 0 распределены неравномерно по зерну и размеры их неоднородны наряду с отдельными, очень крупными частицами в виде штрихов имеются очень мелкие в виде точек. В сплаве 01205 (рис. 91, б) наблюдается образование частиц 0 в виде однородных мелких штрихов и точек, равномерно распределенных по всему зерну. В сплаве типа Д20 ширина зоны, свободной от выделений, составляет 1220—2040 А, а в сплаве 01205 максимальная ширина ее 820 А. [c.197]

В отдельных участках поверхности, где плакировка отсутствует, за счет контактного действия анодной плакировки стационарный потенциал сплава сердцевины смещается в сторону отрицательных значений и оказывается в области потенциалов, соответствующих пассивному состоянию сплава плотность тока растворения сплава сердцевины (коррозионный ток) существенно уменьшается (в несколько раз). При этом плотность анодного тока растворения зон или фаз, ответственных за межкристаллитную коррозию, также существенно уменьшается. Фазы и зоны, свободные от выделений и расположенные вдоль границ зерен, а также [c.545]

Зоны, свободные от выделений [c.310]

При старении некоторых сплавов (алюминиевых, титановых, железных, никелевых и др.) вблизи границ зерен матричного раствора распада не происходит и отчетливо -видны зоны, свободные оТ выделений (рис. 183 и 184). В алюминиевых сплавах ширина таких зон составляет обычно доли микрона и они видны, только под электронным. микроскопом. В титановых р-сплавах после старения зоны, свободные от выделений, имеют ширину порядка нескольких микронов и хорошо видны в световой микроскоп. [c.310]

Более общей причиной появления зон, свободных от выделений, является обеднение приграничных областей вакансиями из-за стока на границу. Равновесная концентрация тепловых вакансий [c.311]

Таким образом, для сужения приграничных зон, свободных от выделений, следует повышать температуру закалки, ускорять закалочное охлаждение и понижать температуру старения. Пластическая деформация закаленного сплава перед старением, способствуя распаду пересыщенного раствора, может полностью предотвратить появление этих зон. [c.312]

Рассмотренные закономерности влияния разных факторов на ширину зон, свободных от выделений неоднократно устанавливались при изучении алюминиевых и титановых сплавов. Роль этих зон при эксплуатации состаренных сплавов во многих случаях окончательно не ясна. Например, по поводу их роли в высокопрочных сплавах на базе системы А1—Zn—Mg высказываются прямо противоположные точки зрения. Одно время усиленно подчеркивали, что свободные от выделений зоны вредны. Во-первых, из-за меньшей прочности в них должны локализоваться пластическая деформация и начинаться преждевременное разрушение. Во-вторых, локализованное растворение пластически деформированных зон, являющихся анодом по отношению к остальному зерну, служит причиной ускоренного развития межзеренных трещин при коррозии под напряжением. Однако получены экспериментальные данные, показывающие, что с уширением свободных от выделений приграничных зон пластичность растет (при пони- [c.312]

Окончательных выводов о роли приграничных зон, свободных от выделений, сделать сейчас нельзя, так как изменение их ширины при варьировании режима термообработки одновременно изменяет и другие структурные характеристики, влияющие на свойства сплава. [c.313]

Ртуть осаждается предпочтительно в области, находящейся под напряжением, образует амальгамы и приводит к местному разрыву металла. Действие хранителя Фрая [17] при выявлении напряжений основано не только на потемнении сегрегаций, а также на том, что в локальных деформированных зонах вследствие старения происходит предпочтительное дисперсное выделение нитридов, фосфидов и т. д. Эти зоны вследствие разницы потенциалов быстрее взаимодействуют с травителем, чем недеформированные, свободные от выделений зоны. [c.36]

Как правило, экспериментальные значения свойств хорошо согласуются с представлениями об идеальной поверхности раздела. Значения модуля упругости подчиняются правилу смеск [48]. Из-аа ряда синергических эффектов прочность композитов алюминий—бор может на 20—30% превышать расчетные значения [42, 81]. Однако лишь несколько исследователей проводили структурный анализ [5, 32, 82]. Блюхер и др. [5], исследуя поверхность раздела в композите алюминий—бор после изготовления, не обнаружили на ней следов взаимодействия (рис. И). В композите А17075—бор Свенсон и Хэнкок [82], а также Хэнкок [32] наблюдали четкие поверхности раздела, на которых отсутствовали микропоры, но имела место сегрегация выделений (она наблюдалась и на границах зерен в матрице). В непосредственной близости от границ зерен в матрице располагались зоны, свободные от выделений у поверхностей раздела они отсутствовали [82]. Субструктура поверхностей раздела в системах тугоплавкий металл — карбид металла исследована сравнительно мало это направление развивается медленнее, чем исследование механических свойств [9, 21, 55—57, 60, 63—65]. [c.245]

