Кривые ликвидус методом охлаждения

Построение кривых ликвидуса методом термического анализа было рассмотрено на примерах отдельных сплавов, относящихся к простым двойным или тройным системам. Реальные диаграммы состояния, встречающиеся в металловедческой практике, часто имеют сложное строение, и, хотя обычно легко объяснить верхние критические точки на кривых охлаждения отдельных сплавов, другим критическим точкам можно дать ошибочное толкование. Для установления характера превращений, протекающих ниже точки ликвидуса, не следует пользоваться только данными термического анализа для этих целей необходимо привлекать другие методы исследования. [c.83]

Влияние толщины и теплоемкости чехла термопары в рассматриваемом случае аналогично уже описанному при затвердевании чистых металлов, но здесь оно более опасно. Это объясняется тем, что при застывании твердого раствора нет горизонтального участка кривой, по которому можно определить истинную точку ликвидуса. На кривой рис. 66, / нелегко определить температуру, при которой сплав начинает затвердевать. Если, экспериментальные условия и свойства сплава таковы, что кривая охлаждения до и после перегиба близка к прямой линии, то лучше всего экстраполировать эти прямые, как показано на рис. 66, II, и принять точку их пересечения за точку ликвидуса. Однако это приближенный метод кривизна в начале остановки насколько возможно должна быть уменьшена очень медленным охлаждением и использованием наиболее тонких, но прочных термопарных чехлов. [c.127]

Как уже указывалось, обычный метод снятия кривых охлаждения не совсем пригоден для систем, в которых резко понижается линия ликвидуса, так как первичная термическая остановка часто бывает очень незначительной. [c.184]

В общем же случае сначала должны быть установлены линии ликвидус и солидус и исследована микроструктура слитков, на которых снимались кривые охлаждения. Полученные микроструктуры часто позволяют судить о диаграмме равновесия ниже линии солидуса. Затем система обычно изучается микроструктурным и рентгеновским методами исследования, хотя иногда могут быть применены и другие методы (см. главы 26—28). Успех построения диаграммы равновесия зависит от того, насколько удачно выбран комплекс методов исследования. Попытки построить диаграмму состояния одним только методом не дают удовлетворительных результатов. [c.207]

Можно продемонстрировать общий метод подхода к вопросу на гипотетической системе Л В, в которой чистые металлы А VL В плавятся соответственно при 1000 и 700° (рис. 113). В очень грубом приближении системы сравнимы при температурах, которые составляют равные части их температур плавления по абсолютной шкале таким путем можно подобрать время отжига. Предположим, что на рис. 113 представлены результаты, полученные при определении линий ликвидус и солидус методами термического анализа и микроисследования слитков, использованных для снятия кривых охлаждения. Здесь остановки на кривых охлаждения ясно показывают широкую растворимость компонента В в А. Растворимость ограничена перитектической горизонталью при 850° вторая пери-тектическая горизонталь при 770° дает возможность предположить, что существует промежуточная фаза, содержащая 35% (атомн.) компонента В. Микроструктура слитков дает возможность определить, стабильна ли эта вторая фаза при комнатной температуре. Как видно из рис. ИЗ, микроструктура всех сплавов при содержании 25—40% компонента В обнаруживает две фазы и более, поэтому можно предположить, что фаза, образующаяся на перитектической горизонтали при 850°, [c.208]

Как отмечалось выше, представляется маловероятным, чтобы температура солидуса сплава заданного состава точно отвечала температуре, при которой на его кривой охлаждения заканчивается остановка, возникшая при температуре ликвидуса, за исключением случая очень близкого приближения к равновесию в ходе эксперимента. Поэтому кривые солидуса лучше строить, снимая кривые нагревания сплавов, если для их исследования требуется применять метод термического анализа. [c.83]

Известны, конечно, диаграммы равновесия, на которых кривые ликвидуса и соледуса сближены около эвтектической точки, полученной точно по данным термического анализа. Однако в общем случае метод кривых охлаждения обычно не подходит для точного определения состава эвтектики, так ак первые остановки становятся нечеткими при приближении к эвтек- [c.130]

