Фазовый состав сплавов

Прежде всего выясним, что такое структура и фазовый состав. Сплавы, как и чистые металлы, построены из зерен, которые можно наблюдать в оптический микроскоп. В зависимости от природы сплавляемых компонентов в сплавах могут наблюдаться в виде зерен следующие фазы [c.20]

Л у ж H и к 0 в Л. П., Романова О. А., Исследование влияния железа, никеля, кремния и марганца на механические свойства и фазовый состав Сплава D16. Оборонгиз 1955 г. [c.116]

Вследствие ограниченной растворимости карбида вольфрама в карбиде титана фазовый состав сплавов рассматриваемого типа зависит от соотношения количеств содержащихся в них карбидов. [c.537]

Рентгеноструктурным анализом покрытий, содержащих 0,7— 2,5% сурьмы, не была выявлена в них свободная сурьма. На электродных микрофотографиях покрытий видна мелкокристаллическая структура КЭП. Размер зерен осадка 0,1—0,3 мкм, т. е. в десятки раз меньше, чем размер зерен у золотых покрытий. Фазовый состав сплава соответствует данным, полученным для осадков из чистого раствора [146]. [c.222]

Рис. в. Фазовый состав сплавов системы серебро — медь —цинк [c.72]

Диаграммы фазового равновесия, или диаграммы состояния, в удобной графической форме показывают фазовый состав сплава в зависимости от температуры и концентрации. Диаграммы состояния строят для условий равновесия или условий, достаточно близких к ним. [c.48]

Фазовый состав сплавов [c.180]

Диаграммой состояния называется графическое изображение, показывающее фазовый состав сплавов в зависимости от температуры и концентрации химических компонентов в условиях равновесия. Фазой называется однородная часть системы, отделенная от других частей поверхностью раздела, при переходе через которую [c.14]

Фронтом кристаллизации (или фронтом роста) называют изотермическую поверхность, являющуюся границей фазового перехода расплав — кристалл и перемещающуюся по сплаву, находящемуся в литейной форме, по мере его кристаллизации. При направленной кристаллизации эвтектических жаропрочных сплавов важным является обеспечение условий роста кристаллов с микроскопически плоской поверхностью раздела твердая фаза—расплав (т. е. реализация так называемого плоского фронта кристаллизации). Существенное влияние на характер структуры, фазовый состав сплава и дисперсность составляющих фаз оказывают скорость перемещения фронта кристаллизации и (м/с) и осевой градиент температуры на фронте роста О (К/м). Так, например, рост скорости охлаждения = Оу (К/с) приводит к измельчению зерен упрочняющей фазы, эвтектики (у + у ) [c.364]

Процессы растворения и выделения фаз могут и не сказываться на фазовом составе сплава. Если растворимость компонентов мало меняется в рабочем интервале температур, фазовый состав сплава сохранится. Однако вследствие зависимости растворимости фаз от геометрии межфазной поверхности и дефектности структуры в сплавах происходят процессы коалесценции и сфероидизации избыточных фаз, в результате которых меняется форма кристаллов, их число и характер размещения упрочняющей фазы. Происходящее при этом изменение структуры и свойств может сказаться и на формоизменении при термоциклировании. [c.79]

На фазовый состав сплавов типа силумина специфическое влияние оказывает железо, содержание которого как примеси в промышленных сплавах составляет обычно не менее 0,4— 0,5 %. Железо в сплавах А1—Si образует соединение р (А1—Fe Si) в виде хрупких пластин, которые резко снижают пластичность. Отрицательное влияние железа эффективно снижает добавка 0,2—0,5 % Мп, при этом образуется новая фаза а (А1—Fe— Si—Mn) в виде компактных равноосных полиэдров, которые в меньшей степени влияют на пластичность. [c.178]

Сплав I (см. рис. 4.13, б) с содержанием углерода менее 0,8 % называют доэвтектоидной сталью, Эвтектоидному превращению в таких сталях предшествует частичное превращение аустенита в феррит в интервале температур точек 1-2. При температуре точки Ь фазовый состав сплава Ас+Фа- Количественное соотношение аустенита и феррита соответственно определяется отношением отрезков аЬ и Ьс. [c.106]

Диаграммы состояния в графической форме показывают равновесный фазовый состав сплавов в зависимости от температуры и концентрации компонентов. [c.36]

