Объемная доля и объемный анализ

Объемная доля и объемный анализ [c.269]

Для Приближенного определения коэффициента теплопроводности смеси, состоящей более чем из двух компонентов, значительно влияющих на ее теплофизические свойства, Дульневым предложена методика последовательного рассмотрения бинарных систем. Она заключается в анализе изменения коэффициента теплопроводности от последовательного введения каждого ингредиента в смесь (или исходный основной компонент) с предполагаемой однородной структурой и свойствами, рассчитанными на предыдущем этапе. При этом каждый раз объемная концентрация ингредиента определяется не по отношению к объему смеси всех ингредиентов, а к объему смеси, рассматриваемой на данном этапе. Для расчета коэффициента теплопроводности очередной бинарной смеси привлекается одно из уравнений, предназначенных для структуры либо с замкнутыми, либо с взаимопроникающими компонентами в зависимости от объемной доли и ряда свойств очередного ингредиента. При таком расчете порядок рассмотрения ингредиентов не имеет решающего значения. [c.102]

При анализе влияния дисперсных фаз необходимо учитывать, что при больших степенях деформации происходит дробление самих дисперсных фаз. Тем самым при сохранении их объемной доли уменьшается размер частиц d и влияние их на миграцию границ становится более эффективным, чем до деформации. [c.353]

Кроме описанных выше двух основных разновидностей анализа при помощи простых моделей, подробно обсуждаемых в последующих разделах, имеются другие подходы к проблеме предсказания механических свойств композита по свойствам его компонентов. Это в основном полуэмпирические методы. Для обработки известных экспериментальных результатов с целью получения эмпирических зависимостей применялись различные функциональные зависимости с неопределенными параметрами, в частности степенные законы. Подобные формулы обычно выражают связь между напряжениями и деформациями через физические параметры, такие, как объемная доля включений и характеристики компонентов композита. Сами напряжения и деформации могут быть локальными, но чаще они берутся средними по объему композита. В обоих случаях такой анализ не является истинно микромеханическим, потому что он не дает локальных градиентов напряжений и деформаций внутри композита. Преимущество такого подхода состоит прежде всего в том, что он позволяет получить простые инженерные оценки зависимости напряжений от деформаций в композите— информацию, являющуюся исходной для большинства макромеханических исследований или анализа структур как слоистых. [c.208]

Если волокно разрывается внутри композита, от края волокна я осевом направлении напряжение не передается. Между двумя разорванными концами передают нагрузку сдвиговые напряжения по поверхности раздела волокно — матрица. Модель, использованная для определения распределения напряжений около разорванных концов, приведена на рис. 16, при этом делаются следующие предположения растягивающие напряжения в матрице пренебрежимо малы по сравнению с таковыми в волокне, а сдвиговые деформации в волокне пренебрежимо малы по сравнению с таковыми в матрице. Эти предположения пригодны для композитов, в которых волокна гораздо жестче материала матрицы. Разорванное волокно окружено концентрическим круговым цилиндром из материала матрицы, который в свою очередь вставлен в однородную среду, обладающую эффективными свойствами композита. Отношение (гу/г ) выбирается таким, чтобы оно имело то же значение, что и объемная доля волокон в композите. Такой анализ дает [c.286]

Один из основных недостатков упрощенного сдвигового анализа ) состоит в том, НТО он не учитывает относительной объемной доли волокон и матрицы в композите и не дает информации о распределении напряжений в матрице. Более детальное рассмотрение напряженного состояния можно получить при помощи метода конечных элементов, который использовался с этой целью рядом авторов [9, 45, 46, 6]. Однако этот метод оказывается очень трудоемким, причем каждый случай должен быть рассчитан отдельно методика сама по себе не дает формулировки общих принципов. [c.461]

Максимальной работой разрушения обладает композиция, армированная волокнами критической длины 4р- При анализе формулы (32) следует отметить, что диссипация энергии, обусловленная вытягиванием волокон, пропорциональна объемной доле волокон и их радиусу г. [c.24]

Этими формулами можно с успехом пользоваться при расчете остаточных напряжений в композициях типа керамика—высокопрочное волокно, когда напряжения не превышают пределов текучести обоих компонентов. Анализ формул показывает, что величина напряжений зависит от характеристик компонентов, коэффициентов линейного расширения, градиента температур, объемного содержания волокон. Абсолютные размеры волокон не влияют на величину упругих напряжений. С увеличением объемной доли волокон абсолютная величина упругих напряжений в них уменьшается. При этом осевые и тангенциальные напряжения в матрице растут, а радиальные уменьшаются по абсолютной величине. Радиальные напряжения в матрице и волокне одинаковы по модулю и знаку, а осевые и окружные напряжения в волокнах и матрице имеют противоположные знаки. [c.63]

