Диаграммы железо-никель

Легирующие элементы образуют с железом твердые растворы и химические соединения. Твердые растворы замещения неограниченной растворимости непосредственно после затвердевания образуют с железом никель и кобальт и металлы группы платины, а с а-железом -только хром и ванадий. Характерная диаграмма для систем Fe - Сг показана на рис. 21. [c.45]

Оба компонента неограниченно растворимы в жидко.м и твердом состояниях и не образуют химических соединений. Диаграмму 11 рода образуют, например, сплавы систем никель - медь , серебро - золото , железо -никель , медь - золото , медь - платина , железо - хром и др. [c.36]

Фиг. 14. Диаграмма состояния никель — железо.

Железо-молибден, система — Диаграмма состояния 3 — 329 Железо-молибден-углерод, система — Изотермическое сечение 3 — 336 Железо-никель, система — Диаграмма состояния 3 — 328 Железо-титан-углерод, система — Изотермическое сечение 3 — 336 Железо-углерод-легирующий элемент, система [c.77]

Рис. 55. Диаграмма состояния системы железо — никель 10

Изображенная на рис. 7 диаграмма (типа сигары ) представляет собой достаточно распространен ный случай. Помимо медно-никелевых в соответствии с подобными сигарами затвердевают и плавятся сплавы систем железо — никель, висмут —сурьма, золото —серебро и многих других. Существуют и иные типы фазовых диаграмм. Их построение очень важно для решения ряда металлургических и металловедческих задач, и в этом нам еще предстоит убедиться. Но порой знание диаграмм может пригодиться даже в археологии... [c.40]

Рис. 122. Диаграмма состояния системы железо—никель

Системы железо—никель и железо—хром—никель подробно рассмотрены в работе [56]. Сплавы железа с никелем образуют в основном у-твердые растворы. Никель сильно снижает критические точки, фиксирующие превращение у- в а-железо, причем точки на диаграмме состояния, соответствующие превращению а- в у-железо, с увеличением содержания никеля смещаются вверх, а точки, соответствующие превращению у- в а-железо, смещаются вниз. Превращения у —> а при охлаждении и а у при нагреве никелевых и хромоникелевых сталей происходят с большим гистерезисом. [c.158]

В работе [56] исследован вклад различных микромеханизмов разрушения в хрупкое и вязкое разрушение образцов из сплава Fe — 4% Si путем фрактографического анализа образцов Шарпи, испытанных на ударную вязкость. На рис. 36 результаты фрактографического анализа представлены в виде диаграммы, отражающей изменение вклада различных типов разрушения с изменением температуры. Установлено также, что легирование железа никелем повышает, а кремнием понижает напряжение скола (5с и тем больше, чем выше содержание кремния (табл. 9). Главная причина снижения с увеличением содержания кремния в железе связана с увеличением вклада в скол доли разрушения по плоскостям 110 с увеличением содержания кремния при понижении температуры. В случае сплавов Fe — Ni при разрушении в условиях низких температур сколом по плоскостям 100 наблюдали раскалывание карбидов и межзеренное разрушение. Раскалывание карбидов связывают с пересечением карбидов двойниками или полосами скольжения. [c.71]

Диаграммами, аналогичными описанной, характеризуется целый ряд сплавов. Из них можно указать следующие двойные (бинарные) сплавы никель-кобальт, золото-серебро, железо-марганец, железо-никель и другие. [c.130]

Диаграмма состояния железо—никель приведена на рис. 145. Никель — аустенитообразующий элемент, сильно понижающий критические точки Y — а-превращения. Это влияние никель оказывает и при его введении в хромистые стали. Поэтому сталь, содержащая 18% Сг и 9% Ni, при комнатных температурах имеет структуру аустенита (см. рис. 145). [c.247]

Диаграмма состояния 2-го рода, соответствующая сплавам, компоненты которых как в жидком, так и в твердом виде полностью растворимы. К сплавам, кристаллизующимся по этой диаграмме, т. е. образующим твердый раствор, относятся сплавы медь — никель (Си — N1), железо — никель (Ре — N1), кобальт — хром (Со — Сг) и др. Диаграммы строятся, как и пре- [c.24]

Приведенная структура диффузионных слоев согласуется с тройной диаграммой состояния железо—никель—хром. [c.80]

При увеличении содержания марганца (свыше 0,7—0,8%) или кремния (свыше 0,5—0,6%) или при введении других легирующих элементов (никеля, хрома и др.) положение критических точек значительно изменяется и определение их по диаграмме железо— углерод или по тройной диаграмме железо—углерод—легирующий элемент для стали, содержащей несколько легирующих элементов, становится невозможным. [c.266]

