Образование промежуточных метастабильных фаз

ОБРАЗОВАНИЕ ПРОМЕЖУТОЧНЫХ МЕТАСТАБИЛЬНЫХ ФАЗ [c.141]

Гипотеза об образовании промежуточной а -фазы диффузионным путем не противоречит характеру превращений в титановых сплавах. Как известно, (о-фаза, относящаяся к мартенситному типу, также может возникать при старении в качестве промежуточной между метастабильными фазами р и а. [c.230]

Самая начальная стадия процесса превращения может происходить внутри твердого раствора с последующим образованием промежуточных фаз, отличающихся по составу и структуре от равновесной. Последняя образуется на завершающей стадии. Кинетика процесса зависит от внешних условий (температуры и давления) и от степени различия в составе и структуре начальной и конечной фаз. Существенную роль здесь играет энергия образования поверхности раздела фаз, а также упругая энергия деформации т. е. определяющими являются члены AFs и AFe в уравнении AF = AFy + AFs + AFe- Стремление к снижению поверхностной энергии реализуется при соблюдении в процессе превращения ориентационного и размерного (структурного) соответствия между фазами, что и приводит к образованию метастабильных структур. [c.177]

Метастабильная фаза по структуре (химическому составу) является промежуточной между исходной и стабильной вновь образующейся фазой. Несмотря на то что образование метастабильной фазы не обеспечивает минимума свободной энергии системы, образование ее в ряде случаев более выгодно, так как она лучше сопрягается с решеткой исходной фазы и требует меньших флуктуаций концентрации. [c.114]

Поскольку решетки новой и старой фаз всегда отличаются по своим параметрам и типу, общим условием когерентности является либо наличие у зародыша метастабильной решетки, либо деформирование равновесной решетки. Чем меньше кристаллографическое соответствие фаз, тем меньше скорость образования зародышей. При значительной разнице в кристаллическом строении фаз энергетический барьер, обусловленный необходимостью создания межфазной границы, резко возрастает и образование зародышей настолько затрудняется, что переход старой фазы в новую становится возможным только через ряд промежуточных мета-стабильных фаз, каждая из которых ближе по своей структуре к исходной. При этом обеспечивается наибольшая скорость превращения, хотя снижение свободной энергии системы может быть и не максимальным, как это имело бы место, если бы был возможен прямой переход исходной фазы в новую стабильную (правило ступеней). Типичными примерами таких метастабильных фаз являются мартенсит в стали, а -, а"- и ш-фазы в сплавах титана, которые также образуются по мартенситной кинетике. Однако метастабильные фазы, возникающие в соответствии с правилом ступеней, могут образовываться и диффузионным путем, например цементит в легированных сталях при эвтектоидном превращении. [c.16]

Процессы старения наблюдаются в большой группе широко применяемых металлических сплавов наиболее подробно изучено старение алюминиевых сплавов. Общий вопрос заключается в следующем каковы пути перехода от пересыщенного твердого раствора к равновесию Если после охлаждения с высоких температур твердый раствор оказывается в пересыщенном состоянии, то в конечном счете должно произойти выделение фаз и образование равновесной структуры, т. е. отвечающей равновесной диаграмме состояния. Однако процесс обычно идет сложным образом, так как, кроме фактора химического равновесия, в процесс выделения вмешиваются факторы, связанные с упругой и с поверхностной энергией. Существенное влияние на ход процесса оказывают структура металла и кинетические условия, связанные с диффузионной подвижностью атомов. В связи с этим часто возникают промежуточные состояния метастабильного равновесия, в определенных условиях достаточно устойчивые [185- 188]. [c.216]

До настоящего времени отсутствует единое мнение о мартенситных превращениях, протекающих при деформации метастабильных сплавов. Общеизвестный экспериментальный факт, что 7- е-превращение в низкоуглеродистых железомарганцевых сплавах всегда предшествует у- а-превращению, уменьшение количества е-фазы в результате деформации при определенном увеличении количества а-фазы [20], а также то обстоятельство, что кристаллы а-мартенсита в большинстве случаев возникают внутри пластин е-мартенсита, позволили рассмотреть е-мартенсит в качестве промежуточной фазы при образовании фаз Деформации по реакции у г- а [41, 45, 87, 133]. [c.97]

Теплота образования. Теплота растворения золота в кремнии определена равной 30,45 ккал/г-атом [25]. Теплота плавления сплава с 18,6 ат.% 51, имеющего эвтектическую структуру, равна 2,35, а метастабильной промежуточной фазы того же состава 1,59 ккал/моль [21]. [c.53]

