Сплавы приготовление

Для выяснения влияния чистоты металла была исследована вторая группа сплавов, приготовленных на основе менее чистого ванадия (содержание примесей внедрения 3500—4000 анм, содержание А1, Fe, Si такое же, как в чистых сплавах) и выплавленных в дуговой печи. Состав опытных сплавов второй группы и технологические параметры их обработки приведены в табл. 4. [c.11]

Заготовки и детали из хрома и его сплавов, приготовленные методами порошковой металлургии, по механическим свойствам, особенно пластичности при 20— 800° С, все еще уступают выплавленному металлу. [c.423]

После окончательного высокотемпературного спекания изделия приобретают свойства твердого сплава. Свойства сплава, изготовленного из пластифицированного полуфабриката, не отличаются от свойств сплава, приготовленного обычным путем. [c.698]

Диаграмма состояния Gd—Mo построена на основании данных рентгеновского, микроструктурного и термического анализов сплавов, приготовленных из Gd и Мо чистотой 99,95 % (по массе) [1]..Диаграмма согласуется с данными более ранних работ об отсутствии в системе промежуточных фаз [2] и низкой [<0,1 % (по массе)] растворимости Gd в Мо [Э, Ш]. [c.701]

В противоположность однофазным сплавам приготовление и термическая обработка опилок многофазных сплавов связаны со многими трудностями, которых часто не принимают во внимание. Очевидно всегда желательно в результате предварительной обработки уничтожить в многофазном сплаве эффект ликвации. После гомогенизации спл ав тем не менее содержит две и более фазы, что может при опиловке привести к образованию частиц, состоящих только из одной фазы или из обеих фаз вместе. Размеры частиц дл Я разных фаз могут сильно отличаться, и при просеивании соотношение фаз окажется сильно измененным это явление наблюдали многие исследователи. Следует подчеркнуть, что если многофазный сплав был опилен и просеян, совершенно неправильно предполагать, что [c.264]

Позднее было проведено сравнительное исследование [6] сплавов, приготовленных с помощью ЭШП и ВДП. Оказалось, что характеристики длительной прочности (особенно при высоких напряжениях) сплавов ММ-302, ММ-509 и Х-45 несколько лучше после ЭШП. Значительных изменений в микроструктуре сплавов или в характеристиках неметаллических включений не обнаружили, хотя химический анализ указывал на небольшое снижение концентраций S и Р после ЭШП. [c.179]

По данным анализов и замеров, проводимых согласно принятой схеме контроля технологических параметров и процесса производства, осуществляют корректировку электролита и анодного сплава. Приготовленный в ванне-матке электролит заливают в рафинировочный электролизер при помощи специального графитового стакана, опускаемого в электролит через слой катодного алюминия и имеющего отверстия в боковой поверхности. Анодный сплав заливают в электролизер для восполнения потерь меди таким же способом, как и алюминий-сырец для рафинирования. [c.364]

Последовательность операций при ремонте пил заключается в следующем подготовка полотен пил к ремонту, подготовка к пайке пластинок из твердого сплава, приготовление припоя и флюса, пайка пластинок, контроль качества ремонта, шлифование и заточка зубьев, балансировка и испытание пил на разрыв. [c.337]

Как уже отмечалось в гл. I, по своему фазовому составу некоторые из этих сплавов существенно отличаются от сплавов, приготовленных термическим методом, как, например, Аи—Си, а это в свою очередь влияет на их свойства. Сплавы золота с медью и никелем применяются для защитно-декоративных целей в ювелирной технике и в часовой промышленности, а также для покрытия контактов в приборостроении. Сплавы золота с серебром применяются не только для декоративной отделки изделий, но и в производстве печатных схем, а сплавы золота с сурьмой при изготовлении транзисторов. [c.288]

Диаграмма состояния А1—Се в части, богатой Се [50—100% (ат.) Се], исследована в работе [1] термическим и рентгеновским анализами сплавов, приготовленных из Се чистотой 99%. В случае нелегированного Се наблюдается термическая остановка (превращение В настоящее время установлено, что соедине- [c.50]

BOB, приготовленных из AI чистотой 99,99 и 99,5% сплавы плавили в тиглях из Та или окиси иттрия. В работе [3] пользовались методами термического и микроскопического анализа сплавов, приготовленных только из Y чистотой 96%. [c.87]

