Скорость охлаждения системы

Перегрев или переохлаждение системы тем больше, чем больше скорость нагрева или скорость охлаждения, причем склонность к переохлаждению больше, чем к перегреву. [c.137]

При кристаллизации доэвтектического сплава 2 (см. рис. 60, б) по достижении температуры несколько ниже в жидкости образуются кристаллы твердого раствора а. На кривой охлаждения (см. рис. 60, а) при /j отмечается перегиб, связанный с уменьшением скорости охлаждения вследствие выделения скрытой теплоты кристаллизации. Процесс кристаллизации а-раствора (т. е. сосуществования двух фаз) идет в интервале температур, так как система имеет одиу степень свободы (С -= 2 + 1 — 2 = 1). [c.97]

Микротвердость дендритов а-твердого раствора (/, 3) и эвтектических участков (2, 4) в сплавах системы А1—Si после кристаллизации под давлением со скоростью охлаждения 10 (/, 2) н 200 (3. 4) С/с [c.26]

Существенное влияние на условия кристаллизации оказывает и скорость охлаждения. Приложение давления уже при небольших скоростях приводит к значительному измельчению эвтектики сплавов системы А1— Si. Степень измельчения сильно возрастает с увеличением скорости охлаждения. При скорости охлаждения [c.26]

При исследовании, например, термической усталости материалов, а также при наблюдении кинетики полиморфных превращений и других явлений важно не только нагреть образец, но и охладить его с требуемой скоростью. При радиационном нагреве скорость охлаждения образца определяется тепловой инерцией системы нагреватель—образец и может колебаться от нескольких до сотен градусов в минуту. Образцы, подвергаемые контактному и индукционному нагревам, охлаждаются со значительно более высокими скоростями, зависящими от их массы. Например, после прекращения пропускания электрического тока через образец, нагретый до 1200° С и имеющий активное сечение 9 мм , в течение первых 5 с снижение температуры происходит со средней скоростью около 50 град/с. Примерно с такой же скоростью охлаждаются образцы, нагреваемые индукционным способом. [c.77]

Промежуточная стадия графитизации (i ) заключается в охлаждении от температуры первой стадии до температуры ниже критической (730—720° С). Охлаждение следует вести со скоростью, исключающей выделение вторичного цементита, т. е. обеспечивающей кристаллизацию по стабильной системе. Допустимая скорость охлаждения сравнительно весьма велика и достигает 280° С в час. Практически скорость охлаждения определяется характером печи, методом отжига и степенью использования рабочего объёма печи. При отжиге в печах механизированных и электрических промежуточная стадия может осуществляться охлаждением на воздухе. Время промежуточной стадии — от 0,5 до 12 час. [c.548]

При пониженных скоростях охлаждения отливки аустенит не успевает переохладиться до интервала перлитного превращения и претерпевает эвтектоидный распад по стабильной системе (кривые 4 5 па рис. 2). При этом характерной структуры эвтектоида не образуется, эвтектоидный графит осаждается на имеющихся [c.15]

Уравнение (10) позволяет рассчитать наблюдаемое смещение точки равновесия, если охлаждение системы вблизи в идет со скоростью lj. При этом получается [c.10]

При моделировании полиморфных и фазовых превращений в металлах предполагалось, что при переходе к новому структурному состоянию изменяется общая энергия системы, что связано с изменением энергии межатомной связи, параметра решетки, координационного числа и т. д. Эта избыточная энергия АЕ при малых скоростях охлаждения выделяется в окружающую среду в виде теплового эффекта превращения а при высоких - рассеивается в металле в виде дополнительных элементов структуры системы Поскольку любое изменение структуры системы приводит к изменению напряжений в системе на величину [c.189]

При закалке из жидкого состояния (скорость охлаждения около 10 °С/с) в системе Y-Zr образуются метастабильные твердые растворы (а ) с ГПУ кристаллической структурой [3, 4]. В области концентраций 40-70 % (ат.) Zr фаза а сосуществует с метастабильной ОЦК фазой р. При меньших скоростях охлаждения на основе обоих компонентов образуются два типа твердых растворов с ГПУ структурой - а и а с меньшей концентрацией легирующего элемента. Со стороны Y фаза а ограничивается 10 % (ат.) Zr, фаза а простирается почти до 50 % (ат.) Zr [3, 4]. [c.432]