Однако диаграмма железо — углерод характеризует состояние чистых железоуглеродистых сплавов, промышленные же сплавы содержат, кроме того, марганец, кремний, фосфор и серу (а также в небольших количествах хром, никель и др.). В углеродистых сталях влияние этих примесей на положение критических точек не столь значительно, что и позволяет с некоторым приближением определять температуры термической обработки по диаграмме железо — углерод. [c.283]

Рис. 45. Диаграмма состояния железо—никель—медь

Диаграмма состояния железо — никель приведена на рис. 153. Никель —аустенитообразующий элемент, [c.329]

Рис. 153. Диаграмма состояния железо — никель

РИС. 50. Диаграмма состояния системы железо — никель [c.179]

Диаграмма этого рода соответствует кристаллизации таких сплавов, как медь — никель, железо — никель, кобальт — хром и др. [c.67]

Однако при увеличении в стали содержания марганца (свыше 0,7— ,8 Vo) или кремния (свыше 0,5—0,6 /о) или при введении легирующих злементов (никеля, хрома и др.) положение критических точек в стали значительно изменяется и определение их по диаграмме железо — угле- [c.247]

Отдельную группу диаграмм состояния образуют сплавы компонентов, которые обладают неограниченной растворимостью как в жидком, так и в твердом состоянии. По указанному типу диаграмм состояния происходит кристаллизация сплавов медь — никель, железо — никель, кобальт —хром и некоторых других. При кристаллизации таких сплавов из жидкого раствора выделяются кристаллы твердых растворов компонентов, образующих сплав (а не чистых компонентов). Состав кристаллов, выделяющихся из [c.76]

Рис. 1.1.6. Диаграмма состояния железо-никель

Хромоникелевые стали. Добавка никеля в систему Ре — Сг вносит значительные изменения в структуру сплава и влияет на его физико-механические и коррозионные свойства. Добавка к железу никеля способствует образованию сплавов с неограниченной у-областью. Из структурной диаграммы, приведенной на фиг. 170, видно, что сталь аустенитного класса можно получить при содержании 8% никеля и 18% хрома. [c.202]

Следует также отметить особое поведение некоторых сплавов, например, железоникелевых, и особенно никелевых сталей. Двойная диаграмма состояния железо—никель (рис. 72) показывает, что при 300° С 9%-ный никелевый сплав является двухфазным, вероятно, остается таким при более низких температу- [c.74]

Железо, никель, хром, стали. Диаграмма тройной системы и — Fe — С показана на рис. 3.33 [167]. Железо и монокарбид урана стехиометрического состава образуют эвтектику при температуре 1105 5°С и содержании железа 51,5 0,5 вес. % (рис. 3.34) [92, 168]. Никаких новых фаз и признаков взаимной растворимости отмечено не было. [c.222]

Из схематических диаграмм состояния железо — легирующий элемент, приведенных на рис. 273, видно, что свыше определенного содержания марганца, никеля или некоторых других элементов (рис. 273,а) состояние существует как стабильное [c.342]

Существуют, однако, две анормальные системы Fe—Ni и Fe—Pt, в которых изменение коэффициента линейного расширения сплавов не подчиняется общим правилам. У железоникелевых сплавов коэффициент линейного расширения при добавлении никеля изменяется по сложной зависимости (рис. 397). Из этой диаграммы мы видим, что у железа а=11,6-10- . Сплав с 25% Ni имеет почти в два раза больший коэффициент линейного расширения (а = 20-10 ). Сплав с 36%Ni имеет в восемь раз меньший коэффициент линейного расширения (а= 1,5-10 ). [c.537]

Графики этих зависимостей приведены на рис. 9.16. Малая активность марганца как раскислителя создает большие остаточные концентрации марганца в металле, но они не влияют на механические свойства стали (до 1 %). При высоких температурах и достаточно малых концентрациях Мп остаточная концентрация кислорода превышает предел концентрации насыщенного раствора Li (см. с. 329 ), которая показана на рис. 9.16 штриховой линией. Несмотря на малую раскислительную активность, марганец широко применяется в сварочной металлургии, так как кроме кислорода он извлекает из жидкого металла серу, переводя ее в MnS, плавящийся при 1883 К, поэтому при кристаллизации металла шва влияние легкоплавкой сульфидной эвтектики понижается и повышается сопротивление металла образованию горячих трещин. Обобщенная диаграмма плавкости Me — S для железа, кобальта и никеля приведена на рис. 9.17, указаны температуры плавления сульфидных эвтектик, лежащих ниже температур кристаллизации стали, никеля и кобальта. [c.328]