Если диаграмма состояния имеет вид, приведенный на фиг. 11,6, т. е. относится к перитектическому типу, то в равновесных условиях на кривых охлаждения ряда сплавов выявляется горизонтальная площадка, аналогичная площадке при температуре кристаллизации двойной эвтектики. Как отмечалось выше, перитекти-ческие реакции в реальных сплавах часто не доходят до конца поэтому на кривых охлаждения может наблюдаться только слабо выраженная площадка, которая переходит в участок замедленного охлаждения вследствие выделения из яшдкости кристаллов Р-твердого раствора. Температуру перитектической горизонтали можно установить методом отжига и закалки сплавов (см. ниже, разд. 10). Действительная перитектическая точка Р получается как точка пересечения перитектической горизонтали с кривой ликвидуса р-твердого раствора (фиг. 11, б) предполагается, что эту кривую ликвидуса можно определить по кривым охлаждения с четко выраженными верхними критическими точками. [c.81]

Перечисленные условия дают возможность фиксировать термические остановки в области температур до 1100° с точностью до +0,3°. Как будет показано в главе 13, эта степень точности обычно больше точности, с которой можно определять состав расплава в момент затвердевания. Конечно, самая высокая точность получается только при отсутствии переохлаждения. Когда имеется заметное переохлаждение, то необходимо продолжить определение термической остановки. В этом случае первую кривую, полученную с переохлаждением, можно использовать для приблизительного суждения о положении точки затвердевания сплава. Затем опыт повторяют в условиях, которые обеспечивают более энергичное перемешивание металла и уменьшение скорости охлаждения до 0,5 град/мин. Если это не устраняет переохлаждения, должен быть применен метод модификации расплава. Дл1я этого в верхней части ттигля должны быть предусмотрены отверстия, через которые опускаются небольшие крупинки твердого сплава твердые частички опускаются, когда температура будет выше ожидаемой точки ликвидуса на 1—2°. Введенные частицы служат зародышами, у поверхности которых начинается кристаллизация. В зависимости от того, будет ли температура сплава выше или ниже точки ликвидуса, образующиеся кристаллы твердой фазы могут растворяться или продолжать расти. [c.153]

Другой метод контроля, применимый для относитеЛ ЬНо стабильных сплавов, заключается в следующем. Расплавленный металл медленно охлаждают вместе с печью до температуры приблизительно на 30° выше предполагаемой точки ликвидуса. По достижении такой температуры тигель быстро удаляют из печи и маленькую порцию металла отл Ивают в изложницу после этого тигель сразу же возвращают в печь и продолжают снимать кривую охлаждения. На практике время между отливкой пробного слитка и точкой остановки может быть уменьшено до нескольких минут, и изменение состава за этот период весьма мало. Этот метод имеет преимущество, заключающееся в том, что слитки получаются такого же состава, какой был при снятии кривой охлаждения. Таким образом, одна и та же серия анализов может служить и для определения точек ликвидуса, и дл я изучения образцов, применяемых для исследований, связанных с процессом отжига. При отливке образцов для анализов необходимо следить, чтобы металл был хорошо перемешан. [c.155]

При исследовании сплавов, в которых одна составляющая очень летуча, кривую охлаждения можно записывать до тех пор, пока не определится остановка затем тигель (см. рис. 81) или закрытую трубу (см. рис. 82) удаляют из печи и быстро охл аждают. Таким путем можно значительно уменьшить изменение в составе после остановки. Этот метод дает возможность определить первую остановку, соответствующую точке ликвидуса, но не разрешает установить последующие критические точки. [c.156]

В общем случае описываемый метод является эффективным только после того, как с помощью серий кривых охлаждения приблизительно установлен тип диаграммы равновесия. Если сплав имеется в достаточном количестве и плотности твердой и жидкой фаз заметно отличаются, то метод дает хорошие результаты. Он был детально разработан рядом исследователей, и можно сослаться на статью Эдмундса [85] о линии ликв1ндуса сплавов на основе цинка с железом, медью и марганцем. В этой работе точки ликвидуса при соответствующей температуре определялись методом взятия пробы. Сначала сплавы медленно охлаждались от высокой до интересующей температуры, выдерживались при ней в течение длительного периода, после чего из середины жидкого сплава пипеткой, показанной на рис. 99, извлекали пробу. [c.184]