При увеличении концентрации алюминия в двухкомпонентной системе Си — А1 даже при закалке с очень высокой скоростью охлаждения невозможно предотвратить выделение 72-фазы, термоупругое мартенситное превращение не возникает. В связи с этим можно считать, что добавка N1 подставляет диффузию Си и А1 и стабилизирует /3-фазу. Действительно, если сравнить разрезы диаграммы состояния трехкомпонентной системы Си - А1 — N1 с разным содержанием N1, то можно [c.101]

При создании теории легирования аморфных металлических сплавов необходимо принимать во внимание комплекс физико-химических параметров, характеризующих как индивидуальные свойства компонентов сплава, так и их взаимодействие в системе [423]. Отсюда возникает задача построения метастабильных диаграмм состояния с определением областей аморфизации при заданных скоростях охлаждения расплава. Такие диаграммы необходимы также для установления составов сплавов повышенной стабильности. [c.273]

В предыдущем параграфе уже отмечалось превалирующее влияние на структурообразование при сверхбыстрой закалке скорости охлаждения, определяющей величину переохлаждения, а следовательно, и степень неравновесности системы. В работе [468] исследовали структуры быстро-затвердевших Ag—Си- и Ag—РЬ-сплавов при трех скоростях охлаждения 10 , 3-10 и 10 К/с. Сплавы Ag—Си имели дендритную структуру при малых скоростях охлаждения. При максимальной скорости охлаждения для них наблюдали бездиффузионное затвердевание. Сплавы А1— РЬ после затвердевания при всех исследованных скоростях охлаждения имели ячеистую или дендритную структуру. Бездиффузионного затвердевания этих сплавов не наблюдали. В [469] отмечено, что аморфная фаза не образуется непосредственно из расплава, но может возникать при отжиге метастабильных кристаллических фаз. [c.287]

На рис. 168 поверхность идеального стеклообразования представлена полуосью (заштрихованная часть) отрицательных значений. Сингулярная поверхность Sg сводится к точке е = 0. Эволюция системы в процессе охлаждения характеризуется траекторией С, которая в зависимости от скорости охлаждения либо пересекает (Сг) полуокружность, расположенную вблизи сингулярной точки, либо нет ( j). При медленном охлаждении траектория С не заходит в сингулярную область, и поэтому реализуется режим спонтанной кристаллизации в точке плавления, соответствующей термодинамической температуре плавления. При скоростях, отвечающих траектории j, реализуется режим переохлаждения, при котором в точке Tg происходит спонтанное стеклование. Особенности поведения синергетической системы авторы [474] связывают не с коллективным поведением системы как целого, а с перестройкой в ограниченных клас- [c.292]

Охлаждение системы воздухом как маневренный и эффективный способ позволяет выбирать скорости охлаждения в очень широком диапазоне. Кроме того, позволяет охладить неподвижную деталь, и тем самым, значительно упростить конструкцию, уменьшить габаритные размеры установки, сделать ее более компактной и, главное, уменьшить разброс результатов, неизбежный при охлаждении в воде. Охлаждение водой, естественно, происходит с большей скоростью, но решающее значение при этом имеют размеры деталей. Отсутствует необходимость в применении для охлаждения специальной среды соляной ванны, кипящей воды, пара и др. [c.297]

Положение линий на диаграмме зависит от скорости охлаждения сплавов, поэтому температуры критических точек при построении диаграмм состояния определяют при медленных охлаждениях или нагревах. Такие диаграммы называют равновесными. Левая крайняя точка на горизонтальной оси соответствует 100 %-му содержанию одного компонента. Процентное содержание второго компонента откладывается по этой оси слева направо. Правая крайняя точка соответствует 100 % второго компонента. Экспериментально построенные диаграммы состояния проверяют по правилу фаз, дающему возможность теоретически обосновать направление протекания процессов превращения для установления равновесного состояния системы. [c.89]

