Солидуса кривая термический анализ

Солидуса кривые, термического анализа 196, 201 [c.396]

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]

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]

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 тех случаях, когда кривая солидуса сплавов в двойной системе имеет значительный наклон, ошибки, связанные с неоднородностью состава твердой фазы (см. разд. 7.2), могут оказаться достаточно большими, в результате чего термический анализ нельзя будет использовать в качестве точного метода определения температур солидуса. Другой метод построения кривых солидуса, обладающий рядом преимуществ, если исследуемые сплавы имеются лишь в небольших количествах, заключается в отжиге и последующей закалке. Путем сплавления компонентов и отливкой в металлическую изложницу получают небольшие слитки цилиндрической формы эти образцы подвергают отжигу в вакууме или инертной атмосфере в течение достаточного времени для их [c.89]

В предыдущих разделах было показано, что в то время как кривые солидуса можно строить методом термического анализа, другие превращения, протекающие в твердом состоянии, обычно слишком замедленны, для того чтобы их можно было точно зафиксировать этим методом. Хотя в принципе выделение р-фазы из -твердого раствора (фиг. 11) в процессе медленного охлаждения при соответствующем изменении растворимости рва сопровождается некоторым тепловым эффектом, процесс зарождения и роста новой фазы обычно идет слишком медленно, для того чтобы на кривой охлаждения наблюдался четкий перегиб. Если на кривых охлаждения и обнаруживаются критические точки, то из-за сильного переохлаждения на них не следует полагаться как на точные данные. Аналогично превращение однородной промежуточной фазы АВ при медленном охлаждении и переходе через температуру эвтектоидной горизонтали (фиг. 17, а) может вызвать появление критической точки на кривой охлаждения, построенной в коор- [c.91]

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]

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]

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]

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 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]

Диаграмма на рис. 344 построена по результатам термического, микроскопического и рентгеновского анализов [1 ]. При 1490° С происходит перитектическая реакция Ж+ (Ки) (Ы1). Твердые растворы на основе Ни и N1 существуют в большом диапазоне концентраций. Кривая солидуса Ни-раствора имеет небольшую ретроград ность вблизи перитектической температуры. Между последней [c.261]

Диаграмма состояния. В первых исследованиях системы Аи — N1 [1. 2]. выполненных методами термического и микроструктурного анализов, был сделан вывод о наличии в ней эвтектики, образуемой золотом и твердым раствором золота в никеле. Эвтектическая точка в диаграмме была в этих исследованиях определена лежащей при 25% N1 и 950° [1], 15% N1 и 955° [2]. Однако, как показали последующие исследования, золото и никель не образуют эвтектики и обладают неограниченной смешиваемостью в жидком, а при высоких температурах и в твердом состояниях [3, 4]. Минимум на диаграмме состояния, обнаруженный в работах [1, 2], не связан с эвтектической реакцией и обусловлен пересечением кривых ликвидус и солидус между 15 и 20% N1 (37—46 ат.% N1) при 950 [3] и 945—948° [4]. При довольно [c.130]

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]

Сплавы выплавляли в дуговой печи и отжигали при 1500° в течение 3 часов. При построении диаграммы состояния не учитывали полиморфизма иттрия и карбида Y j, Богатый углеродом участок диаграммы состояния системы Y — С был исследован методами термического, рентгеновского и нейтронографического анализов и измерением микротвердости в работе [14]. Исследования последними двумя методами проводили также при высоких температурах. В изученной области составов было установлено существование только одного карбида Y 2, образующего эвтектику с углеродом при 2275 25°. В области богатых иттрием сплавов диаграмма состояния системы Y — С была вновь исследована в работе [18] методами дифференциального термического, микроструктурного и рентгеновского анализов. Кривую солидус определяли оптическим пирометром по появлению жидкой капли. Сплавы выплавляли в дуговой печи в атмосфере очищенного аргона из иттрия. чистотой 99,9% и графита высокой чистоты. Диаграмма состояния системы Y—С, построенная по результатам этих исследований, приведена на рис. 498 и 499. Как следует и диаграммы, углерод заметно растворим в обеих модификациях иттрия и повышает температуры его плавления и полиморфного превращения. Фазы ( -Y) и (a-Y)—твердые растворы на основе соответствующих модификаций иттрия образуются по перитектической реакции прн 1560° и перитектоидной реакции при 1520° соответственно. Максимальная растворимость углерода в a-Y отвечает 1520° и составляет 9 ат.%. С понижением температуры растворимость уменьшается до 2,5 ат.% при 900°. Промежуточные фазы системы у (твердый раствор на основе соединения Y2 ) и а-УСг плавятся конгруэнтно при 2000 и 2415° соответственно и при [c.783]

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]

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]

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 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]

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]

Диаграмма (рис. 295) построена по данным работы [1], за исключением кривой растворимости Y в Mg. Для построения последней использованы данные работы [2]. В работе [1] применяли металлографический, термический и рентгеновский анализы. Сплавы выплавляли из 99,5%-ного У и 99,97%-ного Mg. Данные работы [2], относящиеся к растворимости У в Mg, а также к кривым ликвидуса и солидуса, предпочтительнее, поскольку работа была посвящена тщательному исследованию тол-ько этого участка диаграммы. Исходные компоненты имели чистоту более 99,9%. Методами термического и металлографического анализов исследовали закаленные и отожженные сплавы. Предельная растворимость Y в Mg составляет 2,6% (ат.), что предположительно подтверждено в работе [3]. [c.175]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...