Ликвидуса кривая термический анализ

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]

ЧИСТОТЫ И трудностями введения поправок на испарение Сг при измерении температур плавления. Наиболее близкие значения температур ликвидуса и солидуса были получены в работах [1, 2], где для определения температур использован метод высокотемпературного дифференциального термического анализа. Авторы работ [1, 2] установили положение линий ликвидуса и солидуса без наличия минимума. В работе [3] был сделан расчет диаграммы состояния Сг—V в приближении регулярных растворов и определено, что кривые ликвидуса и солидуса имеют минимум при температуре 1819 °С и содержании 55 % (ат.) Сг. В обзоре, проведенном в работе [4], были учтены все имеющиеся данные по системе Сг—V и указано на существование минимума при температуре 1768 °С и содержании 70 % (ат.) Сг (рис. 102). [c.199]

Диаграмма состояния s—Rb изучена в работе [1] методом дифференциального термического анализа и приведена на рис. 120. Сплавы s с Rb получали из компонентов чистотой 99,99 % по массе) в никелевых тиглях в среде Аг [1], либо в стеклянных ампу лах в вакууме [2]. Установлено, что s и Rb полностью смешиваются в жидком и твердом состояниях. Кривые ликвидуса и солидуса имеют минимум при температуре 9,7 °С и содержании Rb 47 % (ат.). Согласно термодинамическим расчетам, приведенным в работе f3l, [c.222]

Диаграмма состояния системы, представленная на рис. 651, взята из работ [1,2]. Сплавы исследовали методами металлографии, рентгеновского и термического анализов. Кривые ликвидуса и солидуса имеют минимум при температуре 1350 °С и концентрации -50 % (ат.) Zr [2] (54 % (ат.) Zr Р]). Между высокотемпературными модификациями pTh и pZr образуется непрерывный ряд твердых растворов. Согласно данным высокотемпературного рентгеновского анализа параметр решетки а этого раствора линейно изменяется с концентрацией Р]. [c.395]

Пунктирные линии на рис. 72, а указывают кривые, которые могут быть получены при работе с маленькими слитками или из-за слишком быстрого охлаждения, если температурные остановки слабы. В этом случае попытка соединить пунктирные линии и образовать одну непрерывную кривую приведет к получению ликвидуса с почти горизонтальным участком после перитектической температуры (рис. 72, б). Хотя такая диаграмма возможна, следует проверить, не являются ли данные термического анализа ошибочными. [c.134]

В некоторых системах при стабильных интерметаллических соединениях с высокой температурой плавления. кривые ликвидуса могут идти очень круто, и на диаграмме равновесия у перитектической горизонтали направление ликвидуса может только незначительно изменяться. На рис. 73, а показана диаграмма такого типа, где интерметаллическое соединение X образовано по перитектической реакции между соединением У и жидкостью. Здесь температурные остановки вблизи X слабы и недостаточны для термического анализа кривые ликвидуса в этом случае могут быть определены более точно методом извлечения кристаллов, описанным в главе 17. [c.134]

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]

Термический анализ (получение кривых охлаждения) тройных сплавов полностью аналогичен термическому анализу двойных сплавов. Так, на кривой охлаждения тройного сплава х (фиг. 27) при температуре, отвечающей температуре поверхности ликвидуса, выявляется верхняя критическая точка 1 (фиг. 36), аналогичная такой же критической точке на кривой охлаждения двойного сплава. При дальнейшем понижении температуры жидкость в сплаве х принимает состав точки е (см. выше) начиная с этой температуры, из жидкости выделяется смесь двух твердых фаз (двойная эвтектика), что дает критическую точку 2 на кривой охлаждения, которая обычно хорошо выражена. Температуре [c.82]

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]

В работе [1] повторно определены температуры начала и конца кристаллизации сплавов системы Ag—Аи, приготовленных из металлов высокой чистоты автор использовал тщательно разработанную экспериментальную методику термического анализа. Построенные кривые ликвидуса и солидуса (рис. 2) очень [c.23]