Большая вязкость и меньшие скорости охлаждения обеспечивают и меньшую склонность к деформации многих деталей. Это особенно заметно при повышении температуры закалочного масла в интервале от 120—140 до 160—180° С. Именно поэтому при закалке после цементации и нитроцементации применяются масла МЗМ-120 и МС-20, которые имеют преимущество перед маслом И-50А в указанном интервале температур. Использование масла И-50А менее желательно и для обработки больших садок (>100 кг) из-за пониженной температуры вспышки. При закалке в холодное масло можно использовать более дешевые масла типа веретенного с пониженной температурой вспышки. Следует отметить малую склонность к старению масел МС-20, что позволяет длительное время работать без смены масла в охладительной системе, только добавляя какое-то его количество для сохранения общего объема масла. Последнее имеет важное практическое значение в крупных цехах с централизованной системой охлаждений и аварийного слива. [c.529]

Необходимо также предусмотреть специальное приспособление для отвода небольшого количества инертных газов, которые могут накапливаться в конденсаторе и сборнике. При этом производят периодическую или непрерывную продувку, которая может выполняться вручную или автоматически по температуре конденсата. Даже если инертный газ поступает в систему непрерывным потоком, то при малых его расходах простым дросселированием этого потока невозможно добиться качественного регулирования давления. Рассмотрим в качестве примера колонну высотой 3 м скорость паров в колонне 0,6 м1сек, содержание инертных газов в парах 0,1%. При емкости конденсатора и сборника примерно 14 постоянная времени по каналу давление — расход инертных газов составит около 1 ч. Уменьшение температуры воды вызовет уменьшение давления в конденсаторе, которое будет восстанавливаться очень медленно, даже если клапан на газовой линии полностью закрыт. Известно, что объекты, которые характеризуются одной большой постоянной времени, легко поддаются регулированию. Однако в рассматриваемой системе регулирования большая постоянная времени крайне нежелательна, так как может вызвать насыщение выходного сигнала регулятора. Это явление объясняется тем, что этот объект фактически характеризуется двумя постоянными времени. Постоянная времени по каналу изменение давления — изменение расхода воды или изменение давления — изменение температуры воды составляет приблизительно 1 мин или меньше (см. гл. 11, посвященную теплообменникам), так как она соответствует изменению парциального давления конденсирующихся паров. Постоянная вре.мени, соответствующая изменению парциального давления инертных газов, значительно больше. При изменении скорости охлаждения система регулирования для поддержания постоянства общего давления должна изменить парциальное давление инертных газов. Так как в этом случае имеет место скорее слежение, чем регулирование, то большая постоянная времени вызывает значительное ухудшение переходного процесса. [c.370]

При нагреве и охлаждении стали в процессе термической обработки ее структура претерпевает ряд последовательных превращений, которые определяются диаграммой состояния системы Fe-Fe . Следует представлять за символами отдельных фаз и структур реальные кристаллы с особенностями их строения и состава. Для этого необходимо знать механизм кристаллизации и перекристаллизации, который включает образование центров новых кристаллов и их рост в соответствии с температурными зависимостями изобарных потенциалов жидкой G и твердой Gy фаз. В процессе охлаждения стали, нагретой выше температуры аустенитного превращения, происходят фазовые превра1цения в зависимости от скорости охлаждения. При этом при любом виде термической обработки реализуются четыре основных превращения. Рассмотрим эти превращения для звтектоидной стали (содержание углерода 0,8%). [c.160]

По данным Т. П. Ершовой и Е. Г. Понятовского [28], в системе Fe — С вблизи температуры плавления эвтектики (около 1127—1227 С) при всестороннем давлении выше 200 МН/м , а при температурах около 730°С при давлении выше 500 МН/м стабильной становится диаграмма железо — цементит. Из этого следует, что при любой скорости охлаждения расплавов Fe — С при высоких давлениях должен выпадать цементит. [c.35]

В сплавах системы FeB но мере увеличения скорости охлаждения происходит переход от кооперативного роста к гомогенному зарождению и раздельному росту фаз, образующих эвтектику [13]. При охлаждении со скоростью более 10 °С/с эвтектика состоит из кристаллов a-Fe и моноборида FeB, который заменяет в структуре равновесную фазу РегВ. Наблюдаемое изменение в строении эвтектики связывают с особенностями ближнего порядка в жидком расплаве. [c.67]

