Фронт плавления

Для увеличения глубины проплавления без выплеска форма импульса должна быть такой, чтобы нагрев поверхности происходил очень быстро, а далее мощность импульса уменьшалась и оставалась постоянной на уровне, способном обеспечивать продвижение фронта плавления в глубь металла. [c.471]

В действительности фронт плавления отходит от передней кромки пластины вперед на расстояние которое по порядку величины равно [c.174]

Таким образом, в главном приближении силы X и X имеют порядок 1/ 7 и совпадают по величине (но противоположны по направлению). Их различие порядка р связано с отличием потока импульса жидкости в сечении слоя х = Ь от потока импульса твердой среды, подходящей к фронту плавления до этого сечения. Действительно, [c.181]

Решение поставленной неавтомодельной задачи достаточно сложно и может быть получено в конкретных случаях лишь численными методами. Поэтому ограничимся простым приближенным ее решением, позволяющим дать нижнюю оценку длины жидкого следа Для этого, во-первых, пренебрежем длиной возможного участка фронта плавления за задней кромкой пластины, о котором говорилось выше. Во-вторых, в общем потоке тепла, которое должно быть отведено в твердую фазу из области жидкого следа, равном сумме избыточного теплосодержания втекающей в след жидкости, тепла, выделяющегося [c.182]

В связи с проблемой защиты тел от разрушения в результате аэродинамического нагрева большой интерес приобрели задачи, учитывающие возможность фазовых переходов в твердом теле при его обтекании сверхзвуковым или высокотемпературным потоком газа. Для решения таких задач необходимо совместно исследовать уравнения движения в области пограничного слоя, в области, занятой жидкой фазой, и уравнение теплопроводности в твердом теле. Однако при достаточно большой теплоте плавления (сублимации) тела и малых значениях коэффициента его теплопроводности, когда большая часть подходящего к поверхности тепла расходуется на процесс изменения агрегатного состояния вещества, теплопроводность в твердом теле можно не рассматривать. В такой постановке ниже исследуется задача об оплавлении полубесконечной пластины в предположении, что отношение произведений плотности на коэффициент динамической вязкости в жидкой фазе и в газе является большой величиной. Полученное решение обобщается на случай отвода в тело части теплового потока, подходящего к фронту плавления. [c.350]

Предположим, что часть теплового потока, подводимого к фронту плавления, отводится в тело. Пусть пластина, на нижней поверхности которой поддерживается постоянная во времени температура Т х), имеет конечную толщину к(х), где у = к х) — уравнение нижней поверхности пластины, а ж, как и выше, отнесено к длине пластины I. [c.357]

С развитием процесса оплавления толщина пластины непрерывно изменяется. Рассматривая в формуле (4.5) толщину тела как функцию координаты X и времени t и приближенно считая, что фронт плавления, продвигаясь в тело, не деформируется, получим связь между координатой фронта г и временем [c.358]

После большого количества проходов распределение примеси в слитке достигает стационарного состояния, которое соответствует максимально достижимому в данных условиях разделению примеси. На этой стадии процесса прямой поток примеси, обусловленный оттеснением примеси на фронте кристаллизации, при всех значениях подавляется обратным потоком примеси, поступающей на фронте плавления из конечной переходной зоны при этом решающее значение имеет усреднение концентрации примеси в зоне за счет перемешивания. [c.173]

При 0,5<т)о<1,0 градиенты на фронте кристаллизации и на фронте плавления сохраняют постоянные значения, но величины осевых градиентов при плавлении и кристаллизации различны. [c.276]

