Формирование микроструктуры сплавов

ФОРМИРОВАНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ СПЛАВОВ [c.27]

При исследовании микроструктуры сплавов Ni—Р, полученных при 1200 °С в вакууме 10 мм рт. ст., было обнаружено, что в эвтектической матрице распределены крупные участки твердого раствора или фосфида никеля. Такая крупнозернистая структура обусловлена высокой температурой нагревания сплавов. Эвтектика имеет волокнистое строение. Ее содержание изменяется в широких пределах, что, естественно, будет влиять на процесс формирования покрытий. [c.157]

Особенности формирования структуры титана при р а-пре-вращении в основном присущи а- и а + р-сплавам. Однако присутствие легирующих элементов привносит и определенные изменения в характер микроструктуры сплавов как при медленном, так и быстром охлаждении из Р-области. При медленном охлаждении рост пластинчатых кристаллов а-фазы в р-матрице сопровождается (в известной мере и контролируется) диффузионным перераспределением легирующих элементов р-стабилизаторы из растущих а-кристаллов диффундируют в р-матрицу. В итоге медленного охлаждения в пределах исходного р-зерна возникают [c.12]

При повышении температуры сопротивление деформации титановых сплавов существенно снижается и увеличивается пластичность [292, 293]. Однако при использовании обычной горячей деформации вследствие ее неравномерности и неоднородности в сплавах образуются так называемые зоны интенсивного течения, приводящие к резко выраженной макро- и микроструктурной неоднородности [292, 293]. Низкая теплопроводность титановых сплавов тол-се способствует образованию таких зон. Стремление избежать появления неоднородности, а также относительно невысокая пластичность сплавов в обычных условиях деформации ведут к много-переходности обработки, введению промежуточных нагревов. Термической обработкой после горячей деформации часто не удается полностью исключить микроструктурную неоднородность в полуфабрикатах и получить требуемое сочетание механических свойств. Между тем титановые сплавы как конструкционные материалы должны иметь комплекс разнообразных свойств — прочность и пластичность, усталостную прочность, жаропрочность, вязкость разрушения и др., которые зависят от структурного состояния. Рассмотрим особенности формирования микроструктуры в титановых сплавах. [c.180]

Таким образом, различие в состояниях сплава после СПД и ОБД, выявленное при изучении механических свойств, подтверждается данными структурного анализа. Сопоставление микроструктуры сплава и его свойств после различных обработок позволяет сделать заключение, что структурная неоднородность сплава, имеющаяся в исходном состоянии или дополнительно появляющаяся в процессе деформации с высокими скоростями, оказывает существенное влияние на его механические свойства. Причина повышения прочностных характеристик сплава после СПД по сравнению с ОБД заключается в устранении структурной неоднородности и преобразовании пластинчатой микроструктуры в равноосную. При этом в результате ускорения фазовых превращений, рекристаллизации СПД способствует достижению более равновесного состояния сплава. Специфические особенности СПД, обеспечивающие развитие этих процессов и формирование особого структурного состояния сплава, подробно рассмотрены в разд. 4. [c.215]

В составы алюминиевых сплавов входят также многочисленные мелкие добавки, с которыми связаны в основном два типа эффектов. Первый — тенденция многих элементов образовывать нерастворимые интерметаллические частицы, укрепляющие межзеренные границы и тем самым стабилизирующие форму деформированных зерен (рис. 23). Такие добавки, следовательно, предотвращают формирование равноосной структуры . К элементам этого типа относятся Мп, 2г и Сг, влияющие на форму зерна в сплавах всех четырех основных типов. Форма зерна играет, как будет показано ниже, важную роль в КР алюминиевых сплавов, поэтому к результатам многих исследований, выполненных на модельных сплавах с равноосной структурой, следует относиться с осторожностью. Подобные сплавы можно исследовать с целью выявления роли добавок отдельных элементов, но они не моделируют промышленные сплавы, более сложные с точки зрения как химического состава, так и микроструктуры. Поэтому следует полагать, что отдельные (а возможно, н многие) выводы, сделанные на основании изучения модельных сплавов, не применимы к сложным промышленным материалам с деформированной формой зерна. [c.82]

Пластическая деформация известна как эффективное средство формирования структуры металлов, сплавов и некоторых других материалов. В процессе деформации повышается плотность дислокаций, происходит измельчение зерна, возрастает Концентрация точечных дефектов и дефектов упаковки. Совокупность этих изменений способствует образованию специфической микроструктуры. Основные закономерности ее формирования при пластической деформации определяются сочетанием [c.57]

