Структуры на основе (а+ 3)-фаз

Как было отмечено выше, сплавы на основе а структуры сохраняют жаропрочные свойства при более высоких температурах, чем а+р-сплавы. Жаропрочность обеспечивается упрочнением а-твердого раствора за счет усложнения состава и использования комплексного легирования. В развитии этих сплавов наметились два пути с одной стороны, за основу жаропрочных сплавов берут высоколегированные сплавы с максимальным содержанием алюминия, при котором еще не должна появляться упорядоченная г-фаза с другой стороны — комплексное легирование сплавов, содержащих 2,25—6% алюминия. В эти сплавы наряду с алюминием вводят олово и цирконий, которые при совместном присутствии с алюминием благоприятно действуют на жаропрочность. Цирконий образует с титаном большую область а-твердого раствора. Олово повышает сопротивление ползучести и имеет тенденцию образовывать упорядоченные растворы с а-тнтаном [20]. Небольшое количество 3-стабилизирующих элементов предотвращает охрупчивание, связанное с появлением переходных фаз в сплавах, содержащих 8% и более алюминия. [c.128]

При закалке из жидкого состояния (скорость охлаждения около 10 °С/с) в системе Y-Zr образуются метастабильные твердые растворы (а ) с ГПУ кристаллической структурой [3, 4]. В области концентраций 40-70 % (ат.) Zr фаза а сосуществует с метастабильной ОЦК фазой р. При меньших скоростях охлаждения на основе обоих компонентов образуются два типа твердых растворов с ГПУ структурой - а и а с меньшей концентрацией легирующего элемента. Со стороны Y фаза а ограничивается 10 % (ат.) Zr, фаза а простирается почти до 50 % (ат.) Zr [3, 4]. [c.432]

Фазовый переход в интервале температур Д Т вызывается разностью химических потенциалов двух фаз, В соответствии с теорией гетеро-фазных превращений возникновение новой фазы в матрице старой происходит благодаря зародышеобразованию и росту новой фазы [62]. Такого типа структуры рассматривались в 1,3, а переход от одной фазы к другой представлен на рис. 1.2. Зависимости проводимости а от концентрации /п/ и проводимости фаз о,- (г = 1,2) рассматривались в гл. 2 на основе теории перколяции и количественно описаны формулами (2,23). Если бы удалось найти и увязать концентрацию те,- фазы i с температурой [т/ = т,- (Г)], то объединение двух последних функций позволило бы получить зависимость проводимости a=f pi, Т) температуры в условиях структурного фазового перехода. Такова общая схема решения задачи, а основная трудность при этом связана с количественным описанием процесса возникновения и роста зародышей новой фазы в матрице старой. [c.150]

Период решетки твердого раствора на основе Си вновь определен в работе [2]. Методами электронографии в работе ]3] идентифицирована o -фаза, ранее неизвестная. Ее структура относится к типу A4 (алмазная кубическая), а = = 17,34А. Эти данные получены при изучении диффузионной пары Си и Sn, полученных в виде тонких пленок при осаждении из паровой фазы в вакууме (диффузионный отжиг проводили при 470" С в течение 6 ч). В этой же работе [3] найдена переходная фаза, однако она не идентифицирована. Полученные в работе данные не были подтверждены другими методами исследования. [c.392]

Изучение фазового состава сплавов для покрытий систем Лл — Со—Сг—А1—У и N1—Сг—А1—У показало, что их структура состоит из следующих основных фаз у-твердого раствора на основе никеля, у -фазы на основе соединения N13X1, 3-фазы на основе соединения ]М1А1. Практически во всех исследованных сплавах, за исключением сплавов с пониженной концентрацией А1 и Сг ( 8 и 15 мас.% соответственно), обнаружены наряду с вышеперечисленными фазами выделения а-твердого раствора па основе Сг. В сплавах с максимальным содержанием Со и Сг (30 мас.%), по данным рентгеноструктурного анализа, появляется а-фаза на основе соединения СоСг. [c.175]