Прежде чем строить диаграмму состояния Аз—Мп, необходимо повторно построить кривые ликвидуса и солидуса для сплавов, приготовленных с использованием Мп высокой чистоты. Фазовые равновесия, главным образом в твердом состоянии, в значительной степени изучены в работах [1, 2], в которых сплавы готовили на основе Мп чистотой соответственно 99,15% [1] и 99,9% [2]. Диаграмма состояния Аз—Мп (рис. 35) взята у М. Хансена и К. Андерко (см. т. I, рис. 99), но в нее внесены дополнения в соответствии с данными работ [1, 2]. [c.99]

Диаграмма состояния Аи—Rh (рис. 48) построена методами термического и микроскопического анализов, измерением электрического сопротивления, микротвердости и т. э. д. с. 16 сплавов, приготовленных из очищенных Аи и НЬ [1]. Ограниченная растворимость компонентов в жидком состоянии наблюдается в интервале концентраций 17,5—70% (ат.) [10—55% (по массе) РЬ при температурах выше 1885° С [2]. Результаты работы [1] совпадают с данными предыдущих исследователей в том, что в системе. Аи—РЬ соединения не образуются. [c.125]

Диаграмма состояния Ве—ТЬ (рис. 85) построена методами микроскопического, рентгеновского и термического анализов, а также измерением твердости сплавов, приготовленных из ТЬ и Ве чистотой соответственно 99,7 и 99,3% [1]. [c.196]

Ориентировочная диаграмма состояния Ве—Т1 (рис. 86) построена в работе [1 ]. методами рентгеновского и оптического термического анализа сплавов, приготовленных из Т1 чистотой 99,5% н менее чистого Ве (98,5 п). Приводятся значения [c.197]

Фазовые равновесия в системе В1—Се повторно исследованы в интервале концентраций 76—100 о (ат.) В1 методами тер.мического и. металлографического анализов сплавов, приготовленных из В и Се чистотой соответственно 99,99 и 99, 9% [1]. [c.202]

Диаграмма состояния В1—Са, приведенная на рис. 94, построена в работе [1 ] по результатам дифференциально-термического анализа сплавов, приготовленных из В1 и Оа чистотой соответственно 99,95 и 99,999%. Более старые данные М. Хансена и К. Андерко (см. т. I [1]) в основном согласуются с данными работы [1]. В работе [1] вычислены эвтектическая температура (29,48" С) и состав эвтектики 99,78% (ат.) Оа. [c.206]

Растворимость С в жидком Ni определена химическим анализом сплавов, приготовленных из электролитического Ni высокой чистоты [3] [c.251]

Часть системы, богатая Ti, повторно изучена в работе [3] металлографическим и термическим анализами сплавов, приготовленных из Ti чистотой 99,0 и 99,5%. Несмотря на то, что в этой работе подтверждается перитектическая реакция, учитывая разброс данных и чистоту используемого Ti, предпочтение следует отдать данным работы [1], в которой было установлено эвтектическое превращение. В то же время металлографические наблюдения [3] подтверждают существование перитектоидной реакции + Ti a, причем приведенные значения раствори-, мости С в а- и -Ti хорошо соответствуют данным М. Хансена и К. Андерко (см. т. I, рис. 217). В работе [4] сообщается без экспериментальных доказательств [c.260]

Сплав, приготовленный преимущеспвенно из металлических элементов и обладающий металлическими свойствами, называется металлическим сплавом. [c.97]

Сплав, приготовленный преимущественно из металлических элементов и обладающий метяп,пическими свойствами, называют металтщтеским сплавом Металлические сплавы можно также получать методами порошковой металлургии, диффузией, осаждением нескольких элементов на катоде при электролизе водных растворов. [c.30]

Исследования [1] вьшолнены во всем интервале концентраций на сплавах, приготовленных в вакуумной дуговой печи в атмосфере высокой чистоты из Nb чистотой 99,9 % (по массе) и Со электролитического чистотой 99,9 % (по массе). Сплавы подвергали гомогенизирующему отжигу в вакуумной печи и вакуумированных кварцевых ампулах. [c.51]

Диаграмма состояния Ge—V (рис. 438) исследовалась двумя группами ученых [1, 2]. В работе [1] сплавы, приготовленные из moi o-кристаллического Ge и V, переплавленного электронным пучком и имеющего чистоту 99,85 % (по массе), исследовали методами мик-роструктурного, рентгеновского, термического анализов, измерением микротвердости и температуры сверхпроводящего перехода. [c.816]

Диаграмма состояния Sn-U приведена на рис. 611 по данным работы [1]. В системе образуются соединения SnjU, Зп из, SnjUj. Обзор более ранних результатов дан в работах Х, Ш] на основе исследования сплавов, приготовленных из Sn и U чистотой более 99,9 % (по массе), методами металлографического, рентгенографического и термического анализов. [c.333]