Два обстоятельных повторных исследования диаграммы состояния А1—Са выполнены в работах [1, 2]. В настоящее время вполне определенно установлено, что в этой системе не образуются промежуточные фазы. Кривая ликвидуса (рис. 17) обобщает данные предыдущих исследований, а также работ [1, 2]. Результаты всех работ близко совпадают. Только измерения в работе [1] проведены на сплавах, содержащих более 80% (по массе) Са. Автор этой работы обнаружил эвтектику, содержащую 93,5% (ат.) [97% (по массе)] Са и плавящуюся при температуре 26,4° С. Растворимость Са в А1 в твердом состоянии определена термическим анализом в обеих работах [1, 2]. Работа [2] отличается от работы [1] [c.56]

Изучение ликвидуса системы, проведенное в работе [1 ] методом термического анализа с использованием термодинамических представлений, дало результаты, очень хорошо согласующиеся с приведенными ранее (см. М. Хансен и К. Андерко, т. I). Концентрация эвтектической точки в работе [1] определена равной 71,3% (ат.) РЬ. В этой же работе рассчитана кривая солидуса для твердого рас- [c.285]

Равновесия в области б-Fe изучены вновь в работе [1 ] с помощью термического анализа сплавов, приготовленных из высокочистых материалов. Перитектическая реакция Ж [5,2% (ат.) Ni] + б-Fe [3,8% (ат.) Ы1] у-Ее [4,1% (ат.) Ni] наблюдалась при 1150° С. По сравнению с данными М. Хансена и К. Андерко (см. т. II, рис. 379) интервал кристаллизации получен более узким, кривые ликвидуса и солидуса изображены как прямые линии, понижающиеся от чистого Fe (1533° С) к соответствующим концам изотермы перитектического превращения. [c.432]

Система исследована методом определения электросопротивления [1]. Кривая ликвидуса в общем совпадает с предложенной ранее (см. М. Хансен и К- Андерко, т. II [4]), за исключением участка 80—90% (ат.) К, на котором новый ликвидус расположен на несколько градусов ниже. В отличие от более ранних работ обнаружена довольно значительная взаимная растворимость компонентов в твердом состоянии [1 ]. В Na растворяется —3% (ат.) К, а в К 4,5% (ат.) Na. Тщательного определения солидуса не проводили. Термическим анализом определяли крайнюю точку нонвариантной горизонтали. Эта точка и отвечала предельной растворимости. [c.141]

Рс1, построенная [12] методом термического анализа и измерением электросопротивления, температурного коэффициента электросопротивления, термоэлектродвижущей силы, твердости, временного сопротивления и относительного удлинения, приведена на рис. 94. Термодинамические расчеты положения кривых ликвидус и солидус системы, выполненные в работе [27], дали хорошее совпадение с экспери.ментальными данными. [c.159]

В работах [5—6] методом термического анализа были построены кривые ликвидус и солидус системы Аи —Ag интервал между ними для сплава с 64,64% Аи составляет 10°. Однако, как показали термодинамические расчеты [37—42], интервал между кривыми ликвидус и солидус в этой системе должен быть значительно уже (менее 2°). С этими расчетами хорошо согласуются результаты определения температуры начала и конца кристаллизации сплавов, приготовленных с использованием металлов высокой чистоты [38], а также данные [43] об интервале кристаллизации (1032,5—1030,8°) сплава с 50 ат.% Ag. В интервале составов от О до 2 ат.% Аи данные [38] [c.224]

Индий и кремний образуют диаграмму состояния простого эвтектического типа, эвтектика в которой как по составу, так и по температуре очень близка к чистому индию. Такой характер диаграммы состояния был установлен методом термического анализа [1] и подтвержден расчетом кривой ликвидус [2] и определением растворимости кремния в жидком индии в интервале 550—1000° [3] и 900— 317° [4]. В работе [1] сплавы для исследований готовили из индия чистотой 99,9% и кристаллического кремния с температурой плавления 1396° плавкой в корундовых тиглях в атмосфере аргона. В работе [4] установлена несколько меньшая растворимость кремния в жидком индии, чем в работах [1, 3], [c.336]