Литье большинства суперсплавов проводят под вакуумом, чтобы избежать окисления присутствующих в их составе химически активных элементов. На воздухе отливают некоторые сплавы на кобальтовой основе, для этого используют индукционные печи или дуговые перекатные печи с непрямым нагревом. Вакуумное литье изделий с расчетом на формирование равноосной микроструктуры обычно выполняют на установке, состоящей из двух камер, каждая из них вакуумирована, камеры разделены заслонкой или клапаном. В верхней камере [c.181]

Повышение надежности деталей из суперсплавов может быть достигнуто с помощью технологических процессов, приводящих к формированию особой микроструктуры материала либо направленной по своей природе, что желательно для материалов для рабочих или направляющих лопаток турбин, либо очень изотропной для материалов для турбинных дисков. Все более широкое распространение будут находить порошковые сплавы для изготовления турбинных дисков и некоторых других деталей методом вакуумного плазменного осаждения порошков суперсплавов. Еще одним важным технологическим приемом изготовления сложных узлов, состоящих из двух или более частей, изготовленных из разных материалов, будет диффузионное соединение этих частей для получения конечной монолитной детали. [c.337]

В монографии впервые дано систематическое изложение современного состояния исследований нанокристаллических материалов. Обобщены экспериментальные результаты по влиянию нанокристаллического состояния на микроструктуру и механические, теплофизические, оптические, магнитные свойства металлов, сплавов и твердофазных соединений. Рассмотрены основные методы получения изолированных наночастиц, ультрадисперсных порошков и компактных нанокристаллических материалов. Подробно обсуждены размерные эффекты в изолированных наночастицах и компактный нанокристаллических материалах, показана важная роль границ раздела в формировании структуры и свойств компактных наноматериалов. Проведен анализ модельных представлений, объясняющих особенности строения и аномальные свойства веществ в нанокристаллическом состоянии. [c.2]

Пластическая деформация известна как эффективное средство формирования структуры металлов, сплавов и некоторых других материалов. В процессе деформации повышается плотность дислокаций, происходит измельчение зерна, растет концентрация точечных дефектов и дефектов упаковки. Совокупность этих изменений способствует образованию специфической микроструктуры. Основные закономерности формирования структуры в процессе пластической деформации определяются сочетанием параметров исходного структурного состояния материала и конкретными условиями деформирования, а также механикой процесса деформации. При прочих равных условиях основная роль в формировании структуры и свойств материала принадлежит механике процесса деформации — если она обеспечивает однородность напряженного и деформированного состояний по всему объему материала, то процесс деформации является наиболее эффективным. [c.75]

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]

Получить УМЗ микроструктуру можно термической обработкой, например ре-кристаллизационным отжигом или термоциклированием. Рассмотрим влияние этих видов обработки на формирование УМЗ структуры в промышленных сплавах, [c.105]

Данные о формировании мелкозернистой структуры металлов и сплавов прщ рекристаллизации изложены в работах [177, 196]. Установлены основные пара-, метры, определяющие конечную микроструктуру металлов при рекристаллиза-. ции скорость образования зародышей и линейная скорость их роста. Сложность, получения УМЗ структуры при рекристаллизационном отжиге обусловлена трудностью создания - большого числа способных к росту зародышей и необходимостью фиксации начальной стадии завершения рекристаллизации обработки. Для выполнения первого условия необходимо получение значительного наклепа,, для чего требуется деформация с большими степенями, а это не всегда возмож- но, особенно в малопластичных сплавах. Для предотвращения роста рекристал- [c.105]

Таким образом, рекристаллизационный отжиг как способ формирования УМЗ структуры в металлических материалах имеет широкие возможности. Его уникальность состоит в том, что он применим ко всем металлам и сплавам, независимо от их химического или фазового состава и исходной микроструктуры. [c.110]

Особо важную роль для протекания динамической рекристаллизации при горячей деформации играют степень и скорость деформации. В качестве примера приведем результаты, полученные при изучении особенностей формирования УМЗ микроструктуры при динамической рекристаллизации магниевых сплавов. [c.111]

Результаты исследований показали, что при деформации осадкой (скорость деформации существенно ниже, чем при прессовании), даже с высокими степенями деформации (б=80 %) в том же интервале температур (200—300"С), что и при прессовании, УМЗ структуру в обеих фазах сплава получить не удается. Фаза а на основе магния остается нерекристаллизованной. Основной причиной формирования различной по характеру микроструктуры при прессовании и осадке при одних и тех же температурах исходной обработки и одинаковой степени деформации является, по-видимому, различная степень горячего наклепа, который [c.111]