При закалке сплавов из жидкого состояния (скорость охлаждения 10 °С/с) образуются метастабильные твердые растворы а с ГПУ кристаллической структурой, содержание до 36 % (ат.) Zr и до 21 % (ат.) ТЬ. Параме1ры решетки богатой ТЬ фазы подчиняются правилу Вегарда, отрицательное отклонение от правила Вегарда наблюдается в твердом растворе на основе Zr [3, 4]. [c.371]

Сплавы состава 1пНЬз, полученные спеканием прн низких давлениях, имели ОЦК структуру типа с а = 3,326 А [2]. В литом сплаве с 67 ат.% КЬ, отожженном 36 часов при 1050°, кроме твердого раствора на основе индия была обнаружена фаза со структурой типа с а = 3,14 А [6]. По мнению авторов [7, 8], в системе 1п —Nb должны существовать также химические соединения lпзNb (21,25% Nb) и lпNb (44,74% Nb). [c.382]

Некоторые из новых литейных сплавов на основе алюминия испытывают в условиях кристаллизации под поршневым давлением. Одним из таких сплавов является сплав АЛЗМ, содержащий 3,0—3,67о Si 0,15— 0,30% Mg 3,5—4,5,%i Си 0,05—0,30% Ti, остальное алюминий. Из этого сплава изготовляли слитки (Д = = 96 мм) при кристаллизации под поршневым давлением 340 МН/м [5]. Установлено, что условия кристаллизации оказывают большое влияние на структуру слитков. При литье в сухую песчаную форму и кристаллизации под атмосферным давлением наблюдается крупнозернистая структура твердого раствора с грубыми выделениями эвтектики по границам зерен, а в процессе кристаллизации под поршневым давлением в металлической прессформе измельчение зерен твердого раствора и включений избыточных фаз. [c.122]

В работах [328, 330, 332, 339, 3551 было показано, что описание-кривой нагружения ОЦК-поликристаллов уравнением параболического типа (3.57) значительно расширяет возможности экспериментального изучения процесса деформационного упрочнения. Обобщением-результатов этих работ, а также ряда литературных данных [9, 289,, 290] является общая схема деформационного упрочнения поликристал-лических ОЦК-металлов и сплавов [47, 48] (рис. 3.33), которая отражает сложный многостадийный характер процесса, обусловленный поэтапной перестройкой дислокационной структуры при деформации. Считается, что перестройка структуры (от относительно однородного распределения дислокаций через сплетения и клубки к дислокационной ячеистой структуре) вызывает соответствующее изменение внутренних напряжений [2961, следовательно, и параметров процесса деформационного упрочнения. Данная схема основывается на анализе и обобщении результатов механических испытаний и структурных исследований, проведенных на десяти сплавах ОЦК-металлов [47, 481, которые различались по величине модуля упругости, энергии дефекта упаковки, наличию дисперсных упрочняющих фаз, уровню примесных элементов и размеру зерна (в пределах одного сплава). В частности, были исследованы при испытаниях на растяжение в интервале температур 0,08—0,5Гпл однофазные и дисперсноупрочненные сплавы-на основе железа (армко, сталь 45, Ре + 3,2 % 81), хрома, молибдена (МЧВП с размером зерна 100 и 40 мкм, Мо Н- 4,5 % (об.) Т1М, ЦМ-10-и ванадия (технически чистый ванадий), а также сплавы ванадия и ниобия с нитридами соответственно титана и циркония [95]. [c.153]

Диффузия и растворимость водорода в силикатных покрытиях на 2—3 порядка ниже, чем в металлах. Поэтому для подавления блистеринга при одновременном воздействии Не" и покрытия должны иметь гетерогенную структуру из взаимопроникающих каркасов (фаз), один из которых хорошо проводит водород (например, на основе титана), а другой — гелий (силикатный). Толщина прослоек должна быть порядка длины пробега частиц в материале. Дополнительные возможности открывают покрытия с микропористой структурой и микрошероховатым поверхностным слоем, в котором создаются условия для стока газов по малоскач-ковому механизму диффузии. На рисунке (г) приведена микрофотография такого покрытия с высококремнеземистым рыхлым поверхностным слоем. После облучения Не+ эрозия на нем визуально не обнаружена. [c.197]