Теплота смешения жидких металлов при 1336 °К с образованием жидкого сплава с 18,6 ат. о 51 составляет —1,6 ккал/моль [21]. Переход при 631 °К метастабильной промежуточной фазы, содержащей 18,6 ат.% 51, в эвтектическую смесь фаз происходит с выделением тепла в количестве 0,76 ккал/моль [21]. [c.53]

По данным [10] закалка из жидкого состояния до —190 (скорость охлаждения 10 —10 град/сек) сплавов индия с оловом не приводит к образованию метастабильных промежуточных фаз. Сплавы с содержанием до [c.384]

При температурах 150—200° С образуется метастабильная промежуточная фаза 0, имеющая такой же состав, как равновесная 0-фаза (СиА з). Но выделения 0 -фазы не имеют границ раздела с зернами твердого раствора, т. е. когерентно связаны с решеткой алюминия. Таким образом, появление зон Г. П. 1 и Г. П. 2 — это подготовительные стадии к началу распада твердого раствора (выделению избыточной фазы), а образование 0 -фазы — начало распада твердого раствора (выделение избыточной фазы). [c.183]

Наряду с мартенситным превращением (Р а ) могут проходить процессы образования промежуточных метастабильных фаз р Р4-со Р + а(а ) и интерметаллидных соедпнений (р -)- у), охрупчпвающпх металл. С целью повышения пластических и прочностных свойств сварных соедпнений а-сплавов титана, стабильных (а + Р)-сплавов мартенситного тппа целесообразно производить сварку на минимальных погонных энергиях (рпс. 4, а п 5). Титановые сплавы, подвергающиеся упрочняющей термообработке, с малым и средним количеством остаточной р-фазы системы Т[ — А1 — V (ВТ6, ВТ6С), Т1 — А1 — Мо (ВТ-14) для повышения пластичности сварных соединений целесообразно сваривать на мягких режимах с малыми скоростями охлаждения (рпс. 4, б). [c.351]

При искусственном старении (100—200°) процесс распада твердого раствора идет несколько дальше, чем при естественном старении. При нагреве в интервале температур 100—200° на базе зон Гинье-Престона сначала образуется сверхструктура (плоскости, обогащенные медью, занимают определенный порядок между соседними плоскостями алюминиевых атомов), а затем образуется промежуточная (метастабильная) фаза 0, имеющая тетрагональную решетку, но связанную еще с твердым раствором по плоскостям (100), одинаковым у обеих структур. При образовании метастабильной фазы О также имеет место упрочнение сплава. [c.227]

При быстром охлаждении (а + Р)-сплавов возможно образование хрупких метастабильных фаз типа мартенситных, снижающих пластические свойства соединений и способствующих образованию холодных трещин. Хрупкие промежуточные фазы могут появиться и при медленном охлаждении метастабильных (неустойчивых) Р-сплавов. Поэтому главный критерий выбора режимов сварки сплавов титана — скорость охлаждения при температуре полиморфного превращения. Сварку а-сплавов следует проводить при минимальных погонных энергиях из соображений ограничения роста зерна (а + Р)-сплавы, где велика опасность образования хрупких промежуточных и мартенситоподобных фаз и интерметаллидных соединений, целесообразно сваривать на мягких режимах с малыми скоростями охлаждения Р-сплавы со стабильной или метаста-бильной структурой следует сваривать со скоростями охлаждения, близкими к закалочным. В процессе охлаждения после сварки или вылеживания сварных конструкций с неустойчивыми структурами может проходить старение с дополнительным образованием хрупких упрочняющих фаз. В результате пластические свойства соединений снижаются. Для стабилизации механических свойств и снятия остаточных напряжений сварные соединения а-сплавов подвергают отжигу при температуре 500...600°С, вьщержке 0,5... 1 ч. Упрочняющая термообработка (а + Р)- и Р-метастабильных сплавов (ВТ6, ВТ14, ВТ22) состоит в закалке с температурой 880...950 °С и старении при температуре 475... 500 °С в течение 8... 22 ч. Термообработку проводят в вакууме, в камерах с контролируемой атмосферой или герметичных оболочках. [c.334]

Образование стабильной фазы приводит сплав к состоянию с минимумом свободной энергии. Однако, если новая стабильная фаза по составу или структуре кристаллической решетки сильно отличается от исходной, нередко возникает метастабильная фаза, которая по составу или структуре является промежуточной. Образование метастабильной фазы хотя н ведет к снижению свободной энер1 пи системы, но оно не обеспечивает ее минимума. Несмотря на эго, образование метастабильной фазы в ряде случаев кинетически более выгодно, так как она лучше сопрягается с решеткой исходной фазы и требует меныпих флуктуаций концентрации. [c.104]

