Рентгеноструктурный анализ растворимости

Система была вновь изучена в работе [1 ] с помощью дифференциального термического анализа 25 сплавов. Определенный в этой работе ликвидус системы несколько отличается от приведенного ранее (см. М. Хансен и К- Андерко, т. I [1 ], рис. 255). Концентрация эвтектической точки, поданным работы [1], составляет 73% (ат.) Т1. В работе [1 ] определена также растворимость d в а- и Р-Т1. Обнаружен гистерезис для температуры эвтектоидного превращения 165 при нагревании и 152,5° С при охлаждении. На рис. 133 приведена температура, полученная при нагревании, она лучше характеризует условия равновесия. В работе [2] рентгеноструктурным анализом растворимость d в Т1 определена равной 4% (ат.), что хорошо соответствует данным работы [1 ]. [c.291]

При рентгеноструктурном анализе установлено существование в зоне воздействия лазерного излучения твердых растворов на основе железа. Однородность распределения легирующего металла в твердом растворе зависит не только от теплофизических характеристик составляющих двухкомпонентной системы, но и от режима обработки лучом ОКГ. Количество легирующего элемента в зоне воздействия лазерного излучения значительно превосходит пределы растворимости при равновесных условиях. [c.29]

Бинарные системы — Рентгеноструктурный анализ — Кривые растворимости 3 — 169 [c.20]

Рентгеноструктурный анализ применяется при определении фазового состава, растворимости элементов в твёрдом состоянии, фазовых превращений, величины кристаллитов, изучении преимущественной ориентации кристаллитов (текстуры), напряжённого состояния и др. [c.153]

Диаграмма состояния Hg—Zn (рис. 527) построена на основании ряда исследований, проведенных методами дифференциального термического, микро- и рентгеноструктурного анализов, измерения свойств жидких и твердых сплавов, и приведена по данным работы [1]. Hg и Zn неограниченно растворимы в жидком состоянии. При комнатной температуре (-20 °С) растворимость Zn в Hg составляет 5,83 % (ат.). Значения растворимости Hg в твердом Zn, определенные различными методами, сильно различаются и составляют по данным микроскопического анализа 13 % (ат.), измерения ЭДС 0,5—1,5 %, измерения параметра решетки 0,08 % (ат.). Эвтектическая реакция Ж (Hg) + р протекает при температуре —41,6 °С и концентрации 1,7 % (ат.) Zn. Границы промежуточных фаз р и у [c.970]

Диаграмма состояния Pr-Tb не построена. В работе [1] сообщается о некоторых результатах определения взаимной растворимости компонентов в системе методом рентгеноструктурного анализа. На основе Рг и ТЬ существуют ограниченные твердые растворы. (аРг) растворяет до 28,4 % (ат.) ТЬ (аТЬ) растворяет до 20 % (ат.) Рг. Обнаружена одна промежуточная фаза со структурой типа aSm, символ [c.33]

Поверхностный слой титана сильно обогащен не только алюминием, но и кремнием (рис. 27, 5). Степень обогащения наружных слоев металла этими элементами явно превышает предел их растворимости в титане. При рентгеноструктурном анализе были зафиксированы лишние линии, обычно отсутствующие в спектре титана и, вероятно, принадлежащие интерметаллидным соединениям [c.139]

При изучении системы С—V с помощью только рентгеноструктурного анализа [1 ] растворимость С в V в твердом состоянии определена равной (ат.). В то же время в работе [2] сообщается, что в техническом V, содержащем [c.264]

Растворимость 3b в u в твердом состоянии вновь определена в работе [1 ] методом рентгеноструктурного анализа сплавов, приготовленных из высокочистых материалов. Получены следующие величины, хорошо согласующиеся с данными М. Хансена и К. Андерко (см. т. II, [15, 19]) [c.389]

