Промежуточные фазы в сплавах

ПРОМЕЖУТОЧНЫЕ ФАЗЫ В СПЛАВАХ [c.160]

Рис. 13.6. Изменение свободной энергии при выделении промежуточных фаз в системе твердых растворов с изменяющейся предельной растворимостью примеси (а) и диаграмма состояния сплавов (б)---

Предварительное исследование выплавленных в дуговой печи сплавов свидетельствует об отсутствии промежуточных фаз в системе. Рентгеновские данные показывают, что максимальная растворимость в твердом состоянии ТЬ в (Ри) (по-видимому, е-модификация) составляет 2-3 % (ат.), а Ри в (ТЬ) -20 % (ат.) [Ш]. [c.95]

Промежуточных фаз в системе не обнаружено. Данные по характеру взаимодействия Тс с Re и другими элементами периодической системы и свойствам сплавов обобщены в работах [2, 3]. [c.131]

В сплавах Си — 2п — А1, как и в сплавах Си — А1 — N1, распад высокотемпературной фазы не происходит. При быстром охлаждении высокотемпературной /3-фазы с неупорядоченной структурой при промежуточной Т происходит превращение порядок — беспорядок, при этом возникает /З -фаза с упорядоченной структурой. Эта фаза является исходной фазой в сплавах Си — 2п — А1, она имеет упорядоченную структуру типа В2 (или СэС ). Однако в некоторых случаях в зависимости от состава в области сравнительно высоких температур наблюдается превращение В2 ООз, при комнатной Т существует структура ООз. [c.103]

Много обсуждался вопрос о том, имеют ли промежуточные фазы в системах сплавов переменный или постоянный состав. [c.17]

Однако, сравнивая физические свойства гексагональных фаз в сплавах железа с марганцем и хромом со свойствами е-желе-за, существующего при высоких давлениях, автор [234] предположил, что гексагональная е-фаза — не промежуточная мета-стабильная модификация, а самостоятельная, термодинамически стабильная фаза. Эту фазу могут стабилизировать легирующие элементы (хром, марганец) или повышенное давление. Промежуточные фазы образуются также при закалке титановых сплавов. [c.258]

Упрочняющими фазами служат карбиды и карбонитриды в жаропрочных сталях, 7 -фаза с ГЦК решеткой в никелевых сплавах, фазы Лавеса и некоторые другие промежуточные фазы в высоколегированных сталях. [c.496]

Лицам, желающим более детально ознакомиться с вопросами структуры и свойств твердых растворов и промежуточных фаз, можно рекомендовать следующие книги М. А. Кривоглаз, А. А. Смирнов, Теория упорядочивающихся фаз [17] А. А. Смирнов, Молекулярно-кинетическая теория металлов [18] И.И. Корнилов, Мета л лиды и взаимодействие между ними [19], а также ряд работ зарубежных авторов, помещенных в сборнике Теория фаз в сплавах [20]. [c.8]

Эти же методы можно применить для построения границ областей гомогенности промежуточных фаз в таких случаях границы между фазовыми областями или их участки часто могут быть параллельными оси температур, и их необходимо захватывать в вилку по составу при заданной температуре, а не по температуре для сплава заданного состава. [c.93]

Рентгеновским методом исследованы выплавленные в дуговой печи сплавы с 15, 25, 30, 50 и 75% (ат.) 1г [1 ]. Обнаружены две промежуточные фазы г. к. фаза в сплавах с 50 и 75% (ат.) 1г и а-фаза в сплавах с 25 и 30% (ат.) 1г. Первая фаза [c.139]

Исследованиями сплавов эквиатомного состава, выплавленных в дуговой печи, было установлено, что область несмешиваемости иттербия и ниобия в жидком состоянии протирается до более высоких температур, чем достигаемые в дуговой печи. Промежуточные фазы в системе Yb — Nb отсутствуют. Взаимная растворимость компонентов в твердом состоянии незначительна. [c.656]

Диаграмма состояния. Во всем интервале составов диаграмма состояния системы УЬ — Ag была исследована в работах [1, 2] методами термического, дифференциального термического, микроструктурного и рентгеновского анализов. Построенные по результатам этих исследований диаграммы состояния системы отличаются лишь в части температур отдельных превращений и состава промежуточных фаз в области богатых иттербием сплавов. В работе [c.669]

