Равновесие фаз в сплавах

ТЕРМОДИНАМИЧЕСКИЕ УСЛОВИЯ РАВНОВЕСИЯ ФАЗ В СПЛАВАХ [c.93]

Эти факторы обусловливают то или иное термодинамическое равновесие фаз в сплавах, при котором состояние сплавов считается устойчивым (стабильным), т. е. не подвергается самопроизвольному изменению со временем. Отсюда указанные диаграммы часто называют диаграммами равновесия. [c.60]

При изучении физико-химических равновесий за внешние факторы, влияющие на состояние сплава, принимают температуру и давление. Применяя правило фаз к металлам, можно во многих случаях принять изменяющимся только один внешний фактор — температуру, так как давление, за исключением очень высокого, мало влияет на фазовое равновесие сплавов в твердом и жидком состояниях. Тогда уравнение примет следующий вид С — К - -+ 1 — Ф. Так как число степеней свободы не может быть меньше нуля и не может быть дробным числом, то К, — Ф + 1 > О, а Ф< /С + 1, т. е. число фаз в сплаве, находящемся в равновесном состоянии, не может быть больше, чем число компонентов плюс единица. Следовательно, в двойной системе в равновесии может находиться не более трех фаз, в тройной — не более четырех и т. д. [c.49]

При данной температуре в равновесии могут существовать (см. рис. 34, г) одна а-фаза в сплавах, имеющих концентрацию [c.50]

При температуре состав жидкой фазы будет соответствовать точке т, а а-фазы — точке п. Но отдельные части кристаллов а-фазы, которые образовались при температурах, превышающих температуру 4. не изменили своего начального состава, и средний состав кристаллов будет соответствовать точке к . При понижении температуры средний состав кристаллов а-твердого раствора все более отклоняется от равновесного. При температуре 4 он будет соот ветствовать не точке Пу, а точке кз- Если через точки к- — к провести кривую, она будет характеризовать средний состав кристаллов а-фазы при данной скорости охлаждения. При температуре 4 в условиях равновесия фаз выбранный сплав должен затвердеть. В неравновесных условиях этого не произойдет, [c.54]

В процессе кристаллизации любого сплава состав и количество каждой фазы изменяются количество жидкой фазы уменьшается, а твердой — увеличивается. Количество фаз и их состав в любой точке диаграммы можно определить с помощью правила отрезков. Для определения концентрации компонентов в фазах через заданную точку, характеризующую состояние сплава, проводят горизонтальную линию до пересечения с линиями, ограничивающими данную область диаграммы. Точки пересечения указывают на фазы, находящиеся в равновесии, а проекции точек пересечения на ось концентраций показывают состав этих фаз. Массовые (объемные) доли твердой и жидкой фаз в сплаве обратно пропорциональны отрезкам линии между заданной точкой и точками, определяющими составы этих фаз. [c.18]

Закономерности существования фаз в сплаве в условиях равновесия определяются правилом фаз (законом Гиббса). Правило фаз устанавливает зависимость между числом степеней свободы, числом компонентов и числом фаз. Числом степеней свободы (вариантностью) сплава называют число внешних и внутренних факторов (температура, давление и концентрация), которое можно изменять без изменения числа фаз в сплаве. Когда число степеней свободы равно нулю, нельзя изменять внутренние и внешние факторы без изменения числа фаз. Такое состояние называют нонвариантным. Если число степеней свободы равно единице, то один из внутренних и внешних факторов может изменятся в определенных пределах и это не вызовет изменения числа фаз. Такое состояние называется моновариантным. [c.47]

В сплавах, содержащих больше 20% Мп, где у- -а-пре-вращение при охлаждении практически подавлено, деформация способствует образованию е-фазы. В сплавах с содержанием марганца, не превышающим 20%, в исходной структуре которых наряду с е-фазой и аустенитом содержится некоторое количество а-твердого раствора, деформация способствует образованию а-фазы в таких сплавах а-фаза оказывается более устойчивой, чем е, последняя под воздействием деформации превращается в -твердый раствор [60]. Результаты работы [60] соответствуют концентрационным границам фаз на диаграмме метастабиль-ных равновесий сплавов системы Fe—Мп [49]. [c.37]