Выполненные исследования позволяют в общих чертах наметить пути получения УМЗ полуфабрикатов в материалах с матричной структурой путем горячей пластической деформации. Основным требованием для обеспечения формирования УМЗ микроструктуры является деформирование металлов и сплавов с высокими степенями деформации (не ниже 50—70 %), а выбранная схема деформации должна обеспечивать максимальную скорость деформации в зоне пластического течения. [c.112]

Термоциклирование. Этот способ измельчения микроструктуры возможен при наличии в сплаве фазового превращения в твердом состоянии. Существенная особенность термоциклической обработки металлических материалов, приводящая к формированию УМЗ микроструктуры, состоит в том, что эффект измельчения зерен наблюдается при термоциклировании вблизи температурного интервала фазовых превращений — и диффузионных, и мартенситных. [c.112]

Термомеханическая обработка (ТМО). В последние годы появилось значительное количество работ [69, 219, 236], в которых исследовано формирование УМЗ микроструктуры при ТМО. Основная суть измельчения структуры при ТМО заключается во влиянии деформации сплавов на фазовые превращения. Как известно, процессы превращения ускоряются в результате пластической деформации и вместо пластинчатых образований чаще всего возникает дисперсная зернистая структура. УМЗ микроструктуру металлических материалов при ТМО можно сформировать несколькими принципиально различными способами. [c.115]

Таким образом, в составе алюминиевых сплавов, предназначенных для СПД, обязательно присутствие, помимо переходных металлов, других элементов, обеспечивающих формирование УМЗ микроструктуры за счет процессов рекристаллизации. [c.163]

Из приведенных данных следует, что микроструктура и фазовый состав двухфазных титановых сплавов претерпевают существенные изменения при нагреве в верхней части a-j-p-области в результате развития рекристаллизации и фазовых превращений. В связи с этим механические свойства при горячей деформации двухфазных титановых сплавов определяются микроструктурой, формирующейся в процессе нагрева к началу деформации. Достижению наибольшей пластичности сплавов ВТб и ВТ9 способствует формирование в процессе нагрева двухфазной УМЗ микроструктуры. При температуре испытания выше оптимальной у сплавов наблюдается значительное укрупнение зерен фаз (см. рис. 73), поэтому пластичность резко снижается. При температурах, меньших оптимальных, пластичность снижается ввиду недостаточной активизации диффузионных процессов. [c.188]

Рассмотренные результаты структурных изменений при горячей деформации крупнозернистого сплава позволяют уточнить механизм деформации в этих условиях. По мнению авторов работы [28], СП крупнозернистых сплавов обусловлено формированием стабильной равноосной субзеренной микроструктуры, а ее роль заключается в обеспечении ускорения диффузии по границам субзерен. Учитывая высокие значения коэффициента т (близкие к единице), полученные в эксперименте, они пришли к выводу, что механизмом СП течения является диффузионная ползучесть. Между тем эти авторы, не отрицая возможности укрупнения субзерен в процессе горячей деформации за счет миграции границ, не дают ясного ответа на вопрос каким образом сохраняется в процессе деформации исходный размер субзерен [c.205]

Таким образом, из рассмотрения различных способов усиления нерав-новесности расплавов следует, что формирование микроструктуры сплавов при кристаллизации связано с неравновесной динамикой процесса на границе раздела жидкость—твердая фаза, контролирующего самоорганизацию структуры. Реализация этого эффекта требует отыскания режимов обработки, обеспечивающих благоприятные фрактальные структуры. [c.227]

Классическим примером в этом отношении может служить теория напряжений и деформаций в идеальном однородном теле, когда в точке тела выделяется бесконечно малый элемент в виде параллелепипеда и рассматривается его напряженное состояние. Связь между деформациями и напряжениями описывает закон Гука. Развитие этого подхода с учетом возникновения пластических деформаций позволяет найти зависимости между напряжениями и деформациями и за пределами упругости [111]. Необходимость учитывать реальные особенности строения материалов привела к созданию таких наук, как металловедение, которая изучает и устанавливает связь между составом, строением и свойствами металлов и сплавов. Для материаловедения как раз характерно рассмотрение явлений, происходящих в пределах данного участка (зерна, участка с типичной структурой), обладающего основными признаками всего материала. Изучение микроструктур сплавов и их формирования явлений, происходящих по границам зерен, термических превращений и других процессов, проводится в первую очередь на уровне, который описывает микрокартину явлений. [c.60]