Равновесия фаз а, Р и V тщательно изучены методами рентгеноструктурного анализа на образцах, отожженных в течение более чем 6 месяцев при 200— 430° С [5,6]. Ретроградная растворимость, отмеченная М. Хансеном и К. Андерко (см. т. II [35]), подтверждена данными работ [5, 6], при этом она определена более строго по сравнению с ранними работами. Фаза 3 распадается по эвтектоидной реакции при температуре —-255° С с образованием смеси а + V [6]. Диаграмма на рис. 190 приведена по данным работы [6], возможно, она является результатом более строгого рассмотрения данных работы [5]. Граница между фазовыми областями а и (а + (3 ) [5, 6] хорошо совпадает при температурах от 400° С и выше с соответствующей границей, приведенной М. Хансеном и К. Андерко (см. т. II [27, 35]) границы [областей (а + Р )/Р" и f 7(fi + 7) [6] в температурном интервале 350—430° С примерно на 1% (ат.) богаче 2п по сравнению с аналогичными данными М. Хансена и К. Андерко (см. т. II [27]). [c.397]

В работе [1 ] не обнаружены соединения в системе и отмечена, по данным рентгеноструктурного анализа, заметная растворимость Ву в 2г. [c.407]

При рентгеноструктурном анализе [6] установлено, что Н присутствует в решетке Fe в виде атомов внедрения. Растворимость Н в Fe при температурах ниже 600° С и давлении 22—136 ат определена в работе [2]. [c.423]

Часть системы от О до 40% (ат.) [50% (по массе) Еа изучена в работе [1] методами металлографического и рентгеноструктурного анализов, а также измерением твердости и электросопротивления образцов сплавов, выплавленных в дуговых печах с использованием металлов чистотой 99%. При содержании Еа более —0,07—0,13% (ат.) [0,1—0,2% (по массе)] образовывались два жидких слоя, что указывало на нерастворимость компонентов в жидком состоянии монотектическая температура определена равной 2400 20° С. Промежуточные фазы не образуются, N5 повышает температуру плавления Ьа на 5—7 град. Растворимость Еа в МЬ при комнатной температуре —0,3% (ат.). [c.146]

Диаграмма, построенная в работе [1 ] (рис. 336), хорошо совпадает с приведенной М. Хансеном и К. Андерко (см. т. II [1], рис.-562), хотя последняя базируется на результатах весьма неполного исследования, в котором даже не применяли микроструктур ный анализ. Наиболее значительно расходятся данные работы [1 ] с приведенным М. Хансеном и К- Андерко (т. II [1 ]) значением растворимости ЫЬ в 2г в работе [11 оно определено равным 0,06% (по массе и ат.) МЬ. Равновесия в системе изучали также в работе [2] с использованием металлографического и рентгеноструктурного анализов данные этой работы хорощо согласуются с данными [1 ], особенно в области, богатой 2г в то же время, по данным [2], предельная растворимость 2г в КЬ составляет 94% (ат.), а минимум кривой ликвидуса [c.245]

Диаграмма на рис. 343 дана по [1],где равновесие оценивалось по результатам термического, металлографического и рентгеноструктурного анализов образцов, приготовленных из высокочистого N1 и Re чистоты 99,6—99,8%. Соединений не обнаружено наблюдается значительная взаимная растворимость компонентов. Растворимость Не в твердом N1 резко уменьшается с понижением температуры, в то время как растворимость N1 и Ке меняется меньше, [c.260]

В работе [1] обнаружена значительная растворимость 1 р в Р-Ри, но фазовая граница не определена. Рентгеноструктурный анализ не дал стабильных результатов предполагается, что в двухфазной области сосуществуют P-Np + Р-Ри результаты термического анализа согласуются с этим предположением [1 .Существенная взаимная растворимость Р-модификаций противоречит диаграмме [2], основывающейся на дилатометрических измерениях. В работе [2] обнаружена очень малая растворимость Нр в Р-Ри и сообщается о существовании промежуточной фазы однако, по данным рентгеноструктурного анализа [1 ], эта фаза имеет структуру Р-Ри. Результаты работы [1] предпочтительнее, чем данные, основанные на косвенных экспериментах [2]. Интерпретация фазовой области а-Нр + + а-Ри, как видно из диаграммы [1], предполагает перитектоидную реакцию (P-Np) + (р-Ри)5 (а-Ри), а не простое превращение (а-Ри) 1 (Р-Нр), как сооб- [c.275]

