Характеристика фаз, образующих сплавы

Характеристика фаз, образующих сплавы [c.37]

Изучение эрозионной стойкости сталей /170/ показало, что определяющими являются теплофизические характеристики металла, поэтому выбор легирующих элементов или их комбинации необходимо осуществлять с учетом этих свойств, а также исходя из условий абразивной и ударной прочности металлов. Легирующие элементы преимущественно растворяются в основных фазах железоуглеродистых сплавов (феррит, аустенит, цементит), образуя сложные карбиды и другие соединения. Улучшение технических свойств сталей (прочность, износостойкость и т.д.) достигается также с помощью термической обработки, в результате которой происходит перераспределение химических элементов и соединений как внутри кристаллических зерен, так и между ними, что оказывает существенное влияние на энергию межатомных связей. Углерод является одним из основных легирующих элементов, и при увеличении содержания углерода эрозия возрастает по линейному закону, что может быть объяснено уменьшением [c.173]

В табл. 5.2 представлены перспективные для создания высокопрочных сплавов сочетания (А1) с разным набором легирующих элементов и эвтектических фаз, образующих кристаллы с благоприятными морфологическими характеристиками. [c.323]

При работе материала в условиях ползучести определяющую роль играет прочность границ зерен. В связи с этим все фазы, образующиеся у границ зерен, могут в значительной степени изменять прочность сплава или стали при их работе под напряжением при высоких температурах. Стабильность этих фаз в условиях эксплуатации (определенной температуре, длительности работы, напряжений, вызывающих ползучесть) позволяет использовать такие сплавы как жаропрочные. Образование и развитие новых фаз, особенно вблизи границ зерен, может изменять и жаропрочность, в частности снижать эксплуатационные характеристики. [c.21]

Первая группа элементов при легировании никеля образует твердый раствор замещения до тех пор, пока период кристаллической решетки не достигнет 0,370 - 0,388 нм. Дальнейшее легирование элементами Сг, Мо, W приводит к образованию в структуре сплава интерметаллидных соединений - плотно упакованных фаз, присутствие которых, как правило, снижает механические свойства, Следовательно, количество элементов первой группы должно быть таким, чтобы период решетки никелевого твердого раствора не превысил указанных значений. При этом прочностные характеристики однофазных сплавов в литом состоянии следующие <7в = 588 МПа a-j = 294 МПа. Период решетки твердого раствора на основе никеля при легировании изменяется по уравнению п [c.411]

Вышеуказанные положения относятся к усредненной четко выраженной текстуре плит и листового материала и не дают полного описания характеристик микроструктуры. В работе [243] отмечено, что при горячей обработке в области высоких температур в сплаве Ti — 6 А1 — 4V образуются пластинчатые структуры, в которых группы пластин а-фазы общей ориентации концентрируются в локализованной зоне. Такие структуры без сомнения относятся к структурам с колониями а-фазы, о которых упоминалось выше. Как было показано, такие структуры не оказывают ярко выраженного влияния на КР. Однако осторожность должна быть проявлена в случае изгиба деталей большого сечения с пластинчатой структурой. Возможно, что подобная ситуация может возникать в случае алюминиевых сплавов, в которых высотное направление наиболее опасное. Можно ожидать, что для титановых сплавов важным фактором является боковая протяженность пластин структуры а-фазы, хотя это не было исследовано подробно. Существование таких полос в структуре обусловливает, вероятно, области полосчатости, наблюдаемые на многих поверхностях разрушения (см. рис. 109, а). Если это справедливо, то небольшая боковая протяженность полосчатости указывает, что полосы имеют подобный небольшой боковой размер, поэтому такие структуры могут быть более точно определены как двояковыпуклые, а не пластинчатые. [c.423]