При горячей коррозии И рода формируется специфическая микроструктура (см. рис. 12.1, г и 12.13). Коррозионное разъедание при низкой температуре может происходить путем газофазного кислого флюсования, сульфидации или за счет влияния хлоридов. Обычно под характерной микроструктурой подразумевается структура, формирующаяся при коррозии в интервале 650-850 °С при наличии SO, в газовой фазе. При этих условиях развивается процесс газофазного кислого флюсования или сульфидации, в зависимости от состава сплава. Высокотемпературная горячая коррозия или коррозия I рода, происходит в интервале 800-1000 °С и вызывает формирование микроструктуры, показанной на рис. 12.1, б, [c.80]

Представленные для изучения коллекции микроструктур сплавов систем сурьма—свинец, сурьма—олово и сурьма—медь дают возможность познакомиться с фазами и структурными составляющими различного вида. Затвердевание сплавов сурьма-свинец протекает с образованием эвтектики. В структуре сплавов можно наблюдать эвтектику с избыточными кристаллами свинца в доэвтектических или сурьмы в заэвтектических сплавах. В системе сурьма—олово идут превращения перитектического характера и в структуре сплавов этой системы наблюдаются пе-ритектические смеси. В структуре сплавов сурьма—медь видны кристаллы химического соединения, окруженные эвтектикой. Диаграмма состояния не дает точного представления о структуре сплава, а характеризует лишь равновесие фаз при различной температуре. При формировании структуры решающее значение имеет кинетика структурообразования, зависящая от скорости охлаждения (или переохлаждения), скорости диффузии компонентов и т. д. [c.78]

Влияние давления сжатия на формирование соединений сплава ЭП99 с расплавляющимися прослойками показано на рис. 9. С ростом давления сжатия до 15 МПа толщина прослойки быстро убывает, достигая 10—20 мкм при времени выдержки 6 мин. Эта толщина обусловлена выдавливанием жидкой прослойки и диффузионными процессами. Прочность соединений с такими прослойками зависит от их состава и структуры, которые определяются растворно-диффузионными процессами. В большинстве случаев при давлении сжатия 10—15 МПа и соответствующей температуре по микроструктуре стык обнаружить трудно. Например, при соединении с прослойкой ВПр-7 структура металла в зоне стыка состоит из зерен твердого раствора, а после старения выпадает 7 -фаза. Результаты локального рентгеноспектрального микроанализа показали, что по толщине прослойки состав металла неодинаковый. Распределение элементов прослойки соответствует уравнению диффузии из источника с ограниченным количеством вещества. Исследования влияния температуры сварки на толщину и состав прослоек показали, что с повышением температуры до 1473 К условия выдавливания прослойки улучшаются. Наибольшая концентрация марганца в центре прослойки при температуре 1473 К и давлении сжатия 10 МПа составляла 5,4% (рис, 10). При соединении с прослойкой ВПр-11 состав металла в зоне стыка также близок к составу основного металла (рис, 11), но при снижении температуры сварки до 1398 К в соединении могут быть включения тугоплавких боридов. Исследовали возможность применения в качестве расплавляющихся прослоек двойных систем N1—Мп и N —31, а также напыленных марганца и кремния. Установлено, что за счет выдавливания и развивающихся растворно-диффузионных процессов состав металла в зоне соединения близок к составу металла при сварке с соответствующими прослойками ВПр-7 и ВПр-11. Близкими оказались и механические свойства. [c.178]

В сплавах, подвергнутых интенсивным деформациям, конечная-структура определяется не только условиями обработки, но и исходной микроструктурой, а также фазовым составом. В однофазных твердых растворах формирование наноструктуры происходит аналогично чистым металлам, но получаемый размер зерен может быть значительно меньше. Например, в закаленных А1 сплавах после ИПД кручением средний размер зерен обычно составляет 70-80 нм [63,64]. Добавки в чистый А1 от 1 до 3 вес. % Mg приводит к уменьшению размера зерен в результате ИПД РКУ-прессованием примерно в 3 раза [44]. В многофазных сплавах сушественную роль при измельчении структуры играют природа и морфология вторых фаз. Так, при интенсивной деформации двухфазного сплава Zn-22 %А1 наблюдали измельчение обеих фаз и после ИПД кручением (5 оборотов) уже при комнатной температуре сформировалась дуплексная наноструктура с размером зерен обеих а- и уЗ-фаз менее 100нм [65] (рис. 1.9). При наличии [c.23]