Реально наблюдаются различные смешанные варианты н Zih а также случаи бимодального распределения, когда на графике плотности распределения кристаллитов по размерам имеется не один, а два максимума. Изучение распределения зерен по размерам важно для уточнения характера соотношений типа свойство-параметры структуры. Следует иметь в виду, что хотя количество крупных зерен в структуре может быть невелико, их объемная доля может быть значительной и это необходимо учитывать при анализе свойств наноматериалов. Кроме того, распределение зерен по [c.23]

Одной из первых работ в этой области, с которой авторы настоящей главы хорошо знакомы, является работа Тернера. В ней использован метод равенства деформаций для расчета коэффициентов термического расширения смесей, исходя из плотности, модуля упругости, коэффициента термического расширения и массового соотношения составляющих компонентов. Первоначально полученная формула видоизменена с учетом объемных долей фаз и приведена в табл. 6.5 под номером (6.17). Анализ этой формулы показывает, что при одинаковом объемном модуле упругости фаз, она сводится к формуле простого правила смеси. Если сделанные [c.258]

Развитие аналитических методов в электронной микроскопии. Современный электронный микроскоп все более становится аналитическим прибором благодаря разработке и применению различных приставок и прежде всего приставок для локального химического анализа. Наиболее распространена приставка для анализа характеристического спектра рентгеновских лучей, возникающих при взаимодействии быстрых электронов с исследуемым образцом. Трудности количественного определения содержания того или иного элемента связаны с необходимостью эталонирования экспериментальных спектров (для эталонирования необходимо точно знать толщину фольги, объемную долю исследуемой фазы и т. д.). В приборах новейших конструкций локальность определения химического состава, ограниченная размерами падающего на образец электронного пучка, достигает десятков ангстремов. Поэтому весьма перспективны растровые (сканирующие) электронные микроскопы просвечивающего типа, снабженные такой приставкой наличие интенсивного электронного зонда малого [c.61]

При всем многообразии структуры и свойств дисперсные системы и материалы характеризуются сочетанием двух важнейших особенностей сильно развитой межфазной поверхностью и высокой объемной долей дисперсной фазы в дисперсионной среде. Эти отличительные признаки рассматриваемых систем определяют как их основные объемные свойства, так и особенности протекания в них гетерогенных процессов. Для изыскания методов регулирования существенное значение приобретает установление закономерностей влияния на структуру дисперсных систем химических факторов в сочетании с одновременным воздействием механических, ультразвуковых и других полей. Поэтому решение проблемы управления технологическими процессами с участием дисперсных систем требует анализа контактных взаимодействий между дисперсными частицами, а значит, процессов образования и разрушения дисперсных структур в условиях сочетания множества разнородных воздействий. [c.50]

Моделирование на ЭВМ проводилось для областей в виде прямоугольника в плоском случае и параллелепипеда в пространственном. Методом конечных элементов определялись поля напряжений и деформаций, в результате усреднения которых и были получены эффективные характеристики. Моделирование проводилось во всем диапазоне объемных долей компонентов. Анализ результатов показывает, что резкий рост эффективного модуля упругости материала наблюдается в области наполнения 40% — для квадратной решетки, 50% — для шестиугольной и 10% — для кубической. [c.143]

Анализ напряженного состояния среды с включениями в виде произвольно ориентированных тонких пластинок выполнен в [145]. Конечные аналитические выражения для модулей получены с привлечением определенных упрощающих предположений о свойствах среды. Самым сильным ограничением является предположение о малой объемной доле включений. Получены следующие формулы для объемных К и сдвиговых С модулей упругости [c.167]

Тангрен, Додж и Зейферт [781] исследовали газо-водяную смесь с точки зрения возможности использования ее в двигателях подводных аппаратов, в которых газ инжектируется в воду, являющуюся рабочей жидкостью. Предполагалось, что газ и жидкость имеют одинаковую температуру. В исследовании была использована только одна величина, связанная с газовой фазой,— объемная доля газа. При анализе системы, состоящей из воды и газа, отношение объе.мов фаз является более важным параметром, чем отношение расходов масс, которое используется при исследовании смесей газа с частицами. Для учета присутствия газа в воде были внесены изменения в величину у. [c.329]