Рентгеноструктурный анализ при комнатной температуре богатых Т1 фаз в сплавах Т1—Sb, приготовленных из Т1 и Sb чистотой соответственно 99,9 и 99,999%. показал, что растворимость. в твердом состоянии Sb в а-Т1 составляет 1% (ат.), и фаза (Р ) с г. ц. к. решеткой стабильна около 10% (ат.) Sb. Протяженность области гомогенности г. ц. к. фазы определить не удалось. Соединение Tl Sba обнаружено при—22% (ат.) Sb, что хорошо согласуется с данными М. Хансена и К. Андерко (см, т. II [6]). [c.400]

Более значительное расширение, наблюдаемое в спеченных образцах, было приписано изменению состава частиц ЫЬ от центра к краю с одновременным изменением параметра решетки, что создает широкий максимум рентгеновской дифракции. В некоторых образцах дуговой плавки смещение пика было особенно ясно выражено, что свидетельствует об увеличенной растворимости 5п в ЫЬ при более высокой температуре. Результаты рентгеноструктурного анализа хорошо согласуются с результатами [c.148]

Многократные исследования диаграммы состояния системы А1 81 показали, что алюминий и кремний не образуют соединений. В жидком состоянии А1 и 31 полностью растворимы друг в друге, а в твердом образуют эвтектическую смесь двух ограниченных твердых растворов. Отсутствие химических соединений в системе А1—51 подтверждено рентгеноструктурным анализом. Определение растворимости 81 в А в твердом состоянии различными методами показало, что она резко уменьшается с понижением температуры и при комнатной температуре не превышает нескольких сотых долей процента. Резкое падение растворимости 81 в А1 с понижением температуры и коагуляция выделяющейся дисперсной фазы при температуре дисперсного распада твердого раствора (200—300° С) исключают возможность повышения механических свойств двойных сплавов А1—81 путем термической обработки [2, 3]. Таким образом, микроструктура двойных сплавов А1—81 может состоять лишь из двух фаз а-твердого раствора и эвтектики а -Ь 81. Поскольку растворимость А1 в 81 ничтожно мала (параметр решетки чистого кремния а = 5,4163 А, а твердого раствора А1 в 51—5,4176 А), зерна твердого раствора А1 в 81 рассматриваются как зерна кремния. По мере освоения силуминов химический состав их подвергался изменениям с целью повышения механических свойств после термической обработки. [c.339]

Методами рентгеноструктурного и микроструктурного анализов растворимость индия в твердом серебре при 315° была определена в 21,7 [10], а при комнатной температуре — в 20,3 [10] и 20,4% [11]. Измерениями величины термоэлектродвижущей силы сплавов растворимость индия в твердом серебре при 30° определена в 2,1 ат.% [12]. Эти данные резко отличаются от полученных в исследованиях [1, 2, 4, 10, 11, 14] и нуждаются в подтверждении другими методами физико-химического анализа. [c.461]

Описанные выше методы рентгеноструктурного анализа применяются при решении следующих задач определение фазового состава сплавов,границ растворимости в системах с ограниченной растворимостью, измерение напряжений, определение линейных размеров кристаллитов, исследование текстур. С помощью рентгеноструктурного анализа могут быть зафиксированы все превращения в твердом состоянии, связанные с изменением кристаллической структуры. [c.60]

Как показывает рис. 88, а, диспергирование армко-железа под действием серебра происходит на частицы разной дисперсности, о чем можно судить по неоднородности состава прикристаллизованного слоя. При пайке карбонильного железа серебром диспергирование происходит на частицы коллоидных размеров, в результате чего в зоне спая выделяется прикристаллизованный слой однородного состава. Тонкодисперсный переход частиц основного металла в расплав припоя наблюдается также при пайке армко-железа висмутом (рис. 88,6). Эти частицы, согласно работе [23], не растворимы ни в твердом, ни в жидком состоянии. В случае пайки вольфрама медью в зоне спаев выделяются однородные прослойки, по характеру напоминающие интерметаллидные образования. Рентгеноструктурный анализ показал, что это выделения дисперсных частиц вольфрама (рис. 88, е). При пайке вольфрама оловом дисперсные частицы выделяются как на подложку, так и по границам отдельных зерен олова. [c.169]