ИПД кручением. К настоящему времени выполнено несколько исследований эволюции структуры в процессе ИПД кручением, направленных на выявление закономерностей формирования уль-трамелкозернистых структур. В одной из первых таких работ [23] была изучена эволюция микроструктуры в монокристаллах Си, Ni и сплаве ХН77ТЮР при ИПД кручением, где на заключительной стадии формировались наноструктуры с размером микрокристаллитов порядка 100 нм. [c.31]

Известно, что рост зерен в наноструктурных ИПД материалах, как и других наноматериалах, начинается при относительно низких температурах, близких к 0,4Т л и даже ниже [3, 104, 140]. Исследование природы такой низкой термостабильности имеет важное значение для улучшения последней. С другой стороны, изучение эволюции структуры во время отжига позволяет лучше понять природу высоких внутренних упругих напряжений, их связь с решеточными дефектами и наравновесным состоянием границ зерен, закономерности кристаллографической текстуры и другие структурные особенности ИПД материалов. Помимо этого, особый интерес вызывает наблюдаемое во многих сплавах разупорядоче-ние и формирование пересыщенных твердых растворов [71, 101 и др.] (см. также п. 1.2.1). Термически активируемые процессы эволюции микроструктуры в наноматериалах, полученных ИПД, явились объектом исследования в ряде недавних работ [66, 71-73, 105, 229-233]. Структурные исследования с использованием мето- [c.122]

Еще одним способом изменения микроструктуры является деформация (независимо от образования мартенсита). Холодная деформация до 10% имеет тенденцию ускорять КР [66], тогда как при более сильной деформации КР уменьшается. Такая же картина— сначала понижение стойкости с ростом деформации, а затем повышение — наблюдается и при водородном охрупчивании [72, 84]. Более ярко выраженные изменения возникают при деформации с нагревом, допускающим частичное восстановление (возврат) деформированной структуры. На рис. 19 показан эффект одной из подобных обработок путем высокоэнергетической штамповки. Причина повышения стойкости к водородному охрупчиванию связана, по-видимому, с формированием дислокационной структуры, характерной для облегченного поперечного скольжения при температуре обработки, тогда как при комнатной температуре сплав может деформироваться путем планарного скольжения [84, 101]. Как видно из рис. 19, термомеханическая обработка в большей степени повышает стойкость стали 304Е, чем сплава 21 Сг— [c.76]

Один из методов формирования структуры с высоким сопротивлением КР сплавов системы А1 — М , содержащих 4—-8 % Mg, сводится к следующему [101]. После гомогенизации в области температур существования твердого раствора а (427—566°С) (см. рис. 77) сплавы подвергаются горячей прокатке и отжигу в интервале температур 316—427 °С, чтобы удалить влияние деформационного упрочнения. После охлаждения пересыщенный твердый раствор обрабатывается вхолодную при температуре ниже 260 °С с нагартовкой не менее 20 %. Этот холоднодеформиро-ванный (нагартованный) металл подвергается затем термической обработке для получения равномерного распределения выделений Р-фазы с целью повышения сопротивления КР. Такая обработка состоит в нагревании до температуры между 204 и 274 °С (линия ( е на рис. 77) в течение периода от 2 до 24 ч. Положение линии на рцс. 77 показывает, что сплав с такой микроструктурой [c.227]

Деформируемые кобальтовые сплавы обладают простейшей микроструктурой, поскольку содержание карбидных выделений в них стараются сдерживать, чтобы свести к минимуму их влияние на деформируемость. Сплав HS-188, например, содержит после прокатного самоотжига мелкодисперсные вну-тризеренные выделения карбидов М С и зернограничные частицы Mjj g (рис. 5.10,г). С плав в основном применяют в виде листового проката, в этом случае для обеспечения достаточной высокотемпературной длительной прочности оптимальна равномерная микроструктура с размером зерен 5—6 класса по шкале ASTM. Недавно показали [24], что термомеханическая обработка тонкого (0,4 мм) листа способна улучшить сопротивление ползучести сплава HS-188 для малой деформации (<1%) путем создания сильно выраженной текстуры рекристаллизации. В этом режиме завершающая операция обработки давлением заключалась в холодной прокатке с обжатием на 80 % с последующим отжигом при 1232 °С в течение 10 мин. По отношению к плоскости листа и направлению прокатки главными компонентами текстуры были (ИО) [llO] и (112) [но]. Трансмиссионная электронная микроскопия позволила установить, что наблюдаемые улучшения явились следствием сочетания активного формирования границ субзерен с образованием карбидных выделений на дислокационной [c.195]