Все суперсплавы на железоникелевой основе подобны друг другу по ряду фундаментальных характеристик. Они обладают аустенитной матрицей (со структурой г.ц.к.), в которой соответствующим образом сбалансированы содержания Fe и Ni. В матрице растворены элементы, обеспечивающие твердорастворное упрочнение и формирующие разнообразные свойства всего сплава. Кроме того, в сплавах присутствуют элементы, благодаря которым образуются упрочняющие выделения упорядоченных фаз в матрице и по границам зерен. В настоящем разделе мы сконцентрируем внимание на том, как легирующие элементы воздействуют на структуру и фазовые соотношения. [c.214]

Двухфазные (а + Р)- и псевдо-р-сплавы чувствительны к термическому циклу сварки. При больших скоростях охлаждения в результате распада р-фазы в околошовной зоне сварного соединения образуются структуры, обладающие низкой пластичностью. Для получения оптимального соотношения характеристик прочности и пластичности, а также повышения термической стабильности сварных соединений применяют после сварки полный отжиг или термомеханические виды обработки. [c.476]

Кадмий в сплавах системы Mg - Zn не образует промежуточных фаз. Легируя твердый раствор, он повышает прочность и пластичность сплавов этой системы. Редкоземельные металлы дополнительно увеличивают прочностные характеристики в результате образования промежуточных интерметаллидных фаз. [c.380]

Корреляция фазовой -диаграммы с электрохимическими характеристиками сплава частично обсуждалась в разд. 1.3. Имеется однозначная -аналитическая связь (il.)12) между химическими потенциалами компонентов А и В в сплаве и, соответствующими обратимыми электродными потенциалами по каждому из компонентов, т. е. обратимыми потенциалами реакций (1.6) и (1.7), причем термодинамическое равновесие в системе сплав — раствор электролита имеет место в случае л = Ев=Еа,в-сплав-Это условие сохраняет силу независимо от того, какая интерметаллическая систем.а подразумевается — гомогенная или гетерогенная, так как обратимые потенциалы реакций (1.6) и (1.7) для каждой из равновесно сосуществующих фаз одни и те же. Таким образом, каждой фазовой диаграмме может быть поставлена в соответствие зависимость обратимого потенциала от состава системы. [c.142]

Аналогичные результаты по влиянию фазового состава на эф фект СП были получены позднее на сплавах системы Си—Zn [39]. Таким образом, роль фазового состава сплавов заключается не только в формировании оптимальной УМЗ микроструктуры с высокой стабильностью размеров зерен при Т>0,4 7пл. При условии близких микроструктур необходимо учитывать и деформационные характеристики каждой фазы, а также взаимодействие фаз в процессе деформации. [c.19]

Показатели СП титановых сплавов можно улучшить также специальным легированием, позволяющим повысить стабильность их микроструктуры. В работе [316] относительное удлинение при СП течении сплава Ti—6 % А1—4 % V было повышено с 263 до 541 % легированием хромом, имеющим в титане более низкий коэффициент диффузионной подвижности, чем ванадий. Другой способ решения этой задачи — повышение характеристик СП этого же сплава путем легирования иттрием [317]. Иттрий, взаимодействуя с кислородом, образует мелкие частицы окислов, которые, располагаясь по границам зерен фаз, стабилизируют микроструктуру сплава. [c.211]

Таким образом, осуществляя обратное а - у превращение с образованием особой структурной формы аустенита - дисперсных различно ориентированных кристаллов у-фазы, удается в значительной мере повысить прочностные характеристики сплавов. [c.145]

Коэффициент термического расширения является важной физической характеристикой сплава, позволяющей судить о силе межатомного сцепления в нем [1, 2]. Тепловое расширение фосфидов и сульфидов титана до сих пор не исследовалось известны лишь данные о линейном коэффициенте термического расширения сульфида титана Т125з [3]. При исследовании строения и свойств сплавов титана с фосфором и серой [4, 5] нами изучалось термическое расширение сплавов титана с фосфором и серой при содержании неметалла до эквиатомного с целью использования полученных данных для характеристики фаз, образующихся в системах Т1—Р и Т1—8, и определения границ фазовых полей. [c.99]