Повышение эффективности сварки непрерывным излучением достигается за счет осциллирования сфокусированного лазерного излучения. В этом способе сфокусированный луч периодически заглубляется в сварочную ванну вследствие колебания фокальной плоскости относительно поверхности образца. Суть этого способа лазерной сварки состоит в том, что при увеличении скорости перемещения фронта плавления и испарения на передней стенке канала проплавления глубина проникания излучения в материал увеличивается. Повысить скорость перемещения фронта плавления и испарения можно увеличением плотности мощности на передней стенке канала. Однако при фиксированном положении фокуса относительно поверхности свариваемых деталей с углублением канала плотность мощности снижается по его высоте, за счет чего и уменьшается скорость перемещения фронта плавления и испарения в глубине канала. Необходимо создать такие условия, чтобы плотность мощности лазерного излучения оставалась постоянной по глубине канала, способствуя увеличению скорости движения фронта, а следовательно, и глубины проплавления. С этой целью [c.428]

Рис. 5.3. Расчетное положение фронта плавления как функция времени [5.7 1

Вычисления положения фронта плавления как функции времени для кремния, облучаемого в течение 60 не импульсом рубинового лазера с плотностью энергии 1,5 Дж/см , показаны на рис. 5.3, из которого видно, что фронт плавления достигает максимальной глубины 0,95 мкм в момент времени, чуть больший длительности импульса. После этого фронт плавления движется назад к поверхности, эпитаксиально рекристаллизуя материал. В жидкой фазе атомы примеси обладают очень высоким коэффициентом диффузии и поэтому имплантированные профили могут заметно измениться. Дпя бора в кремнии экспериментальные данные можно объяснить, если использовать коэффициент диффузии в жидкой фазе, равный (2,4 0,7) X X Ю см /с [5.8], и время диффузии 180 не. Эти параметры обеспечивают совпадение расчетных данных с экспериментальными (рис. 5.4) и однозначно подтверждают вывод о том, что расплывание имплантированных профилей во время импульсного лазерного отжига обусловлено обычным процессом диффузии в расплавленном состоянии. Холловские измерения и просвечивающая электронная микроскопия имплантированного материала, отожженного таким способом, показывают 100 %-ную электрическую активность примесей и отсутствие дефектов, по крайней мере при разрешении до [c.164]

При наличии термического переохлаждения АТ (рис. 12.9) выступы, образовавшиеся на меж-фазной поверхности, попадают в зону переохлаждения. Скорость их кристаллизации увеличивается, и они прорастают вперед. Плоский фронт теряет устойчивость, искривляется, на нем появляются ячеистые выступы. В момент выделения скрытой теплоты плавления процесс роста кристалла приостанавливается, возможно даже его оплавление. Кристаллизация приобретает прерывистый характер. [c.442]

Результаты статических испытаний [285, 336, 420] противоречивы для одинаковых материалов в различных исследованиях получено как повышение сопротивления с ростом гидростатического давления, так и его постоянство, что может быть связано с ограниченным диапазоном изменения давления, недостаточным для выяснения тенденции при слабом влиянии величины давления на сопротивление пластической деформации. Сопротивление материала сдвигу за фронтом интенсивных волн нагрузки исследовалось в ряде работ путем анализа процесса затухания волны нагрузки, вызванного действием догоняющей волны разгрузки [14, 187]. На основании этих исследований делается вывод о значительном влиянии сопротивления сдвигу за фронтом волны на процесс ее затухания. Сопротивление сдвигу растет с ростом интенсивности волны до некоторого ее предельного значения, соответствующего плавлению материала при сжатии, после чего понижается. [c.201]

Когда расплав имеет постоянный состав, то Ti и То постоянны, а скорость охлаждения пропорциональна h и обратно пропорциональна t. В двух из приведенных на рис. 2.6 методах—центробежной закалке и закалке на диске —жидкий расплав после плавления в тигле вытягивается из него, попадает на холодильник, перемещается по охлаждаемой поверхности холодильника, затвердевает и в виде ленты снимается с холодильника (рис. 2.8). Следовательно, процессы теплопередачи и распространения фронта затвердевания связаны между собой. При этом возможны два случая. [c.41]