Сколько температурных интервалов проходит фигуративная точка сплава при его охлаждении от линии ликвидус до 600 °С (Под температурным интервалом следует понимать температурную область, в которой фазовый состав сплава при нагреве, или охлаждении качественно остается неизменным). [c.210]

Диаграмма метастабильных фазовых равновесий (см. рис. 9) [49] позволяет объяснить причину особенностей влияния пластической деформации на развитие 7->е-пре-вращения и фазовый состав сплавов системы Fe—Мп, богатых железом. Результаты различных работ в этом направлении противоречивы, но многие исследователи схо- [c.36]

Алюминий (до 3%) в зависимости от содержания марганца и углерода по разному влияет на фазовый состав сплавов системы Fe—Мп <10% Мп, <0,001% С — алюминий не изменяет фазового состава >10% Мп <0,01% С — увеличивает количество у-фазы за счет е-фазы, одновременно повышая нестабильность аустенита к превращениям при деформации 10— 12% Мп 0,1—0,2% С — стабилизирует аустенит как при охлаждении, так и при деформации [77, 78]. [c.41]

Закалка и последующее старение применимо и для сплавов, коице(1трацця которых соответствует области правее точки d (левее точки е ). Эти сплавы перед закалкой нагревают до температуры несколько ниже /д, когда силав имеет двухфазное строение (см, рис, 66, а). Так например, сплав 2 при температуре будет состоять из двух фаз а,I., и (Зт, (его структура + эвтектика а ,, Н- [) ,,) -h + Рц), После закалки указанный фазовый состав сплава (а ,, Ц- (п ,), соответствующий /7, фиксируется при комнатной температуре, И таком сплаве при пагреве протекает процесс старения. [c.110]

Фазовый состав сплавов после термообработки при 450—550 С зависит от содержания никеля и кобальта в составе покрытия. При высоком содержании никеля в сплаве образуется р-твердый раствор замещения кобальта в ГЦК-никеле и фаза NtaP При содержании никеля около 50 (массовые доли, %) после отжига образуется, кроме указанных ранее фаз, фаза С02Р [c.66]

Как правило, все примеси и легирующие элементы, не изменяющие фазовый состав сплавов, несколько повышают модуль упругости. Исключение составляют олово и цирконий, которые могут немного снизить модуль. Наиболее заметное влияние на величину Е оказывает алюминий, каждый прюцент которого повышает его на 0,014-10 Па. Введение -стабилизирующих элементов до содержания, превышающего их растворимость в а-фазе и приводящее к образованию 3-фазы, снижает модуль нормальной упругости. Его величина сравнительно мало зависит от структурного состояния, хотя у двухфазных сплавов при образовании мартенсита или нестабильной 3-фазы обнаружено заметное снижение модуля, а при образовании ы-фазы—его повышение. Повышение Е установлено и при старении а-сллавов, с высоким содержанием алюминия (более 6 %) за счет образования а, -фазы или ее предвыделений. При нагреве и охлаждении в температурной области существования а-фазы модуль упругости изменяется практически линейно. Отношение /Г зависит от степени легированности титана. В интервале 27 — 727 С у чистого титана оно равно около 7,0, у сплава ПТ-ЗВ 5,3. [c.8]

Формирование всех свойств титановых сплавов определяется главным образом фазовым составом и структурой. Например, молибден, ванадий, ниобий, тантал, называемые изоморфными 3-сга6илизаторами, с0-фаэой титана образуют непрерывный ряд твердых растворов и во всем интервале концентраций фазовый состав сплавов (в отожженном состоянии) может быть представлен лишь двумя фазами <а и (3). Подавляющее большинство других элементов (а- и (3-стабилизаторов) образуют с титаном интерметаллические соединения (как правило, бертоллидного типа). При этом даже в области твердых растворов всегда могут быть созданы условия, при которых возможно образование предвыделений этих соединений, трудно выявляемых методами структурного анализа, но оказывающих исключительно сильное влияние на физические, электрохимические и механические свойства сплавов. [c.12]

Наиболее важными металлургическими факторами, влияющими на чувствительность титановых сплавов к коррозионному растрескиванию, являются химический состай сплава (включая содержание примесей) фазовый состав сплава, зависящий не только от легирования, но и от конечной термообработки и, наконец, макро- и микроструктура сплава, формирующаяся под воздействием термопластической обработки. [c.38]