Кинетика выделения и морфология 6-фазы в сплаве 718 могут быть решительным образом изменены, если проводить ковку ниже ее температуры сольвус, 1000 °С. Если степень деформации при ковке достаточно велика, зарождение 6-фазы носит скорее равномерный внутризеренный, нежели преимущественно зернограничный характер. Распределение 6-фазы в этом случае может быть эффективно использовано для управления размером зерен и их измельчения, чтобы оптимизировать механические характеристики кратковременного растяжения и длительной пластичности [24]. При таком подходе удалось достичь чрезвычайно мелкого зерна (ASTM 10-13) и исключительно высокого сопротивления усталости [45]. Ис- [c.230]

Для повышения этих характеристик сплавы подвергают двухступенчатому смягчающему старению при 100-120°С, 3 - 10 ч (первая ступень) и 160 - 170 °С, 10-30 ч (вторая ступень). Столь высокие температуры и большие выдержки второй ступени старения приводят к образованию и коагуляции стабильных фаз М, 5 и Г. Предварительное зонное старение (первая ступень) способствует их равномерному распределению, поскольку в сплавах этой системы стабильные фазы образуются из зон Г - П. После смягчающего старения сплав В95пч имеет (Тв = 590. .. 540 МПа tq 2 = = 410. .. 470 МПа = 10. .. 13 = 36 МПа-м / КСТ = 75 кйж/и . [c.367]

Из физико-химических принципов упрочнения для тугоплавких металлов наиболее важными оказываются твердорастворное упрочнение металлической основы и повышение ее прочности дисперсными частицами. Твердорастворному упрочнению ОЦК металлов в области высоких температур способствует легирование более тугоплавкими металлами, повышающими температуру плавления и электронную концентрацию сплава. Наиболее эф )ективным оказалось дисперсное упрочнение тугоплавких металлов высокопрочными карбидами, нитридами, оксидами, боридами металлов IV—V групп, обладающих наивысшими характеристиками термодинамической стабильности и прочности. Рациональной основой для разработки жаропрочных сплавов могут служить тройные системы металл V, VI групп — металл IV группы—элемент внедрения, где металл V—VI групп представляют основной компонент, а тугоплавкое соединение MeivX — упрочняющую фазу, образующую с ним квази-бинарную эвтектическую систему. Переменная растворимость соединения в матрице позволяет реализовать путем термической обработки дисперсионное упрочнение деформируемых сплавов, а при [c.4]

Каждая структурная фазовая составляющая так же, как и твердый раствор, имеет свою потенциостатическую характеристику— зависимость стационарной скорости растворения от потенциала, наиболее полно отражающую ее коррозионные свойства [1—41. Влияние фазы на коррозионную стойкость сплава будет прежде всего определяться тем, насколько и каким образом при потенциале коррозии (фкор), устанавливающемся на сплаве в данной агрессивной среде, указанная характеристика фазы отличается от соответствующей характеристики твердого раствора. [c.6]

Таким образом, упрочнение -матрицы может быть доститауто путем введения эффективных структурных барьеров дпя перемещения дислокаций в виде дисперсных пластинчатых кристаллов у-фазы, образующихся в сплаве НЗО в процессе обратного а у превращения при медленном нагреве. Увеличение температуры медленного нагрева выше 500°С существенно снижает прочностные характеристики сплава НЗО (см. рис. 3.37), что связано с изменением структурного механизма формирования аустенита при этих температурах комплекс дисперсных кристаллов у-фазы в -матрице заменяется глобулярным аустенитом. [c.144]