В точке Г теплоотвод наибольший, значит, в жидком металле вблизи этой точки возникнет максимальное переохлаждение и, соответственно, кристаллит здесь будет расти с максимальной скоростью. Таким образом, скорость роста кристаллита по мере перемещения его вершины по фронту затвердевания возрастает от нуля до максимального значения. Но изменение этой скорости происходит немонотонно. Дело в том, что при затвердевании выделяется скрытая теплота кристаллизации, которая раньше была затрачена на разрыв связей между частицами твердого металла при его плавлении. Эта теплота уменьшает переохлаждение и наступает момент, когда рост кристаллита практически прекращается. Затем переохлаждение вновь увеличивается - кристаллит вновь начинает расти, ускоряясь. [c.26]

Форма сварочной ванны в продольном сечении также отличается от ее формы при дуговой сварке (рис. 125). На поверхности фронта кристаллизации имеется выступ, который делит ванну на две характерные части. Нижняя часть значительно заглублена и имеет малую протяженность в поперечном сечении, тогда как верхняя часть более широкая и вытянута вдоль шва. Отсюда очевидно, что при лазерной сварке имеют место два процесса проплавления металла. Первый процесс связан с образованием канала, как это было показано выше. Именно он обеспечивает эффект глубокого проплавления. Второй процесс - поверхностное плавление за счет теплопроводности свариваемого материала. Преимущественное развитие того или иного процесса зависит от режима сварки и определяет очертания сварочной ванны. [c.240]

Пусть движущаяся пластина имеет конечную длину X, которую примем за единицу длины. Возникший при обтекании пластины расплав образует за ней жидкий след (рис. 5), ограниченный с обеих сторон фронтами затвердевания. На некотором расстоянии за пластиной может все еще продолжаться плавление твердой фазы вследствие тепловыделения, обусловленного вязкой диссипацией в жидком слое. При некотором х = + X оба фрон- [c.182]

По величине AFg можно определить степень шероховатости грани растущего кристалла. Как показано, уменьшение разности энтропий кристалла и расплава приводит к увеличению степени шероховатости, а увеличение этой разности — к возникновению гладкой поверхности, где рост осуществляется по механизму образования двумерных зародышей. В металлах значения энтропии плавления мало, поэтому фронт кристаллизации должен иметь шероховатую поверхность. В органических веществах типа салола энтропия плавления велика и поверхность грани растущего кристалла должна быть гладкой. [c.62]

В. Т. Борисов с сотрудниками исследовали влияние переохлаждения перед фронтом кристаллизации эвтектических сплавов на скорость роста кристаллов. Значительные переохлаждения (- 12°С) на фронте кристаллизации наблюдаются в сплаве Sn—Bi. В сплаве Sn—Zn переохлаждение в два—три раза меньше. Скорость роста кристаллов в обоих сплавах увеличивается с повышением степени переохлаждения на фронте кристаллизации. Анализируя полученные результаты, авторы считают, что в исследуемых сплавах осуществляется нормальный механизм роста, связанный с большой плотностью точек роста на грани растущего кристалла. В. Т. Борисов [73, с. 30—38] рассматривает нормальный механизм роста, скорость которого определяется флуктуационной частью плотности точек роста, характеризующей интенсивность обмена атомами между сосуществующими фазами. Плотность точек роста характеризуется вероятностью возникновения за счет флуктуаций локального разрыхления грани кристалла, стимулирующего переход атомов из жидкого в твердое состояние. В работе [70, с. 26—33] В. Т. Борисов предложил модифицированную формулу скорости роста, в которую ввел координационное число для жидкости. При этом он утверждает, что предложенная формула позволяет количественно описать нормальный механизм роста металлических кристаллов, поскольку они имеют малую вязкость и небольшую теплоту плавления. Вещества с высокой вязкостью типа салола кристаллизуются по механизму образования двумерных зародышей на грани растущего кристалла. [c.63]

При растворимости взаимодействующих металлов фронт контактного плавления плоский, диффузии по границам зерен и в объеме зерна мало различаются. [c.161]

При отсутствии растворения контактное плавление происходит преимущественно по границам зерен, что приводит к их размыванию и образованию ячеистого фронта кристаллизации. [c.161]