Для алюминиевых дисперсионно-упрочняемых сплавов наибольшая склонность к КПН обычно проявляется в стадии фазового старения [46, 107]. Для сплавов системы А1—Zn—Mg это объясняется наличием зоны, свободной от выделений [139]. В ряде случаев склонность к КПН можно связать с интенсивным распадом по границам субзерен, что мол<ет быть причиной возникновения на них высокой концентрации напряжений и субзерен-ного разрушения не только при КПН, но и при однократном приложении нагрузки в нормальных условиях. Это наблюдалось, например, в сплаве АК6. В связи с тем, что структурная неоднородность увеличивает склонность материала к КПН [46, 88], равномерность распада твердого раствора имеет большое значение. Так в сплаве АК6 в фазовой стадии старения при однократном приложении нагрузки наблюдалось преимущественно субзеренное разрушение. На участках с внутризеренным разрушением наблюдался мелкоямочный рельеф или участки с [c.71]

Поскольку механический фактор при усталости вызывает развитие повреждений по плоскостям сдвигов, т. е. внутри зереи, и в этом направлении коррозионный фактор усиливает развитие разрыхления, то естественно в этих случаях зарождение и развитие трещины усталости будет внутризеренным. При превалирующем влиянии коррозионного фактора на границах зерен наблюдается больше разрыхлений, т. е. большее снижение прочности, чем при совместном действии обоих факторов внутри зерна. Поэтому при относительно высоком уровне переменных напряжений следует ожидать преимущественно внутризеренное разрушение, при низком — межзеренное. Однако это общее правило в ряде случаев не соблюдается из-за особого характера коррозионной среды и склонности материала к тому или другому виду разрушения. В перестаренном состоянии сплава системы А1—Zn—Mg наблюдались приграничные зоны, свободные от выделений, по которым облегчалось скольжение, что привело к распространению трещины по границам зерен, ориентированным вдоль направления действия максимальных касательных напряжений [144]. При последовательном изменении среды в процессе испытания в ряде случаев менялась скорость развития трещин [76]. Особенно скорость разрушения увеличивалась при введении коррозионной среды в тех материалах и для тех состояний материала, которые склонны к коррозионному растрескиванию, например в высотном направлении в сплаве В93, когда скорость разрушения в 3%-ном растворе Na l была в 3— 4 раза больше, чем на воздухе. Такого явления не наблюдалось, например, для титанового сплава ВТ22. [c.130]

При образовании выделений Mjj g из матрицы уходит Сг. В результате повышается растворимость у -фазы вблизи границ зерен, что может привести к формированию зон, свободных от выделений это было продемонстрировано на сплаве Х-750 [32] при испытаниях по методу Хьюи (Huey). [c.153]

Основной механизм этих явлений заключается в том, что элементы с атомными размерами, сильно отличающимися от атомных размеров элементов матрицы, сегрегируют к границам ее зерен, замещая вакансии и ослабляя зернограничную диффузию. Это мнение согласуется со сведениями [60] об образовании зон, свободных от выделений посредством диффузии Херринга—Набарро (Herring—Nabarro). Если это заключение в основном справедливо, эффективность В и Zr должна проявляться не только по границам аустенитных зерен, но и [c.159]

В одном из сообщений об исследовании сплава Nimoni 80А [2] показано, что термической обработкой при 1000-1080 °С перед старением по у -фазе при 700 °С можно обеспечить превосходную длительную прочность. При 1080 °С по границам зерен возникали массивные выделения r j. Это заблаговременное создание выделений Сг Сз сопровождалось уменьшением начальной интенсивности выпадения Сг зСв в процессе старения по у -фазе при 700 °С. Преимущества этой обработки были реализованы применительно к формированию зернограничных зон, свободных от выделений у -фазы в этом случае их развитие определялось уже уходом Сг в соединение r j. [c.166]

Управлять карбидообразованием, чтобы предотвратить формирование зон, свободных от выделения упрочняющей фазы, зернограничных пленок Mjs g и Вид-манштедта М С это необходимо для сохранения достаточно высокой кратковременной прочности в условиях растяжения. [c.172]

