Период решетки сплавов

Зависимости периодов решетки бинарных твердых растворов и соединений на медной основе от состава представлены на рис. 47—51, зависимости периодов решетки сплавов на медной основе от температуры — на рис. 52, 53 и зависимости периодов решетки тройных твердых растворов на медной основе от состава — на рис. 54—57. [c.84]

Рис. 28. Зависимости периодов решетки сплавов AI- u-Mg от состава вдоль сечений на тройной диаграмме состояния с постоянными отношениями Си Mg, идущих из AI —угла диаграммы

Рис. 72. Зависимости периодов решетки сплавов Fe AI от массовой доли 1 ф —отжиг Q. X. Н—закалка соответственно от температур 600, 700, 1000 °С

Рис. 73. Зависимости периодов решетки сплавов Fe—S от массовой доли S

Рис. 75.. Зависимости периодов решетки сплавов Fe—А1 от температуры —точка Кюри)

Рис. 78. Зависимости периодов решетки сплавов Fe—Si—А1 от массовой доли А вдоль сечений на тройной диаграмме состояния с постоянным содержанием S1 после отжига при 1000 °С и медленного охлаждения

Рис. 87. Зависимости периодов решетки сплавов Fe—Со—Sb. отожженных при 550—600 °С. при молярной доле Fe 15,5% (фаза (Fe, Со) Sb со структурой В2) от молярной доли Sb

Ри. . i30. Кривые равных периодов решетки сплавов Т1—Мо—Мп со структурой P-Ti [c.114]

Периоды решетки твердых растворов и соединений на никелевой основе. Зависимости периодов решетки бинарных твердых растворов на никелевой основе от состава представлены на рис. 106—109, зависимости периодов решетки сплавов на никелевой основе от температуры — на рис. ПО—112, зависимости периодов решетки тройных и четверных сплавов на никелевой основе от состава — на рис. 113, 114. [c.116]

Физические свойства сплавов, как и механические свойства, отражают структурные изменения, происходящие при старении. Так, наблюдаемое повышение удельного электросопротивления при низких температурах старения (см. рис. 102) связано с начальной стадией распада, когда повышается рассеяние электронов проводимости очень малыми зонами [188] или искажениями вокруг когерентных с матрицей зон и дислокациями, возникающими на поверхности раздела частица — матрица [189, 190], Спад электросопротивления после определенных температур, зависящих от содержания кислорода в сплаве, связан с обеднением твердого раствора легирующими элементами, что подтверждается уменьшением периода решетки сплавов от закаленного состояния к состаренному при 1000° С. Так, сплав Nb — 2% Hf — 0,05% О имеет следующие значения периода 3,303 А и 3,301 А для закаленного при 1700° С и для состаренного при 1000° С (после закалки с 1700° С) состояния соответственно. Второй подъем электросопротивления наблюдается при достаточно высоких температурах старения и связан с обратным переходом фазы в твердый раствор. [c.252]

При трении в пресной воде (рис. 70, а) в слоях, непосредственно прилегающих к пленке меди, значительно увеличивается период решетки сплава по сравнению с исходным значением при трении в морской воде это увеличение существенно меньше (рис. 70, б). Учитывая соотношение атомных радиусов растворенных элементов (алюминия и марганца) и растворителя (меди), резкое возрастание периода решетки бронзы при трении в пресной воде можно объяснить преимущественным скоплением атомов алюминия в подповерхностных слоях. При высокой концентрации алюминия в подповерхностных слоях формируется неравновесный твердый раствор, склонный к распаду с выделением второй фазы, поэтому увеличение контактных давлений или температуры может привести к локальному разрушению поверхностной пленки меди. При воздействии среды повышенной агрессивности (морская вода) изменяется количественное соотношение основных легирующих компонентов. При трении в морской воде в условиях измененного соотношения концентраций алюминия и марганца (более высокого содержания марганца в подповерхностных слоях по сравнению с содержанием при испытаниях в пресной воде) возможно проявление отрицательной роли марганца, связанной с его химической активностью, и, как следствие, интенсивное разрушение поверхностных слоев. [c.165]

В работе [3] определили периоды решетки сплавов в области непрерывных твердых растворов. Отклонение от закона Вегарда в работе [3] объяснили заполнением валентной 4 -полосы. [c.37]

Используя прецизионные измерения периода решетки сплавов, содержащих 0,02% С, в работах 1,2] определили предельную растворимость As в a-Fe в твердом состоянии до эвтектической температуры [c.95]