Обширные исследования течений в соплах плотных смесей, содержащих сферические частицы 3102 и А1 диаметром 64,2 мк с объемной долей менее 0,6, были проведены Штокелем [762]. Из-за упрощений, принятых им в теоретическом анализе (разд. 7.1), теоретические и экспериментальные результаты не согласуются между собой. Тот факт, что его решение имеет правильную тенденцию, подтверждает важность уравнения Эргана для сопротивления плотного множества (разд. 5.1) и учета объема, занимаемого частицами. Скачок, обусловленный перерасшире-нием сопла, не рассчитывался. [c.321]

В теплотехнических расчетах в громадном большинстве случаев пользуются объемными долями, так как прибор, которым пользуются для определения состава продукто13 сгорания — газоанализатор, дает результаты анализа и объемных долях. Молекулярная масса смеси газов, состоящей из трех компонентов, определяется по очевидно формуле, которая приводится здесь без вывода [c.35]

На рис. 12 построен график зависимости коэффициента концентрации напряжений от расстояния между включениями. Результаты, полученные методом фотоупругости, сравниваются с результатами Фойе [26], а также Адамса и Донера [2]. На этом рисунке представлены и результаты последующего исследования Адамса [1], основанного на теории функций комплексного переменного, и трехмерного фотоупругого исследования (Марлофф и Дэниел [47]). Анализ приведенных выше экспериментальных данных, основанный на гипотезе плоской деформации, которая заведомо справедлива на границе раздела, дает несколько завышенные значения коэффициента концентрации напряжений, поскольку вдали от поверхности раздела условия плоской деформации нарушаются. Однако для объемных долей волокон выше 0,50 (отношение расстояния между включениями к радиусу А// < 0,5) расхождения очень малы. Таким образом, чем плотнее расположены включения, тем обоснованнее использование гипотезы плоской деформации при анализе данных двумерного фотоуиругого исследования. [c.511]

Все рассмотренные выше работы выполнены для двумерных моделей композитов. Поскольку волокнистые 1композиты трехмерны, можно ожидать, что полученные выше выводы применимы к трехмерным системам лишь с определенными ограничениями. Некоторые результаты были получены для цилиндрических систем, однако в таком композите трудно точно оценить влияние соседних волокон. Оуэн и др. [47] провели сопоставительный анализ плоскостной и цилиндрической моделей, но, к сожалению, объемные доли волокон в этих случаях были неодинаковыми. Каррара и Мак-Гэрри [11], исследуя в условиях упругой деформации поведение системы, содержащей одиночное волокно, пришли к выводам о важной роли передачи напряжений через концы волокна (порядка 20% общей нагрузки на волокно) и о возникновении поперечных напряжений у концов волокна. Эти радиальные и тангенциальные напряжения могут намного превосходить соответствующие напряжения в композитах с непрерывными волокнами так. в исследованной системе радиальные напряжения на поверх- [c.64]

Анализ микроостаточных напряжений в композите показывает, что 1) радиальные напряжения на поверхности раздела могут быть либо растягивающими, либо сжимающими их величина определяется жесткостью компонентов и воз(растает с уменьщением соотнощения Е 1Ет они зависят также от объемной доли волокна 2) возникающее вокруг волокна касательное напряжение приводит к местному отслаиванию его от матрицы 3) окружное напряжение на поверхности раздела или в матрице является растягивающим и достаточно велико. [c.69]

Возможно, что свойства чрезвычайно важных компонент композита могут быть почти полностью скрыты в макроповедении материала, если не анализировать его с достаточной тщательностью. Например, наличие малой объемной доли кобальта как пластичного связующего в цементированном карбиде вольфрама позволяет реализовать в этом композите прочность, равную прочности самих частиц карбида вольфрама. Этот эффект объясняется значительным сглаживанием пиков микронапряжений [2]. Пластичность же не проявляется из-за того, что слои кобальта среднестатистически тонкие и их пластические деформации стеснены. Существенная (с точки зрения прочностных свойств) роль пластичности практически никак не проявляется в диаграммах нагрузка — перемещение и о(е) рассматриваемого материала. Эти зависимости при трехточечном изгибе балки и растяжении близки к линейным вплоть до разрущения. Отсюда, а также по характеру разрущения можно сделать вывод, что цементированный карбид кремния является однородным идеально упругим хрупким материалом. Только более подробный анализ позволяет выявить основную роль больщой, но скрытой пластичности кобальта и односторонность однородной упругохрупкой модели. [c.13]