АВ, ВС, BE — границы зерен (АВ, ВС — примерно перпендикулярны поверхности фольги. BE — наклонена к поверхности препарата под углом 20—70 полосы на наклонной границе — толщинные контуры экстинкц,ии, соответствующие уровням равной толщины) J — зернограничные выделения (ЗГВ) 2 — места вытравленных (выкрошившихся) ЗГВ при препариропанни, 3. 3 — дислокации (3 — дислокационный диполь) 4 — дислокационные призматические петли СГ — субграница, образованная набором дислокаций ПС — полоса скольжения, образованная компланарной последовательностью дислокаций Д — дисперсоид рябь по полю зерен — дисперсные внутризеренные выделения светлые полосы вдоль границ зерен — зоны, свободные от выделения (ЗСВ) [c.384]

Zn — 2 % Mg после закалкн с 450 С. старения при 100 "С, 240 ч. Состояние вблизи максимума чувствительности и КР-Вдоль границ — зона, свободная от выделений. На границе зерен — выделения фазы Mg Znt. Выделения внутри зерен — зоны Гинье—Престона и частицы фазы MgZni. Просвечивающий ЭМ. Тонкая фольга.X20 ООО [c.385]

На рис. 141 для сплава, закаленного в воде, характерна узкая (0,1—0,2 мкм) зона, свободная от выделений, и близко расположенные частицы MgZng, а для сплава, охлажденного на воздухе, широкая (>1 мкм) зона, свободная от выделений, и далеко расположенные частицы MgZoj. [c.248]

Установлено, что расположение и ширина обедненных зон в сплаве при данной степени растяжения существенно зависят от скорости деформации. При малых скоростях (в области I) зоны, свободные от выделений, встречаются почти в половине зерен, причем примерно 80 % всех зон — около поперечных границ. При повышении скорости деформации число зерен, содержащих ЗСВ, уменьшается, а расположение зон становится менее упорядоченным — их часто (в 60 % всех случаев) уже можно обнаружить на границах, ориентированных произвольным образом (см. рис. 22,6). Увеличение скорости деформации также приводило к значительному уменьшению ширины ЗСВ, После растяжения со скоростью более 8-10 с (в области П1) ЗСВ практически отсутствуют. В целом аналогичные закономерности в образовании зон были обнаружены и при исследовании перераспределения дисперсных выделений в сплаве АМгб [67]. [c.64]

При повышенных температурах границы зерен в поликристалли-ческих материалах являются также активными источниками и стоками вакансий. Об этом свидетельствуют многочисленные эксперименты по наблюдению зон, свободных от выделений, образующихся после закалки образцов, вследствие стока вакансий в границы [149, 167]. [c.81]

На наличие перегиба в области малоцикловой усталости (см. рис. 1.7, точка Б) влияет структурное состояние материала. В работе [10] исследовали влияние структуры на закономерности малоцикловой усталости сплава Al-Li 8090 в закаленном (525 °С, закалка в воду) и закаленном и состаренном (190 °С, 12 ч) состояниях. После старения внутри зерен происходит гомогенное выделение б - фазы (AljLi), а по границам зерен наблюдается образование зон свободных от выделений (pre ipitate - [c.13]

И после кратковременного предварительного старения при 195°С(б). На образце, подвергнутом нагартовке в закаленном состоянии, выделения фазы 0 представлены в виде крупных штрихов видно, что зона, свободная от выделений, гораздо шире, чем в образцах, не подвергавшихся нагартовке или нагартованных после предварительного старения (предстарения). В образце, деформированном после предстарения, выделения в виде мелких точек или очень коротких штрихов. Структура этого образца наиболее близка к структуре образца, не подвергавшегося деформации после закалки (рис. 91, б), при почти одинаковых значениях прочностных свойств. [c.200]

При одном и том же способе нагружения по мере развития трещины может наблюдаться изменение не только скорости, но и характера разрушения. Изменение структурного состояния может также привести к изменению характера разрушения. Примером могут служить изломы листов из некоторых стареющих сплавов, полученные при повторно-статическом растяжении. В сплаве при мягком режиме старения разрушение проходило в основном по телу зерен (в усталостной зоне — полностью внутризеренное, в зоне долома — преимущественно внутризеренное), после жесткого режима старения в усталостной зоне частично наблюдался межзеренный ход трещины, который был преимущественным в зоне долома [44]. Такое изменение хода трещины можно объяснить тем, что при переходе к перестаренному состоянию наряду со структурными изменениями, происходящими в теле зерен, изменяется состояние границ — по границам наблюдаются строчки выделений упрочняющих фаз, приграничная зона, свободная от выделений, в перестаренном материале более широкая. [c.481]