Изучено влияние скорости охлаждения после печного и индукционного нагрева на структуру, статическую и динамическую прочность иизкоуглеродистой стали Ст. 3 и низколегированной стали 10Г2С1. Заготовки охлаждали вместе с печью, на воздухе, в масле и в воде. Установлено увеличение циклической прочности за счет поверхностной индукционной закалки. Причина повышения циклической прочности низкоуглеродистых сталей при увеличении скорости охлаждения и температур аустенитизации свя зана с обра.зованием структур с лучшим сочетанием механических свойств и более благоприятной системой остаточных напряжений в поверхностном слое металла. [c.427]

Фаза S имеет форму пластинки и зарождается предпочтительно на дислокациях, как и фаза в в сплаве системы А1—Си. Она по крайней мере частично не когерентна с матрицей и имеет приблизительный состав Ab uMg. Вызывает удивление, что до сих пор нет подходящей количественной оценки процессов, имеющих место во время стандартной термомеханической обработки такого широко применяемого сплава 2024. Упрощенное качественное описание термомеханической обработки этого сплава можно представить следующим образом. При температуре нагрева перед закалкой большинство легирующих элементов переходит в твердый раствор. Однако марганцовистые соединения и другие интерметаллические частицы не растворяются. Эти частицы препятствуют движению границ зерен, способствуя образованию структуры с удлиненным зерном во время изготовления полуфабриката. Быстрое охлаждение с температуры под закалку приводит к пересыщению твердого раствора с почти равномерным распределением меди и магния в матрице. В этих условиях даже границы свободны от выделений, как показано на рис. 86. Если скорость охлаждения во время закалки меньше, чем 550 °С/с, то зарождение и рост фазы, обогащенной медью, может происходить по границам зерен с образованием при этом зон, обедненных медью, непосредственно прилегающих к границам зерен. [c.237]

При снижении температуры отливки до области критических точек начинается эвтектоидное превращение аустенита. Как и эвтектическое, эвтектоидное превращение может протекать как в стабильной системе (по схеме аустенит -> феррит + графит), так и в метастабильной (по схеме аустенит феррит + цементит) в зависимости от состава чугуна и скорости охлаждения отливки. При повышенной скорости охлаждения (кривые /, 2 и 3 на рис. 2) аустенит переохлаждается сильнее и превращается по метастабильной системе в цементито-ферритную эвтектоидную смесь — перлит [c.15]

Главным образом для обеспечения высокой плотности материала отливки и расхода металла на литниковые системы, исключения центровых стержней, а также предотвращения сопротивления усадки и уменьшения скорости охлаждения наружных слоев отливки (устрамения от-бела чугунных отливов) [c.757]

А. м.— метастабильные системы, термодинамически неустойчивые относительно процесса кристаллизации, их существование обусловлено только замедленностью кинетич. процессов при низких теми-рах. Стабилизации А. м. способствует наличие т. н. аморфизирующих примесей. Так, аморфные плёнки из чистых металлов значительно менее стабильны, чем нлёнки из сплавов, а для получения металлич. стёкол из чистых металлов требуются очень большие скорости охлаждения ( 10 о К/с). [c.69]

Существенное изменение температуры полиморфного превращения может быть достигнуто за счет легирования. Все элементы, присутствующие в титане (примеси и специально вводимые для его легирования), могут быть сгруппированы по влиянию на полиморфизм. Элементы, повышающие температуру полиморфного а iri р-превращения и расширяющие область существования а-мо-дификации, относятся к группе а-стабилизаторов. В эту группу входят А1, Ga, La, Се, О, С, N. Типичные равновесные диаграммы состояния систем Ti—а-стабилизатор приведены на рис. 1, а, б. Обычно а-стабилизаторы подразделяются на две подгруппы образующие с а-фазой титана твердые растворы замещения (рис. I, а) и растворы внедрения (рис. 1,6). По мере увеличения содержания а-стабилизирующего элемента повышается температура а р-превращения, причем переохладить р-фазу до температур, лежащих ниже границы р -Ь а— а перевода, невозможно даже при значительных скоростях охлаждения. Все а-стабилизаторы обладают ограниченной растворимостью как в а-, так и в р-модификациях титана. В сплавах, содержащих а-стабилизаторы в количестве, большем предела растворимости, в а-фазе наблюдается п еритектоидное превращение р-твердого раствора с образованием либо упорядоченных фаз (системы Ti—А1, Ti—Ga), либо оксидных и карбонитридных соединений (системы Ti—О, Ti—С, Ti—N). К группе р-стабилизаторов относятся элементы, понижающие температуру полиморфного р— а-1-р-превращения титана и сужающие область существования а-фазы. В эту группу входит [c.5]