Для сплавов редких металлов, которые дают четкие остановки, объем слитков для снятия кривых охлаждения может быть уменьшен до 0,8—0,9 см ( 10 г меди). При этом надо иметь в виду, что проволока термопар и ее чехол должны быть достаточно тонкими, я скорость охл аждения необходимо поддерживать очень небольшой (1 град/мин). При работе в таком масштабе даже для сильно летучих металлов можно, тем не менее, комбинацией микроскопического и закалочного методов с приемлемой точностью получать точку ликвидус. Для этого сначал а приготовляют цилиндрический слиток небольших размеров и отжигают его до равновесия при соответствующей температуре ниже солидуса. Отожженный слиток разрезают на несколько небольших образцов, которые помещают в огнеупорный материал, нагревают до выбранных повышающихся температур и закаливают. Закаленные образцы исследуют под микроскопом. При благоприятных условиях легко установить различие между сплавами, которые при температуре закалки были жидкими, и неполностью расплавленными сплавами. [c.188]

На первый взгляд применение кривых нагрева для определения линии солидус кажется весьма заманчивым, однако на практике приходится прибегать ко многим предосторожностям, чтобы избежать получения неверных результатов. Из изложенного выше следует, что этот метод редко может быть применен для спл1авов, состоящих более чем из одной фазы, так как равновесный состав фаз в общем случае меняется с температурой и для получения равновесия скорость нагрева должна быть настолько малой, что применение термического анализа невозможно. Для двойных сплавов это неважно, так как двухфазные обл асти ограничены горизонтал1ями солидус, температура которых обычно устанавливается при помощи кривых охлаждения, снятых для определения линии ликвидус. Для тройных и более сложных сплавов такой метод не дает правильных результатов, и здесь более пригоден метод микроанализа. [c.201]

Точное установление поверхности ликвидус, конечно, ввдю-чает определение составов слитков, с которых снимались кривые охлаждения. Если компоненты тройной системы химически не активны и не летучи, то может быть применен метод синтетических составов (см. выше). Может быть также применен описанный выше метод, в отором небольшая часть расплава выливается в холодную форму незадолго перед тем, как достигается температура остановки. Этот метод имеет определенное преимущество, так как получающийся слиток имеет состав образца, с которого снята кривая охлаждения таким образом, может значительно уменьшиться число требующихся химических определений. Стоимость химических анализов при построении тройной диаграммы очень велика. Нужно сделать вое возможное, чтобы использовать данные одного анализа для нескольких целей. Если сплавы обладают повышенной химической активностью и не могут быть отлиты на воздухе, то можно для отбора небольших порций металла приспособить установку, показанную на рис. 36, а с оставшегося расплава снимать кривые охлаждения. [c.355]

Сплавы из двух компонентов, обладающих неограниченной растворимостью в жидком и твердом состояниях. Для характеристики этого типа сплавов рассмотрим сплавы системы Си—N1 (рис. 38) (никелевые бронзы). Диаграмма состояния сплавов этой системы построена подобно диаграмме системы РЬ—5Ь (экспериментально) при помощи термического метода. Чистые компоненты, взягые для сплавов, имеют по одной температурной остановке меди — ЮвЗ С (точка А), никеля—1452°С (точка В). Сплавы из этих компонентов кристаллизуются в некотором интервале температур и имеют на кривых охлаждения две критические точки а и 6 (кривая на рис. 38 справа). Площадок на кривых охлаждения сплавов этого типа нет. На основании найденных критических точек превращения строится диаграмма состояния. Верхняя линия диаграм.мы АСВ представляет собой точки начала кристаллизации сплавов — линию ликвидуса, а нижняя АВВ — точки конца кристаллизации, т. е. линию солидуса. При нагревании линия АЬв (солидус) показывает температуры начала, а линия АСВ (ликвидус) — конца плавления сплавов. [c.64]

