Границы фаз в сплавах

Рис. 49. Диффузия олова по границам фаз в сплаве Б-83, Х50 а авторадиограмма б — микроструктура

Границы фаз в сплавах. Воспользовавшись принципом минимума свободной энергии, можно получить уравнение, определяющее границы фаз в сплавах. Рассмотрим для этого две фазы а и бинарного сплава металлов А к В. Необходимым условием термодинамического равновесия двух фаз, очевидно, является неизменность свободной энергии всей системы при переносе части атомов из одной фазы в другую. [c.525]

Рис. 245. Схематическое изображение условий, определяющих существование границ фаз в сплавах.

Многие исследователи наблюдали сплошные оксидные сетки вдоль границ зерен в сплавах, испытывавшихся при высоких температурах в сильных окислительных условиях [29, 30, 154]. Предшествующий анализ упрочнения границ зерен в этом случае уже не справедлив, так как границы зерен замещены оксидной фазой. Вопрос о том, будет ли такое замещение улучшать или ухудшать характеристики ползучести, остается открытым, поскольку оба эффекта удалось наблюдать в разных случаях [29, 30, 154]. [c.34]

Окисление на воздухе при нагревании Нагрев в муфельной печи. Температура 400 С. Продолжительность 45 мин Для выявления всех фаз в сплавах системы VV — Ti —Со и определения зернистости фазы W в тех же сплавах Фаза Ti —W окрашивается в оранжевый цвет. Фаза W остается светлой кобальтовая фаза окаймляется по границам, окрашиваясь в зеленоватый цвет границы зерен фазы Ti — С не выявляются [c.107]

Границы фаз. В трудных случаях для определения фаз можно использовать данные о степени выявления их границ. В рассмотренных выше сплавах, богатых алюминием, есть составляющие, которые хорошо выявляются на нетравленом шлифе, в то время как другие оказываются едва очерченными, хотя и ясно различимыми. Подобная картина может наблюдаться и на травленом шлифе, и это может служить полезным подтверждением данных, полученных другими способами. [c.230]

Выделение т)-фазы, которая имеет атомный объем больше, чем матрица, по границам зерен в сплаве А1 — Zn — Mg во время старения при 160° С в течение двух суток сопровождается [c.238]

Когерентная связь особенно устойчива при малой упругой деформации. Скорость роста частиц зависит от поверхностной энергии и коэффициента диффузии на границах фаз. В никелевых сплавах упрочняющая фаза Ы1з(А1, Ti) или у изоморфна матрице, когерентно с ней связана, а периоды их решеток различаются всего на Избыточная энергия на границе не велика и структура отличается большой стабильностью. В более простом никелевом сплаве (нимоник) упрочняющая фаза у также связана когерентно с матрицей, но во втором случае разница в параметрах решетки обеих фаз больше и структура сплава менее стабильна. [c.393]

В сплавах, содержащих больше 20% Мп, где у- -а-пре-вращение при охлаждении практически подавлено, деформация способствует образованию е-фазы. В сплавах с содержанием марганца, не превышающим 20%, в исходной структуре которых наряду с е-фазой и аустенитом содержится некоторое количество а-твердого раствора, деформация способствует образованию а-фазы в таких сплавах а-фаза оказывается более устойчивой, чем е, последняя под воздействием деформации превращается в -твердый раствор [60]. Результаты работы [60] соответствуют концентрационным границам фаз на диаграмме метастабиль-ных равновесий сплавов системы Fe—Мп [49]. [c.37]

Увеличение чистоты выплавки железомарганцевых сплавов расширяет область существования е-фазы и повышает температуру начала 7- е-превращения (см. рис. 18). Положение границ а-, е- и у-фаз в сплавах высокой чистоты установлено путем построения фазовой диаграммы (см. рис. 19) и диаграммы прямых и обратных мартенситных превращений (см. рис. 13). Для определения температурных и концентрационных границ существования фаз в сплавах промышленной чистоты необходимо было построить такие же диаграммы, так как изменение свойств железомарганцевых сплавов рассматривали прежде всего с позиций влияния исходного фазового состава. [c.158]