Для полной характеристики перехода, помимо ф, необходимо ввести еще параметр потока, так как перемежающееся течение возникает в очень широком диапазоне относительных скоростей в потоке. Анализ, проведенный Даклером и сотр. [5], показал, что в этом случае не проскальзывающая объемная доля жидкости Сi, определяемая выражением [c.27]

Кроме того, существенным недостатком всех существующих моделей для анализа динамических свойств газожидкостной смеси при рассмотрении в ней ударных волн является допущение о несжимаемости несущей фазы. При обосновании этого допущения исходят из следующих оценок. Считается допущение оправданным, если объемная доля пузырьков в смеси Р много больше объемной доли сжимаемой части жидкости /3(,. Эту последнюю в [35] определяют из соотношения для изотермической скорости звука в жидкости /3 = Ро/Рж ж- ри нормальных условиях величина j3(, 10 ". На этом основании при объемном содержании пузырьков /3 > 0,01 допущение о несжимаемости считается оррав-данным. Однако при давлениях Ро > Ю МПа, что имеет место в реакторном контуре атомных энергоустановок, по той же оценке 3 > 0,01. Кроме того, при рассмотрении умеренной ударной волны, в которой Pi/Po 10. по той же оценке (3 , во фронте волны на порядок увеличи-ваетсятг /3 из-за сжатия пузырей примерно на порядок уменьшается, тогда Р 10" . В действительности, как будет показано в следующей главе, с увеличением температуры и давления жидкости объемная доля сжимаемой части жидкости существенно возрастает. Так, при р = 15 МПа и t = 300 "С величина /3 = 0,1. Ограниченность возможности анализа закономерности распространения ударных волн в жидкости с помощью модели, предполагающей отсутствие сжимаемости, стала очевидной при рассмотрении парожидкостных смесей и газожидкостных смесей, содержащих в пузырьках растворимый газ. В [8] описаны результаты экспериментов по распространению ударной волны в воде, содержащей пу-зырькиС02. На рис. 2.9 показано изменение давления во фронте волны и скорости ее распространения по мере перемещения фронта по ударной трубе от верхнего к нижнему ее концу, а на рис. 2.10— относитель- [c.46]

Исследование мартенситных преврашений в ряде сплавов железа и титана показало, что уменьшение размера кристаллитов сопровождается подавлением мартенситных переходов [16]. Так, критический размер зерна, ниже которого мартенситное превращение при охлаждении сплава Tio 5Nio,25 uo,25 не происходит, составляет 15 — 25 нм. Теоретическое рассмотрение этого вопроса, основанное на анализе условий зарождения мартенситных кристаллов, показало, что объемная доля конечного продукта мартенситного превращения и температура начала превращения зависят от исходного размера кристаллитов по закону Физическое объяснение роли размерных эффектов в данном случае заключается в том, что с уменьшением диаметра зерна размер критического зародыша для мартенситного превращения становится больше размера кристаллитов. [c.59]

Геометрически плотно упакованные (г.п.у.) фазы имеют формулу А3В, где А — атом меньшего размера фаза образует в аустенитной г.ц.к. матрице когерентные выделения, обладающие упорядоченной кристаллической структурой. В никелевых суперсплавах основной упрочняющий агент— зг -фаза, Nij A Ti). В современных высоколегированных никелевых сплавах выделения этой упорядоченной фазы могут содержать и другие элементы. Ni может замещаться Со, Fe и в малой степени Сг. Ti и А1 замещаются Сг и тугоплавкими элементами. У никелевых сплавов, применяемых в настоящее время и содержащих наибольшую объемную долю зг -фазы, температура сольвус для зг -фазы может достигать 1204°С. Анализ свойств и поведения этой важнейшей фазы более плотно и подробно изложен в гл.4. [c.191]

Традиционно микроструктурный анализ металлов и сплавов проводят на основе анализа размеров втруктурных составляющих и их объемной доли с использованием евклидовой размерности. Однако при наличии даже двух фаз (например, а и Р) они могут иметь различную морфологию, что требует для микроструктурного анализа дополнительных параметров [125]. Их число растет с ростом размерности элементов. В металлах и сплавах присутствуют элементы трех измерений точечные дефекты, линейные дефекты (в виде дислокаций), дисперсные частицы, поры и др. Произведение плотности на энергию uj дефекта дает объемную энергию микроструктуры [126] [c.75]