Плоские пластины из прозрачного диэлектрика часто применяют как френелевские отражатели для отделения части пучка. Обычно в видимой и ближней инфракрасной областях спектра пользуются стеклом и плавленым кварцем, а в инфракрасной области — германием. Для проведения точных измерений пластинки должны быть гладкими, чрезвычайно плоскими и иметь пренебрежимо малый клин, чтобы не искажать кривизну волнового фронта. Так как френелевское отражение происходит на диэлектрической поверхности, разделительная пластинка должна быть ориентирована так, чтобы отраженный свет не попадал в резонатор лазера. Кроме того, если желательно получить отраженный луч хорошего качества, то, как показано ниже, должны быть известны угол между направлением распространения пучка и пластинкой и поляризация. [c.21]

Изучение разбавленных растворов различных металлов в натрии или калии [464] показало, что эвтектический сплав можно разделить на составные элементы с помощью электропереноса если температура близка к линии ликвидус, первые концентрационные изменения свидетельствуют о начале затвердевания у электродов. Два эти затвердевающих фронта будут затем разрастаться по направлению друг к другу. Таким образом, в дополнение к основному его значению электроперенос может помочь регулировать рост кристаллов из сплава или стимулировать плавление при получении монокристаллов и регулировать движение расплавленной зоны по твердому стержню при зонной очистке. В общих случаях ток, проходя между твердым веществом и жидкостью, может управлять концентрацией примесей при условии, что они подвержены переносу [360, 361, 465, 466]. Этот аспект проблемы изучается в нескольких лабораториях, в том числе и в лаборатории Бирмингемского университета. [c.147]

Рассмотрим плоский процесс кристаллизации. При сварке в пределах сварочной ванны (рис. 12.15) одновременно осуществляются два процесса плавление (NOiN — фронт плавления) и кристаллизация (NMN — фронт кристаллизации). Сварочная ванна и связанная с ней изотерма кристаллизации перемещаются вдоль оси шва со скоростью сварки. [c.448]

Таким образом, сила сварочного тока и напряжение дуги оказывают противоположное действие на форму шва. Поэтому для получения шва оптимальной формы увеличение силы сварочного тока при увеличении толш ины свариваемого изделия должно обязательно сопровождаться соответствующим повышением напряжения дуги. С увеличением скорости сварки столб дуги отклоняется в сторону, противоположную направлению сварки, из-под дуги вытесняется больше жидкого металла и толщина его слоя уменьшается. Жидкий металл под дугой имеет высокое термическое сопротивление и препятствует поступлению теплоты от дуги к нерасплавленному металлу. Поэтому при возрастании скорости сварки вначале наблюдается увеличение глубины проплавления, затем при дальнейшем увеличении скорости сварки влияние уменьшения погонной энергии (количество энергии на единицу длины шва) становится преобладающим, в результате глубина провара и площадь сечения шва уменьшаются. С увеличением скорости сварки уменьшаются остальные размеры шва, включая его ширину (рис. 77). Уменьшается также расстояние / от электрода до фронта плавления. [c.144]

Рассмотрим теперь симметричное движение клина сквозь плавящуюся среду (эта задача рассматривалась в [5] методом интегральных соотношений). Поместим начало координат в вершину клина и примем, что начальная толщина слоя расплава у вершины клина равна нулю, т.е. будем считать, что отход Ьр фронта плавления вперед от вершины клина, по порядку равный Ту — Т )/(psVhf), пренебрежимо мал по сравнению с длиной стенки клина Ь [1]. [c.194]

Форма фронта плавления описывается вторым выражениим (1.18) с хо = = О и представлена нижней кривой на рис. 2. [c.194]

Лазерно-индуцированное плавление. Движение фронта расплава. При достижении на поверхности твердого вещества температуры плавления начинается процесс изменения его агрегатного состояния. В глубь вещества (для определенности будем говорить о кристалле) распространяется фронт плавления — граница раздела жидкой и твердой фаз. [c.170]