Охрупчивающее влияние Н2 связано с образованием гидридов в вершине усталостной трещины, что установлено при исследовании двухфазовых сплавов типа Ti-6Al-4V с + Р )-структурой [80]. В работе [74] показано, что увеличение содержания Н2 с 0,005 до 0,025 % приводит к существенному повышению СРТ. За счет диффузии Н2 к границам фаз Ti-сплавов его охрупчивающее влияние проявляется и при выдержке материала при постоянной нагрузке [81]. Поскольку Н2 скапливается в основном в Р -фазе, то с уменьшением размеров ее зон увеличивается концентрация в них Н2 и соответственно повышается склонность материала к растрескиванию. Достаточно высокая концент- [c.361]

Переход к разрушению материала по границам фаз в рассматриваемом диске, вероятно, был связан с воздействием на межпазовый выступ диска вибрационных нагрузок высокой частоты от лопаток. Такое поведение титанового сплава ВТЗ-1 согласуется с результатами работы [8] при стендовых испытаниях дисков с имитацией ПЦНЗ (см. Г 1.1), в которых имели место малые амплитуды нагрузки с высокой асимметрией цикла. Это позволяет считать, что при определенных сочетаниях КИН достаточно высокого уровня и частот вибронапряжений порядка тысяч герц развитие усталостной трещины по межфазовым границам может быть реализовано даже в таком титановом сплаве, который не разрушается по границам фаз при его выдержке под нагрузкой. [c.477]

Разработка сплавов типа САП и САС (спеченные алюминиевые сплавы) иовлекла за собой многочисленные попытки получения жаропрочных комлозици-он ных материалов на основе более тугоплавких матриц титана, молибдена, железа, кобальта, никеля, тантала, меди, хрома и ванадия. В качестве дисперс-. ной фазы в сплавы пробовали вводить окислы, карбиды, нитриды и бориды. Однако здесь многих ис-, следователей постигла неудача из-за отсутствия фундаментальных сведений о природе взаимодействия на границе разнородных компонентов. [c.77]

Полученные данные подтверждают гипотезу о двух причинах, вызывающих охрупчивание по границам зерен в сплаве Fe—12Мп. Во-первых, охрупчивание возникает при быстром охлаждении материала в интервале температур мартенситного превращения. Вероятно, механизм охрупчивания связан с фазовым превращением и сходен с механизмом образования закалочных трещин [8, 9]. Однако в данном случае этот механизм более сложен, поскольку сплав с 12 % Мп содержит приблизительно 15 % (объ-емн.) е-фазы о г. п, у. решеткой в структуре закаленного материала. Если превращение происходит по схеме - а [10, 11], то в сплаве имеет место большая разница в плотности, поскольку 8-фаза имеет самую высокую плотность. Этим можно объяснить, почему сплав с 12%Мп склонен к межкристаллитному разрушению, в то время как сплав с 8 % Мп, в котором е-фаза отсутствует, разрушается транскристаллитно (см. рис. 1). [c.267]

Появляются все новые данные, показывающие, что микроструктура рассматриваемых сплавов влияет на их стойкость к водородному охрупчиванию. Существенным элементом микроструктуры, которого следует избегать, является присутствие равновесной фазы, обычно I1, на границах зерен. Так же как и в рассмотренном случае т)-фазы в сплаве А-286 [124], это справедливо для б-фазы в Инконель 718. Если предшествующая обработка привела к образованию на межзеренных границах почти непрерывного слоя б (NiaNb), то для его растворения необходима термообработка твердого раствора при 1315 К. Обработка в области выше кривой растворимости у"-фазы, но ниже соответствующей температуры для O, не даст нужного результата [272]. Оказалось, что использование более высоких температур обработки на твердый раствор повышает стойкость сплава Инконель 718 к водородному [c.115]