Анализ Палумбо и др. [483] показал, что в ианокристаллических материалах определяющее влияние на механические свойства оказывает объемная доля тройных стыков зерен. На рис. 173 показана расчетная зависимость объемной доли границ зерен и тройных стыков зерен от d . [c.307]

В МИСиС была предпринята попытка использовать многофазные эвтектики в качестве основы нового поколения литейных алюминиевых плавов со структурой, дисперсность которой в условиях кристаллизации три очень больших скоростях охлаждения, типичных для традиционных сегодняшних технологий литья, была бы близка к дисперсности структу-эы быстроохлажденных сплавов (гранул, чешуек) [8]. При этом, как по-<азал анализ, уже в случае трехфазных эвтектик можно добиться значительного увеличения объемной доли избыточных фаз эвтектического про-жхождения (XQ ) по сравнению с двойными эвтектиками. Как видно из табл. 5.3, в тройных эвтектиках легко получить > 20 % (об.), в то время как в двойных эта величина редко превосходит 10 % (об.). Уве-1ичение объемной доли дисперсных частиц фаз-упрочнителей тоже дол-1Ш0 вносить вклад в повышение характеристик прочности и жаропрочности многофазных эвтектик по сравнению с двойными. [c.327]

Представление об эффективной объемной доле наполнителя, определяемой уравнениями (3.21) и (3.26), были использованы для анализа упругих и динамических механических свойств гетерогенных смесей полимеров акрилового ряда, полученных последовательной эмульсионной полимеризацией — способом, позволяющим получать композиции с равномерно диспергированными сферическими частицами, а также смешением латексов — способом, дающим композиции с более сложной фазовой морфологией [49—56]. Измерения модулей упругости при комнатной температуре композиций, полученных из гетерогенных латексных частиц, синтезированных последовательной эмульсионной полимеризацией, были использованы для определения ц>2т эластичных включений в стеклообразной матрице. Полученные значения (р2т в сочетании с уравнениями (3.23) и (3.12) были использованы для расчета динамических свойств композиций в широком интервале темне- [c.170]

Анализ экспериментальных данных, имеющихся в литературе, позволяет сделать некоторые выводы о поведении композиционных материалов при тепловом расширении (рис. 6.8). Для. удобства, кривые на рис. 6.8 экстраполированы к фр = 1,0, хотя в литературе приводятся, главным образом, данные для объемной доли наполнителя не выше 0,5. Основными источниками информации служила периодическая литература, хотя используются также некоторые ранее не публиковавшиеся данные. На рис. 6.8 приведены данные для композиционных материалов на основе различных полимеров, термические коэффициенты расширения которых лежат в широком интервале — от 7т = 9-10 К для полиэфирной смолы и до Ym = 72-10 s ji -i дJJд полиуретана, а также разнообразных наполнителей, коэффициенты расширения которых лежат в интервале от ур = 0,5-10 для, стекла до ур=Н-10 К для хлорида натрия. Приведены также данные для наполнителей, различающихся по форме и размерам частиц (в литературе имеется мало данных по этому вопросу). Пунктирные линии на рис. 6.8 соответствуют свойствам композиционных материалов, содержащих в качестве наполнителя ткани и волокна, а сплошные — дисперсные наполнители. Ключом к рис. 6.8 является табл. 6.6. Рис. 6.8 достаточно сложен, поэтому данные, приведенные на нем, обобщены в виде графика на рис. 6.9. [c.263]

Анализ данных, приведенных на рис. 6.10 и 6.11, показывает, что введение наполнителей оказывает существенное влияние на тепловое расширение полимеров и что коэффициент термического расширения зависит не только от объемной доли, но в значительной степени от формы и размера частиц наполнителя. Это положение наглядно иллюстрируется табл. 6.7 на примере композиционных материалов, содержащих 0,5 объемных долей паполиителя. [c.269]

Анализ уравнения (5) показывает, что размер частиц, способных тормозить рост зерна аустеннта, повышается с увеличением объемной доли частиц избыточных фаз и уменьшается при большой разнозернистости в исходном состоянии. Поэтому в сплавах с большой объемной долей частиц и подготовленной однородной структурой (улучшение, нормализация с высоким отпуском для стали) можно существенно расширить допустимые сечения заготовок, в которых измельчается зерно по всему сечению. Так, сталь 25ХГНМАЮ принята для производства шестерен автомобилей с модулем 6—11,5 и диаметром до 420 мм. [c.211]