Измерения периодов решетки сплавов Ве—Si, выплеснутых на медную водоохлаждаемую плиту, свидетельствуют о незначительной растворимости Ве в Si в твердом состоянии [1]. [c.195]

Приведенные в работе [2] измерения термоэлектрического потенциала не указывают на существование упорядоченной структуры. В работе [3] вновь измерен период решетки сплавов с содержанием от О до 100% Ni. [c.384]

В работе [2] даны следующие значения периодов решетки сплавов — твердых растворов на основе Р(1 с г. ц. к. решеткой, закаленных с 1500° С 3,8789 [c.323]

К сожалению, зависимость периодов решетки сплавов от состава известна для небольшого числа систем. Поэтому размерный фактор е определяют как [c.29]

По оси абсцисс на фиг. 63 отложена концентрация хрома в сплаве, по оси ординат — период решетки. Пунктиром проведена прямая, по которой изменялся бы период решетки сплава при наличии линейной связи с концентрацией хрома, сплошная же линия, проведенная по экспериментальным точкам, показывает действительную зависимость. [c.60]

Таблица служит для определения изменений периода решетки сплавов железа, меди и алюминия по сдвигу линий на рентгенограммах обратной съемки. [c.697]

Таблица составлена для интервала углов скольжения от 75 до 88° и может быть использована также для определения периода решетки сплавов при фазовом анализе (определении концентрации твердых растворов) [153]. [c.697]

Электрические свойства. По электропроводности аморфные металлы ближе к жидким металлам, чем к кристаллическим. Удельное сопротивление р аморфных металлических сплавов при комнатной температуре составляет (1—2) 10- Ом-см, что в 2—3 раза превышает р соответствующих кристаллических сплавов. Это связано с особенностями зонной структуры аморфных металлов. В кристаллических металлах длина свободного пробега электрона составляет примерно 50 периодов решетки даже при Т, близкой к температуре плавления. Отсутствие дальнего порядка в металлических стеклах обусловливает малую длину свободного пробега, соизмеримую с межатомным расстоянием. Следствием этого является повышенное удельное сопротивление и слабая зависимость его от температуры. [c.373]

Первая группа элементов при легировании никеля образует твердый раствор замещения до тех пор, пока период кристаллической решетки не достигнет 0,370 - 0,388 нм. Дальнейшее легирование элементами Сг, Мо, W приводит к образованию в структуре сплава интерметаллидных соединений - плотно упакованных фаз, присутствие которых, как правило, снижает механические свойства, Следовательно, количество элементов первой группы должно быть таким, чтобы период решетки никелевого твердого раствора не превысил указанных значений. При этом прочностные характеристики однофазных сплавов в литом состоянии следующие <7в = 588 МПа a-j = 294 МПа. Период решетки твердого раствора на основе никеля при легировании изменяется по уравнению п [c.411]

Таким образом, степень легирования жаропрочного сплава, а также уровень прочностных и эксплуатационных свойств их могут быть определены по изменению условного периода решетки Оу. По этому показателю все жаропрочные сплавы можно разделить на три группы. [c.412]

Уменьшение отношения (А1/Т1) в исследованных сплавах, а следовательно, и в у -фазе приводит к увеличению периода решетки у -фазы, так как атомный радиус титана превышает атомный радиус алюминия. Во всех сплавах период решетки изолированной фазы был больше периода решетки той же фазы, измеренный непосредственно в монолите. Это обстоятельство, а также тот факт, что период решетки этой фазы превышал период решетки у-фазы, свидетельствуют о том, что у -фаза в исследованных сплавах находилась в сжатом состоянии. Увеличение разности Аа =а -а (о — осадок, м — момент) и [c.122]

Большая часть рассмотренных сплавов имеет кубическую, тетрагональную и гексагональную структуры. Для перехода от измеренных по рентгенограммам значений межплоскостных расстояний d к периодам решетки а (или а и с) нужно провести индицирование линий на рентгенограммах. Во многих случаях это удается сделать путем сравнения экспериментальных рентгенограмм с эталонными и вычисления периодов с помощью квадратичных форм. Методы индицирования в более сложных случаях описаны в [2, 3, 9]. Графики расположены в алфавитном порядке латинских символов элементов основы сплава. Для каждого сплава графики приведены только в одном из разделов. Различные точки на графиках соответствуют результатам разных исследований. [c.82]