Диаграмма состояния. Строение сплавов системы In — Ag изучали в работах [1—14]. В работах [1, 2] методами микроструктурного и термического анализов сплавов с -2,23—15,91 [1] и 2,76—11,72% п [2] были определены кривые ликвидус и солидус системы в изученной области, границы а-твердого раствора индия в серебре при 689° и в интервале 500—300° (21,0 и 20,4% In соответственно) и температура перитектической реакции (689°) образования промежуточной -фазы из а-фазы и жидкости. [c.459]

В этой работе температуру начала плавления сплавов определяли оптическим пирометром, превращения в твердом состоянии и несколько точек кривых солидус и ликвидус — дифференциальным термическим, гомогенность фаз — микроструктурным и рентгеновским анализами. [c.729]

Для выращивания достаточно совершенных и однородных по составу кристаллов конгруэнтно плавящейся фазы с относительно широкой областью гомогенности следует знать температурный ход концентрационных границ последней при температурах, близких к температуре плавления, а также положение максимума на линии ликвидус. Эти задачи решали с помощью термического анализа, в процессе которого по стандартной методике записывали кривые охлаждения и нагрева (температуру образца, а также разность температур между образцом и эталоном в функции времени). [c.75]

Диаграмма состояния Си—Li (рис. 143) построена в работе [1] на основании данных работ [2, 3]. При этом кривая ликвидуса взята из работы [2], а кривая солидуса из работы [3] по данным термического 13], рентгеновского [3] и металлографического 12, 3] анализов. В системе наблюдается эвтектическое равновесие Ж (Си) + (pUT при температуре, близкой к температуре плавления Li, и отсутствие промежуточных фаз. Как сообщается в работе [1], пологий ход ривой ликвидуса может указывать на наличие области несмешиваемости в жидком состоянии. На основании использования термодинамических данных в работе [1] рассчитана метастабильная кривая Начала расслаивания в жидком состоянии (на диаграмме эта кривая Показана штриховой линией). [c.267]

В работах [1—3] методика построения кривой ликвидуса заключалась в определении термических остановок. В работе [4] проводили химический анализ [c.225]

В работе [1 ] подтверждена кривая ликвидуса у-фазы (см. М. Хансен и К. Андерко, т. I, рис. 204). В работах [1, 2] повторно определили температуры солидуса у-фазы. В работе [2] применили анализ диффузионных пар между жидкой и твердой фазами и обнаружили, что эта фазовая граница имеет вид прямой линии при выражении состава в процентах по массе. В работе [1] смогли представить свои экспериментальные данные (полученные методами термического и металлографического анализов) в виде пря.мой линии при выражении состава в атомных процентах. Максимальная растворимость С в y-Fe составляет 9,2% (ат.) [2,14% (по массе)] при температуре 1147° С [2] 8,7% (ат.) [2,02% (по массе)] при 1150° С [3] 8,5(ат.) [1,97% (по массе)] при 1144° С [4] в работах [3,4] названные значения растворимости получены методом экстраполяции. [c.237]

Когда термические остановки нечетки, наблюдается общая тенденция к получению слишком низких кривых Л1иквидуса, если не предпринять специальных предосторожностей. Эта опасность возрастает при быстром охлаждении маленьких слитков. На рис. 69, а сплошная кривая представляет истинную линию ликвидуса, а пунктирная и точечная кривые показывают ошибочные результаты, которые могут быть получены при неточной работе. В некоторых случаях положение эвтектической точки Е известно на основании микроскопического исследования независимо от термического анализа, и в литературе можно иногда встретить кривую ликвидуса, показанную точечной кривой на рис. 69, б как результат попытки примирить неточность данных термического исследования с известным составом эвтектики. Хотя изгиб на кривых ликвидуса и возможен, но всегда следует относиться с осторожностью к подобным диаграммам равновесия. [c.130]

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]

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]