В тех средах, которые рассматриваются в данной главе, сплавы на основе никеля исследовались не так интенсивно, как некоторые из уже рассмотренных выше систем сплавов. Поэтому обобщение имеющихся данных в этой области будет сравнительно кратким. Составы обсуждаемых ниже сплавов представлены в табл. 7. Среди никелевых сплавов можно выделить три больших основных класса (причем во всех трех случаях матрица имеет г. ц. к. структуру) 1) однофазные сплавы, такие как Ni—30 u, Ni—20 r и другие 2) сплавы, упрочненные выделениями, в основном представленные нсаропрочными суперсплавами, состаренными с целью выделения у -фазы 3) дисперсно-упрочненные сплавы, в которых упрочняющая фаза не выделяется из твердого раствора, а вводится в сплав каким-либо иным способом. Прежде чем обсуждать свойства каждой группы сплавов, важно рассмотреть поведение номинально чистого никеля. [c.109]

Учитьшая, что с добавлением TiN структура сплава становится более мелкозернистая, полученные результаты противоречат известным данным, в соответствии с некоторыми высокотемпературная прочность крупнозернистых сплавов вьш1е, чем мелкозернистых (например, твердые сплавы системы W - o). По мнению Судзуки,трудность де( юрми-рования сплава на основе Ti o,7No,3 обусловлена не растворением азота в связующей фазе, а препятствием динамическому возврату связующей фазы по мере увеличения в ней содержания молибдена [126]. Добавки нитрида титана в сплавы системы Ti -Ni-Mo препятствуют их высокотемпературной деформации независимо от температуры и величины напряжений, причем наиболее ярко зто проявляется при температуре 1000 °С. [c.88]

Монокристаллические отливки получают как из традиционных, так и специально разработанных для данного процесса сплавов. При создании новых сплавов для монокристаллического литья нет необходимости вводить в них элементы, упрочняющие границы зерен (С, В, Hf, Zr, РЗМ), поскольку не существует большеугловых границ. Поэтому в безуглеродистых сплавах отсутствуют карбиды и остаются только у- и у -фазы. Дальнейшее повышение стабильности сплава (т. е. повышение температур солидуса и полного растворения у -фазы) может быть достигнуто оптимальным его легированием тугоплавкими металлами (W, Та, Re, Мо) и у -стабилизаторами (Ti, Та). Это приводит к существенному торможению контролируемых диффузией высокотемпературных процессов, в том числе коагуляции у -фазы. Важная роль при легировании уделяется рению (до 3%), в основном располагающемуся в у-твердом растворе. Содержащие рений сплавы (например, ЖС36) отличаются более узким интервалом кристаллизации. Так, температуры ликвидуса, солидуса и полного растворения у -фазы в сплаве ЖС36 равны соответственно 1409, 1337 и 1295 °С. Снижение содержания хрома (а следовательно, и жаростойкости) компенсируют добавками Hf и Y, образующими на поверхности плотные жаростойкие оксидные пленки. В связи с применением направленной кристаллизации значительно расширились возможности использования экономно легированных жаропрочных сплавов на основе интерметаллида №зА1. Так, например, установлено, что отливки из этих сплавов с монокристаллической структурой и кристаллографической ориентацией [111] обладают оптимальным сочетанием физико-механических свойств при температурах до 1200 °С высокими показателями жаропрочности, термоусталостной прочности и жаростойкости. [c.367]

В работе [170] был использован метод механико-термической обработки (МТО) с целью создания в сплавах на основе никеля (ХН77ТЮР) полигональной структуры, а для увеличения стабильности ее сплав после образования субструктуры подвергали старению для выделения фазы у на полигональных стенках. Обработка проводилась по следующему режиму закалка с 1080° С на воздухе, деформация растяжением 0,3%, нагрев при 550° С в течение 200 ч и, наконец, старение при 700° С в течение 16 ч. По сравнению с обычной термической обработкой (без полигонизации) длительная прочность сплава при 700 и 900° С была примерно в два раза больше (рис. 78). [c.199]