Два предположения были сделаны для объяснения межкри-сталлитного характера разрушения этих тонких видманштеттовых структур (а+р)-фаз [19, 105]. I. Образование непрерывной прослойки а-фазы по границе зерна. В сплаве Т1—11,5Мо — 62г — 4,55п а-фаза может быть обогащена оловом (4-цирконием) и вследствие этого быть чувствительной к КР. (Однако к таким сплавам, как Т1 — ПМо или Т1 — 8Мп, это объяснение не может относиться.) 2. Сегрегация некоторых элементов по границам зерен в процессе старения, например загрязнения бором. Однако ни то, ни другое объяснение не является достаточно удовлетворительным. [c.410]

Электролитическое травлп-ние в 5%, НОМ растворе едкого кали Температура 18—20° С Для одновремеи1[ого выявления фазы W и кобальтовой фазы в сплавах Фаза W окаймляется по границам зерен, кобальтовая фаза остается светлой [c.107]

Если такая реакция имеет место в значительной степени, то измеренная э. д. с. относится уже не к исходному сплаву, а к сплаву измененного состава. Кроме того, концентрация ионов металла 1 на поверхности раздела металл—электролит изменена, поскольку на границе образовались ионы металла 2. Поэтому поток отвечает не только переносу металла 1 из чистой фазы в сплав, но также и переносу электролита между областями с различными концентрациями. Полный теоретический анализ затруднителен, главным образом, из-за наличия градиента концентрации в электролите. Этот вопрос рассматривали Голуб, Нойберт и Зауервальд [131 ]. Наконец, можно указать, что если измерения проведены до того, как было достигнуто равновесие реакции (VI-1), то, согласно Вагнеру и Трауду [399] и Ланге и Нагелю [204]., устанавливается не определенный равновесный потенциал, а скорее смешанный лотенциал. [c.109]

На рис. 36 и 37 показаны границы фазовых областей соответственно кобальтовых углов систем o-(Ti, W) - ТаС и o- -(Ti, Та, W). Фазат11 в сплавах системыНС - ТаС - W - Со идентична этой фазе в сплавах ВК и ТК. Мало изученная фаза у имеет состав 80 % W, 18 % Со, 1 % Ti и незначительное количество углерода ее примерная формула л/ [c.92]

Приведенные выше соображения показывают, что нахождение границ фаз в диаграмме такого типа, как на рис. 117, весьма затруднительно. Когда твердый раствор при низкой температуре занимает более широкую область, чем при высокой, время, необходимое для достижения равновесия, может быть СЛ1ИШК0М велико, если только форма диаграммы не такая, что при высоких температурах сплав состоит полностью из какой-либо одной фазы, как в системе медь—цинк (см. рис. 29, область а-фазы). Рассматривая рис. 29, можно показать, что сплавы, находящиеся на границе а/(а -j-P) при 450—550°, отжигом при высокой температуре могут быть превращены в сплавы, состоящие из гомогенной Р-фазы. В таких случаях, как [c.223]

В сложных системах многие из приготовленных сплавов относятся к гомогенной или двухфазной области, и их составы, таким образом, не б1удут критическими, т. е. не будут пригодными для определения границ фаз. Такие сплавы нет необходимости анализировать, но их всегда следует приготовлять в достаточном количестве и исследовать, чтобы убедиться в отсутствии промежуточных фаз. Затем внимание должно быть сосредоточено на оставшихся сплавах, пригодных для определения границ фаз. Определенное количество этих сплавов должно быть проанализировано (необходимо убедиться, что в процессе отжига не нарушился их состав). Это особенно важно при работе со сплавами из переходных элементов, так как при высоких температурах большинство из них легко загрязняется азотом, кислородом, кремнием или углеродом, следы которых могут оказать заметное влияние на структуру сплйва. Ес-ли установлено, что отжиг не привел к загрязнению, можно в большинстве оставшихся бинарных сплавов проверять содержание только одного металла, а содержание другого получать по разности однако даже в самых благоприятных случаях по крайней мере один сплав из десяти должен быть проанализирован полностью. [c.247]