Диаграмма состояния Sb-Se (рис. 551) приведена из работы РС], где она построена по результатам нескольких исследований. В системе наблюдается область несмешиваемости в жидком состоянии. Вид диаграммы состояния данной системы зависит от скорости охлаждения, так как расслоение может происходить лишь при медленном охлаждении, поскольку разница в плотности обеих жидкостей мала. В системе установлено существование соединения Sb2Se3, температура плавления которого поданным различных работ равна 617, 605, 575 [X], 600 С [1]. Соединение Sb2Se3 имеет структуру собственного типа (символ Пирсона [c.229]

В последнее время все большее внимание уделяется роли кристаллохимического фактора, определяющего взаимосвязь между склонностью к аморфизации и типом стабильных и метастабильных фаз, характерных для тех или иных систем [6, 12, 13, 22]. Здесь надо отметить, во-первых, что во многих системах легко аморфизирующиеся сплавы располагаются в области тех составов, которым отвечают соединения со сложной кристаллической структурой (<т-, р,- и 0-фазы или фазы Лавеса). Предполагается, что для таких сплавов процесс образования критических зародышей сильно затруднен из-за необходимости существенного перераспределения компонентов в расплаве. Но это только один аспект проблемы. Основываясь на данных об атомной структуре метастабильных фаз, которые являются последними в ряду кристаллических состояний, возникающих по мере увеличения скорости охлаждения, можно сформулировать следующий кристаллохимический критерий для определения сплавов с повышенной склонностью к аморфизации (Ю.. А. Скаков) наибольшей склонностью обладают сплавы, которые при скоростях охлаждения, близких к критическим, кристаллизуются в структурах, имеющих атомную координацию, отвечающую упорядоченной о. ц. к. решетке (сверхструктура на основе о. ц. к. решетки). Эти данные позволяют представить, что в процессе охлаждения переохлажденного расплава не только протекают процессы релаксации атомной структуры, связанные с принципом эффективной упаковки атомов, но и усиливается дифференциация компонентов, так что в предельно переохлажденном расплаве достигается такая равновесная степень композиционного порядка, которая обусловливает или кристаллизацию упорядоченных метастабильных фаз, или при охлаждении со скоростью выше критической — аморфизацию расплава с координацией атомов в областях локального порядка, сходной с координацией атомов этих фаз. [c.12]

На рис. 2.15 показана область аморфизирующихся составов в системе сплавов Аи—Si. В этой двойной системе имеет место классическая эвтектическая реакция. Из рисунка видно, что область образования аморфной фазы лежит вблизи эвтектического состава. При этом предполагают, как уже указывалось в связи с рис. 2.12, что температурный интервал между fm и Tg при подходе к сплавам, легко поддающимся аморфизации, суживается. Поэтому легирование элементами, понижающими Тт. >и повышающими Tg, благоприятно для аморфизации. Обычно температура Tg при легировании изменяется слабо, влияние легирования сводится в основном к снижению Тт- Следовательно, при наличии эвтектической реакции надо найти такие легирующие элементы, которые бы понижали эвтектическую температуру Те в меньшей степени, чей Тт. Это положение может служить своего рода руководством, эмпирической закономерностью, эффективной, в частности, для сплавов типа металл-металлоид. Однако н всегда имеется строгая связь между величиной (Тт—Те) и критической скоростью охлаждения R . Примером могут служить данные, приведенные в табл. 2.5 и показывающие значения и = = Тт—Те для двойных эвтектических оплаво в переходных металлов с фосфором [20]. [c.50]