Периоды решетки твердых растворов и соединений на кобальтовой основе. Зависимости периодов решетки бинарных твердых растворов и соединений на основе кобальта от состава приведены на рис. 33—40, зависимости периодов решетки кобальта от температуры—на рис. 41—43 и зависимости периодов решетки тройных сплавов на кобальтовой основе от состава —на рис. 44—46. [c.84]

А). На рис. 8 представлены результаты изменения периода решетки латуни Л90 и бронзы БрА5 по глубине образцов до 5 мкм. Из рис. 8 хорошо видно, что после трения период решетки сплавов резко уменьшается, свидетельствуя об обеднении поверхностных слоев легирующими элементами (Zn, А1). При этом анализ тонких приповерхностных слоев, [c.23]

Рис. 32. Зависимости периодов решетки сплавов А1—Mg—SI при различных температурах эвкалки от массовых долей Mg+Si вдоль сеЧ1

Рис. 43. Зависимости периодов решетки сплавов o-Nl—V в сечении oiV-Nia-V со структурами Твердого раствора с кубической структурой, закаленного от 1200 °С, упорядоченного кубического твердого раствора со структурой типа Au u, и упорядоченного тетрагонального твердого раствора со структурой типа Al.Ti фОц), закаленного при t > 700 С от массовой доли N1

Рис. 45. Зависимости периодов решетки сплавов o-Mr-Si с молярными долями S1 5 (/). 10 (2) и 15 (3)%, отожжвнных при 800 С, со структурой В = Мп от молярной доли Со

Рис. 46. Зависимость периода решетки сплавов Со—Мп—S1 с кубической структурой типа FeSi (В20) от молярной доли oSi

Рис. 76. Зависимости периодов решетки сплавов Fe—N1 от молярной доли N1 при рааличиых температурах

Рис. 81. Зависимости периодов решетки сплавов Fe—Мп—S1 со структурой (реМп),51,-фазы в зависимости от отношения молярных долей 100 МпУ(Мп + Fe)

Рис. 82. Зависимость периода решетки сплавов Fe—Мп—S1 с кубической структурой типа FeSl (В20) от молярной доли FeSi

Рис. 111.. Зависимость периодов решетки сплавов. Ч от молнркой доли V Q — гомогенные твердые растворы, X — изотермический отжиг и закалка двухфазных сплавов N1-I-NLV

Рис. 171. Зависимости периодов решетки сплавов Fe—N с гексагональной структурой и составами от е-Fe

Периоды решеток сплавов, содержащих 50—100% (ат.) Ni, определены в работе [3] для приготовления сплавов использовали в качестве шихтовых материалов Ni чистотой 99,99% и 99,9%-ный Со. В работе [4] определены периоды решетки сплава Со с 89,6% (ат.) Ni в TeMneparvpnoM интервале 20— 500° С. [c.328]

Сплав с 75% (ат.) Pt после отжига при 500° С имел однофазную структуру твердого раствора на основе Pt. Период решетки сплава а = 3,92 А практически не отличался от периода решетки нелегированной Pt. Отмеченная независимость периода решетки Pt от содержания Hg ставит под сомнение определенную ранее (см. М. Хансен и К. Андерко, т. II, [1]) рентгенографический методом границу растворимости Hg в Pt. Из-за близости факторов атомного рассеяния Pt и Hg не удалось установить, испытывает ли соединение PtgHg упорядочение. [c.108]

Часть диаграммы состояния Sn—Ti (см. М. Хансен и К. Андерко, т. II, рис. 657а) со стороны Ti бьша уточнена в работах [1—5]. Подтверждено [1] подавление перехода при добавлении Sn. Опыты в работе [1] проводили на сплавах, полученных плавкой во взвешенном состоянии [2]. Измерения электросопротивления, его температурного коэффициента и изучение микроструктуры закаленных сплавов показали присутствие минимума при 6,52% (ат.) Sn и 842° С [1 ], в то время как по данным [3] он находится при 5% (ат.) Sn и 860° С (в работе [3] использовали методы твердости, дифференциального термического и металлографического анализов сплавов, получавшихся дуговой плавкой или спеканием порошков). Авторы исследования [1 ], расширившие данные работы [3] и другие (см. М. Хансен и К. Андерко, т. II) за счет большего приближения к равновесию сплавов, полученных плавкой во взвешенном состоянии, подтвердили результаты работы, цитированной М. Хансеном и К. Андерко (см. т. II [9]). Исследование [4] влияния Sn в количестве до 4,3% (ат.) [10% (по массе)] на свойства Ti ясно продемонстрировало стабилизацию -модификации под действием Sn, которое снижает температуру iia перехода (это, конечно, подтверждает и существование эвтектоидного превращения на диаграмме состояния, приведенной М. Хансеном и К. Андерко (см. т. II [7]). В работе [1 ] вплоть до 25% (ат.) Sn обнаружен непрерывный ряд твердых растворов между (a-Ti) и TisSn (у-фаза). Однако при 890° С происходит перитектоидная реакция (a-Ti) ( —Ti) + у [3]. При исследовании влияния Н на период решетки сплавов Ti—Sn в работе [5] обнаружено, что между 6 и 12% (ат.) Sn период с решетки a-Ti возрастает. Это указывает на возможность растворения 12% (ат.) Sn в твердом растворе на основе a-Ti, а не—-9,5% (ат.) Sn, как сообщалось в работе [3] и М. Хансеном и К. Андерко (см. т. II [4, 5, 7]). [c.424]