Существенное увеличение сопротивления коррозионному растрескиванию сплавов системы А1—2п—Mg достигается также и при понижении скорости охлаждения при закалке полуфабрикатов (например, закалка на воздухе, в горячую воду). Однако замедленную закалку можно применять для ограниченного числа полуфабрикатов и сплавов (1915). Для А1—2п—М —Си сплавов, а также крупногабаритных изделий из А1—2п—Mg сплавов необходимо проводить резкую закалку. В противном случае происходит сильное уменьшение механической прочности, а для сплавов с содержанием меди более 0,4%, кроме этого, повышается чувствительность к межкристаллитной и расслаивающей коррозии [55]. Повышение сопротивления коррозионному растрескиванию для полуфабрикатов из А1—2п—Mg сплавов можно объяснить не снижением закалочных напряжений [56], а специфическим характером распада твердого раствора в процессе мягкой закалки. При малых скоростях охлаждения происходит выделение частиц тугоплавких компонентов (хромовых А1—Сг—Mg—2п, All8 г2Mgз, циркониевых А1—2г), на которых выделяются частицы стабильной фазы Mg2n2, а также образуется более широкая зона, свободная от выделений вдоль границ, с меньшей плотностью на них выделений. [c.540]

Рис. 184. Приграничные зоны, свободные от выделений (светлые), в титановом сплаве ВТ15, эа але.ннам на -фазу с температуры 900°С и состар-енном при 450°С, 15ч. Темный фон—сильно тиранящаяся -фаза, в которой выделилась дисперс-ная а-фаза. Х200 (И, И. Новиков, О. В.

Mg, состаренных для получения максимальной прочности, скольжение при воздействии напряжений происходит в относительно небольшом количестве полос, в которых имеет место большая плотность дислокаций. Перестаривание, которое понижает чувствительность к коррозионному растрескиванию, приводит к тому, что пластическая деформация рассредоточивается по гораздо большему количеству нечетко выраженных полос скольжения [81]. Выделения по границам зерен — важный фактор как с электрохимической, так и механической точек зрения ширина зоны, свободной от выделений (так же как и ширина зоны, обедненной легирующими элементами), может также оказывать существенное влияние на процесс растрескивания. Более точное относительное значение этих трех характерных особенностей структуры недостаточно полно установлено, но этому вопросу ведутся значительные дискуссии [82—85]. Многие из исследователей концентрируют внимание на роли преимущественной деформации в зоне, свободной от выделений, приводящей к селективному растворению, которое не доказано экспериментально. Селективная коррозия зон, обедненных растворенными элементами, адсорб-пия водорода, растворение пластически деформируемых участков и адсорбция общего характера также называются в качестве основных ко.мпонентов механизма пронесся [c.283]

Выше обсуждались данные, включающие результаты испытаний Грина типа III [179] и показывающие, что водород может играть важную роль в КР алюминиевых сплавов. Теперь рассмотрим процессы, которые при этом могли бы происходить. Критический обзор микроструктурных моделей КР в алюминиевых сплавах был сделан в работе [68], где механизмы, основанные на представлениях о путях анодного растворения, или преимущественном скольжении в свободных от выделений зонах межзеренных границ (см. рис. 55) были признаны неадекватными. Остается еще две возможности, одна из которых связывает стойкость к КР с непланарным скольжением [153, 155], а другая — с ростом заполнения межзеренных границ выделениями [347] (рис. 55). Имеются экспериментальные данные, свидетельствующие в пользу как одной, так и другой возможности, однако тщательные исследования, выполненные на промышленных сплавах, показали, что наибольшие корреляционные коэффициенты получаются в случае модели, [c.143]

Фаза S имеет форму пластинки и зарождается предпочтительно на дислокациях, как и фаза в в сплаве системы А1—Си. Она по крайней мере частично не когерентна с матрицей и имеет приблизительный состав Ab uMg. Вызывает удивление, что до сих пор нет подходящей количественной оценки процессов, имеющих место во время стандартной термомеханической обработки такого широко применяемого сплава 2024. Упрощенное качественное описание термомеханической обработки этого сплава можно представить следующим образом. При температуре нагрева перед закалкой большинство легирующих элементов переходит в твердый раствор. Однако марганцовистые соединения и другие интерметаллические частицы не растворяются. Эти частицы препятствуют движению границ зерен, способствуя образованию структуры с удлиненным зерном во время изготовления полуфабриката. Быстрое охлаждение с температуры под закалку приводит к пересыщению твердого раствора с почти равномерным распределением меди и магния в матрице. В этих условиях даже границы свободны от выделений, как показано на рис. 86. Если скорость охлаждения во время закалки меньше, чем 550 °С/с, то зарождение и рост фазы, обогащенной медью, может происходить по границам зерен с образованием при этом зон, обедненных медью, непосредственно прилегающих к границам зерен. [c.237]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...