Фазы со структурой типа

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]

На рис. 2.44 показана диаграмма состояния системы Си — А1. При 12 % (по массе) А1 при высокой Т в системе имеется область /3-фазы (с ощ.к. структурой) [33]. В равновесных условиях при 565 °С происходит эвтектоидное превращение и /3-фаза распадается на а-фазу (с г.ц.к. структурой) и 7-фазу (со структурой типа латуни). Однако если сплав закалить из однофазной /3-области, то эвтектоидное превращение не происходит, а ниже происходит мартенситное превращение. В зависимости от концентрации алюминия в сплавах образуются [c.100]

В сплавах, содержащих 37—45 ат.% Rh, закаленных от 1000° С, появляется фаза со структурой типа s l. Сопоставление всех полученных экспериментальных данных позволяет сделать заключение, что это фаза на основе высокотемпературной модификации соединения TiRh. Она стабилизируется в этих сплавах избыточным, по сравнению с эквиатомным составом, содержанием титана, а не существует самостоятельно в виде соединения TigRhj, как это показано на диаграмме [27]. [c.180]

С целью уточнения характера кристаллизации фазы со структурой типа s l (в работе [10] она не была обнаружена) мы многократно измеряли температуру солидуса девяти сплавов в области концентраций 35—50 ат.% 1г различными методами. Установлено, что эти температуры составляют единую, круто идущую ветвь солидуса б -фазы с максимумом при 2120° С. На термограммах сплавов, содержащих 35—40 ат.% 1г, снятых вплоть до температуры 1700° С, как и в микроструктуре этих сплавов, прошедших различную термообработку, нет признаков реакций, протекающих в твердом состоянии. Кристаллическая структура этих сплавов вплоть до комнатной температуры остается кубической, типа s l. [c.183]

Рис. 66- Зависимости периодов решетки гексагональной фазы со структурой типа С 40 (Сг. Мо, Ti) SJj в псевдотройном сечении четверной диаграммы при 1300 С от состпаа штриховые линии —период а, сплошные линии — период с

Рис. 68. Зависимости периодов решетки гексагональной фазы со структурой типа С40 (Сг, Ti, W)Sii в псевдотройиом сечении четверной диаграммы при 1300 С, обозначения см. рис. 66

Ha основании работ [1, М] сдслано предположение об образовании непрерывных рядов твердых растворов между компонентами со структурами высоко- и низкотемпературных модификаций этих элементов, а также о существовании упорядоченной фазы со структурой типа aSm (б фаза) (символ Пирсона hR3, пр. гр. R3m). На рис. 201 схематически представлен возможный вариант диаграммы состояния системы Dy—Рг. Превращение в твердом состоянии, вероятно, осуществляется при температуре -735 °С, область гомогенности фазы со структурой aSm расположена приблизительно в интервале концентраций 40—70 % (ат.) Dy. Вследствие небольшого отличия в величине атомных радиусов Dy и Рг линии ликвидуса и солидуса, равно как и сольвуса, немного отклоняются от прямой. [c.389]

На основании этого можно предположить, что Gd и Рг при вьп.о-ких температурах образуют непрерывные рады р твердых раство >г в, а при более низких температурах — непрерывные ряды а твердых растворов. При температурах ниже -750 °С образуется промежуточ-ная фаза со структурой типа aSm, как и в другах системах между легкими и тяжелыми лантанидами. Вследствие близости строени й атомных радиусов растворы Рг и Gd близки к идеальным, поэтому на диаграмме состояния системы Gd—Рг (рис. 377) линии ликвидуса и солидуса, так же как и линии сольвуса, почти сливаются в прям(.(е, соединяющие температуры плавления и превращения Рг и Gii с узкими двухфазными областями между ними. [c.714]

Поданным работы [3]в интервале температур 1600-1200 °С в системе существуют две промежуточные фазы со структурой типа s l (символ Пирсона сР1, пр. гр. Рт Зт, а = 0,3000-0,2998 нм) в области концентраций 54—75 % (ат.) V и со с фуктурой тетрагонально искаженной s l (пр. гр. Р41ттт, а - 0,2945 нм, с - 0,3219 нм) в области концентраций 33,3-50 % (ат.) V. [c.199]