Равновесие между U и Ь Сг вновь изучено в работах [1—3]. В качестве исходных материалов использовали углерод высокой чистоты и U, вырезанный из центра слитка. Для исследования использовали металлографический анализ закаленных образцов [1] и рентгеноструктурный анализ при высоких температурах [3]. В работе [4] изучена часть диаграммы со стороны U [О—3% (ат.) С] с помощью диффузионного насыщения, термического и микроструктурного анализов. Диаграмма на рис. 118 построена по данным работ [1], [4] [часть диаграммы от О до 3% (ат.) С — по данным работы [4]]. Растворимость С в a-U при 660° С составляет < 0,006% (ат.). Область распада, о которой впервые сообщалось М. Хансеном и К- Андерко (см. т. I [12]), теперь надежно установлена [1, 3, 5] однако образование ЬСг (решетка типа FeSa или СаРг) при добавлении С к иС (решетка типа Na l) через непрерывный ряд твердых растворов весьма необычно. Предложена модель такого перехода [1], однако она предполагает отступление от эмпирического правила о том, что соединения с различной кристаллической решеткой взаимно не растворяются. [c.262]

На основании результатов металлографического и рентгеноструктурного анализов, а также определения температур начала плавления сплавов, приготовленных из 99,7% -ного V, и более чем 99% -кого электролитического Сг, в работе [ 1 ] построена диаграмма (рис. 175). В системе наблюдается неограниченная растворимость в жидком и твердом состояниях с минимумом кривых ликвидуса и солидуса при 1750° С и —30% (ат.) V вывод об отсутствии несмешиваемости в твердом состоянии сделан на основании анализа результатов термообработок сплавов при температурах столь низких, как 700° С. Отрицательное отклонение от закона Вегарда (см. М. Хансен и К- Андерко, т. 1, [1 ]) подтверждено в работе [1 ]. [c.369]

Система изучена в работе [1] методами термического, металлографического и рентгеноструктурного анализов, а также с помощью измерения физических и механических свойств. Сплавы готовили из электролитической меди и 99,5%-ного Nb (0,22% Та) индукционной плавкой в тигле из окиси тория и дуговой плавкой. Диаграмма (рис. 183) построена по данным термического анализа, суммированным в табличном виде в работе [1]. Были использованы кривые охлаждения и измерения оптическим пирометром. Для построения Си-угла диаграммы( см. рис. 183, вставка) применяли вольфрамовый дифференциальный пирометр сопротивления. Микроанализом и измерением микротвердости предельная (при комнатной температуре ) растворимость Си в Nb определена равной —4,3% (ат.) [3% (по массе) ], Nb в Си—-0,14% (ат.) [0,2% (по массе) ] (установлено микроанализом). [c.381]

Система изучена методами термического, металлографического и рентгеноструктурного анализов [1]. Диаграмма (рис. 197) характеризуется монотектической реакцией вблизи ординаты и при те,адпературе плавления чистого V и эвтектической при температуре 1495° С концентрация эвтектической точки —9,2% (ат.) [3% (по массе) ]У. Взаимная растворимость компонентов очень ограничена. Состав жидкости, богатой Ег, прн монотектической температуре 26,7—36,7% (ат.) [10—15% (по массе)] V. В ра- [c.415]

По данным дифференциального термического анализа [1 ], в Ег происходит аллотропное превращение при 1370°С перитектическая реакция Ж + - -(Р-Ег) (а-Ег) установлена ориентировочно. Значительная растворимость Ег в (3-2г установлена предположительно, в связи с отсутствием на термограммах сплавов, содержащих >55 о (ат.) [>40% (помассе)] 2г, температурных остановок, характеризующих эвтектическое превращение. Растворимость 2г в а-Ег определена методами рентгеноструктурного анализа. [c.416]

Рентгеноструктурным анализом определена значительная взаимная растворимость компонентов, составляющая—15% (ат.) каждого компонента [1, 2]. Фаза X (а-Мп) существует примерно при 55—65% (ат.) Os [2]. В работе [3] получена зависимость периода решетки х-фазы от состава, а в работе [4] найдено,что кристаллическую структуру а-Мп имеет сплав с 66% (ат.) Os. Фаза о существует в интервале концентраций 30—54% (ат.) Os [2]. Решетку NbgOs типа -W, о которой сообщалось М. Хансеном и К- Андерко (см. т. II [1 ]), в работе [1 ] не обнаружили, но высказали предположение о возможности существования такой структуры при более низкой температуре. [c.230]