Наблюдая момент изменения какого-нибудь из свойств металла, можно определить точку кристаллизации (плавления) металла. Помимо кристаллизации или плавления в чистых металлах возможны еще и превращения в твердом состоянии, к-рые состоят в переходе от одного типа расположения атомов в пространстве к другому и к-рые также сопровождаются скачками в изменении всех свойств. Такого рода превращения обычно называют аллотропическими. Из чистых металлов железо, кобальт, марганец 1 >лово имеют по несколько аллотропич. форм. Для чистых металлов характерно протекание всякого превращения при строго постоянной темп-ре, что обусловлено общим законом равновесия — правилом фаз. В сплавах двух металлов явления значительно сложнее и разнообразнее. Т. к. характер явлений, наблюдаемых при изменении темп-ры, в случае сплавов определяется тем, в какие взаимоотношения вступили при сплавлении компоненты, то надо прежде всего остановиться на классификации и характеристике типов взаимоотношения компонентов. Известны следующие основные случаи взаимоотношений компонентов 1) два компонента не смешиваются или смешиваются лишь частично в жидком состоянии 2) компоненты дают однородный жидкий сплав или раствор, к-рый при кристаллизации переходит в однородный твердый кристаллический раствор 3) компоненты дают однородный жидкий раствор, который при кристаллизации распадается на смесь двух видов кристаллических твердых растворов 4) компоненты образуют новое [c.376]

После такой обработки магнитные свойства сплавов становятся анизотропными, их магнитные характеристики (В,, (В//)тах) сильно 1103 )астают в направлении приложенного магнитного ноля (магнитная текстура). Термомагнитнон обработке подвергают сплавы, содержащие свыше 18 % Со. Кристаллическая текстура образуется в случае направленноп кристаллизации отливки магнита, при этом возникают столбчатые кристаллы, растущие в направлении [100], Это сильно повышает магнитные свойства, поскольку они зависят от кристаллографической ориентации ферромагнитных фаз. [c.308]

При электроосаждении сплавов довольно часто образуются неравновесные системы, характеристики атомной структуры которых не соответстнуют термодинамически устойчивому состоянию. Примерами таких фаз могут служить пересыщенные твердые растворы (ПТР), интерметаллические соединения, отсутствующие на диаграмме состояния, аморфные сплавы. [c.53]

Интерметаллиды и сплавы на их основе характеризуются чрезвычайно высокой хрупкостью и повышенными значениями характеристик прочности при низких температурах. Например, твердость (Яд) а-фазы (Fe r), образующейся в системе Fe—Сг, при комнатной температуре составляет 10 000—12 ООО МПа. [c.499]

Четкое деление между классами не всегда возможно, однако такая систематизация удобна для обсуждения характеристик композитов. Примеры каждого класса композитов содержатся в табл. 1, а рис. 1 иллюстрирует названные классы соответствующими примерами из работы Петрашека и Уитона [29] по композициям медный сплав — вольфрам. Отметим, что эвтектики включены во второй класс, однако для некоторых эвтектик предельная растворимость каждой из фаз в другой может быть столь низкой, что их предпочтительнее отнести к первому классу. Аналогичным образом система медь (титан)—вольфрам включена в третий класс, поскольку, как показано на рис. 1, на поверхности раздела образуется химическое соединение. Однако при малом содержании титана и медь, и вольфрам образуют с ним твердые растворы. [c.15]

Допустимая степень взаимодействия компонентов в системах третьего класса зависит от многих других характеристик композита. Одна из важнейших характеристик — сопротивление распространению каждого конца трещины в реакционной зоне, поскольку оно определяет величину раскрытия трещины, а следовательно, и создаваемую трещинами концентрацию напряжений. Согласно всем имеющимся данным, допустимая длина трещины в системе титан — бор увеличивается с ростом предела упругости титановой матрицы. Однако если волокно не абсолютно упруго, а обладает определенной пластичностью, то критическая длина трещины может быть много больше. Значит, много больше может быть и толщина реакционной зоны. Соответствующий пример, относящийся к системе псевдопервого класса, имеется в работе Джонса [23], который исследовал композиты алюминиевый сплав 2024 — нержавеющая сталь. Хотя на большинстве образцов взаимодействия не наблюдалось, в нескольких случаях на малоугловом шлифе была обнаружена третья фаза вокруг волокон. Один из таких образцов, где хорошо видна образующаяся при реакции фаза, изображен на рис. 5. Фазу пересекают многочисленные, регулярно располо- [c.22]