Система ниобий—титан—кислород исследована очень слабо. В работе [181] установлено увеличение растворимости кислорода в ниобии при введении титана.Однозначно [181] не удалось идентифицировать присутствующие фазы в 2- и 3-фазных областях (рис. 97), однако по результатам рентгеновских исследований предположили наличие гексагональной фазы со структурой типа а-Т1, TiO иОЦК твердого раствора на основе ниобия. По [182] титан уменьшает растворимость кислорода в ниобии. Однако независимо от влияния титана на растворимость кислорода в ниобии сплавы системы ниобий—титан—кислород не представляются интересными с точки зрения дисперсионного упрочнения, ибо выделяющиеся в этой системе окислы по своим термодинамическим и механическим свойствам не являются эффективными упрочняющими фазами. [c.246]

Поведение нелинейных систем с позиций синергетики выходит за пределы естествознания, так как они включают универсальность законов самоорганизации. М. Эйген [26] на основе принципов синергетики показал, что самоорганизацию материи, связанную с началом жизни, следует увязывать со случайными событиями на молекулярном уровне. С позиции традиционного понятия случайности возникновения даже одной макромолекулы с определенной последовательностью мономеров нельзя связать с возникновением упорядоченной структуры случайным образом. В синергетической интерпретации случайность несет первичную информацию (инструкцию на формирование типа структуры). Первичная информация кодирует функциональную способность сохранения или самовоспроизведения макромолекул [26]. Теория информации к объяснению свойств биологических систем была ранее успешно использована И.И.Шмальгаузеном [27]. Однако, для интерпретации эволюции биологических систем необходимо дальнейшее развитие классической теории информации. Для информационной интерпретации биологических явлений необходимо исследование информации, которая несет инструктивный характер и программирующее действие на молекулярном и надмолекулярном уровнях. Это означает, что стоит задача оценки ценности информации, а не только ее количество в битах [28]. Для того, что расширить возможности теории информации к анализу уровня эволюции биологической системы Эйген [26] ввел следующую последовательность фаз эволюции I) предбиологическая ( химическая фаза 2) фаза самоорганизации вплоть до воспроизводящихся особей 3) эволюция видов. [c.111]

Трактовка изменений периода решетки и плотности в сплавах на основе Ni — А1 затруднена тем, что никель является переходным металлом, для которого необходимо допустить наличие нулевой валентности, чтобы иметь возможность считать вышеописанную фазу электронной фазой типа 3/2. Однако образование вакансий было обнаружено также при изучении у-латуней (Юм-Розери и др. [50]), оловянных сплавов (Рейнор и Ли [96]) и ограниченных твердых растворов в системе А1 — Zn (Эллвуд [26, 27]). Во всех этих сплавах переходных металлов нет, и валентности элементов, принимающих участие в образовании сплавов, имеют вполне определенные значения. Фазы типа у-латуней были исследованы в двух двойных системах Сц — А1 и Си Ga (Юм-Розери и др. [501). Исследование периодов решетки и плотности в системе Си — А1 показало, что при увеличении содержания алюминия вплоть до 35,3 ат.% число атомов на элементарную ячейку остается постоянным, равным приблизительно 52, а при дальнейшем увеличении содержания алюминия оно начинает постепенно падать. Аналогичный эффект наблюдается и в системе Си — Ga при введении в у-фазу более 35,4 ат.% галлия. Результаты исследования истем Си — AI и Си — Ga представлены на фиг. 27. В работе Юм-Розери и его сотрудников [50] образование вакантных узлов в структуре у-фаз интерпретируется на основе теории зон Брил-люэна для у-латуней. При этом предполагается, что как нормальная, так и дефектная структура могут содер кать не более 87— 88 электронов на элементарную ячейку, чтобы не превысить определенную величину электронной концентрации — около 1,68— 1,7. Оказалось, что структура высокотемпературной б-фазы в системе Си — Zn сходна с дефектной структурой улатуней в том отношении, что она также характеризуется наличием большого числа дислоцированных атомов и вакантных узлов. [c.202]