В порошковых сплавах Г13 и Г15 наблюдается провал по прочности (см. рис. 124). Сплав Г13 на диаграмме мар-тенситных превращений соответствует тройной точке, где сосуществуют одновременно две мартенситные реакции у- а и у- г- а- Исследование микроструктуры под оптическим микроскопом показало, что порошковые а-сплавы отличаются большой наглядностью формирования структуры по реакции у е- -а (рис. 133, а). Мартенсит в сплаве Г13 ориентирован по направлениям <111> пластин е-мартенсита. На первый взгляд такая напряженная структура должна обладать высокой прочностью. Однако предпочтительная ориентация мелкомозаичной структуры в порошковом сплаве может быть локализована в каждой отдельной частице. В результате разрушение будет осуще- [c.330]

Если в сплавах имеется избыточная вторая фаза, то в этом случае основная задача формирования УМЗ микроструктуры заключается в выборе режимов пластической деформации и рекристаллизационного отжига. Отпадает необходимость искусственной гетерогеннзации сплавов. Для формирования УМЗ микроструктуры присутствующие в сплаве выделения должны способствовать увеличению параметра п и эффективно сдерживать миграцию границ. [c.109]

В работе [209] на примере сплавов Fe—Сг—Ni показано, что измельчение и формирование микродуплексной структуры с размером зерен порядка 1 мкм наблюдают при закалке из у-области (1200—1260 °С) с последующей холодной деформацией и вторичным нагревом до температуры образования двухфазной структуры (850—1000 °С). Без холодной деформации УМЗ микроструктуру в таких материалах получить не удается из-за отсутствия необходимого числа центров рекристаллизации. Авторам работы [210], используя аналогичную обработку, удалось сформировать структуру микродуплекс с размером зерен около [c.109]

Нами была исследована большая группа магниевых сплавов деформируемых (МА8, МА15, МА21) и литейных (МЛ5, МЛ 12). Слитки этих сплавов подвергали ярессованию с различными степенями деформации в широком диапазоне температур. Металлографический анализ показал, что обязательным условием формирования УМЗ структуры в сплавах является деформирование их при умеренных температурах (200—300 С) с большими одноразовыми деформациями (не ме-иее 70—80 %). При выполнении этих условий и в литейных, и в деформируемых магниевых сплавах формируется структура с достаточно мелким размером зерен (d=7-f-10 мкм). Повышение температуры, как и снижение степени деформации, приводит к неоднородности микроструктуры в сплавах наряду с ультрамелким зерном имеются колонии крупных нерекристаллизованных объемов. Например, при степенях деформации, существенно меньших 70—80 %, даже при относительно умеренных температурах (200—300 °С) наблюдается значительная разно-зернистость, размеры зерен отличаются на порядок и более. В материале встречаются (Области с размерами зерен 5—10 мкм и 50—120 мкм. Аналогичная картина наблюдается при повышении температуры деформации. [c.111]

Исходную мелкозернистую микроструктуру получали горячим прессованием слитков. Режимы обработки и особенности формирования УМЗ микроструктуры в конкретных магниевых сплавах рассмотрены ранее (см. разд. 3). В сплаве МА8 УМЗ микроструктуру с размером зерен менее 10 мкм получить не удалось. Это, по-видимому, обусловлено, тем, что количество частиц Mgg e для эффективной стабилизации зерен в УМЗ сплаве ( f<10 мкм) недостаточно вследствие чрезвычайно высокой протяженности границ зерен. [c.120]

Рассмотрим природу влияния легирующ,их элементов на формирование и стабильность УМЗ микроструктуры алюминиевых сплавов. [c.163]

Влияние других легирующих элементов, помимо переходных металлов, на формирование УМЗ микроструктуры, ее стабильность и показатели СП изучено мало, точки зрения исследователей по этому вопросу не совпадают. Ниже приводятся некоторые экспериментальные данные о влиянии цинка, меди, магния— основных легирующих элементов, определяющих уровень технологических и экс-плуатационных свойств алюминиевых сплавов. [c.167]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...