При изготовлении опилок нужно принимать меры пред-осторожности, чтобы не загрязнить их вредными примесями в виде сажи, пыли и т. д. Так, Юм-Розери и Рейнольдс [147] нашли, что опилки бинарных серебряных сплавов, приготовленные в лаборатории для обычных металлургических исследований, по данным анализа, содержат в сумме от 99,8 до 100% обоих металлов однако сведений такого рода опубли ковано очень мало. Опилки должны быть собраны по возмож ности на совок из глянцевой бумаги (обычная бумага содер жит много ломких волокон, которые могут загрязнить опилки) Затем для удаления жира партия опилок должна быть про мыта в четыреххлористом углероде, в котором ввиду его ма лого удельного веса всплывает большинство волокон и пыли эти загрязнения могут быть удалены сцеживанием. Такой про цесс должен быть повторен раз или два, после чего опилки несколько раз промывают в спирте для удаления четыреххлористого углерода, а затем в эфире. Далее опилки сушат в зависимости от природы сплава легким подогревом или откачкой в вакууме. Юм-Розери и Рейнольдс нашли, что после такой обработки аналитическая сумма элементов возросла до Q9,90—99,98%. Эти цифры показывают необходимость проведения анализа опилок на все металлические составляющие. Влияние загрязнений в зависимости от системы очень меняется, и в этом вопросе нельзя установить общие прав1ИЛ а. Так, в сплавах меди и серебра углеродистая пыль, повидимому, мало влияет на периоды решетки, но в некоторых железных сплавах она может перевести часть опилок в аустенитное состояние. [c.264]

Исследования проведены на алюминиево-кремниевом сплаве АЛ2 при литье корпуса с чистовой массой 5,8 кг — сложной фасонной отливки ответственного назначения. Сплав готовили в электрической печи сопротивления САТ-0,25, переливали его в раздаточную печь ВЗО, где проводили сначала рафинирование с последующим модифицированием по серийной технологии (1,5 % тройного натрийсодержащего модификатора) и затем заливку деталей. По другому варианту сплав модифицировали 0,8...0,9 % тройного модификатора, затем в заливную ложку отбирали дозу расплава для одной заливки и в объеме модифицирующего прутка вводили в него 0,05...0,08 % НП В4С. Анализ результатов определения механических свойств показал, что за счет дополнительного введения НП В4С предел прочности ст повы-щается по сравнению с обычной технологией с 221 до 231 МПа (на 4,3 %), твердость НВ — с 617 до 628 МПа (в 1,8 раза) и относительное удлинение 5 — с 2,9 до 10,5 % (в 3,6 раза). Микроструктура в обоих случаях являлась типичной для модифицированного силумина, в котором эвтектика представляет собой конгломерат тонко измельченных фаз. В случае обработки расплава только тройным модификатором средняя длина ветвей дендритов а-твердого раствора составляла около 90 мкм, а при двойном модифицировании она уменьщилась до 35 мкм. При модифицировании тройным модификатором микроструктура характеризуется столбчатым строением, а при дополнительном введении в расплав НП В4С формируется однородная измельченная структура. Очевидно, что повышение механических свойств сплава при модифицировании НП В4С связано с измельчением его микро- и макроструктуры. Высокий уровень свойств (а 3 = 204 МПа, 5 = 5,2 %, НВ = 592,5 МПа) был получен при модифицировании только В4С. При этом макрозерно оказалось в 8 раз мельче (0,5...0,8 мм2), у сплава, приготовленного по обычной технологии. [c.279]

Фазовые равновесия в системе А1—В были повторно исследованы в работе [1] методом термического анализа (с помощью бесконтактного термического датчика) изучались сплавы, приготовленные из А1 и В чистотой соответственно 99,99 и 99,5% в тиглях из А12О3 или ВеО. Диаграмма состояния (рис. 13) построена по данным работы [1] с учетом результатов работы [2] относительно эвтектики в сплавах, богатых А1. [c.46]

Повторно [1] определена растворимость Li в Al в твердом состоянии методом микроскопического анализа сплавов, приготовленных из металлов высокой чистоты. С)тжиг сплавов при температурах в интервале от 100 до 575° С с шагом в 25 град показывает, что растворимость Li в А1 имеет меньшие значения, чем сообщалось ранее максимальная растворимость (экстраполированное значение) при эвтектической температуре ( 600° С) составляет 4,6% (ат.) [4,2% (по массе)] Li. Растворимость равна 10,1 6,4 3,9 и 1,8% (ат.) при соответственно 500, 400, 300 и 200° С. В литом сплаве, содержащем 4,2% (по массе) Li, наблюдали эвтектику по границам зерен, что подтверждает результаты исследования отожженных сплавов. [c.62]