Высокая прочность этих сплавов обусловливается тем, что растворимость меди в твердом алюминии может достигать 5,7%. При этом двойные сплавы системы А1 —Си (например, сплав АЛ7) применяют лишь в закаленном состоянии, т. е. с гомогенной структурой. Чем гетерогеннее структура, тем сплавы обладают большей хрупкостью. Повышенная хрупкость сплавов типа АЛ7 объясняется наличием по границам зерен твердого раствора большого количества сравнительно крупных частиц фазы uAlj. На понижение прочностных характеристик также оказывают вредное влияние примеси Fe и Si. Влияние этих примесей на свойства сплавов системы А1 — Си различное. Например, Fe с Си и А1 образует фазу Al-j uaFe, кристаллизуюш,уюся по границам зерен в виде крупных частиц, что резко понижает пластичность сплавов, но в то же время присутствие железа в этих сплавах заметно снижает склонность к образованию горячих трещин. [c.87]

В соответствии с принятой формой описания диаграмм состояния при характеристике кристаллических решеток, образующихся в системах интерметаллических фаз, указывается символ Пирсона, широко применяемый для этой цели в последнее время, но не использованный в ранее вышедших на русском языке справочниках по двойным диаграммам состояния металлических систем М.Хансена и К.Андерко, Р.П. Эллиота, Ф.А. Шанка и А.Е. Вола. Символ Пирсона состоит из трех частей первая, строчная буква характеризует синго-нию решетки, вторая, прописная буква характеризует решетку по классификации Бравэ и последующие цифры — число атомов в элементарной ячейке, так что дается достаточно полное качественное описание кристаллического типа. Например, F24 означает кубическая гранецентрированная решетка с 24 атомами в элементарной ячейке. В приведенной ниже таблице указаны возможные типы решеток Бравэ и их обозначение в символах Пирсона согласно справочнику Пирсон У. Кристаллохимия и физика металлов и сплавов . [c.5]

В отличие от процессов электронно-лучевого переплава на холодном поду или плазменного переплава процесс вакуумно-дугового двухэлектродного переплава предназначен для управления структурой отливки, а не для операций переплава и рафинирования, направленных на получение нового химического состава. Достоинством этого процесса является возможность получать мелкозернистые отливки суперсплавов высокого эксплуатационного уровня, которые с трудом поддаются горячей деформационной обработке на требуемую форму. Некоторые специалисты полагают, что капли, образующиеся в данном процессе и падающие в изложницу, нагреты до температур между температурами солидус и ликвидус обрабатываемого сплава и служат зародышами равноосных зерен по всему объему формирующегося слитка или электрода. Такого результата можно достигнуть за время примерно втрое большее, чем требуется для вакуумно-дугового переплава, но со значительно меньшими энергетическими затратами. В отличие от вакуумно-дугового или электрошлакового переплава процесс вакуумно-дугового двухэлектродного переплава дает практически безликвационную продукцию. К недостаткам метода относятся жесткая зависимость между подводимой энергией, и скоростью плавления, невозможность рафинирования и сколь-нибудь существенного раскисления. Наиболее серьезная проблема заключается в том, что в процессе вакуумно-дугового двухэлектродного переплава качество исходного электрода в части включений, белых пятен и скоплений первичных фаз передается конечному продукту. Следовательно, наивысший достигаемый уровень качества по всем признакам, кроме характеристик микроструктуры, не может быть выше, чем у исходного электрода. [c.157]

I.e. не подвержены растрескиванию в результате старения, свойственному большинству суперсплавов. Это объясняли вялостью реакции старения по у"-фазе, позволяющей снять остаточные сварочные напряжения в период отжига-старения до того, как образуются и вырастут выделения у"-фазы. Вялость реакции старения в этом сплаве связана скорее с особенностями когерентных искажений, нежели с какими-либо врожденными характеристиками у"-фазы. Такое предположение, по-видимому, справедливо, поскольку сплав In oloy 903, упрочняемый выделениями у -фазы, проявляет примерно такую же свариваемость, как сплав 718, и тоже характеризуется высокими когерентными искажениями. [c.226]