Невозможно указать какой-нибудь один определенный экспериментальный метод, который удовлетворял бы указанным условиям для всех сплавов. При исследовании аждой системы сплавов возникают свои специфические трудности, и иногда необходимо намеренно пожертвовать точностью в одном отношении для того, чтобы обеспечить ее в другом. Например, при работе со сплавами летучих металлов приходится увеличивать скорость охлаждения для того, чтобы уменьшить изменения в составе благодаря улетучиванию во время опыта. [c.146]

В работе [43] рассмотрены превращения, протекающие в сплавах системы Ti —А1 —Сг на примере сплава Ti+5 r+3Al при охлаждении с высоких температур ( 950°С) до комнатной. Из построенной диаграммы изотермического превращения (3-фпзы (рис. 93) видно, что характер распада р-фазы пависиг от скорости охлаждения. Hpir резком охлаждепни ()-([)аза переходит в ч - [c.202]

Вместе с тем известные трудности, связанные с применением удлиненных индукторов, заключаются в необходимости четкой наладки опорноподвесной системы во избежание коробления нагреваемых до высоких температур протяженных участков паропровода и, кроме того, в необходимости применения специальных продувочных устройств для получения требуемых скоростей охлаждения металла с температур нормализации. [c.299]

Другие /3-стабилизаторы, например, Н, Сг, Мп, Fe, Ni, W, Си, образуют с титаном диаграммы состояния с эвтектоидным распадом /3-фазы, в результате которого появляется смесь а - - 7-фаз (рис. 14.5, в), а также промежуточная 7-фаза переменного или постоянного состава, образованная титаном и легирующим элементом, например фаза Лавеса Т1Сг2 в системе Ti - Сг. Эвтектоидный распад вызывает резкое повышение хрупкости титановых сплавов. В некоторых системах (Ti - Си, Ti - Ag и т.д.) превращение происходит очень быстро, и переохладить /3-фазу до 20 — 25 °С нельзя даже при высоких скоростях охлаждения. В других системах (Ti - Мп, Ti - Сг, Ti - Fe) эвтектоидное превращение возможно только в условиях охлаждения, близких к равновесным. В них эвтекто-идного распада практически не наблюдается, а аП/З-превращение идет так же, как в сплавах, диаграмма состояния которых представлена на рис. 14.5, б. В этих сплавах /3-фаза легко переохлаждается. В зависимости от степени легированности /3-фаза или превращается при низких температурах по мартенситному механизму, или фиксируется при 20 — 25 °С без превращения. [c.413]

Для закалки чаще применяют масла нормальной вязкости индустриальные 12 и 20, масла индустриальные селективной очистки (ГОСТ 8675—62) и индустриальное выщелоченное 20В (веретенное ЗВ). Последнее масло дешево и по скорости охлаждения в области температур перлитного и промежуточного превращения аустенита превосходит масла 12 и 20. Однако благодаря лишь частичной очистке масло 20 В не рекомендуется для применения в маслоохладительных системах бмьшой емкости вследствие образования трудноудаляемых осадков. [c.318]

Теоретическая возможность осуществления закалки определяется видом диаграммы состояния системы, которой принадлежит сплав. Необходимо, чтобы при нагреве он испытывал, хотя бы частичную, твердофазовую перекристаллизацию. При закалочных скоростях охлаждения диффузионные процессы в металле в значительной степени подавлены, и, следовательно, фазовые превращения не [c.71]

В отличие от системы Ti—Ni на бинарной системе Nb—Ni и без присадок кремния или бора возникает возможность образования чисто аморфного состояния уже при скоростях охлаждения 10 и даже 10 °С/с. Экспериментально определенный при этих скоростях охлаждения концентрационный интервал формирования аморфного состояния в системе Nb—Ni соответствовал содержанию никеля б сплаве 40—68 % и относился также к области более легкоплавкой эвтектики. Наиболее легко аморфизирующийс сплав в этой системе соответствовал составу, % (ат) Nb4oNi6o, для которого практическая скорость охлаждения была минимальной, порядка 10 °С/с, что позволило получать относительно толстые аморфные ленты (70—75 мкм). Температура начала кристаллизации этого сплава была около 640 °С. [c.339]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...