В частности, наблюдается сильное различие диаграмм Os—6 для металлов с разной кристаллической решеткой в области низких температур. Например (рис. 254), с повышением температуры предел текучести уменьшается, однако снижение у тантала, железа, вольфрама, молибдена выражено значительно сильнее, чем у никеля. Низкотемпературное плато у вольфрама и молибдена может быть связано с двойникованием. Считается, что сильная температурная зависимость напряжения течения у о. ц. к. металлов и переход из вязкого состояния в хрупкое в области низких температур обусловлены влиянием примесей внедрения (С, N) и вкладом в величину Ts, обусловленным силами Пайерлса — Набарро. Вклад от пересечения леса дислокаций для о. ц. к. металлов незначителен и оказывается более эффективным для г. ц. к. металлов (см. гл, IV). [c.473]

На сечении диаграммы состояния тройной системы Fe—Сг—Ni при 1100 "С (рис 304) этим сплавам соответствуют двухфазные области a -fv (основа никель или железо-f никель) и a-fv (основа железо), где а -фаза с о. ц. к. решеткой обогащена хромом. При более высоких температурах эти сплавы являются однофазными а (о, ц. к.) в сплавах на основе железа и у (г. ц. к.) в сплавах с высоким содержанием никеля. [c.577]

Как и ожидалось из сравнения металлохимических свойств титана и металлов группы платины, в этих системах существуют первичные твердые растворы и интерметаллические соединения. Количество соединений при переходе от рутения к родию и палладию и от осмия к иридию и платине увеличивается. В составе, структуре и свойствах этих соединений при определенном сходстве наблюдается и существенное отличие (рис. 6). Для сравнения рассмотрим также соединения, образующиеся в сплавах титана с железом, кобальтом и никелем [3, 17]. (Диаграммы состояния двойных систем титана с железом, кобальтом и никелем на рис. 6 приведены из справочника Р. П. Эллиота Структуры двойных сплавов , системы с платиной — по данным [22 ). [c.187]

Диаграмма фазового равновесия и изменение свойств в зависимости от состава сплавов системы железо—никель представлены на рис. 108. При содержании 75% Ni образуется сверхструктура NijFe и вблизи этого состава, при содержании примерно 79% Ni величины К и [c.150]

Исходя из этого, всю кривую BD можно было бы назвать кривой питтингообразования (несовершенной полировки). Повышение анионной концентрации приводит к тому, что переход от пассивного со стояния к анодному полированию наступает при менее ооложительных потенциалах. Интересно отметить, что в окрестностях точки В при относительно не-, больших вариациях потенциала и концентрации анионов следует ожидать всех трех типов поведения металлического анода, т. е. активного растворения, пассивации и анодной полировки. Верхняя часть диаграммы Хора относится к переходам от пассивного состояния к так называемой перепассива-ции. Такие переходы, однако, возможны для металлов, обладающих несколькими ступенями окисления, наподобие железа, никеля или хрома, для которых явление перепасси-вации изучено наиболее достоверно. [c.103]

Металловедению ванадия, ниобия, молибдена, вольфрама, хрома и их сплавов посвяш ены обстоятельные монографии советских ученых [1—4 и др.]. Физико-химические принципы разработки жаропрочных сплавов в связи с диаграммами состояния, основанные на учении академика Н. С. Курнакова, развиты в обобш,ающих трудах [5—8]. Структура и свойства тугоплавких металлов и их сплавов детально рассмотрены в монографиях [9—12]. Систематически изложены также теория и практика дисперсионного упрочнения сплавов железа, никеля и кобальта [13—16], Однако дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов, представляюш.ее наиболее важный метод повышения жаропрочности их сплавов, пока еш,е не получило адекватного освещения. Исследования дисперсионного упрочнения тугоплавких мета.рлов карбидами, нитридами, оксидами, боридами переходных металлв, опубликованные в периодической литературе, были детально проанализированы с позиций физичеС кого металловедения [11], однако необходима систематизация и дальнейшее обобщение имеющихся данных в аспекте электронного строения и физико-химического анализа сплавов. В монографии сделана попытка восполнить этот пробел. [c.3]