Не принимая во внимание химический фазовый состав сплава, методами травления, указанными ниже (реактивы 1—7), выявляют общую структуру а-, (а + Р)-, р-латуней, а-, (а + б)-оло-вянистых бронз, алюминиевых бронз и других как литейных, так и деформируемых сплавов. [c.194]

По литейным свойствам, герметичности и коррозионной стойкости эти сплавы уступают сплавам систем А1 — Si и А1 — Si — Mg, но превосходят их по жаропрочности (уровень рабочих температур до 250—275° С), а также обладают лучшей обрабатываемостью резанием. Достоинство сплавов этой группы (по сравнению со сплавом АЛ4) — более простая технология литья. Не требуется модифицирования и кристаллизации под давлением в автоклавах (за исключением АЛ4М). Сплавы этой группы применяют для всех способов литья (см. табл. 61). Структуры сплавов являются довольно гетерогенными, степень гетерогенности и многофаз-ностп увеличивается по мере усложнения химического состава их. При этом фазовый состав сплавов в неравновесных условиях кристаллизации в значительной мере зависит от скорости кристаллизации и последующего охлаждения отливок. [c.88]

При исследовании никельхромомолибденовых сплавов, содержащих 15% Сг и 15% Мо (Х15Н70М15 и Х15Н65М16В), установлено, что структура и фазовый состав сплавов, закаленных с 1200° С в воде и состаренных при 800—1100° С, определяется содержанием в них примесей углерода (0,005—0,08%), кремния (0,06—0,9%) и железа (0,5—0,7%) 13, 19, 22]. [c.149]

Сплавы А1 — Си — Mg. Добавление магния заметно повышает предел прочности при растяжении и твёрдость сплавов А1 — Си при резком снижении удлинения. При добавлении 1,5 /о Mg к сплаву с 4 /о меди меняется и фазовый состав сплава вследствие образования новой структурной составляющей AI2 uMg, называемой, 5 -фазой. Образование этой составляющей увеличивает жаропрочность сплавов А1 — Си — Mg и делает их пригодными для отливок, работающих при высоких температурах (головки цилиндров, поршни моторов внутреннего сгорания). Кроме того [c.148]

Предварительные (перед кристаллизационным отжигом) деформация прокаткой аморфных сплавов Fe—Си—Nb—Si—В или их низкотемпературный отжиг позволяют еще уменьшить размер зерна приблизительно до 5 нм [162, 163]. Например, холодная прокатка аморфного сплава Fey j uiNb Siij jB, до величины деформации около 6 % (по удлинению ленты) и последующий отжиг в вакууме при 813 К в течение 1 ч привели к выделению в аморфной фазе нанокристаллических зерен ОЦК-фазы а-Fe(Si) со средним размером примерно 6—8 нм средний размер зерен в нанокристаллическом сплаве, подвергнутом только отжигу при 813 К в течение 1 ч составлял 8—10 нм. Низкотемпературный отжиг аморфного сплава Fe,,, U Nb ,Si Вд при температуре 723 К в течение 1 ч в сочетании с последующим кратковременным (в течение 10 с) высокотемпературным отжигом при 923 К позволил достигнуть среднего размера зерна ОЦК-фазы 4—5 нм. Уменьшение размера зерна в сплаве Fe—Си—Nb—Si—В после ступенчатого отжига приблизило этот сплав к структуре чистых компактных нанокристаллических металлов с размером зерна 2—5 нм, получаемой методом компактирования [130— 134]. Дополнительные деформационная или термическая обработки, понизившие размер зерна, не изменили фазовый состав сплава. По мнению авторов [163], это означает, что фазовый состав сплава Fe,, j uiNb Sii B, окончательно формируется на последней высокотемпературной стадии обработки. Уменьшение размера зерен нанокристаллической фазы вследствие предварительных деформационной или термической обработки обусловлено образованием в аморфной матрице дополнительных центров кристаллизации. [c.55]

Фазовый состав сплавов в любой области диаграммы состояния легко определить с помощью коноды — горизонтального отрезка, концы которого ограничены равновесными сосуществующими фазами и содержанием в них компонентов (рис. 1,а, линия a de dbf), используя правило отрезков. Согласно этому правилу для определения массового или объемного количества фазы необходимо вычислить отношение длины отрезка коноды, прилегающего к составу альтернативной фазы, к длине всей коноды. [c.54]