Во всем интервале составов строение и кристаллическая структура сплавов иттрия с празеодимом изучены методами микроструктурного и рентгеновского анализов в работе [3. В этом исследовании подтверждены данные [1, 2] о существовании промежуточной фазы б и было установлено, что эта фаза имеет неупорядоченную структуру. Другие промежуточные фазы в системе отсутствуют. Растворимость в твердом состоянии после закалки [c.750]

В кристалле алмаза силы межатомного взаимодействия приводят к образованию нормальных ковалентных связей, мы можем в связи с этим считать кристалл за одну гигантскую молекулу. В металлах атомы связаны внешиими электронами, числа которых не хватает для образования ковалентных связей. Если такой тип металлической связи считать за определенный вид химического взаимодействия, то металлический кристалл также можно считать гигантской молекулой и все промежуточные фазы в сплавах, так же как и первичные твердые растворы, можно рассматривать как включающие в себя химические сочетания, однако при этом нет необходимости представлять это как образование каких-либо индивидуальных молекул соединения. [c.160]

Изложены основные принципы построения диаграмм состояния многокомпонентных металлических систем с промежуточными фазами. Рассмотрена новая классификация промежуточных фаз в указанных системах. Описаны закономерности разбивки (полиэдрации) разных видов тройных и четверных металлических систем- на простые составные части, позволяющие развивать теорию металлических сплавов, вести научно обоснованный поиск новых конструкционных материалов и разработку технологии их производства. [c.52]

В ряде двухфазных и 0-сплавов титана, помимо перечисленных выше фаз, могут появляться и различного вида интерметаллические соединения или их предвь]деле-ния. Скорость распада 0-фазы на ач)]азу и интерметаллическое соединение зависит от звтектоидной температуры и энергии активации образования интерметалличе-ского соединения. В системах с Си, N1, Ад, Аи происходит быстрый распад 0-твердо-го раствора. В системах с Со, Сг, Мп, Ре 0-твердый раствор распадается медленно, и перед выделением интерметаллической фазы образуются промежуточные состояния. Например, перед образованием соединения ЛСг, (7-фаза) в сплавах, содержащих хром, может образоваться промежуточная 7 ч)заза, являющаяся предвыделе-нием 7-фазы. Интерметаллические соединения имеют резко отличный от титана электрохимический потенциал и в ряде случаев кардинально изменяют физикомеханические и электрохимические свойства сплавов. I [c.11]

Онич [55 ] для выявления фаз рекомендует травление в сочетании с определением микротвердости, особенно при разделении различных соединений железа. Но этот метод можно успешно использовать только тогда, когда структура не слишком мелкая. Из вышесказанного можно сделать вывод, что для изучения промежуточных фаз деформируемые сплавы полезно переплавлять, так как в литой структуре с характерным расположением отдельных металлидов их легче выявлять. [c.278]

Диаграмма состояния Сг—S (рис. 89) построена на основаняи результатов термического, микроструктурного, рентгеновского ана-я-зов и измерения твердости в работе tU- Сплавы выплавляли в дуговой печи в атмосфере Аг из Сг чистотой 99,98 % (по массе) и Si чистотой 99,97 % (по массе). Промежуточные фазы в системе отсу,-ствуют. Между твердыми растворами (Сг) и (S ) образуется эвтект ка при температуре 1090 С и содержании 60—65 % (ат.) S . (г понижает температуру полиморфного превращения S до температуры эвтектоидного превращения 990 °С. Растворимость Сг в (aS ) np i 990 °С составляет 0,4 % (ат.), в (pS ) при 1090 °С — 2 % (ат ). Растворимость S в (Сг) составляет менее 0,1 % (ат.) [Э]. В работе [c.176]

Удельная теплоемкость. Даутвич [10] измерял теплоту превращения в сплавах Т) — 51 % (ат.) N1 и по пикам, обнаруживаемым на кривой изменения удельной теплоемкости при нагреве образцов, предварительно охлажденных до 43 0 и —196°С, установил, что теплота превращения низкотемпературной мартенситной фазы в высокотемпературную фазу составляет 1,299 кДж/моль, а теплота превращения промежуточной фазы в высокотемпературную — 343,6 21 Дж/моль. [c.68]