Этот тип зависимости хорошо описан Филлипсом [27] при исследовании сплавов системы А1 — Мп. Кривые ликвидуса правее эвтектической точки (фиг. 39) отвечают температурам начала кристаллизации промежуточных фаз MnAle и MnAl4, которые имеют узкие области гомогенности. Эти кривые ликвидуса очень трудно построить методом термического анализа в частности, плохо выявляются критические точки, отвечающие температуре [c.88]

Недавние определения температуры ликвидуса термическим анализом сплавов, содержащих А1 и 8Ь в отношении, близком к 1 1, показали, что максимум на кривой ликвидуса находится при 1080° С. Сплавы близкого химического состава и.чели следующие температуры ликвидуса [c.77]

Частичная диаграмма состояния As—К (рис. 34) исследована методом термического анализа [1]. Кривые ликвидуса и солидуса вблизи компонентов не построены. В системе Аз—К имеются четыре промежуточные фазы КзАз (см. М. Хансен и К- Андерко, т. I [1]), К5Аз4, КАз и КАзг- Первые три фазы имеют четко выраженные конгруэнтные точки плавления. Фаза КАза склонна распадаться или сублимировать выше 760° С. Фаза КАз.2 претерпевает структурное превра- [c.98]

Диаграмма состояния Аи—V (рис. 52) построена методами термического, дилатометрического, микроскопического и рентгеновского анализов [1]. Температуры кривой ликвидуса и перитектпческих горизонталей (при 1400 и 1520° С) определены термическим анализом. Температурные максимумы существования двух фаз с упорядоченной структурой установлены с помощью дилатометриче- [c.132]

Кристаллизация сплавов. Термический анализ, проведенный в работе [1], показывает, что кривая ликвидуса б-фазы должна быть прямой, которая оканчивается при температуре перитектической горизонтали 1494 2° С и 2,47% (ат.) С жидкая фаза состава перитектической точки содержит 0,75% (ат.) С. Максимальная растворимость С в o-Fe составляет 0,5% (ат.) С. Авторы работы [2] вследствие изменений Меж дународной температурной шкалы (1948 г.) и анализа данных, приведенных Хансеном и Андерко (см. т. I [5]), температуру перитектической горизонтали приняли равной 1496 2° С и экстраполировали кривую солидуса у-фазы (по их данным) до перитектической горизонтали у-фаза, образующаяся по перитектической реакции, содержит 0,83% (ат.) [0,18% (по массе)] С. [c.237]

В работах [2, 3] система изучена с помощью термического анализа сплавов, приготовленных из алюмотермического V чистотой 95% (ат.). В обоих работах обнаружен минимум на кривых ликвидуса—солидуса. Его температура, по данным работы [2], составляет-<1650° С. По данным таблицы, опубликованной в работе [3], указанный минимум находится примерно при 1700° С, однако приведенные здесь температуры плавления чистых компонентов значительно отличаются от общепринятых величин. Результаты работы [3] приведены также и в виде графика, однако при этом использована совершенно непонятная температурная шкала. Предпочтительнее определения, сделанные в работе [1]. [c.369]

Положение кривых солидуса и ликвидуса тщательно определено вновь [1] при помощи термического анализа минимум кривых ликвидуса и солидуса отвечает сплаву с 20,2% (ат.) Мо и температуре 1445° С реакция Ж [21% (ат.) Мо] ЕезМоа а [22% (ат.) Мо] проходила при 1449° С, а реакция Ж [27,5% (ат.) Мо] Ь а ЕезМо2 — при 1488° С. Данные о границах фазовых областей, приведенные в работе [1 ], хорошо совпадают с аналогичными данными М. Хансена и К- Андерко (см. т. II, рис. 375), за исключением того, что интервал кристаллизации а-фазы уже. Работа [2] подтверждает, что интервал кристаллизации сплава с 10% (ат.) Мо уже. [c.428]