При данной температуре в равновесии могут существовать (см. рис. 60, б) одна а-фаза в сплавах, имеющих концентрацию менее С, три фазы а, р и у, в сплавах, имеющих концентрацию в пределах С — С , и состав, отвечающий точкам С , и (изменение состава в пределах от С, до С, не изменяет равновесного состава фаз, а приводит только к изменению количественного соотношения между фазами) одна р-фаза устойчива в сплавах, имеющих концентрацию более С,. [c.94]

Тогда уравнение примет следующий вид С=/С+1 — Так как число степеней свободы не может быть меньше нуля и не может быть дробным числом, то К—Ф + 1 0, а Ф К+1,т. е. число фаз в сплаве, находящемся в равновесном состоянии, не может быть больше, чем число компонентов, плюс единица. Следовательно, в двойной системе в равновесии может находиться не больше трех фаз, в тройной — не больше четырех и т. д. [c.94]

При наличии трех сосуществующих фаз все факторы равновесия (температура И-концентрация компонентов в фа.зах) являются вполне определенными и неизменными мы не сможем произвести изменения какого-либо из этих фактор эв и сохранить те же три фазы. Такое равновесие называют н е й з м е н я е м ы м или б е з-в а р и а н т н ы м (нонвариантным). В этом случае говорят, что система имеет н у л е в у ю степень с в о бад ы, понимая под последней возможность изменения какого-нибудь фактора равновесия при сохранении того же числа фаз. Если эту степень свободы обозначить буквой С, то правило фаз в сплавах можно выразить также следующей формулой (при постоянном давлении) . [c.64]

В области же ниже аеЬ п о ф а з а м будут присутствовать фазы а ир,апо структуре можно различать два поля доэвтектических сплавов (а-избыточный -Ь эвтектика) и заэвтектических (Р-избы-точный + эвтектика). В общем, все, что было раньше сказано о диаграммах равновесия первого и второго типов, применимо и к настоящему типу здесь также приложимы правила фаз и отрезков для определения характера равновесия, состава и количества фаз в сплавах. [c.80]

При температуре Т Ра (точки тип). Следовательно, свободная энергия исходной р-фазы при охлаждении возрастает интенсивнее, чем свободная энергия а-фазы того же соста- Ва, и ниже некоторой температуры (Гг для сплава Со) фазы меняются местами по величине свободной энергии исходная фаза обладает большей свободной энергией, чем новая. Кривые температурной зависимости свободной энергии двух модификаций твердого раствора одинакового состава идут, пересекаясь, аналогично соответствующим кривым двух модификаций чистого компонента (см. рис. 69). Принципиальное различие состоит в том, что в случае чистого металла точка пересечения кривых свободной энергии отвечает температуре стабильного равновесия двух его модификаций, а в случае сплава — температуре метастабильного равновесия переохлажденного р-раствора с метастабильным а-раствором того же состава. Если бы успело произойти диффузионное перераспределение компонентов, то при рассматриваемой температуре метастабильного равновесия Гг в сплаве Со образовалась бы равновесная смесь фаз разного состава ад + р -. [c.211]

Границы фаз в сплавах. Воспользовавшись принципом минимума свободной энергии, можно получить уравнение, определяющее границы фаз в сплавах. Рассмотрим для этого две фазы а и бинарного сплава металлов А к В. Необходимым условием термодинамического равновесия двух фаз, очевидно, является неизменность свободной энергии всей системы при переносе части атомов из одной фазы в другую. [c.525]

В сплавах при охлаждении и нагреве происходят изменения и образуются новые фазы и структуры. Эти изменения можно определить по диаграмме состояния. Диаграммой состояния называется графическое изображение, показывающее фазовый состав и структуру сплавов в зависимости от температуры и химической концентрации компонентов в условиях равновесия. [c.10]

Состав фаз, находящихся в равновесии при данной температуре, отвечает точкам и С (рис, 54, в). Двухфазное состояние соответствует концентрациям, лежащим в пределах — Ср, где свободная энергия смеси двух фаз а-состава и р-состава Ср, определяемая точками на прямой аб, меньше свободной энергии отдельных фаз, Составы, имеющие концентрацию меньше С , з условиях равновесия будут состоять только из а-фазы, а сплавы с концентрацией более Ср из Р-фазы. [c.86]