Позже с целью более точного выяснения изменений удельной теплоемкости, соответствующих процессу двухступенчатого превращения, измерялась [11] удельная теплоемкость сплавов TisoNiso xFe - Результаты этой работы приведены на рис. 2.11. На этом рисунке показана кривая изменения удельной теплоемкости Ср сплавов TisoNi4e sFes s при нагреве. Наблюдается широкий пик, соответствующий превращению фазы /// в фазу Ц, находящийся вблизи —70 °С. Кроме того, обнаруживается острый пик, соответствующий превращению фазы // в фазу /. В состоянии промежуточной фазы в этом промежуточном интервале температур удельная теплоемкость на 6,28 Дж/моль больше, чем у мартенситной и исходной фаз. Значения теплоты превращения (Q), определенные путем интегрирования площади этих двух пиков, приведены ниже [c.69]

В настоящее время с целью изучения особенностей двухступенчатого превращения тщательно исследуются кривые термического расширении. На рис. 2.12 показан [7] пример такой кривой. Образцы изготавливали из сплава Ti5oNi47 sFe2,s- При превращении высокотемпературной фазы в промежуточную на кривой обнаруживается усадка, а при превращении промежуточной фазы в низкотемпературную наблюдаетсн расширение. Из рисунка следует, что точки М , А , Mf, Af, М и A f выявляются вполне отчетливо, но точки Mf и Ag на этих кривых различить довольно трудно. [c.70]

Перестаривание. Многие сплавы на никелевой основе пере-стариваются посредством относительно простого механизма, контролирующего созревание частицы у -фазы при температурно-временных параметрах, превышающих таковые для старения на максимум твердости. Процесс перестаривания железоникелевых сплавов несколько сложнее из-за метастабильности богатой титаном у -фазы и богатой ниобием у"-фазы. Продолжительные выдержки при соответствующих температурах способны привести к превращению э -фазы в т)-фазу в сплавах А-286 и 901 и у"-фазы в 5-фазу — в сплаве 718. Обычно этим превращениям сопутствует утрата необходимых свойств. Подрастание частиц у - и у"-фаз может оказаться промежуточной стадией в этих превращениях, особенно при невысоких температурах. [c.226]

Идентификация интерметаллическнх соединений выделяющихся из аустенита жаропрочных никелевых сплавов, показала что это а фазы, фазы Лавеса (г фазы и др Они являются промежуточными фазами в многокомпонентных системах и их можно считать своеобразными эле ктроиными соединениями, так как в основном их структура определяет ся электронной концентрацией т е отношением е/о В этих фазах од ни элементы проявляют электроположительные свойства (например, хром молибден вольфрам) а другие — электроотрицательные (никель кобальт железо) типичный состав а фаз можно представить так (Сг, Mo)x(Ni o)j, [c.326]

Учитывая промежуточные ориентационные соотношения, можно показать, что аустенитная плоскость (557)д параллельна плоскости 0,14 0,63 0,76 во всех шести мартенситных кристаллах, составляющих пакет. Эта плоскость в мартенситных координатах является габитусной плоскостью у-фазы (полюс 2 на рис. 3.27,6) в сплавах с пакетным мартенситом, близкой к габитусной плоскости дисперсной у-фазы в сплаве Н31 с линзовидным мартенситом. Следует отметить, что граничная плоскость между аустенитом и мартенситом, образованная в процессе нагрева при а - у превращении в разных сплавах, практически совпадает с плоскостью раздела между у- и а -фазами при у- а превращении, проходящем в близких температурных условиях. [c.117]

Значения температур перитектяческих реакций рис. 30), по которым образуются богатые А1 промежуточные фазы в системе А1—V, точно определены рентгеновским и термическим анализами [1] сплавы для исследования готовили из V и А1 чистотой соответственно 99,8 и 99,9% [1]. В работе [2] отмечены термические остановки при температурах 660, 680, 689 и 735° С, что примерно согласуется с результатами работы [1]. По данньш работы [2], растворимость V в А1 при температуре 735° С составляет 0,91% (ат.) [1,7% (по массе)], что выше значения, приводимого М. Хансеном и К. Андерко (см. т. I [12]) растворимость V в А1 в твердом состоянии при температурах 660 и 500° С равна соответственно [c.85]

В работе [1] приготовлены и исследованы сплавы системы. Au—1г, содеричащие до 25% (по массе) каждого компонента. Промежуточные фазы в этой системе отсутствуют. При температуре плавления 1г и ниже наблюдается широкая область [c.115]