Благодаря наличию Си и Мп фазовый состав сплава АЛЗ в литом состоянии представляет собой а-твердый раствор + Si + Mn2Si2 + AlMnFe, а при медленном охлаждении -может образовываться фаза W (AlxMg6Si4 u4), обеспечивающая высокую жаропрочность. Термическая обработка в основном производится по трем режимам Т1, Т2 и Т5. Режим Т1 применяют для повышения твердости литых деталей, а режимы Т2 и Т5 — для деталей, работающих при высоких температурах. [c.182]

Сплав АЛ4М относится к системе А1—Si—Си—Mg с добавками титана (до 0,3 %) и бора (до 0,1 %). Фазовый состав сплава в литом состоянии [c.182]

Фазовый состав сплавов изучался рентгенографическим и физико-химическим методами [55, 57] на образцах, подвергнутых предварительным испытаниям под различной нагрузкой и без нее при 300, 400 и 450 (ВТЗ-1), 450, 500, 550 (ВТ9) и 600°С (BTI8). [c.234]

Фазовый состав сплава ВТ9 в термоупрочненном состоянии отличается от фазового состава в отожженном состоянии. После закалки с 925° С фазовый состав сплава следующий а (а)+а"+р. Последующий нагрев при температурах до 400°С приводит к дораспаду р-фазы и сплав имеет следующий состав сс (а)- -а". При повышении температуры до 450—550° С "-фаза распадается, и механические свойства изменяются (увеличивается прочность и снижается пластичность) (рис. 90), достигая экстремальных значений при 550° С. Дальнейшее повышение температуры сопровождается появлением р-фазы, вследствие чего уменьшается прочность и повышается пластичность сплава ВТ9. [c.241]

Термолагнитный анализ [31]. Для определения состава и фазового анализа используют структурно-нечувствительное свойство — намагниченность обычно намагниченность насыщения единицы массы Оа. Установка для проведения термомагнитного анализа должна обеспечивать быстрый нагрев образца, чтобы в процессе нагрева и измерений не изменился фазовый состав сплава. Часто для термомагнитного анализа используются весы Сексмита. В случае существования в сплаве магнитной фазы величина сТз сплава будет пропорциональна количеству фазы, а исчезновение ферромагнитных свойств соответствует температуре Кюри фазы. При наличии двух ферромагнитных фаз с различными намагниченностями и и температурами Кюри и 0 - на кривой о Т) будет перегиб, соответствующий температуре 0 . . Поскольку намагниченность насыщения обладает свойством аддитивности, то намагниченность сплава Оа = где VI и Т2 — доли (по массе) первой и второй фаз. Это позволяет, экстраполируя участок кривой Оа (Т), расположенный при температурах выше на ось ординат, определить [c.318]

Как известно, для кинетики начального селективного растворения разработан подробный математический аппарат, основанный на теории нестационарной объемной диффузии. Другие же стадии растворения пока еще не получили удовлетворительного кинетического описания. Это составляет задачу нового научного направления, формиру бщегося на сты ке теоретической электрохимии, физико-химии поверхности и металловедения и призванного дать непротиворечивую теорию явлений на границе сплава с коррозион юй средой. Очевидно, что, будучи основанной на фундаментальных электрохимических принципах, такая теория должна еще учесть структурно- фазовый состав сплава, строение межфазной границы и приповерхностной зоны, механические напряжения в сплаве и прочее. [c.193]

Термомагнитный анализ [9.221. Для определения фазового состава и фазового анализа используют структурно нечувствительное свойство — намагниченность, обычно намагниченность насыщения единицы массы Og. Установка для проведения термомагнитного анализа должна обеспечивать быстрый нагрев образца, чтобы в процессе нагрева и измерений не изменился фазовый состав сплава. Часто для термомагнитного анализа применяют весы Сексмита. Если в сплаве присутствует ферромагнитная фаза, то величина Од пропорциональна количеству этой фазы, а исчезновение у нее с )ерромагнитных свойств отвечает температуре Кюри. Если в структуре присутствуют Две ферромагнитные фазы с различными намагниченностями и и температурами Кюри 00 и 0 j, то на кривой о (Т) наблюдается перегиб, соответствующий температуре 0с,. Поскольку намагниченность насыщения обладает свойством аддитивности, то намагниченность сплава составляет Од = 05,vi + где vi и V2 — массовые доли первой и второй фаз. 0 позволяет, экстраполируя на ось ординат участок кривой Ов (Г), расположенный при температурах выше [c.110]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...