Совокупность находящихся в состоянии равновесия фаз определяет систему сплава. В зависимости от количества фаз системы сплавов могут быть однофазными, двухфазными и т. д. [c.29]

Аморфные фазы в металлах и сплавах возникают при их сверхбыстрой закалке со скоростью W—10 К/с из жидкого состояния. При промежуточных скоростях закалки ( 1Q2 —I H К/с) в этом случае изменяются области существования фаз, появляются новые фазы, не реализующиеся в равновесии в данной системе и потому [c.280]

Прямой ВСЕ. Это подтверждается и расчетом. Например, при температуре ВСЕ в равновесии находятся три фазы жидкий сплав исходного состава (Сд) и два твердых раствора а состава D и р состава Е, т. е. Ж — о + Рв. [c.98]

Легирующие элементы по-разному влияют на условия равновесия. В сплавах железа никель и марганец понижают критическую точку и повышают точку Л4, расширяя тем самым область -фазы (рис. 85, а), т. е. способствуют образованию аустенита. Элементы Сг, W, Мо, Si, V повышают точку A3 и понижают точку Л4, сужая тем самым 7-область (рис. 85, б), т. е. способствуют стабилизации феррита. Большинство легирующих элементов влияют на кинетику превращения аустенита, как правило, замедляя его последнее объясняется тем, что диффузия легирующих элементов, образующих твердые растворы замещения, происходит медленнее, чем диффузия углерода, что задерживает скорость роста зародыша в процессе превращения аустенита. Схемы типичных случаев влияния легирующих элементов на кинетику превращения приведены на рис. 86 (для сравнения штриховой линией показана ветвь С-кривых, для нелегированной стали). Элементы Мп, Ni, Si, не образующие специальных карбидов (за исключением Мп), замедляют аустенитное превращение, не изменяя формы С-кривыХ [c.118]

Все изученные выше диаграммы состояний рассматривались как диаграммы равновесия, так как согласно сказанному ( 18) они отвечают термодинамическому равновесию фаз в сплавах, и состояния сплавов соответственно диаграммам принято рассматривать как равновесные, стабильные, устойчивые. Такие состояния могут быть достигнуты путем чрезвычайно медленных изменений температуры, т. е. при таких малых скоростях охлаждения и нагревания, какие в практике редко осуш,ествимы. Так что полного, совершенного термодинамического равновесия сплавов обычно в практике не получаем. Но мы приближаемся к нему в большей или меньшей степени, когда охлаждаем сплавы достаточно медленно и условно считаем получаемые при этом состояния практически равновесными. В таких случаях пользуемся диаграммами состояний для объяснения процессов, происходяш,их в сплавах, и получаюш,ихся в них структур, применяя при этом правила фаз и отрезков. [c.97]

Если такая реакция имеет место в значительной степени, то измеренная э. д. с. относится уже не к исходному сплаву, а к сплаву измененного состава. Кроме того, концентрация ионов металла 1 на поверхности раздела металл—электролит изменена, поскольку на границе образовались ионы металла 2. Поэтому поток отвечает не только переносу металла 1 из чистой фазы в сплав, но также и переносу электролита между областями с различными концентрациями. Полный теоретический анализ затруднителен, главным образом, из-за наличия градиента концентрации в электролите. Этот вопрос рассматривали Голуб, Нойберт и Зауервальд [131 ]. Наконец, можно указать, что если измерения проведены до того, как было достигнуто равновесие реакции (VI-1), то, согласно Вагнеру и Трауду [399] и Ланге и Нагелю [204]., устанавливается не определенный равновесный потенциал, а скорее смешанный лотенциал. [c.109]