Повышение токов активного анодного растворения в данных электролитах связано с понижением перенапряжения анодного процесса и с тем, что оксидные пленки становятся менее устойчивыми и разрушаются при повышенных температурах вследствие увеличения их растворимости. Известно, что в большинстве случаев оксидные анодные пленки имеют полупроводниковый характер, очевидно, что в данном случае пленки оксидов N 0, СгОг, Т>Ог, обнаруженные рентгеноструктурным анализом, имеют нестехиометрический состав. [c.58]

Данные, полученные методом ИК-спектроскопии, а также результаты рентгеноструктурного анализа позволяют высказать предположение о химическом взаимодействии алюмофосфата с корундом, которое проходит только на поверхности последнего с образованием А1РО4. Предположение о химическом взаимодействии алюмофосфата с корундом подтверждается исследованиями элементного состава, кислотности и растворимости алюмофосфата А-14 и его композиции с корундом (АФ-14-2). [c.63]

Рентгеноструктурный анализ, впервые примененный для исследования закаленной стали Н. Т. Гудцовым, И. Я. Селяковым и Г. В. Курдюмовым, показал, что мартенсит является пересыщенным твердым раствором внедрения углерода в Fe . Пересыщенным он является потому, что растворимость углерода в Fe , как это следует из диаграммы Fe—Feg , при комнатной температуре составляет 0,006%, в мартенсите же может быть растворено углерода до 2%. [c.174]

Процесс распада твердого раствора в системе Аи — N1 изучался различными методами в работах [6, 8, 10, 12, 16, 20—22, 36—38, 40—51, 107]. В работе [6] было установлено, что при комнатной температуре растворимость золота в никеле составляет менее 2,3% Аи (0,7 ат.% Аи). Рентгеноструктурный анализ, а также измерения микротвердости и удельного электросопротивления сплавов с 2,3—19,5% Аи (0,7—6,7 ат.% Аи), закаленных от различных температур, дали основание исследователям сделать вывод, что в этих сплавах имеет место распад твердых растворов по двухфазному механизму. При этом высказывается предположение, что в процессе распада твердого раствора на отдельных ступенях его при температурах выше 500° имеет место образование нестабильных и существующих в очень узком интервале температур упорядоченных структур Аиз№ (9,03% N1), АиН (22,95% N1) и АиН1з (47,2% N1). [c.131]

Рентгеноструктурный анализ, впервые примененный для исследования закаленной стали Н. Т. Гудцовым, Н. Я- Селяковым и Г. В. Курдюмовым. покааял. что мартенсит является пересыщенным вердым раствором внедрения углерода в Ре.. Пересыщен он потому, что растворимость углерода в Ре , как это следует из диаграммы Ре — РезС, при комнатной температуре составляет 0,006% в мартенсите же может быть растворено углерода до2%, т. е. столько, сколько в исходном аустените. Поэтому мартенсит закалки имеет не кубическую, как Ре, а искаженную внедренными атомами [c.117]

Диаграмма состояния системы железо — мышьяк (рис. 23) построена по совокупности ряда работ [1—5], причем участок диаграммы в интервале от О до 12,5% As построен по данным исследования [5]. При 1150° концентрации мышьяка в у и а-фа-зах, находящихся в равновесии, равны соответственно 1,75 и 2,4%. Рентгеноструктурным анализом определена следующая растворимость мышьяка в а-желазе [c.467]

Исследование богатых хромом сплавов Сг — Si методами рентгеноструктурного и микроструктуриого анализов приведено с работе [39], в которой растворимость кремния в хроме определялась путем закалки литых сплавов от температур 1620, 1370 и 1070° К и изучения микроструктуры сплавов (рис. 6). Из рис. 6 следует, что растворимость кремния в хроме составляет при температурах ниже 1570° К примерно 1,5%. [c.17]

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]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...