Система ниобий—титан—кислород исследована очень слабо. В работе [181] установлено увеличение растворимости кислорода в ниобии при введении титана.Однозначно [181] не удалось идентифицировать присутствующие фазы в 2- и 3-фазных областях (рис. 97), однако по результатам рентгеновских исследований предположили наличие гексагональной фазы со структурой типа а-Т1, TiO иОЦК твердого раствора на основе ниобия. По [182] титан уменьшает растворимость кислорода в ниобии. Однако независимо от влияния титана на растворимость кислорода в ниобии сплавы системы ниобий—титан—кислород не представляются интересными с точки зрения дисперсионного упрочнения, ибо выделяющиеся в этой системе окислы по своим термодинамическим и механическим свойствам не являются эффективными упрочняющими фазами. [c.246]

И поэтому кристаллы, у которых поверхность Ферми располагается вблизи границы зоны Бриллюэна, могут иметь очень высокую диамагнитную восприимчивость за счет дырок и электронов проводимости (Киттель [60]). Зависимость магнитной восприимчивости от состава, полученная в работе Клее и Витте [61], в сопоставлении с равновесной диаграммой состояния системы Mg u2 — MgZn2 представлена на фиг. 8. Можно отметить большой вклад диамагнитной составляющей восприимчивости по мере приближения отношения е/а к значению 1,75, а также изменение магнитной восприимчивости на остальных границах фазовых областей. Фаза со структурой типа MgNi2 имеет главным образом диамагнитную составляющую восприимчивости. Предполагаемая зона Бриллю- [c.235]

Некоторые промежуточные фазы со структурой типа aF2 [c.272]

Превращение а а протекает с заметной скоростью только в интервале температур 700—940° С [3]. В интервале 550—650° С в результате упорядочения а-фазы образуется переходная фаза со структурой типа s l, предшествующая образованию стабильной о-фазы. Аналогичные результаты получены в ранних работах (М. Хансен и К. Андерко, т. II [30, 31]). Сообщается также [4], что в сплаве с 53% (ат.) V упорядочение не удается подавить резкой закалкой. [c.451]

Параметры элементарной ячейки определили Чиаллителли и Кола [7] а 5.99, Ъ=АЛ, с=10.2 А расчетная плотность 4.63 г/см . Рингвуд [11] показал, что обычная оливиновая модификация GojSiO при давлении приблизительно 70 кбар и температуре 700° переходит в фазу со структурой типа шпинели с =8.140+0.005 А и плотностью (вычисленной) 5.17 г/см . [c.123]

Беван с сотрудниками [1], также констатировавшие наличие твердых растворов типа флюорита и типа С, обнаружили разрыв смесимости между этими фазами. Разрыв смесимости обнаружен между фазами со структурой типа С и типа В. [c.297]

Беван с сотрудниками [1 ] нашли две области несмешиваемости твердых растворов. При 1600° в пределах 92—100 мол. % GdOj 5 наблюдается двухфазное равновесие между фазой типа С и моноклинной модификацией GdjOj (фаза типа В). В пределах 54—74 мол. % GdO 5 сосуществуют флюоритовая фаза и фаза со структурой типа С. На рис. 289 представлены значения параметров решеток для нескольких температур. [c.298]

Итак, быстрое силицирование молибдена или его сплавов может быть проведено в два этапа на первом идет процесс насыщения при низкой температуре (720—750° С) в смесях, обеспечивающих получение дисилицидиых фаз со структурой типа Сг81г, на втором проходит отжиг при 1000° С, и выше сопровождающийся быстрым превращением этих фаз в фазы с тетрагональной структурой типа Мо812- На рис. 97 представлены для сравнения скорости силицирования (по привесу) молибдена по различным режимам. Видно, что легирование молибдена титаном или хромом, или насыщение из смесей, содержащих эти металлы, может существенно ускорить процесс силицирования. [c.243]

Сплавы состава 1пНЬз, полученные спеканием прн низких давлениях, имели ОЦК структуру типа с а = 3,326 А [2]. В литом сплаве с 67 ат.% КЬ, отожженном 36 часов при 1050°, кроме твердого раствора на основе индия была обнаружена фаза со структурой типа с а = 3,14 А [6]. По мнению авторов [7, 8], в системе 1п —Nb должны существовать также химические соединения lпзNb (21,25% Nb) и lпNb (44,74% Nb). [c.382]