При исследовании у0-фазы оказалось, что для двух первых циклов интенсивность линии (400) измерить невозможно. Ширина линии (200) остается неизменной для всех циклов, откуда можно предположить неизменность дефектной структуры /3-фазы. Образующиеся области когерентного рассеяния достигают гораздо ббльших размеров, чем области когерентного рассеяния а-фазы, на основе которых они растут. Поведение отношения 1(200)//(400) свидетельствует о том, что при наводороживании происходит уменьшение плотности дислокаций в стенках вплоть до полного их исчезновения. [c.168]

Упорядоченный а-твердый раствор на основе соединения Сиз2п изучали методами рентгеноструктурного анализа [1], калориметрического [2], измерением т. э. д. с. [3], термического, рентгеноструктурного и измерением твердости, тепло- и электропроводности [4]. По данным работы [4], имеются две области упорядочения аг и аг, однако не указаны различия между этими двумя упорядоченными структурами (рис. 190). Период решетки а-фазы заметно уменьшается с температурой отжига [I]. По данным этой работы, разупорядочение при температурах выше 350° С наблюдается у сплава с 25% (ат.) п, а при температурах выше 450° С — у сплава с 30% (ат.) Zn. [c.396]

При рассмотрении тг (i-рассеяния основная цель состояла в изучении сходимости данной итерационной схемы для вычисления длины рассеяния к ее точному значению, рассчитанному в [5] на основе уравнений Фаддеева. При расчете первой итерации (диаграмма рис. 1 а) была установлена применимость статического предела теории ио = = /i/(/i + m) —) 0. Оказалось, что в первом приближении длина тг (i-рассеяния в отличие от рассмотренного ранее [12, 13] случая ггб/-рассеяния существенно меньше точных значений [5]. Причина этого, как было показано в конце п. 4, лежит в специфике изоспиновой структуры данной задачи. На случайность малости первого приближения указывает также то, что сумма первых двух итераций (см. табл. 2) практически совпадает с точным значением a d- Из табл. 2 следует, что рассматриваемый ряд сходится к точным результатам [5] точнее, чем соответствующий ряд в ТМР. Это можно рассматривать как следствие выполнения условия унитарности на каждой итерации. Для уточнения полученных здесь значений для длины тг (i-рассеяния нужно учесть р-волновое тгЛ -взаимодействие, рассчитать диаграмму рис. 1 в, а также оценить вклад от высших итераций. Полученные результаты (см. рис. 3) для фаз тг (i-рассеяния свидетельствуют о их сильной чувствительности к параметрам тгЛ -взаимодействия. Отметим, что все основные соотношения п. 4 с поправками на спин-изоспиновую зависимость применимы для описания рассеяния пиона на более тяжелых ядрах, таких как Li [22], которые допускают двухкластерное представление. [c.297]

Фаза по мнению авторов [1, 3, 16] является твердым раствором на основе химического соединения Au4ln (12,71% In) и имеет гексагональную плотноупакованную структуру типа Mg. По данным [1, 3] величина постоянной а кристаллической решетки этой фазы с повышением содержания индия уменьшается, а величина с и отношение с/а возрастают. Однако, как показали последующие исследования [7, 17], повышение содержания индия в области -фазы вызывает не уменьшение, а непрерывное увеличение постоянной а величина постоянной с возрастает с увеличением содержания индия до 19 ат.%, а затем уменьшается, а отношение с/а непрерывно уменьшается. Аналогичный характер изменения постоянных кристаллической решетки -фазьг с составом был установлен в работе [17] и в случае определения этих характеристик сплавов при температурах жидкого азота ( 77°К) и жидкого гелия ( 4°К). Содержание индия в исследованных сплавах изменялось от 15,7 до 21,0 ат.%. [c.8]