Термическая диссоциация вещества, а также химические реакции, протекающие в расплаве, могут приводить к нарушению его стехиометрического состава, что способствует возникновению в монокриста.лле многочисленных дефектов. Так, плавление оксида алюминия при нормальном давлении сопровождается диссоциацией с образованием ионов А10 , А12О3, АЮТ, А ", 0 . В силу относительно высокой упругости паров продуктов термической диссоциации расплав насыщается газовыми включениями, скапливающимися на фронте кристаллизации и существенно влияющими на кинетику роста монокристаллов и их качество. [c.52]

Благодаря сочетанию в ИПХТ-М холодной металлической поверхности тигля, периферийного индукционного нагрева и возможности электромагнитного обжатия металла в виде выпуклого мениска эти печи обладают следующими положительными свойствами (см., например, [47]) отсутствие эагрязнения расплава материалом тигля возможность одновременного расплавления всей шихты, загруженной в тигель, и выдержки полученного расплава при заданной температуре в течение необходимого времени наличие интенсивного электромагнитного перемешивания жидкого металла без дополнительных специальных устройств, что позволяет получить расплав, равномерный по химическому составу и температуре возможность плавки любых шихтовых материалов (куски, порошок, чешуйка, губка, стружка и т.п.) без предварительного приготовления из них электродов возможность управления формой фронта кристаллизации и структурой затвердевающего слитка наличие развитой свободной поверхности расплава (за счет электромагнитного отжатия от стенок тигля), что позволяет интенсифицировать рафинировочные процессы возможность электромагнитного утяжеления мелких добавок, что позволяет получать сложнолегированные сплавы с большим содержанием компонентов (до 50% по массе), сильно отличающихся друг от друга температурой плавления, плотностью и упругостью паров возможность работать с любой контролируемой атмосферой при любом давлении и др. [c.54]

Для выращивания с электромагнитным формообразованием плоских лент необходимо преодолеть в зоне фронта кристаллизации стягивающее влияние сил поверхностного натяжения. Для этого используют специальные индукторы с двумя витками, включенными встречно, причем один из витков охватьшает второй снаружи. Внутренняя (рабочая) кромка внутреннего витка имеет форму, аналогичную контуру гантели. При этом ЭМС минимальны на кромках формируемой пластины и максимальны на ее плоских гранях, что препятствует "стягиванию расплава в цилиндр. Плавление верхушки пьедестала, как и при выращивании цилиндрических прутков, осуществляется магнитным полем индуктора, используемого для формирования профиля кристалла [75]. [c.112]

При пайке с флюсом Прима П1 в печи, нагретой на 70 и 110° С выше температуры плавления припоя было обнаружено понижение температуры смачивания меди припоем П0С61 и оловом ниже их автономного плавления температура начала смачивания меди припоем П0С61 была 177° С, а оловом — 222° С. Сразу же после начала смачивания наступило резкое уменьшение контактного угла с 01 до значения з и растекание припоя. Во всех случаях растекание припоев П0С61 и олова происходило с образованием перед их фронтом блестящей каймы после легкоплавкой фазы со значительно меньшим контактным углом смачивания, чем у припоя. Перед фронтом каймы после пайки был обнаружен темный ореол. По данным рентгеноструктурного анализа порошка, снятого с блестящей каймы (в медном /Са-излучении), она содержит Sn, РЬ, 2п. Темный ореол состоит из олова и свинца. Смачивание и растекание свинца на меди с флюсами Прима II и Прима III в печи, нагретой до температуры на 70° С, превышающей температуру плавления свинца, происходило сразу же после достижения температур его автономного плавления (см. рис. 2). [c.83]

В частности, у котла ТКЗ, спроектированного для работы на пыли донецкого антрацитового штыба (котел типа ТПП-110), ширина фронта каждого корпуса (в свету) составляет И2 270 мм (рис. 2-За) Топка этого котла выполнена с пережимом. Часть топки ниже пережима (предтопок) играет роль камеры плавления. Из предтопков через летки вытекает жидкий шлак. На фронтовой и задней стенах обоих тредтопков устанавливаются 24 пылеугольные горелки 12 сбросных горелок размещаются на потолочных фронтовых участках предтопков. [c.91]