Как было показано Пиклесом и Саксмитом в их работе по исследованию границ фазовых областей железоникелевых сплавов [189], богатые железом железо-никелевые сплавы содержат две фазы а-фазу, ферромагнитную при любом содержании никеля, и 7-фазу. Фаза становится ферромагнитной при комнатной температуре при содержании примерно 25% Ni и имеет точку Кюри повышающуюся при увеличении содержания никеля. Пиклес и Саксмит исследовали условия равновесия в этих сплавах сравнением кривых намагниченность насыщения — температура для однофазных а-сплавов и для сплавов, выдержанных в течение длительного периода при низких температурах. Изменение формы этих кривых показывало, что сплавы распадаются на две фазы. Образование 7-фазы приводило при комнатной температуре к снижению намагниченности насыщения, а присутствие остаточной 7-фазы вызывало появление изгиба на кривой 3—Т, соответствующего точке Кюри 7-фазы. В сплавах с низким содержанием никеля при закалке с 850° вся образующаяся 7-фаза превращается в а-фазу и намагниченность насыщения после отжига и закалки заметно не отличает- [c.306]

Проведем приблизительную оценку величины обедненного никелем приграничного мартенситного слоя за время нагрева от 300 до 400°С со скоростью 0,3 град/мин ( 20 000 с). Полагаем, что медленный нагрев от 300 до 400°С равнозначен изотермической выдержке (20 000 с) при средней температуре 350°С. Согласно диаграмме равновесия [10], в сплаве, содержащем 30,5ат. % N1, равновесное содержание никеля в я- и у-фазах составляет соответственно 7 и 47%. Считаем, что для установления равновесной и постоянной ковдентрации на границе аустенит-мартенсит требуется достаточно магтое время, которым можно пренебречь. Из-за приближенности расчета не учитываем разницу в скоростях подвода и отвода никеля от границы раздела. Воспользуемся решением второго диффузионного уравнения Фика для указанных граничных условий при неизменном содержании никеля в средней части мартенситного кристалла [ 198] [c.135]

Таким образом число фаз, одновременно сосуществующих в двойных системах, не может быть более трех. Если окажется больше, то можно быть уверенным, что сплав не находится в термодинамически равновесном состоянии. Если же, насборст, число фаз в сплаве оказывается меньше трех, то сплав может быть в равновесном состоянии, причем равновесие будет характеризсваться различно. [c.64]

Наблюдая момент изменения какого-нибудь из свойств металла, можно определить точку кристаллизации (плавления) металла. Помимо кристаллизации или плавления в чистых металлах возможны еще и превращения в твердом состоянии, к-рые состоят в переходе от одного типа расположения атомов в пространстве к другому и к-рые также сопровождаются скачками в изменении всех свойств. Такого рода превращения обычно называют аллотропическими. Из чистых металлов железо, кобальт, марганец 1 >лово имеют по несколько аллотропич. форм. Для чистых металлов характерно протекание всякого превращения при строго постоянной темп-ре, что обусловлено общим законом равновесия — правилом фаз. В сплавах двух металлов явления значительно сложнее и разнообразнее. Т. к. характер явлений, наблюдаемых при изменении темп-ры, в случае сплавов определяется тем, в какие взаимоотношения вступили при сплавлении компоненты, то надо прежде всего остановиться на классификации и характеристике типов взаимоотношения компонентов. Известны следующие основные случаи взаимоотношений компонентов 1) два компонента не смешиваются или смешиваются лишь частично в жидком состоянии 2) компоненты дают однородный жидкий сплав или раствор, к-рый при кристаллизации переходит в однородный твердый кристаллический раствор 3) компоненты дают однородный жидкий раствор, который при кристаллизации распадается на смесь двух видов кристаллических твердых растворов 4) компоненты образуют новое [c.376]

Рентгенографически также было установлено существование у-фазы в сплавах цинк-кобальт- Кристаллическая структура у"фазы сплава цинк-кобальт, имеющая формулу Со52п21 (82,33% 2п), аналогична у-фазе латуни. Позднее другие авторы [61] подтвердили существование ранее найденной фазы со структурой у-латуни, однако они приписали ей формулу Со82пз1. Элементарная ячейка у Ф зы латунного типа приведена на фиг. 76. Эта фаза является кубической и характеризуется большой ячейкой. В одних случаях ячейка у Ф зы содержит 52 атома, в других — 416 атомов, у "фазу можно рассматривать как искаженную решетку р-фазы, из которой изъято два атома, а оставшиеся атомы несколько смещены из своих положений равновесия (смещение атомов на фиг. 76 показано черточками), у-фазы обладают большой твердостью и хрупкостью. [c.101]