По последним данным [1, 2], пределы растворимости РЬТе значительно же, чем указывается М. Хансеном и К. Андерко (см. т. II, рис. 603). В связи с этим в работе [3] заново исследовали пределы растворимости РЬТе, применяя микроскопический, рентгеновский и денситометр ический анализы, и обнаружили, что растворимость и РЬ, и Те в РЬТе меньше того предела, который может быть зафиксирован при использовании стандартных металловедческих методов. Интервал максимальной растворимости, по данным электрического анализа [4], составляет 49,994 5,013% (ат.) Те при 775° С. Составы жидкой и твердой фаз, полученные по результатам химического анализа приведенных в равновесие образцов, даны в табл. 37. Подтверждено [5] существование области гомогенности у РЬТе, но данные по растворимости противоречат рассмотренным выше [1—4] согласно [5, 6], ликвидус выше, чем по М. Хансену и К- Андерко (см. т. II, рис. 603). Анализ термических кривых охлаждения [7] также показывает, что при О— 50% (ат.) Те ликвидус находится выше, чем экстраполированная кривая у М. Хансена и К- Андерко (см. т. II). Авторы работы [7] на основе данных по отжигу утверждают, что РЬТе не растворяет РЬ. По [1], РЬТе плавится при 932,9 0,05° С и имеет состав, несколько приближенный к Те [50,002% (ат.) Те]. В работе [1] дан состав жидкости, находящейся в равновесии с твердым РЬТе при 923—924° С. Повышенная температура плавления РЬТе, сообщаемая в работе [ 1 ], вероятно, близка к истинной, так как соединение готовили из материалов 99,99%-НОЙ чистоты и принимали максимальные меры предосторожности против испарения. [c.319]

Вязкость — одно из важнейших структурно-чувствительных свойств расплавленного чугуна, зависящее от его состава, природы, характера обработки в жидком состоянии (перегрева, модифицирования, вакуумирования, наличия группировок и включений, физических методов воздействия и т. д.). Динамическая вязкость Т1 измеряется в пуазах (П), т. е. в г/(см-с), что равно 0,1 Па-с кинематическая вязкость v = t) гу — в стоксах (Ст), т. е. в см /с. Наиболее надежным методом определения вязкости является метод крутильных колебаний. С повышением температуры вследствие уменьшения размеров группировок и доли разупорядоченных зон понижается общая гетерогенность расплава и уменьшается динамическая вязкость т). При изменении т), как и других структурно-чувствительных свойств расплавов, в процессе нагрева и охлаждения часто наблюдается явление гистерезиса или ветвления кривых, характеризующих производимые измерения кривая температурной зависимости т) чугуна при охлаждении расплава располагается ниже, чем при нагреве, т. е. отмечается гистерезис вязкости (положительный или отрицательный), когда вязкость при охлаждении больше или меньше, чем при нагреве. В большинстве случаев при небольшом перегреве над ликвидусом (Ainep) отмечается отрицательный гистерезис это может быть связано с разрушением и переходом в раствор взвешенных частиц, с изменением характера межчастичного взаимодействия в расплаве, процессом сольватации и др. [c.19]

Определение углеродного эквивалента Сэ термографическим методом произг водится по кривой охлаждения чугуна, на которой фиксируются температуры ликвидуса ( л) и солидуса (У и по или интервалу Д инт = определяется Сэ. При этом в форму заливается 1 кг чугуна, температура которого замеряется прн помОщи малоинерционной (например, платинородий-платиновой) термопары. Кривая охлаждения чугуна фиксируется на диаграммной ленте- быстродействующего потенциометра, например, типа ЭПП-09 или КВТ-1 с быстрым пробегом кареткой всей Шкалы (примерно за 1,5 с) ошибка определения по шкале прибора не более 0,5°. Движение ленты происходит со скоростью около 1200 мм/ч, [c.229]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...