Например, при расчете по разности диаметров колец Agal и Р еи , равной 27 мм, и по диаметру кольца серебра 90 мм период решетки сплава равен 2,8540 /еХ. [c.714]

Легирование никеля у -образующими элементами второй группы эффективно с того момента когда период решетки достигает значения 0,388 нм. В этом случае в структуре сплава формируется вторая у -фазл. Количество ее может быть определено по уравнению [c.411]

Упрочнение сплава и снижение пластичности при упорядочении происходят из-за торможения дислокаций вследствие образования антифазных границ. При упорядочении происходит искажение матричной кристаллической структуры. Например, при упорядочении в системе Аи—Си упорядоченные объемы обладают тетрагональной г. ц. к. решеткой по сравнению с г. ц. к. решеткой матрицы. Возникающие при этом напряжения дополнительно тормозят движение дислокаций. В том случае, когда решетки матрицы и сверхструктуры одинаковы, напряжения могут возникать вследствие изменений только в периодах решетки неупорядоченных и упорядоченных объемов (FeNia в системе Fe—Ni). [c.494]

Часть диаграммы фазового равновесия системы Fe— Ni—А1 приведена на рис. 158. Сплавы ални расположены в двухфазной области Р + Рз. фазы р и Ра имеют одинаковую решетку (ОЦК) с незначительно различающимся периодом решетки, р-фаза — это ферромагнитная фаза на базе железа, а Рз Ф за —слабомагнитная упорядочиваю-ш,аяся на базе соединения NiAI. Зависимость магнитной энергии сплава от состава представлена на рис. 159. [c.220]

НОМ СОСТОЯНИИ таких сплавов вызывается деформационным взаимодействием внедренных атомов (рассмотренным в 5). Если бы взаимодействие отсутствовало, то в равновесии атомы углерода были бы распределены равномерно по всем трем иодрешеткам. Наличие взаимодействия приводит к возможности унорядоченных равновесных состояний. Было установлено, что в наиболее упорядоченном состоянии, когда все атомы углерода находятся в одной подрешетке, отношение периодов решетки с 1а (см. рис. 45, а) тетрагонального кристалла мартенсита изменяется с атомным процентом Сс углерода согласно формуле [c.186]

В исходном состоянии исследуемый сплав БрОФб,5—0,15 представляет собой пересыщенный а-твердый раствор, термодинамически неустойчивый при повышенных температурах. Согласно диаграмме состояния резкое уменьшение концентрации олова наблюдается при температуре 350° и выше. На рис. 10 представлены результаты изменения параметра а решетки оловянистой бронзы после трения в течение 30 и 10 ч (й сх = 3,675 А). Видно, что на глубине 5 мкм а = 3,62 А и сохраняется постоянным до глубины 2 мкм. На меньшем расстоянии от поверхности наблюдается значительное обеднение сплава оловом и образование медной пленки (рис. 10, а). Однако возрастание скорости диффузии атомов в процессе трения может привести к совершенно другому эффекту— распаду неравновесного твердого раствора. На рис. 10, б представлены результаты рентгенографического анализа образца, который после 10 ч испытаний проявил скачкообразное увеличение трения и износа. Падение периода решетки а-твердого раствора сопровождалось появлением новой системы интерференционных линий, свидетельствующих об образовании в зоне контакта фазы, близкой по составу к интерметаллиду е. Распад твердого раствора и образование новой фазы являются следствием микродиффузион-ных процессов при трении и наличия флуктуаций концентрации олова в деформированных микрообъемах. [c.24]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...