В сплавах такого рода возможно существование жидкой фазы, твердого раствора компонента В в А, который. мы будем называть а-раствором, и твердого раствора компоиента А в В, который обозначим через . В этих сплавах возможно нонвариант-ное равновесие при одновременном сосуществовании трех фаз L, а, р. В зависимости от того, какая реакция протекает в условиях существования трех фаз, могут быть два вида диаграмм диаграмма с эвтектикой и диаграмма с перитектикой. [c.125]

При данной температуре в равновесии могут существовать (см. рис, 54, г) одна фаза (а) в сплавах, имеющих концентрацию мсиее С три фазы (а, у н (i) в сплавах с концентрацией в пределах С, — Сц и состава, отвечаю1цего точкам С , и Ср (изменение состава в пределах от С до С . ) не изменяет равновесного состава фаз, а меняет только количественное соотношение между фазами) одна фаза (Р) устойчива в сплавах, имеющих концентрацию более Ср. [c.87]

Цементит эго химическое соединепне железа с углеродом -карбид железа Fe ,( . В цементите содержится 6,67 % углерода. Цементит имеет сложную ромбическую рен етку с плотной упаковкой атомов. Температура плавлепия цементита точно не определена в связи с возможностью его распада и принимается примерно равной 1500 °С До температуры 210 °С (точка А ) цементит ферромагнитен. К характерным особенностям цементита относятся высокая твердость HV 1000 (10 ООО МПа) и очень малая пластичность. Цементит является метастабильной фазой. В условиях равновесия в сплавах с высоким содержанием углерода образуется графит. [c.119]

Все сплавы в интервале концентраций от 4,3 до 6,67% С кристаллизуются подобно сплаву I. До точки / происходит охлаждение однофазного жидкого раствора. В интервале /—2 выпадают кристаллы первичного цементита (Ц ). При двух фазах в двухкомпонентной системе с , поэтому возможно замедленное охлаждение (рис. 5.3,6). Причем жидкий раствор обедняется С в связи с кристаллизацией высокоуглеродистого цементита состав жидкого раствора изменяется по участку 1—С (линии ликвидуса). При достижении 1147° С (точка 2) заэвтектический сплав (4,3%С) кристаллизуется с образованием эвтектики из аустенита Ар, 2% С) и цементита. Это ледебурит. При трех фазах (жидкий раствор, аустенит, цементит) с = 0 и возникает нонва-риантное равновесие. Невозможно изменение состава фаз или температуры, что характеризуется площадкой 2—2 на кривой охлаждения (рис. 5.3,6). После затвердевания сплав состоит из первичных кристаллов цементита и ледебуритной эвтектики и происходит дальнейшее охлаждение. [c.62]

Термодинамика полиморфного превращения. Термодинамический анализ основан на рассмотрении изменений свободной энергии в зависимости от температуры и состава (рис. 13.2). Полиморфное превращение в сплаве Со при охлаждении происходит в интервале температур гч—г. Свободная энергия фаз а и 7 (f и Fy соответственно) в системе твердых растворов А (В) зависит от состава и описывается кривой с минимумом. При понижении температуры Fa и Fy повышаются, а их минимумы смещаются по оси концентраций В При температурах Та и ниже fa и Fy пересекаются друг с другом. Общие касательные к кривым Fa и Fy определяют концентрацию фаз, при которых они будут находиться в равновесии (для а-фазы линия А В для 7-фазы линия А В"). Точки на касательных, соответствующие Со (k, I н п), определяют свободную энергию смеси равновесных фаз fa-i-v При температуре выше или равной TgFa Fy (точки р а q), поэтому полиморфное превращение с образованием смеси равновесных фаз может произойти Рис. 13.2. Изменение свободной ТОЛЬКО В результате ДИффуЗИОН-энергнн фаз в зависимости от тем- перераспределения в в ис- [c.492]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...