С) приводит к образованию в местах, где располагались зоны ГП-2, дисперсных (тонкоиластинчатых) частиц промежуточной 0 фазы, не отличающейся ио химическому составу от стабильной 0-фазы ( uAl. ), но имеющей отличную кристаллическую решетку. 0 -фаза частично когерентно связана с твердым раствором (рис. 161,в). Повышение температуры до 200—250°С приводит к коагуляции метастабильной фазы и к образованию стабильной 0-фазы (рис. 161, г), имеющей с матрицей некогерентные границы. Таким образом, при естественном старении образуются лишь зоны ГП-1. При искусственном старении последовательность структурных изменений в сплавах А1—Си можно представить в виде следующей схемы ГП-1 [c.325]

Соединение PtV3 кристаллизуется из расплава по перитектической реакции Ж + (V) Р1Уз при температуре -1800 °С и концентрации 82 % (ат.) V. Область гомогенности PtV располагается при концентрации -66-82 % (ат.) V при температуре 1720 °С и -67-82 % (ат.) V при 1410 °С [1-3]. Кроме того, в литературе имеются данные [4-6] об образовании в системе Pt-V метастабильных фаз, которые, возможно, стабилизируются примесями внедрения [1]. Кристаллическая структура промежуточных фаз приведена в табл. 375. [c.73]

Рост зародышей новой фазы происходит неупорадоченным переходом атомов путем диффузии через границу раздела из исходной фазы во вновь образуемую фазу. Если строения исходной и новой фаз структурно соответствуют друг другу (имеют когерентность), то новая фаза располагается строго определенным образом (например, в металлах образуется структура, называемая видманштеттовой, в виде пластин или игл). Если новая фаза по составу и строению сильно отличается от исходной, то нередко она играет роль промежуточной (метастабильной) и может переходить в стабильную при определенных условиях. Переход метастабильной фазы в стабильную фазу обычно ведет к нарушению когерентности между исходной и новой фазами и образованию обычной межфазной границы. [c.28]

Свободная энергия метастабильной фазы выше, чем у стабильной, и образование ее зародыша в матрице вызывает меньшее снижение объемной ( химической ) свободной энергии АРоб-Причина, обусловливающая выделение промежуточной фазы вместо стабильной, — значительно меньшая поверхностная энергия на [c.302]

Коагуляция является единственным структурным изменением стареющего сплава после образования выделений стабильной фазы. Но это не значит, что коагулируют только выделения сля-бильной фазы. Аналогично могут коагулировать и выделения промежуточных фаз и зоны Гинье—Престона, так как концентрация раствора, находящегося в метастабильном равновесии с ними, зависит от размера соответствующих выделений (в том числе зон ГП). Поэтому коагуляцию можио наблюдать на разных стадиях распада раствора. Но особенно большой трактический интерес она представляет как заключительная стадия распада, [c.315]

Порообразование имеет место и при распаде метаста-бильных промежуточных фаз. Так, в системе Zr — В при высоких температурах устойчив додекаборид циркония ZrBj-j, который при пониженных температурах является метастабильным и превращается в диборид циркония и бор. Этот распад сопряжен с образованием множества микро-пор [117]. В зависимости от температуры распада, определяющей движущую силу процесса и скорость диффузии бора, поры имели равноосную форму или окаймляли зерна додекаборида циркония. [c.98]

Кордиерит отличается сложным полиморфизмом. Помимо образования метастабильных модификаций и промежуточных фаз, для кордиерита характерно наличие областей однородности (твердых растворов). Поэтому правильнее говорить о кордиеритоподоб-ных фазах. [c.177]

Основные виды термической обработки бронз - гомогенизация и промежуточный отжиг. Основная цель этих операций - облегчение обработки давлением. Гомогенизацию проводят при 700+750 °С с последующим быстрым охлаждением. В оловянных бронзах гомогенизация приводит к образованию метастабильного с(-твердого раствора без 6-фазы (твердый раствор на основе электронного соединения usiSng, рис. 9.10, б). Лишь сильно деформированные сплавы при очень длительном отжиге дают стабильную структуру. На практике применяют бронзы с содержанием олова лишь до 10+12 %, так как сплавы, более богатые оловом, очень хрупки. [c.455]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...