Дилатометрический анализ

Гомогенизирующий отжиг сплавов проводили в запаянных кварцевых ампулах, наполненных гелием. Литые и отожженные сплавы исследовали методами микроструктурного, дифференциального термографического и рентгеновского фазового анализов. Для некоторых сплавов был проведен дифференциальный дилатометрический анализ, а также определены температуры начала плавления капельным методом. [c.191]

На рис. 30 представлена диаграмма состояния, построенная по результатам термического, микроструктурного, рентгеноструктурного и дилатометрического анализов [1]. [c.68]

Положение линий начала мартенситных превращений (аСо) -- (еСо) и (еСо) - (иСо) изучено в области концентраций до 50 % (ат.) Rh. Кривые получены методами магнитного и дилатометрического анализов. [c.72]

Диаграмма состояния Ga—Sn, представленная на рис. 349, поена в работах [I, Ш] на основе данных термического, рентгено- зового и дилатометрического анализов. [c.657]

Диаграмма состояния Pu-U исследована экспериментально [1]. Исследование сплавов проводили методами микроструктурного, термического, рентгеновского и дилатометрического анализов, а также измерением плотности. [c.100]

На рис. 543 приведена ориентировочная диаграмма состояния S-Se, построенная в работе РС] по результатам термического и дилатометрического анализов. В системе образуется фаза у в результате перитектической реакции при температуре 160 Си содержании S, равном 17 % (ат.). [c.207]

Кривая изотермического превращения аустенита, полученная по данным магнитометрического или дилатометрического анализа, сопоставленным с результатами микроскопического исследования и определения твердости (фиг. 117), имеет вид, типичный для любого кристаллизационного процесса. Сначала процесс превращения идет крайне медленно и незаметно (инкубационный или подготовительный период). После окончания инкубационного периода превращение становится заметным, скорость превращения постепенно увеличивается и при образовании примерно 50% продуктов превращения достигает максимума. После получения около 70% продуктов превращения скорость снова уменьшается, и процесс постепенно затухает по мере приближения количества оставшегося аустенита к 0% (т. е. 100% продуктов превращения). [c.191]

Как было отмечено выше, структурные превращения сопровождаются изменением удельного объема стали. В частности, при распаде мартенсита происходит уменьшение объема, а при распаде аустени-та — увеличение. Поэтому для изучения структурных превращений при нагреве закаленной стали пользуются дилатометрическим анализом, суть которого заключается в точной фиксации изменений длины закаленных образцов. В соответствии с характером изменения длины закаленных образцов в углеродистой стали различают четыре стадии превращения при нагреве. [c.46]

Дилатометрический анализ и стабилизация размеров [c.170]

Фазовые и структурные изменения при закалке и отпуске сплава ВТ 18 были изучены на прессованных прутках [85]. При исследовании использованы методы рентгеноструктурного и дилатометрического анализов, оптическая и электронная микроскопия. Авторами этой работы показано, что после закалки с температур до 900° С наряду с а-фазой присутствуют упорядоченная г-фаза и небольшое количество р-фазы, а при температура.х выше 930° С появляется мартенситная а -фаза. В процессе старения изменение свойств определяется образованием упорядоченной аг-фазы. [c.242]

По данным дилатометрического анализа была построена диаграмма прямых и обратных мартенситных превращений железомарганцевых сплавов высокой чистоты, содержащих от 4 до 35% Мп (рис. 13). [c.45]

Так же как и для литых, для порошковых железомарганцевых сплавов по данным дилатометрического анализа была построена диаграмма прямых и обратных мартен-ситных превращений (рис. 122, а), по данным рентгеноструктурного анализа — фазовая диаграмма (рис. 122, б). [c.307]