Диаграмма, приведенная на рис. 273, построена по данным термического анализа сплавов, приготовленных из 99,95%-ного In и 99,5%-ного Рг. Для температуры плавления Рг в этой работе дается значение 912° С (при общепринятом 935 5° С) отмечается также некоторое взаимодействие расплава с материалом тигля. Высказано предположение [3], что в результате взаимодействия с материалом тигля все температуры ликвидуса [1] оказались заниженными. Судя по остановке на кривой охлаждения, Prin испытывает при 1091° С полимор фное превращение [1]. [c.123]

Диаграмма состояния dSe (рис. 47) построена по данным термического анализа [251]. Кривая ликвидус для областей, близких к селену и кадмию, не установле- [c.125]

Диаграмма состояния r—Sb (рис. 88) построена в работе (11 на основании обобщения данных исследований [2—4]. Ликвидус сисц мь, приведен по данным работы 12], в которой исследование было прсше-дено методами термического и микроструктурного анализов. Так .ак в работе [2] был использован Сг недостаточно высокой чистоты — 98,97 % (по массе) с температурой плавления 1553 °С (вм..что 1863 °С), кривая ликвидуса в области концентраций 0—30 % (ат.) Sb была скорректирована в соответствии с истинной температурой пл )в-ления Сг. [c.174]

Диаграмма состояния Си—Мп (рис. 146) построена по данным абот [1, 2] в интервале концентраций 0—30 % (ат.) Мп и по дан-[ым работ [3, 4] в области сплавов, богатых Мп. В работе [1] ис-[о/ зованы электролитические Си и Мп, в работе [2] — катодная Си [ис отой 99,99 % (по массе) и электролитический Мп чистотой 19,98 % (по массе). Исследование проведено методами термического, 1Сталлографического и рентгеновского анализов [1, 3, 4], измерения вердости и электрических свойств [1], микрорентгеноспектрального нализа и методом закалок из твердо-жидкого состояния [2]. В аботе [2] построены только кривые ликвидуса и солидуса. В работе [c.273]

Сплавы системы Ge—Т1 изучены методами термического и микроскопического анализов, измерения твердости и электросопрстиъления [X, Э, 1, 2]. Диаграмма состояния Се—Т1 (рис, 435) представляет собой простую эвтектическую систему без промежуточных фаз. Эвтектическая точка (0,04 % (ат.) Ое) [Э] смещена к точке плавления Т1. В обзоре [21 собраны термодинамические данные сплавов этой системы. Кривая ликвидуса согласно расчету [3] хорошо согласуется с экспериментальной кривой. [c.812]

Диаграмма состояния Au—Rb (рис. 47) построена в работе [1] с помощью термического и рентгеновского анализов рентгеновское исследование проводили на порошковых образцах. В системе Аи—Rb существуют три промежуточные )азы RbAu, RbAu, и Rb.Auj. Кривая ликвидуса в интервале концентраций от 70 но 100% (ат.) Аи точно не построена, хотя конгруэнтный характер плавления RbAUj не вызывает сомнений. [c.125]

Полная фазовая диаграмма (рис. 171) построена в работе [2 на основании результатов термического, металлографического и рентгеноструктурного анализов, дополненных измерениями твердости и т. э. д. с. Чистота исходных шихтовых материалов составляла 99,8%. К характерным особенностям системы относится минимум на кривой ликвидуса для твердых растворов на основе Сг, наблюдающийся при 1345°С и 5,2% (ат.) [10% (по массе) Ru].Солидусы сплавов в интервале концентраций 5—30% (ат.) Ru, как и ликвидусы всех сплавов системы, не определены. Фаза rsRu образуется по перитектоидной реакции, но температура этого нонвариантного равновесия установлена лишь приблизительно. Фаза СггКи (а) при низких температурах имеет область гомогенности от 32 до 35,5% (ат.) Ru. Подтверждено, что СгзНи имеет кубическую решетку типа -W с периодом, равным 4,673 А. Для а-фазы в работе [2] приведены следующие значения периодов а = 9,10 А и с = 4,66 А, что примерно соответствует данным работы [1]. [c.361]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...