Как было показано Пиклесом и Саксмитом в их работе по исследованию границ фазовых областей железоникелевых сплавов [189], богатые железом железо-никелевые сплавы содержат две фазы а-фазу, ферромагнитную при любом содержании никеля, и 7-фазу. Фаза становится ферромагнитной при комнатной температуре при содержании примерно 25% Ni и имеет точку Кюри повышающуюся при увеличении содержания никеля. Пиклес и Саксмит исследовали условия равновесия в этих сплавах сравнением кривых намагниченность насыщения — температура для однофазных а-сплавов и для сплавов, выдержанных в течение длительного периода при низких температурах. Изменение формы этих кривых показывало, что сплавы распадаются на две фазы. Образование 7-фазы приводило при комнатной температуре к снижению намагниченности насыщения, а присутствие остаточной 7-фазы вызывало появление изгиба на кривой 3—Т, соответствующего точке Кюри 7-фазы. В сплавах с низким содержанием никеля при закалке с 850° вся образующаяся 7-фаза превращается в а-фазу и намагниченность насыщения после отжига и закалки заметно не отличает- [c.306]

Выделения у"-фазы в сплаве 718 имеют форму дисков, ориентационное соотношение которых с матрицей выглядит как (ЮО)э " I lOOly, [ЮО] " <100>у. Об этом сообщает ряд исследователей [9, 10]. После термической обработки по режиму, принятому в промышленности, диаметр дисков равен 600 А (0,06 мкм), а толщина 50-90 А (0,005-0,009 мкм). Многие исследователи сообщают [8,9,30,32], что выделения -фазы интенсивно упрочняют сплав 718 за счет когерентных искажений на границе их раздела с у-матрицей деформацию, как меру этих искажений, оценивают в 2,86 % [8]. Когерентные искажения в этом сплаве могут быть ответственны и за быструю утрату стабильности при Т > 650 °С, поскольку являются движущей силой для огрубления выделившихся частиц. Стоит заметить, что сплав In onel 718 — один из немногих, химический состав которых рассчитан скорее на максимальную кратковременную прочность вплоть до 650 °С, нежели на выдающиеся характеристики длительной прочности при более высоких температурах. [c.225]

Кое - где массивные скоагулированные выделения т.п.у. фаз наблюдали. На рис. 8.2, б показана коагулированная (У-фаза в опытном кобальтовом сплаве. Рис. 8.2, виг иллюстрирует еще одно весьма интересное явление на границе зерен в сплаве U—500 в этой плавке были обнаружены фазы МС, у, у и (У. На рис. 8.2, в видна пластинка [c.282]

С увеличением содержания легирующих элементов (например, титана) в рассматриваемых сплавах образуется эвтектика (у + у ). Она присутствует в структуре более чем 50% известных жаропрочных никелевьк сплавов. Например, объемная доля эвтектической у( - фазы в экспериментальных модификациях сплава ЖС6Ф с равноосной структурой составляет в среднем 11 % применение же направленной кристаллизации способствует уменьшению этой величины до 8 %. При этом наибольшее содержание эвтектики характерно для разновидностей сплава с высокой концентрацией титана. Суммарная объемная доля у -фазы в сплавах данного типа может достигать 65—67%. Это обеспечивается легированием содержание основных легирующих элементов может составлять 40% (мае.). При этом часть у -фазы (у , с размером зерна /эвт = 1 мкм) выделяется из жидкости по эвтектической реакции и располагается в основном по границам зерен и в междендритных участках. Упрочняющая же дисперсная фаза (с диаметром частиц ( сп 0,02 мкм) [c.361]

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]

Во время изотермической обработки происходили структурные изменения, связанные с процессами гомогенизации тзердого раствора и миграцией границ зерен. Количество избыточной фазы в результате длительного отжига уменьшилось, особенно в сплавах алюминия с кадмием и оловом. В структуре этих сплавов обнаруживали поры, размещавшиеся на границах зерен. В сплаве с кадмием они имели форму, близкую к сферической, и препятствовали спрямлению границ зерен (см. рис. 41, а). В оловянистых сплавах поры вытянуты вдоль границ (см. рис. 41, б). И в том и в [c.111]

Рис. 99. Выделения зон Гинье — Престона в матрице и стабильной фазы V на границах зерен в сплаве AI + 4,4% Ag после старения при 160° С в течение 5 дней. Ширина обедненной зоны 30 нм