Темп-ра и концентрация примеси на фронте К. из расплава флуктуируют из-за конвекции расплава и вращения кристалла и тигля в обычно слегка несимметричном тепловом поле. Соответствующие положения фронта К. отпечатываются в кристалле в виде полос (зонар-ное строение, рис. 16). Флуктуации темн-ры могут быть столь сильны, что рост кристалла сменяется плавлением и ср. скорость оказывается на порядок меньше мгновенной, Интенсивпость конвекции и амплитуда полосчатости уменьшаются при выращивании кристаллов в невесомости. [c.501]

Трудности, возникающие при разработке процессов направленной кри-сталлизащш эвтектик из тугоплавких оксидов, обусловлены как свойствами материалов (их хрупкостью, высокой температурой плавления и др.), так и технологическими особенностями процесса (низкая скорость перемещения фронта направленной кристаллизации — ц = 2,8 10 м/с, необходимость создания и длительного обеспечения высоких осевых температурных градиентов, сложности с выбором материала контейнера). Использование направленно-кристаллизованных эвтектик делает возможным повышение рабочей температуры деталей на 30—80 С, а длительной щючности—на 40% и более. [c.371]

На рис. 6.14 в координатах У , 01 нанесены экспериментальные точки из работ [3, 6, 43] и зависимост] Уд(01) (штриховая линия), вычисленная по приведенной зависимости 02(01). Экспериментальные точки из работ [3, 6] скорректированы в соответствии с уточненными в настоящей работе значениями коэффициента Пуассона х. Как видно, имеется расхождение экспериментальных результатов, которое может быть объяснено различной точностью определения значения Уд различными экспериментальными методами и их неадекватностью. Как показано в работе [44], использованная в [3, 6] расчетная модель Морланда некорректна и может дать результаты, отличающиеся от рассчитанных. По этой причине усредненная зависимость динамического предела текучести Уд от напряжения 01 на фронте ударной волны (см. рис. 6.14) нодит приближенный характер. Тем не менее расположение экспериментальных тЬчек таково, что величина У имеет максимум, положение которого по оси 01 достигается задолго до состояния плавления на фронте ударной волны. [c.205]

Зависимости упругой Сь и объемной Св. скоростей звука от напряжения 0[ на фронте ударной волны имеют плавную форму. Вычисленная по зависимостям Сь(о1) и Св(о1) (рис. 6.19) функция м.(0[) вдоль ударной адиабаты нанесена на рис 6.18. Функция р(а1) принята единой для А1 и его сплавов. Значительное количество экспериментальных точек позволяет проследить зависимость коэффициента Пуассона от напряжения 0[ на ударной волне вплоть до начала плавления. В области напряжений до О = 110—120 ГПа ц(о1) оказывается елабовозрастающей функцией Оь Выше этой области значений о коэффициент Пуассона быстро растет, достигая своего естественного значения р = 0.5 в состоянии полного плавления. [c.210]

В случае образования жидкой фазы по границам зерен контактирующих металлов отдельные зерна как бы постепенно оплавляются, при этом жидкая фаза может иметь выход в форме клина, внедренного в массу растворенного металла. Подобное явление в системе медь — серебро наблюдается при температуре, близкой к температуре плавления серебра. При эвтектической температуре контактное плавление распространяется сравнительно равномерным фронтом. С повышением температуры контактного плавления увеличивается растворимость взаимодействующих металлов в первоначально образовавшемся расплаве, в результате чего при кристаллизации избыточное против эвтектического содержание компонента выделяется в виде дендритов в зоне сплавления или в виде прикристаллизованного слоя к основному металлу (рис. 75,6 и е). Если температура в процессе контактного плавления сохранялась эвтектической, то после кристаллизации в зоне сплавления избыточное количество компонента не выделяется (рис. 75, а). [c.154]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...