Термическую обработку третьего вида проводят при более низкой температуре (700—900 °С), она более длительна (до 32 ч). Ее главная цель — вызвать выделение карбида по границам зерен, чтобы обеспечить некоторое сопротивление зернограничному проскальзыванию. При указанных низких температурах возможно и дополнительное выделение у -фазы, таким образом распределение ее выделений с учетом размера частиц становится бимодальным. Предел текучести ниже 760 °С проявляет сильную обратную зависимость от размера частиц у -фазы и может быть существенно увеличен с помощью низкотемпературной термической обработки. Применительно к низкоуглеродистым сплавам для монокристалличес-ких изделий, требующих главным образом достаточного высокотемпературного сопротивления ползучести, термической обработкой — старением можно пренебречь, практически не повлияв сколь-нибудь существенно на характеристики ползучести, [c.257]

Стимулирующее влияние эти расчеты оказывают на критическую оценку или разработку сплавов с новым химическим составом. Расчетная система построена таким образом, чтобы исключить создание сплавов, склонных к непредвиденному выделению т.п.у. фаз. Это обстоятельство позволяет в большей мере сосредоточиться на других важных факторах — влиянии химического состава на характеристики длительной прочности, кратковременного растяжения, поведения в условиях коррозии. В этом смысле система ФАКОМП в большой мере содействовала прогрессу разработок в области никелевых сплавов. Ее активно использовали [25], например, при создании сплава IN-939, не уступающего в прочности сплаву IN-738 даже при содержании Сг в количестве 22%. [c.300]

Таким образом, жаропрочность, жаростойкость и другие характеристики сплавов на никелевой основе связаны с оп тимизацией их состава по соотношению легирующих эле ментов, входящих в матричный у-твердый раствор и упроч няющие интерметаллидные, карбидные и боридные фазы, а также с уровнем содержания вредных легкоплавких при месей [c.324]

Прогнозирование формы упрочняющей фазы в какой-либо эвтектике до сих пор затруднено. Наилучшая классификация эвтектических микроструктур, предложенная Хантом и Джексоном [25], основана на использовании характеристик кристаллизации составляющих эвтектику фаз. Эта характеристика представляет собой скрытую теплоту плавления, деленную на температуру плавления (в К), т. е. энтропию плавления. Если энтропия плавления фазы меньше 2R, где R — газовая постоянная, то можно предсказать, что поверхность раздела меноду твердой и жидкой фазами будет неограненной в атомном масштабе. Металлы и большинство сплавов входят в эту группу. Для материалов, имеющих энтропию плавления больше 2R, было предсказано, что поверхность раздела будет гладкой или кристаллографически ограненной в атомном масштабе. Металлоиды, карбиды и некоторые соединения попадают в эту группу. Таким образом, двойные эвтектики обычно разделяют на три группы неограненные — неограненные, неограненные — ограненные и ограненные — ограненные, полагая, что каждый компонент будет затвердевать в процессе совместного эвтектического роста таким же образом, как это происходит при кристаллизации отдельно взятой фазы. К первой группе принадлежит большинство систем, представленных в табл. 1, в том числе Ni—Сг, Ni—W, NiAl— r и другие. Неограненные — ограненные системы, которые показали неожиданно большую область совместного роста двух фаз, состоят из монокарбида тугоплавкого металла или карбида хрома (Сг,Сз) и никелевой или кобальтовой матрицы [41]. [c.114]