Установлено, что по структуре и фазовому составу электроосажденных сплавов железо—никель—хромовые сплавы, полученные из сульфамидного электролита, отличаются от нержавеющих сталей. Электроосажденные сплавы имеют мелкодисперсное строение и представляют собой преимущественно а-фа-зу. Термообработка при температуре 800—850° С в защитной атмосфере вызывает укрупнение зерен и изменение фазового состава сплава в соответствии с диаграммой состояния системы железо—никель—хром. Табл. 1, рис. 4, библ. 8. [c.124]

Диаграммы 2-го рода соответствуют сплавам, у которых компоненты и в жидком, и в твердом виде образуют раствор. К таким сплавам относят медь — никель, железо — никель, кобальт — хром и др. Диаграммы их состояния строят так же, как диаграммы 1-го рода, на основании анализа кривых охлаждений сплавов с различным содержанием составляющих их компонентов. Рассмотрим диаграмму состояния сплавов медь — никель (рис. 14). Кривая 1 относится к чистой меди с точкой кристаллизации 1083 °С, кривая 5 — к никелю с точкой кристаллизации 1452 °С. Кривая 2 характерна для кристаллизации сплава, содержащего 20% никеля. Начало кристаллизации этого сплава в точке а, при этом кристаллизуется решетка меди, в которой имеется 20% никеля. В точке о кристиллизация заканчивается. Аналогично кристаллизуются сплавы с содержанием 40% (кривая 3) и 80% никеля (кривая 4), но точки начала (С1 и Ог) и конца ( 1 и г) кристаллизации у первого сплава ниже, [c.33]

Диаграмма состояния системы железо — никель (рис. 24) дана в редакции [1]. Температуры затвердевания сплавов железо- иикель и превращение определены достаточно надежно, хотя величина интервала ликвидус—солидус окончательно не установлена вероятно, она составляет несколько градусов. Границы а/а-f y = и yja + 4- Y-фаз нанесены по рентгенографическим и магнитометрическим данным [2], которые были получены в условиях наиболее приближающихся к равновесным (см. также результаты работ [2—7]). Однако эти данные для температур ниже 300° нельзя считать окончательными из-за крайне медленно протекающих превращений в сплавах железа с никелем. На существование соединений в системе Ре—Ni указывалось еще в старых работах [8]. На рис. 24 пока зана область образования фазы PeNia, имеющей, по данным [9- 14], упорядоченную структуру. Согласно работе [12], процессы упорядочения охватывают широкую область концентраций (примерно от 50 до 80% никеля). Наиболее вероятно, что других интерметаллияеских соединений в системе не образуется, хотя предположения об их существовании имеются. [c.468]

В серых чугунах существенная часть углерода присутствует в виде графита, а большинство превращений соответствует стабильной диаграмме железо—углерод. Кремний, никель и медь являются графитизирующими элементами они способствуют образованию серого чугуна, уменьшая устойчивость цементита (ф. 191 и 192). [c.83]

Алюминиевые бронзы. Наиболее часто применяют алюминиевые бронзы, двойные (БрА5 и БрА7) и добавочно легированные никелем, марганцем, железом и др. Эти бронзы используют для различных втулок, направляющих седел, фланцев, шестерен и других небольших ответственных деталей. На рис. 172 приведена диаграмма состояния Си—А1. Сплавы, содержащие до 9,0 % А1, —однофазные и состоят только из а-твердого раствора алюминия в меди. Фаза 3 представляет твердый раствор иа базе электронного соединения Си ,Л1 (3/2). При содержании более 9 % А1 (в структуре появляется эвтектоид а -f у (у — электронное соединение ug Ali,,). При ускоренном охла>кд,е-нии эвтектоид может наблюдаться в сплавах, содержащих 6—8 % А1. Фаза а пластична, но прочность ее невелика, у -фазн обладает повышенной твердостью, но пластичность ее крайне незначительная. [c.351]

Переход к разрушению элементов авиационных конструкций на заключительной фазе развития усталостной трещины может быть осуществлен в широком диапазоне температурно-скоростных условий нагружения. Возможны разнообразные ситуации по интенсивности напряженного состояния материала в зоне страгивания трещины применительно к широкому классу конструкционных материалов на основе железа, титана, алюминия, магния и никеля. Поэтому в условиях эксплуатации могут быть достигнуты ситуации с минимально реализованной вязкостью разрушения вплоть до межзеренного проскальзывания или, напротив, может произойти высокопластичное разрушение, в котором сочетаются процессы внутризе-ренного скольжения и межзеренной ползучести. Вся совокупность реализуемых таким образом ситуаций в условиях эксплуатации должна рассматриваться с единых энергетических позиций с привлечением карт или диаграмм областей устойчивого поведения материала [40-42]. [c.97]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...