При исследовании сплавов, приготовленных методом взаимной диффузии порошков элементов, в работе [1] установлено существование по крайней мере двух промежуточных фаз УзАз и УАз. Говорится также о существовании третьей фазы в области концентраций около 33% (ат.) Аз. но она, однако, еще не идентифицирована. [c.106]

В работе 22] систс.му В—С исследовали методами дифференциально-термического, рентгеновского и микроскопического анализов сплавов, приготовленных на основе. В чистотой 98,9 о в работе [23] использовали рентгеновский метод определения периода решетки, микроскопический анализ и измерение температуры начала плавления сплавов, приготовленных на основе В чистотой по меньшей мере 99,6 о. Работа [23] полностью документально подтверждена, тогда как работа [22] не оформлена совсем или слабо документирована. Диаграмма состояния В—С, построенная в работе [23], показана на рис. 55. Данные работ [22, 23] согласуются в том, что в этой систе.ме имеется только один карбид, который плавится конгруэнтно и с графитом образует эвтектику хорошо согласуются относительно нонвариантных превращений богатая В эвтектика плавится при температуре 2080 20 С [22] или 2075 С [23] (В4С) плавится конгруэнтно при 2470 20° С и содержит 20 о (ат.) С [22] или при 2450° С и 18,5% (ат.) С [c.137]

Часть диаграммы состояния В—N1 (рис. 61) повторно построена в работе [1 ] по данны.м тер.мического и микроскопического анализов сплавов, приготовленных из N1 и В чистотой соответственно 99,99 и 98,9% взаи.мную растворимость компонентов в твердом состоянии определяли микроскопическим, методом и анализом кривых изменения концентрации при диффузии. Диаграмма состоя- [c.152]

На основе дифференпиалыю-термического анализа сплавов, приготовленных из Ве и Си чистотой соответственно 99.6 и 99,96 о, в работе [1 ] пересмотрена диаграмма состояния Ве—Си в интервале концентраций О—15% (ат.) Си (рис. 78). Обнаружено, что высокотемпературная [c.183]

Фазовые равновесия в системе В1—К повторно исследованы методом термического анализа сплавов, приготовленных из дистиллированного К и В1 высокой чистоты плавкой в тиглях из А12О3 в атмосфере Аг [1 ]. При исследовании особое [c.209]

Диаграмма состояния Bi—Pt (рис. 98) построена методами термического и. микроскопического анализов сплавов, приготовленных из химически чистых материалов [1 . Подтверждено существование известных соединений BiaPt и BiPt [c.215]

Диаграмма состояния С—Li (рис. 111) построена в работе [1] методами термического и рентгеновского анализов 28 сплавов, приготовленных в интервале концентраци О—50% (ат.) С. В изученной части диаграммы состояния обнаружена одна промежуточная фаза, обозначенная Ы С . Существование этой фазы отмечалось в более ранней работе [2]. В работе [2] также предполагается существование Li i, но в работе [1] признаков этой фазы не обнаружили. Согласно работе [1], соединение Li полиморфно термический анализ (остановки) и рентгенограммы, снятые с порошков, показывают отклонения от обычного хода кривых при температурах 410, 440 и 560° С. Между Li и Lij j имеется эвтектика, которая плавится при температуре 165° С и содержит [c.243]

Область существования фазы УгС, установленная в работе [1], составляет 29,1—33,9 (ат.) С, при этом периоды гексагональной решетки УзС с увеличением содержания С изменяются следующим образом а = 2,876- 2,900 А, с = 4,555- -- 4,581 А. Много данных получено о кубической фазе примерно эквиатомного состава, существующей в данной системе. Область гомогенности фазы УС, по данным [1], 38,8—50% (ат.) С, при этом период решетки увеличивается от 4,158 до 4,168 А. Фаза с решеткой г. д. к. имеет область гомогенности от —37,5 до 38,6 % (ат.) С, период решетки возрастает с 4,121 до 4,138 А [1 ]. Сообщается о наличии двух максимально плотноупакованных фаз с кубической решеткой в сплавах, приготовленных из У, содержащего <0,04% (ат.) О, и спектрально чистого С [5]. Методами рентгеноструктурного анализа и измерением плотности было изучено 17 порошковых сплавов, содержащих от 33,42 до 59,4% (ат.) С [5]. Показано, что первая кубическая фаза существует в интервале концентраций 38,6—44,1% (ат.) С, ее период меняется от 4,125 (бедная С) до 4,141 А (богатая С). Вторая фаза неожиданно появляется при 44,1% (ат.) С и существует до 47,9% (ат.), ее период при этом меняется от 4,154 (бедная С) до 4,166 А (богатая С). Двухфазная структура в образцах не была обнаружена. В работе [5] доказывается, что фаза УС может образовываться при содержанни в сплаве более 47,9% (ат.) С, однако в этом случае при охлаждении она быстро распадается. Близость указанных двух фаз и схожесть их кристаллических структур свидетельствует скорее о некоторого рода перестройке решетки в узком интервале концентраций, чем о возникновении новой фазы. Период УС эквиатомного состава, по данным работы [6], равен 4,155 А. [c.264]