Термодинамически возникновение химической микронеоднородности при полиморфном превращении объясняется различной растворимостью элементов а- и р-фазах. После перехода титана из р- в а-состояние элементы, стабилизирующие р-фазу и имеющие ничтожную растворимость в а-фазе, вытесняются на поверхность раздела этой фазы. Как только в матричной фазе появляются продукты превращения, на границе фаз возникает градиент химического потенциала, который и является движущей силой процесса перераспределения чужеродных атомов. Однако процесс гетерогенизации идет во времени и, кроме термодинамического фактора, надо учесть кинетические возможности реализации процесса перераспределения примесных атомов, который осуществляется посредством диффузии. В описанных опытах вызывала удивление большая скорость перераспределения атомов, в том числе тех, которые образуют твердые растворы замещения никеля, хрома и др. в процессе охлаждения они перемещались на большие расстояния (десятки микрон). Был сделан ориентировочньга расчет времени диффузии никеля на расстояние, равное ширине иглы а-фазы, в сплаве ВТ-5 и определен коэффициент диффузии никеля в интервале температур перераспределения. Оценка показала, что при перераспределении примесей в процессе охлаждения имеет место ускоренная диффузия (приблизительно на 4 порядка). [c.343]

На рис. 3.45 показано образование зоны без выделений v - фазы вдоль границ зерен в сплаве Udimet 700 (см. табл. 1.4, рис. 1.11) при испытаниях на ползучесть при растяжении при 1000 °С. Эта зона образуется вследствие распада Y -фазы, вызванного потоком вакансий в направлении границы зерна, перпендикулярной действующему напряжению, и. обратной диффузией никеля и хрома. Из-за образования этой зоны облегчается зернограничлое скольжение и на границе, перпендикулярной оси напряжений, образуются трещины. [c.87]

Смесь концентр, плавиковой и азотной кислот 30 40 1-1,5 — Для выявления границ зерен титановой фазы в сплавах Т30К4, Т15КР [c.149]

Структурной однородности 8-мартенсита в железомарганцевых сплавах в значительной степени препятствует малая скорость диффузии марганца в железе (Z)o = 0,35X ХЮ-" м /с <3 = 67,5 Дж/(кг-атом) [46]. Оказалось, что концентрационная неоднородность марганца в пределах одного зерна может достигать 2,5—4%. Для выравнивания перепада концентраций марганца от 1 до 0,1% согласно второму зайону диффузии требуется следующее вреря 40 ч при 1200 °С 220 ч при 1100°С и 1510 ч при 1000 °С. Такая концентрационная неоднородность обусловливает образование е-фазы в сплавах с низким содержанием Марганца раньше всего по границам зерен. В сплавах с высоким содержанием Марганца е-фаза исчезает в последнюю очередь в центре зерна. [c.30]

Рассмотрим этот вопрос более подробно. Деформационные характеристики фаз зависят от их химического состава, типа решетки и гомологической температуры деформации. Казалось бы, зная эти характеристики, можно предсказать возможность СП течения многофазных сплавов. Однако истинная картина поведения таких сплавов значительно сложнее, поскольку необходимо учитывать взаимодействие фаз в процессе деформации. Так, рост зерен фаз в процессе деформации не может происходить без взаимной диффузии компонентов сплава, диффузионные характеристики фаз могут оказать существенное влияние на СПД. При изменении фазо-го состава меняется также структура, протяженность и доля меж-фазных границ в сплаве. То, что это существенно для СПД, следует из различия в осуществлении ЗГП на межзеренных и межфаз-ных границах [6]. Наконец, от фазового состава могут зависеть предпочтительные системы скольжения в фазах. Установлено, что от количества а-фазы в сплавах Zn—А1 с ультрамелким зерном зависят действующие системы скольжения в цинковой р-фазе [41, 42]. Увеличение количества а-фазы способствует развитию небазисных систем скольжения в р-фазе, что объясняется облегчением зарождения дислокаций типа (с+а) на межфазных границах по сравнению с межзеренными границами в а- и р-фазах. [c.18]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...