Наиболее широко исследовано влияние чистоты на а Т-фа-зовое превращение в железе, происходящее при температуре около 910° С. Для этого исследования использовали металл высокой чистоты, полученный или электролитически [91], или зонной плавкой. Разница плотности а ж у аллотропических форм железа вызывает при превращении относительное изменение объема примерно на 1 %. Дифференциальный дилатометрический анализ позволяет, следовательно, регистрировать в процессе превращения относительное изменение длины образца (сжатие при а -> у-превращении). О влиянии примесей на процесс превращения свидетельствуют следующие три параметра дилатометрических кривых. [c.450]

Для дилатометрического, анализа применяются зеркальные дилатометры с оптической записью и дилатометры с механической записью. Зеркальный дилатометр даёт достаточно точные результаты исследования, но требует тщательной настройки и помещения, изолированного от вибрации и сотрясений. Дилатометры с механической записью менее чувствительны к вибрациям и более пригодны для заводских лабораторий. На специальном дилатометре могут быть испытаны не только образцы, ио и готовые детали. Описание дилатометров см. [59]. Пример кривой, записанной на пластинке зеркального дилатометра, приведён на [c.58]

Диаграмма состояния В—11 (рис. 67) построена по данным микроскопического, рентгеновского и дилатометрического анализов сплавов, выплавленных в дуговой печи на основе В чистотой 99,5% [1 ]. Температуры ликвидуса определяли с помощью оптического пирометра в дуговой печи, усредняя данные шести измерений, что, очевидно, не является идеальным методом. Эвтектическая температура определена равной 1107,5 2,5° С с помощью микроскопического анализа (по появлению первых признаков оплавления после отжига) по данным микроскопического наблюдения за появлением эвтектических составляющих, эвтектика содержит — 2% (ат.) В. [c.165]

Дилатометрический анализ основан на изменении объема металла или сплава, происходящем при нагревании или охлаждении. Его применяют для определения критических точек и коэффициентов теплового расширения металлических образцов. [c.109]

Диаграмма (рис. 300) построена по данным металлографического, рентгеновского, термического и дилатометрического анализов [I]. Хотя диаграмму нельзя [c.183]

Диаграмма на рис. 362 [1, 2] построена с использованием металлографического, рентгеновского, термического и дилатометрического анализов. Эта диаграмма отличается от приведенной М. Хансеном и К- Андерко (см. т. II [1), [c.314]

Система подробно изучена в работе [1] по 21 сплаву в диапазоне 20— 90% (ат.) V. Сплавы готовили в дуговой печи и отливали в холодную форму. Термический анализ для построения линий ликвидуса и солидуса был проведен только на сплавах с концентрацией V менее 60% (ат.), так как при больших концентрациях образцы взаимодействовали с тиглем. Для построения границ фазовых областей в твердом состоянии были использованы металлографический, рентгеноструктурный и дилатометрический анализы. Диаграмма по данным работы П ] представлена на рис. 373. [c.333]

Диаграмма на рис. 391 построена по результатам исследования 23 сплавов с помощью металлографического и дилатометрического анализов и методом определения температуры оплавления [1]. Область твердого раствора на основе Р-Т1 простирается до —50% (ат.) Ке, что согласуется с более ранними предположениями (см. М. Хансен и К. Андерко, т. II [1]). Область твердого раствора [c.366]

Возможность использования данных дилатометрического анализа для оценки кинетики фазовых превращений и изменений структуры околошовной зоны реальных сварных соединений связана не только с необходимостью соответствия основных параметров термических циклов, но также и с выяснением влияния пластической деформации аустенита на его устойчивость. [c.24]

Диаграмма состояния Fe—Pu, по данным работ [Э, 1—4], шхтрое-на методами дифференциального термического, рентгеновского микроструктурного и дилатометрического анализов во всем интервале концентраций. [c.536]