По сообщению [11] в системе In —Ti отсутствуют фазы со структурой типа MnsSia. [c.523]

Выдержка б-фазы под давлением 40 кбар при 450° в течение 5 часов вызывает изменение ее кристаллической структуры имеет место переход ромбоэдрической структуры (тип a-Sm) в удвоенную гексагональную плотноупакованную (тип a-La). После снижения температуры до комнатной и снятия давления фаза со структурой типа a-La со.храняется в метастабильном состоянии [4]. Исследования проводили на сплаве с 50 ат.% Рг, выплавленном в дуговой печи и гомогенизированном при 500° в течение нескольких дней в эвакуированных кварцевых ампулах. Постоянные решетки при комнатной температуре и нормальном давлении стабильной модификации б-фазы (в гексагональных осях) а = 3,65, с = 26,25 А, метастабильной — а = 3,62, с = 11,68 А [4]. [c.750]

После отжига сплавы подвергались металлографическому и рентгеновскому аналнза.м. Металлографический анализ показал наличие во всех образцах практически лишь одной фазы со структурой типа А-15 лишь в сплаве с х=0,15 наблюдались выделения других фаз до 10% от объема. [c.22]

Для получения силицидных покрытий образцы рения после предварительной шлифовки подвергались силицированию в вакууме 5-10 торр при температуре 1250° С в течение 20 ч. Было обнаружено явление ускоренного роста силицидного слоя с более нагретой стороны образца. Толщины силицидных слоев при толщине образца 3 мм отличались почти в 6 раз и составляли около 80 мкм для менее нагретой стороны и 500 мкм для стороны, обращенной к центру печи. Покрытие состоит из одной фазы, со структурой столбчатого типа, представляющей собой Ве312. Микротвердость силицидного покрытия составляла около 1700 кгс/мм по всей толщине. [c.84]

Для рассматриваемых систем общим является наличие в ограничивающих системах (Мо, W) — С высокотемпературных кубических карбидов с решеткой типа Na l, претерпевающих при охлаждении быстропротекающие превращения, которые удается предотвратить только при экстремальных условиях закалки [17]. Добавки третьего компонента по-разному влияют на устойчивость этих высокотемпературных фаз. Оказалось, что интенсивность стабилизирующего действия на них легирующих добавок определяется темпом снижения числа валентных электронов на формальную единицу (ВЭК) при замещении молибдена и вольфрама легирующим металлом и возрастает в ряду W, V, Nb, Та, Ti, Zr, Hf. Этот результат является закономерным. На основании результатов рентгеноспектральных исследований, расчета полосовой структуры и анализа физико-химических свойств фаз внедрения со структурой типа Na l (в том числе для карбидов переходных металлов П1—V групп периодической системы элементов) был сделан вывод [6, 8, 113, [c.164]

Найдено, что б-фаза на основе соединения TiRu со структурой типа s l кристаллизуется из расплава с максимумом на кривой кристаллизации при 2120° С. Область ее гомогенности при 1575° С лежит между концентрациями рутения 43 и 51 ат.%, с понижением температуры несколько сужается. С твердым раствором на основе рутения б-фаза образует эвтектику при 1855° С, что почти на 100° выше найденной в работе [26]. Сплавы, содержащие 70—80 ат.% Ru, которые выдерживали на установке для определения температур солидуса при 1820° С, признаков плавления не обнаруживали. Выше температуры солидуса сплавы, близкие к эвтектическому (когда образуется большое количество жидкости) перегреть на этой установке невозможно. Судя по микроструктуре сплава, содержащего 85 ат. % Ru, отожженного при 1855° С, этот сплав лежит на конце эвтектической горизонтали, и максимальная растворимость титана в рутении. [c.177]

Смотреть страницы где упоминается термин Фазы со структурой типа : [c.169] [c.433] [c.586] [c.992] [c.199] [c.234] [c.236] [c.248] [c.251] [c.269] [c.271] [c.113] [c.315] [c.458] [c.616] [c.666] [c.666] [c.140] [c.170] [c.648] [c.20] [c.204] [c.179] [c.181]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...