0 -фаза

Cтраница 1

Выделения 0 -фазы, сильнее отличающиеся по структуре от матрицы, должны вызывать и большее химическое упрочнение, так как при перерезании их дислокациями возникает более сильное нарушение укладки атомов, чем при перерезании зон ГП. [1]

Сплав с зонами ГП и когерентными выделениями 0 -фазы отличается высоким начальным напряжением течения и малой величиной деформационного упрочнения. Наклон кривых истинных напряжений сплава с зонами ГП и 0 фазой небольшой. [2]

С изменением фазового состава сплава от ( а 0) до ( а Э Та) меняется характер распада: от преимущественного выделения 0 -фазы по зерну и появления отдельных компактных частиц по границам до выделения по зерну фаз Т и 0 и образования пластинчатых частиц Т по большей части высокоугловых границ. [3]

Диаграмма состояния системы железо - алюминии. [4]

При более высоком содержании алюминия образуются различные интерметаллидные соединения: - фаза ( FeAhs); г) - фаза ( Ре2А15); 0 -фаза ( FeAb); Б - фаза, стабильная в интервале 1100 - 1240 С. [5]

Деформационное поведение поликристаллических образцов сплавов Си - AI - Ni I 45 ]. / И - 82 С. Mf - - 70 С, А - 60 С, Af - 48 С. [6]

При Г Af мартенситная фаза термодинамически нестабильна, поэтому при снятии нагрузки происходит полное обратное превращение, наблюдается псевдоупругость, при которой полностью восстанавливается форма. Однако в отличие от большого гистерезиса в случае мартенситной у - фазы при деформации, обусловленной только мартенситной 0 -фазой гистерезис практически не наблюдается. Характерной особенностью этих стадий является проявление псевдоупругости. Следует отметить еще одну характерную особенность, обусловленную тем, что мартенситная фаза образуется под действием напряжений. В температурной области выше точки MS наклон линий несколько различается из-за типа возникающей мартенситной фазы. [7]

Электронномикроскопическое исследование сплава А1 - 4 % Си показывает, что дислокации не проталкиваются между зонами ГП и выделениями 0 -фазы, а перерезают их. [8]

Поскольку медь обладает большим атомным радиусом ( / GU 1 275 А), это искажает кристаллическую решетку алюминия ( rAi 1 43 А) и повышает механические свойства сплава. Выдержка при 150 - 180 С вызывает искусственное старение, сопровождающееся распадом твердого раствора с выделением в местах концентрации меди промежуточной 0 -фазы, не отличающейся по химическому составу от стабильной фазы СиА12, но имеющей искаженную тетрагональную решетку. [9]

Зависимость твердости сплава А1 - 4 % Си от временя старения при 160 С после НТМО по разным схемам. [10]

Если твердый раствор претерпел частичный распад перед холодной деформацией, то это сказывается на кинетике окончательного старения и свойствах сплава. Это ускорение искусственного старения можно объяснить тем, что при пластической деформации естественно состаренного сплава дис-тюкации останавливаются зонами ГП и при последующем старении вблизи дислокаций уже имеются обогащенные медью участки, в которых облегчено зарождение 0 -фазы. [11]

Методика исследования тонких фольг на просвет в электронном микроскопе позволяет непосредственно наблюдать как дисло-кации, так и выделения, и поэтому изучать взаимодействие между ними. Никол сон и др. [489] установили, что дислокации могут про-ходить сквозь зоны, а также сквозь когерентные и частично некоге-рентные промежуточные выделения, но не проходят через некоге-рентные выделения. В частности, выделения 0 -фазы в сплаве А1 4 % Си разрезаются проходящими дислокациями. Когда дис-локация проходит сквозь частично когерентные выделения, на ней, вероятно, образуются ступеньки. [12]

Добавка может оказаться горофильной и сегрегировать на границу раздела матрицы с выделением, уменьшая здесь поверхностную энергию. В соответствии с формулами ( 34) и ( 35) при уменьшении поверхностной энергии замедляется коагуляция выделений. Например, малая добавка кадмия в пять раз снижает скорость коагуляции выделений 0 -фазы в сплаве А1 - Си. Торможение коагуляции особенно ценно для стареющих жаропрочных сплавов, в которых таким путем затрудняется разупрочнение во время эксплуатации изделия при повышенных температурах. [13]

Такие зоны принято называть ГП-2. С повышением температуры старения процессы диффузии, а следовательно, и процессы структурных превращений, и само упрочнение протекают быстрее. Выдержка в течение нескольких часов при высоких температурах ( 150 - 200 С) приводит к образованию в местах, где располагались зоны ГП-2, дисперсных ( тонкопластинчатых) частиц промежуточной 0 -фазы, не отличающейся по химическому составу от стабильной зоны 0 ( СиА12), но имеющей отличную кристаллическую решетку. [14]

При искусственном старении сплавов А1 - Си большую роль играет ориентир01ванный характер превращений. Несмотря на отсутствие достоверных сведений о структурах промежуточных выделений, можно утверждать, что [1], [2] и б регулярно сопряжены с матрицей. Более того, отсутствие границ раздела зон Гинье - Престона с исходным твердым раствором не позволяет рассматривать их как отдельные фазы. Широко распространено мнение, что возникновение метастабильной промежуточной 9 -фазы обусловлено как раз возможностью ее регулярного сопряжения с матрицей. Состав 6, по-видимому, не отличается от состава стабильной фазы 6, но промежуточная фаза имеет искаженную тетрагональную решетку флюорита, параметры которой в плоскости ( 001) совпадают с соответствующими значениями для решетки твердого раствора при условии существования 45-градусной ориентировки. Структура стабильной 9-фазы такова, что, по крайней мере, для плотноупакован-ных плоскостей размерное соответствие единичных элементарных ячеек 0 -фазы и решетки твердого раствора неблагоприятно. [15]

Страницы: 1