Диаграмма состояния Fe—Ru (рис. 296) построена в соответствии с результатами дифференциального термического, микроскопического, рентгеноструктурного и дилатометрического анализов [1,2]. Система характеризуется большой растворимостью Fe в Ru в твердом состоянии. Твердые растворы на основе Fe (fiFe) и (yFe) образукугся по перитектическим реакциям при температурах 1539 и 1590 °С соответственно. Добавки Ru расширяют область твердого раствора (yFe) за счет (aFe) [1]. При температуре -500 °С и содержании 9,3 % (ат.) Ru [Э] или 9,5 % (ат.) Ru [1] (yFe) распадается на (aF ) + + (Ru). [c.542]

Представленная на рис. 484 диаграмма состояния Pu-Si построена по данным работы [1]. Исследование выполнено методами микроструктур-ного, рентгеновского, термического и дилатометрического анализов [c.90]

Возможность образования пор при растворении графита следует из данных дилатометрического анализа. Если бы процесс растворения графита был обратим, размеры образцов при выделении и растворении графита изменялись бы на одну и ту же величину, но противоположную по знаку. Однако в результате нагрева выше Aj и охлаждения в воздухе ферритизированные образцы чугуна и стали испытывали удлинение и увеличение объема [25, 62]. Возрастание объема чугуна и стали тем больше, чем выше температура нормализации (рис. 31). [c.91]

Дилатометрический анализ и определение коэффициента линейного расширения (КЛР) проводились по дифференциальным ди-латограммам и дополнительно на образцах размером 70 х 10 х 10 мм с округлыми головками. [c.170]

Полученные 20-кг слитки гомогенизировали в камерной газовой печи при 1100°С, 10 ч, затем ковали методом свободной ковки при 900—1000 °С и прокатывали на пруток квадратного сечения 14X14 мм. Из прутков вырезали образцы для рентгеноспектрального, металлографического и дилатометрического анализов и для механических испытаний. [c.45]

При фазовом превращении почти всегда наблюдается изменение объема образца, чем можно воспользоваться для исследования строения сплавов к настоящему времени в литературе описаны многие типы приборов, в основе которых лежат одни и те же общие принципы. Образец, имеющий однородный химический состав, подвергают нагреву или охлаждению в устройстве, которое передает изменение длины образца на записывающее устройство, расположенное вне печи. Основное преимущество этого метода, как и метода измерения электропроводности, заключается в том, что скорость нагрева и охлаждения может быть достаточно мала для обеспечения приближения к равновесию если же это неосуществимо, то можно поддерживать температуру на заданном уровне до тех пор, пока установившееся состояние не будет свидетельствовать о достижении равновесия. Этот метод хорошо применять для исследования фазовых превращений в твердом состоянии, которые имеют небольшой тепловой эффект или протекают слишком медленно, чтобы их можно было обнаружить методом термического анализа. Возможнос гь поддержания температуры на заданном уровне до тех пор, пока образец не достигнет равновесного состояния, также исключает явление гистерезиса, обычно наблюдаемое при исследовании некоторых превращений в твердом состоянии с помощью термического анализа, однако на практике этот метод может привести к очень продолжительным выдерн кам при отжиге. Обычно дилатометрический анализ проводится при очень низких скоростях нагрева или охлаждения с целью свести температурный гистерезис к минимуму. [c.114]

На рис. 3.28,6 представлен рельеф а- у превращения, образованный при медленном нагреве со скоростью 0,2 град/мин в сплаве Н32. Хорошо разрешается рельеф самых крупных у-цластин, а наиболее мепкие рейки у-фазы практически не выявляются. Чтобы ответите, на вопрос, является ли у превращение при скорости нагрева 0,2-0,4 град/мин сдвиговым, был использован метод дилатометрического анализа сдвиговой деформации на текстурованных образцах, [c.120]

Аммиачные диссоциаторы 552 Амортизаторы 314 Амортизационные шнуры 314 Анализ — см. по их наименованиям, например, Дилатометрический анализ Магнитный анализ Рентгеновский анализ Химический анализ, а также под названием металлов, например, Алюминий — Анализ Бронзы — Анализ Магний — Анализ Металлы — Анализ — и т. д. [c.1043]