Соединение АиТаз имеет кубическую структуру типа -W с постоянной решетки а = 5,212 kX, не зависящей от состава [3]. Строение и постоянные кристаллической решетки фаз (основы сплава) для сплавов, закаленных от 800° после выдержки при этой температуре в течение 96 часов, приведены в табл. 133 [3]. Метастабильная фаза, полученная закалкой из жидкого состояния, является твердым раствором на основе тантала с а = 3,283 А [4]. [c.263]

В работе [16] установлено, что низкотемпературная модификация твердого раствора на основе соединения IrTi (б-фаза) имеет моноклинную структуру с постоянными а = 2,990, Ь = 2,883, с = 3,525 А, = 90°52 при определении на сплаве с 50 ат.% Ti, отожженном при 1500 и 1200°. Высокотемпературная модификация той же фазы (б -фаза) имеет ОЦК структуру типа s l [13—16] с а = 3,100 кХ [13, 15]. Эту фазу можно стабилизировать избыточным по сравнению с эквиатомным содержанием титана [15, 16]. [c.622]

По данным [И, 12] высокотемпературная модификация фазы на основе соединения IrTi при содержании 45 ат.% Ti имеет тетрагональную структуру типа Au u I с постоянными а = 4,09, с = 3,51 А, с/а = 0,858 [11]. Такую же структуру согласно [11, 12] имеют и сплавы с 55 и 30 ат.% Ti, постоянные решетки которых составляют соответственно а = 4,20, с = 3,39 А, с/а = 0,807 и а = 3,90, с = 3,78 А, ja = 0,97 при определении на сплавах, отожженных при 820°. [c.622]

Кристаллическая структура. Постоянная ГЦК решетки твердого раствора на основе иридия с повышением содержания хрома от 8,7 до 17,2 ат.% уменьшается от а = 3,821 до а = 3,789 кХ [1]. Определения производили на сплавах, закаленных от 900 . Согласно [2] постоянная решетки этой фазы в литом двухфазном сплаве с 25 ат.% Сг а = 3,815 А. Фаза а со структурой типа СизАи имеет некоторую область гомогенности. Постоянная ГЦК решетки этой фазы для гомогенного сплава с 23,1 ат.% Сг а = 3,793 кХ и в двухфазном сплаве с 29,9 ат.% Сг а = 3,782 кХ. Определения производили на сплавах, закаленных от 900° [1]. [c.632]

Кристаллическая структура. С повышением содержания магния от О до 1,0 2,3 и 4,05 ат.% постоянная кристаллической решетки а-фазы уменьшается от 5,4858 до 5,4710 5,4574 и 5,4261 А соответственно [1]. Химическое соединение YbMga имеет гексагональную структуру типа MgZn2 [1—5] с постоянными а = 6,24, с = 10,08 А, ja = 1,615 [2, 3] а = 6,228, с = 10,104 А, da = 1,6223 [5]. Изменение постоянных решетки фазы на основе этого соединения (у-фазы) в зависимости от состава и температуры показано в табл. 270 [1]. [c.651]

В ряде работ [2, 131, 155, 183, 202] структура и субструктура рассматриваются как факторы, определяющие физико-химическое поведение КЭП (см. рис. 3.26). Зависимость сопротивления рекристаллизации от размера зерен кристаллитов в КЭП на основе меди [155] иллюстрирует рис. 4.7 [155]. Роль величины зерен и протяженности границ между ними, а также дефектов их структуры в определении структурно-чувствительных и электрохимических свойств покрытий медью отражена также в работе [50]. Результаты исследований, хотя и относятся преимущественно к монопокрытию, могут быть использованы для анализа роли микро- и субмикровключений II фазы в КЭП. [c.146]

Смотреть страницы где упоминается термин Структуры на основе (а+ 3)-фаз : [c.335] [c.204] [c.114] [c.452] [c.176] [c.180] [c.23] [c.114] [c.112] [c.190] [c.17] [c.283] [c.55] [c.72] [c.171] [c.235] [c.245] [c.316] [c.420] [c.390] [c.109] [c.61] [c.68] [c.797]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...