Новые исследования области диаграммы состояний, богатой Ti, проведены в работах [1, 2] с использованием термического и металлографического анализов сплавов, приготовленных из 99,96%-ного Ti и 99%-ного Се. Работа [2], кроме этого, представляет собой критическое рассмотрение более ранних данных [1]. В соответствии с М. Хансеном и К. Андерко (см. т. I [2]), промежуточные фазы в данной части диаграммы не образуются. Вновь определенные растворимость Се в Ti и температуры нонвариантных равновесий выше приведенных М. Хансеном и К. Андерко (см. т. I [2]) концентрация Се в a-Ti с 1,4% (ат.) [4% (по массе)] при температуре перитектоидного a ri превращения ( 915° С) уменьшается до 0,45% (ат.) [1,3% (по массе)] при 20° С [2] концентрация Се в -Ti с 1,9% (ат.) [5,4% (по массе) ] прн температуре нонвариантного солидуса (1450° С) уменьшается до [0,7% (ат.)] [1,8% (по массе)] при перитектоидной температуре ( 915° С) [1]. В работе [3] проведен критический анализ данных [1, 2] М. Хансена и К. Андерко (см. т. I [1,2]), работы [2], а также некоторых неопубликованных работ и сделан вывод, что наиболее предпочтительны данные и диаграмуа состояний, приведенные М. Хансеном и К. Андерко (см. т. I [2], рис. 268). В работе [1] приведена температура нонвариантного равновесия 1520° С, которое никак не может быть объяснено. Для полного понимания превращений в системе необходимо ее дальнейшее изучение. [c.312]

Диаграмма на рис, 296 построена по данным тщательного рентгеновского, металлографического и термического исследований сплавов, содержащих О— 66,7% (ат.) 2п [1]. Однако авторы называют построенную ими диаграмму фазовой диаграммой , а не равновесной диаграммой состояния . Для приготовления сплавов использовали спектрально чистые Шg и 2п. На участке от 66,7 до 100% (ат.) 2п диаграмма построена по данным М. Хансена и К. Андерко (см. т. II [1, 2, 27, 28]). М и 2п образуют пять промежуточных фаз. В работе [1] приводятся таблицы межплоскостных расстояний для Mg7Zпз, М 2п и Mg2Znз, однако структуры этих фаз не определены. Температура инвариантных реакций и [c.176]

Рентгеновские исследования [1] показали, что диаграмма состояния сложнее приведенной М. Хансеном и К,. Андерко (см. т. II, рис. 588). В системе имеется по крайней мере четыре промежуточные фазы в диапазоне О—25% (ат.) Р (три другие фазы не упоминаются). С помощью высокотемпературного микроскопа обнаружена эвтектика (Р + 7) при 788° С [2], что подтверждает данные М. Хан-сена и К. Андерко (см. т. II [3]). v-фаза (PdgP) имеет ромбическую решетку цементита (Feg ) [1]. Область гомогенности, определенная при закалке сплавов с 740° С, простирается от— 20 до 25% (ат.) Р. Периоды решетки 7-фазы (с точностью 0,05%) следующие а = 5,980 А, 6 = 7,440 А, с =5,164 А (со стороны Р) а = 5,645 А, Ь = 7,558 А, с = 5,071 А (со стороны Pd) [1 ]. Соединение стехиометрического состава, по [3], имеет следующие периоды (с использованием обозначений по [I ]) а (6) = 5,971 0,001 А, Ь (с) = 7,445 0,001 А и с (а) = = 5,166 0,001 А. При изучении вакансионной структуры цементитного типа в работе [4] получены зависимости периодов решетки PdgP с увеличением содержания Р. [c.309]

На рис. 46 приведен состав сплава системы Си — Ag — N1, диаграмма состояния которого имеет сложное строение с промежуточными фазами. На рисунке показаны фазы, наблюдаемые непосредственно на электроосажденных сплавах. В соответствии с этим в гальванически осажденном сплаве Си—ЗЬ отсутствует 6-фаза, в сплаве Си — 5п не установлена фаза е, в сплаве N1 — 2п отсутствуют фазы р или р и фаза б. В сплавах Ag — Сё образование твердого раствора со стороны серебра зависит от электролита. В электроосажденных сплавах системы Ag—2п вместо устойчивой при комнатной температуре -фазы появляется р -фаза с кубической объемноцентрированной решеткой и со структурой расположения, устойчивой при высокой температуре. [c.80]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...