Критические точки и линии— Влияние содержания элементов 178 Дилатометрический анализ 58 Диски — Припуски на диаметры при горячей штамповке — Нормативы для >асчёта 771 [c.1048]

Установлено [1], что соединение МпзАз образуется по перитектической реакции. На основе соединения Мп,Аз предполагается область твердых растворов (см. М. Хансен и К- Андерко, рис. 99) данные кристаллографического и дилатометрического анализов [1], а также термический анализ и определение периодов решетки рентгеновским методом [2] свидетельствуют о существовании незначительной области твердых растворов. При температурах ниже 300° С MnjAs является антиферромагнетико.м, а ниже 0° С — ферромагнетиком [2]. [c.99]

Диаграмма состояний для данной системы построена независимо друг от друга в работах [1, 2]. Данные этих работ хорошо совпадают как в отношении промежуточных фаз, так и типов нонвариантных превращений. В работе [1] использовали термический, металлографический, рентгеноструктурный и дилатометрический анализы, деталей экспери.ментов в работе [2] не приведено. Диаграмма, приведенная на рис. 153, основана на результатах работы [1]. В работе [2] не приведены данные о равновесии при температурах выше 800° С. Согласно этой работе, температура перитектической реакции 619° С, а не 605° С. Концентрация эвтектической точки при превращении Ж РизСо + (S-Pu) соответствует либо 87, либо 88% (ат.) Ри [1]. Тщательный рентгеноструктурный анализ образования соединения Pue o показал, что происходит это скорее всего по перйтектоидной реакции при 395° С [1], а не по перитектической [3]. [c.330]

Реитгеноструктурным анализом показано [10], что в сплавах с 30—45% (ат.) Ni в температурном интервале —150- -300° С происходит обратимое превращение, при этом ниже температуры превращения существуют две фазы с г. ц. к. решетками можно предполагать, что это превращение носит характер ферромагнит-ное г антиферромагнитное . Магнитные превращения вблизи соединений FeNi и FeNia изучены в работе [11]. Данные рентгеноструктурного и дилатометрического анализов, а также оптических и электронномикроскопических наблюдений [c.432]

В работах [1—3] система изучена в интервале концентраций от О до 100% Ри. Диаграмма, полученная в работе [1 ], показана па рис. 207. В работе [4] изучена область б-Рц (см, вставку на рис, 207), В работе [1 ] сплавы, приготовленные из Ре чистотой 99,9% (по массе), изучены с помощью методов термического, рентгеноструктурного, металлографического и дилатометрического анализов. В работе [2] термическому, рентгеноструктурному, металлографическому и дилатометри ческому анализам подвергали микрообразцы 1 г). В работе [3] использовали оптическую и рентгеноструктурную микроскопию, а также термический и дилатометрический анализы. [c.438]

Рентгеновским, микроскопическим, дилатометрическим анализами, а также методом измерения сопротивления изучена система Ge—Ti в интервале 400— 1370° С и О—22% (ат.) Се [ 1 ]. Построенная в результате этого диаграмма в общем согласуется с диаграммой, приведенной М. Хансеном и К. Андерко (см. т. П, рис. 427, а). Различия касаются положения эвтектики 1360° С (13,4% (ат.) [19% (по массе)] Се) и перитектоида 905° С 2,7% (ат.) [4% (по массе)] Ge . Растворимость Ge в -Ti уменьшается от максимальной 8,6% (ат.) [12,5% (по массе)] при 1360° С до 2,0% (ат.) [3% (по массе)] при 905° С. Растворимость Се в a-Ti уменьшается от 2,7% (ат.) [4% (по массе)] при 905° С до 0,7% (ат.) [1% (по массе)] при 600° С. Данные микроскопического исследования [2] сплавов с 6, 15 и 25% (ат.) Се указывают на то, что эвтектическая концентрация близка к 15% (ат.) Ge и что до состава TisGeg перитектоидной реакции не наблюдается. [c.65]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...