Наиболее опасным следствием облу 1ения является радиационное расп)тсание. На рис. 26.10 представлены характеристики радиационного распухания ряда марок сталей и сплавов. Подавление распухания можно осуществить путем структурнопринудительной рекомбинации металлов за счет непрерывного распада твердого раствора с определенной дилатацией на границе матрицы с образующейся вторичной фазой. Возникаюпще при распаде сильные поля структурных напряжений способствуют рекомбинации радиационных дефектов и существенно снижают распухание. Развитое дисперсионное твердение является способом подавления радиационного распухания. [c.857]

IV тип МКД (рис. 42, г) характерен для двухфазных е-Ьу-сплавов. При нагружении образуются а- и е-мартен-сит деформации, а-мартенсита охлаждения не обнаруживается. Такой тип МКД весьма распространен и обнаруживается у железомарганцевых сплавов с 20—24% Мп бинарных и легированных медью, алюминием, хромом, никелем, Тицичньщ случаем подобного развития МКД является изменение количества е-фазы по кривой с максимумом,, при этом количество а-фазы увеличивается, а у — уменьшается (рис.43,кривые4—б). По сравнению со сплавами III группы в этой группе сплавов мартенситные превращения протекают более постепенна и растягиваются на интервал деформации, не менее 30%, что обеспечивает равномерную деформацию по, всей длине образца и высокие зна--чения прочностных и плаетических характеристик. Исходный фазовый состав (до бр% е-фазы) обусловливает высокие значения предела текучести распад остаточного аустен та. е.. образованием, мартенситных фаз — высоки. [c.100]

Краткая характеристика основных применяемых металлических покрытий на металлах большой четверки и их сплавах приведена в табл. 1. В механизме защитного действия металлических покрытий есть много сходных черт так, например, защитные авойства хромового покрытия на ниобии основаны на формировании при окислении фазы rNb04, обеспечивающей защиту. Высокая термостойкость покрытия обусловлена близостью коэффициентов термического расширения ниобия и покрытия. Аналогичен механизм защитного действия цинкового покрытия па ниобии. Образующийся при окислении ниобат цинка защищает основной металл. При нанесении нокрытия [c.221]

При СПД микроструктура остается равноосной до самых больших степеней или трансформируется в равноосную в процессе деформации при наличии исходной неравноосной микроструктуры в материале (см. разд. 2). В сплаве МА21 первоначально вытянутые зерна в направлении прессования в процессе деформации становятся равноосными, в материале исчезает разнозернистость, а взаимные перемещения зерен и фаз относительно друг друга в результате интенсивного ЗГП приводят к перераспределению зерен и образованию структуры эвтектоидного типа (рис. 55). Наряду с этими изменениями микроструктуры сплава, как будет показано ниже, происходит выравнивание химического состава фазовых составляющих (а- и р-твердых растворов) и в то же время в процессе СПД не образуется субструктура, т. е. сплав приобретает более равновесное состояние. Вероятно, что такие структурные изменения в процессе СПД являются одним из основных факторов, приводящих к дополнительному приросту прочностных характеристик и стабилизации механических свойств. [c.144]

На основании рентгеноструктурных исследований, проведенных на сплавах железа с 28-30% Ni, создается следующее представление о механизме упрочнения у-фазы [18, 25-29], Под влиянием напряжений, возникающих при прямом мартенситном у- а превращении, вследствие изменения удельного объема и формы кристаллов решетка дробится ка фрагменты и блоки. Размер фрагментов в мартенсите составляет 310 3-5-10 3 см, а величина блоков -400-500 A, при этом в решетке возникают микроискажения А а/а порядка Ю-З, при обратном мартенситном а у превращении микроискажения резко уменьшаются, но размеры фрагментов и блоков не претерпевают существенных изменений. В интервале обратного а- у превращения (400-550°С) величина блоков у-фазы не отличается от величины блоков а-фазы, из которой она образуется при шгреве (рис. 1.7). В процессе обратного а у превращения аустенит наследует от высокопрочного мартенсита все характеристики тонкой структуры - величину фрагментов и блоков, углы их разори-ентировки, плотность дислокаций - это является основной причиной упрочнения сплавов при мартенситных у- а- у превращениях [181, [c.15]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...