Диаграмма, приведенная на рис. 121, построена но данным дифференциального термического анализа и изучения равновесий и рентгеноструктурных исследований сплавов, приготовленных из очищенного Са (99,94%) и очень чистого Н, полученного термическим разложением иНз [1 ]. Н энергично растворяется в высокотемпературной (о. ц. к.) модификации Са и незначительно — в низкотемпера- [c.268]

Угол диаграммы со стороны Са [96,5—100% (по массе) ] изучен в работе [I] методами высокотемпературной рентгенографии и дифференциального термического анализа сплавов, приготовленных из 99,9%-НОГО Mg и 99,8%-ного Са (рис. 124). Эвтектическая температура 456° С предпочтительней температурь 445°С, приведенной М. Хансеном и К. Андерко (см. т. I, рис. 227). В работе [I ] определена также растворимость Mg в твердом состоянии в трех аллотропических модификациях Са однако следует подчеркнуть, что гексагональная плотноупако-ванная модификация Са, возможно, не существует (см. систему Са—Н). [c.272]

В работе [1] система изучена вновь с помошью термического, металлографи ческого, дилатометрического и рентгеноструктурного анализов 34 сплавов приготовленных из 99,999%-ного 1п и очищенного дистилляцией d. Исправлен пая диаграмма приведена на рис. 130. [c.282]

Фазовая диаграмма изучена вновь в работе [1 ] с использованием сплавов, приготовленных из 99,999% -ной Си и 99,0- и 99,5%-ного Се. Число и характер превращений, наблюдавшихся авторами работы [1], совпадает с данными, приведенными ранее (см. [c.295]

Равновесия для сплавов, богатых Се, изучены вновь в работе [1 ] с помощью термического анализа сплавов, приготовленных из 99%-ного Се и Ее спектральной чистоты. Полученная в работе [1] диаграмма (рис, 137) существенно отличается от приведенной ранее М, Хансеном и К, Андерко (см, т, I [1), рис. 259), для построения которой применяли Се чистотой 95,6%, Различия эти для сплавов с большим количеством Се столь значительны, что приводят к мысли о необходимости нового исследования всей системы с использованием высокочистого Се, [c.296]

Смотреть страницы где упоминается термин Сплавы приготовление : [c.107] [c.229] [c.87] [c.134] [c.337] [c.67] [c.142] [c.186] [c.242] [c.287]

Физика низких температур (1956) -- [ c.184 ]

ПОИСК

Для приготовления магниевых сплаво

Закономерности изменения коэффициента линейного расширения и механических свойств от химического состава и метода приготовления сплавов

Металлургические основы приготовления литейных сплавов

Оборудование: для приготовления суспензий 236 — 238 для удаления разовых моделей 238, 239 для ультразвуковой обработки расплавов: алюминиевых сплавов 482 488, магния 481 для электрошлакового

Оборудование: для приготовления суспензий 236 — 238 для удаления разовых моделей 238, 239 для ультразвуковой обработки расплавов: алюминиевых сплавов 482 488, магния 481 для электрошлакового литья 613 — 616 для электрошлакового

Оборудование: для приготовления суспензий 236 — 238 для удаления разовых моделей 238, 239 для ультразвуковой обработки расплавов: алюминиевых сплавов 482 488, магния 481 для электрошлакового расплавления металла

Печи для приготовления сплавов

Рентгеновская металлография приготовление образцов очень твердых сплавов

Способы приготовления сплавов

Флюсы для низкотемпературной пайки алюминия, магния и сплавов на их основе— Свойства 118, 127 — Составы 127, 128 — Способы приготовления

Флюсы для низкотемпературной пайки алюминия, магния и сплавов на их основе— Свойства 118, 127 — Составы 127, 128 — Способы приготовления нанесения

Флюсы черных и цветных металлов и сплавов — Особенности пайки 104, 105 — Составы 104—110 — Способы приготовления и нанесения

Флюсы черных и цветных металлов и сплавов — Свойства 115—127 — Составы 119127 — Способы приготовления

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...