Однако, по данным [72, 85], с увеличением содержания в сплаве ниобия,циркония иуглерода, а следовательно, и количества карбидной фазы усиливается текстура гидроэкструзии. При этом определяющим должен быть углерод, поскольку именно количество углерода определяет объемную долю карбидной фазы в сплаве. Содержание же циркония будет определять лишь степень легированности этого карбида. С увеличением содержания углерода в сплаве от О, 29 до 0,88% (при ат. % Zr/ат. % С 1) происходит усиление основной компоненты <П0> текстуры гидроэкструзии, слабые компоненты <Ю0>+ + <211> + <310> + <321> сохраняются на одном уровне при любом содержании углерода. Полюсная плотность осевой текстуры <110> интенсивно возрастает с увеличением содержания в сплаве углерода до 0,55 — 0,6% при различных степенях деформации. Дальнейшее увеличение содержания углерода до 0,88% не приводит к заметному усилению текстуры <110>, наоборот, проявляется тенденция к ее ослаблению (рис. 72). При анализе приведенных данных допускается, что легирование твердого раствора 8—9% молибдена не влияет на текстуру. [c.201]

Из спектров видно, что среднее время жизни позитронов в нанопорошке существенно превышает таковое в поликристалле. В спектре крупнокристаллического образца карбида ванадия присутствует только короткий компонент 157 =Ь 2 не, который соответствует аннигиляции позитронов в структурной вакансии углеродной подрешетки [137,138]. Количественный анализ спектра порошкового образца показал, что в нем наряду с коротким компонентом, равной 157 =Ь 2 не, присутствует длинный компонент 500 ПС с относительной интенсивностью /2 = 7%. Согласно [136] длинный комнонент обусловлен аннигиляцией позитронов в дефектах на поверхности частиц. Захват позитронов структурной вакансией означает отсутствие диффузии позитрона на большие расстояния в этом случае интенсивности комнонент пропорциональны объемным долям фаз, содержаш их дефекты разного типа. Таким образом, величина относительной интенсивности длинного компонента I2 совпадает с объемной долей поверхности AVqob = D-S/V в нанопорошке карбида ванадия. Оценка показывает, что поверхностный слой имеет толш ину AD от 0,5 до 0,7 нм и соответствует 3-4 атомным монослоям. [c.60]

Повышение пластичности и существенное снижение анизотропии механических свойств объяснить одним влиянием отжига нельзя. Это следует из сравнения свойств прессованного и отожженного сплавов. Металлографический анализ показал, что микроструктура сплава МА15 в исходном (горячепрессованном) состоянии характеризуется некоторой неоднородностью. Наряду с мелкозернистой рекристаллизованной структурой (с яг 15мкм) в сплаве встречаются узкие полосы деформации с нерекристаллизованной структурой, расположенные параллельно оси прессования. Объемная доля полос деформации в исследуемом материале невелика— 15—20 %. Электронно-микроскопическими исследованиями установлено, что в полосах деформации наблюдаются значительные скопления дислокаций и образование дислокационных клубков, т. е. дислокационная структура в полосах деформации близка к структуре холоднодеформированных материалов. После отжига при 450 °С структура материала более однородна, в полосах деформации завершается рекристаллизация с образованием мелкозернистой структуры. В целом же микроструктура при отжиге изменяется [c.135]

Методы дифракционной электронной микроскопии позволили выявить особенности тонкой структуры сплава, которые не обнаруживаются при обычном металлографическом анализе. Установлено, что частицы вторичных выделений после серийной обработки располагаются в основном вдоль межфазкых и межзеренных границ и отдельными локальными скоплениями в зернах литиевой Р-фазы (см. рис. 54). ВТМО меняет морфологию выделившихся частиц. Межфазные и меж-зеренные границы частично очищаются от избыточных выделений, однако в р-фазе наблюдается образование довольно крупных частиц, расположенных преимущественно вблизи границ р—р (см. рис 54). Наиболее существенные изменения в характере распада пересыщенного твердого раствора наблюдаются после обработки в режиме СП течения. Для Р-фазы характерно наличие мелкодисперсных выделений 0-фазы, равномерно распределенной по всему объему зерна, и отсутствие грубых выделений на межфазных и межзеренных границах (см. рис.. 54). После закалки резко уменьЩается объемная доля грубых избыточных выделений в теле зерен и приграничных областях. Однако выделения 0-фазы к Р-твердом растворе отличаются высокой степенью неоднородности. [c.147]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...