Сплавы — Затвердевание — Образование структур

Сплавы — Затвердевание — Образование структур 3 [c.460]

Доэвтектические сплавы после затвердевания имеют структуру аустенит + ледебурит (А + РедС) (см. рис. 83). Эвтектический сплав (4,3 % С) затвердевает при постоянной температуре е образованием только эвтектики — ледебурита. [c.123]

Сплавы Си—А1 кристаллизуются в узком температурном интервале (46 С), что приводит к последовательному затвердеванию и образованию в отливках столбчатой структуры, в результате чего ухудшается пластичность. В связи с этим все алюминиевые бронзы содержат добавки 1—4 % (мае. доля) Fe, [c.200]

Б. Структура. При затвердевании сплавов Fe—С возможно образование следующих структур [c.28]

Учеными разрабатываются методы получения сплавов с особыми магнитными свойствами, необыкновенно высокой прочности. Так, при сверхбыстром охлаждении раскаленного металла со скоростью 1 млн градусов в секунду получают необычную структуру, напоминающую стекло, практически не имеющую кристаллов. Следовательно, между ними нет границ, по которым под нагрузкой происходит разрушение металла, поэтому такая структура необыкновенно прочна. Свойства сплавов отличаются от свойств компонентов, входящих в их состав. Важное значение имеют также характер соединения компонентов и процессы, связанные с образованием сплава При затвердевании в сплавах получаются различные по строению и свойствам структуры механические смеси, твердые растворы и химические соединения. [c.29]

При кристаллизации доэвтектических сплавов, содержащих от 2,14 до 4,3 о С, из жидкой фазы при достижении температур, соответствующих линии ликвидус ВС, сначала выделяются кристаллы аустенита, а при температуре 1147° С (линия ЕС) сплавы затвердевают с образованием эвтектики ледебурита. Следовательно, до-эвтектические сплавы после затвердевания имеют структуру аустенит + ледебурит. [c.136]

Приведенные преимущества вибрационной обработки металлов показывают, что этот способ позволяет эффективно измельчать кристаллическую структуру без применения легирующих элементов особенно эффективное измельчение зерна можно получить при ультразвуковой обработке расплава в интервале температур. Чем меньше интервал затвердевания сплава, тем больше измельчение кристаллической структуры. Этим объясняется эффективное воздействие вибраций на чистые металлы, у которых нет интервала затвердевания. Предполагается также, что при ультразвуковых вибрациях повышается скорость образования за- [c.41]

При пайке железа медью с разными зазорами структура, формирующаяся при затвердевании расплава, оказывается при прочих равных условиях различной в малых и больших зазорах. В широких зазорах (0,5—2 мм) кристаллизация происходит с образованием развитой дендритной структуры и имеет характер объемного затвердевания. Содерл<ание железа в осях дендритов достигает 4%, а на периферии падает до 2—2,5 % (массовые доли). Смена форм затвердевания с изменением размера зазора вызывается изменением условий кристаллизации. Согласно существующим представлениям тип кристаллизации сплавов определяется градиентом температуры расплава, а такл<е величиной и протяженностью области концентрационного переохлаждения вблизи фронта кристаллизации. При прочих равных условиях уменьшение зазора, а следовательно, слоя кристаллизующейся жидкости, начиная с определенного момента, приводит к таким изменениям указанных факторов, что дендритная форма кристаллов постепенно уступает место ячеистой, а последняя — преобладающему росту кристаллов с гладкой поверхностью. Окончательная кристаллическая структура металла шва не соответствует первоначальным формам роста кристаллов. Новые границы зерен в шве пересекают в произвольных направлениях дендритные и ячеистые кристаллы. При больших зазорах имеются участки, где вторичные границы совпадают с пограничными зонами первичных дендритов. При малых зазорах структура шва по ширине представляет собой один слой зерен. Возникновение вторичной структуры в литых сплавах связывается с образованием при кристаллизации большого числа дефектов (дислокаций и вакансий), способных перемещаться и группироваться в определенных участках затвердевающего металла. [c.34]

Изготовление. В процессе охлаждения эвтектического или почти эвтектического состава в "нормальной" эвтектической системе при ступенчатом температурном градиенте формируется волокнистая или пластинчатая (ламельная) структура, имеющая явно выраженную преимущественную направленность. Входящие в состав структуры а- и 3-фазы могут быть сплавами, интерметаллическими соединениями или же неметаллами, например карбидами. Необходимым условием роста направленной структуры является поддержание отношения температурного градиента между жидкой и твердой фазами G к скорости затвердевания R на строго определенном критическом уровне. Слишком низкое отношение GjR приводит к образованию ненаправленной дендритной структуры или частично направленной (ячеистой) структуры. Для сохранения плоской границы раздела между твердой и жидкой фазами, что совершенно необходимо для формирования направленной структуры, важными условиями также являются наличие инертной атмосферы и высокая чистота исходных материалов. [c.299]

Чистые металлы и сплавы, затвердевающие при постоянной температуре (эвтектические сплавы), обладают лучшей жидкотекучестью, чем сплавы, образующие твердые растворы и затвердевающие в интервале температур. Это объясняется тем, что для сплавов, затвердевающих при постоянной температуре или в узком интервале температур (не более 30 °С), характерно последовательное затвердевание отливки (рис. 4.3, а) с образованием сплошной твердой корки на поверхности канала, внутри которой будет сохраняться жидкий расплав, способный вытекать в канал, заполняя его. Подвижность таких расплавов сохраняется вплоть до образования 60. .. 80 % в отливке твердой фазы. В отливках образуется столбчатая структура, что обеспечивает высокую плотность и герметичность. [c.152]

Образование кавитационных пузырьков при УЗО подобно процессам газожидкостного плюмажа или инжекционной обработки расплава порошками, рассмотренным выше. Однако в отличие от них при УЗО происходит более интенсивная дегазация расплавов. Она включает зарождение кавитационных газовых пузырьков, их рост в результате направленной диффузии из расплава в полость, коалесценцию мелких пузырьков в результате развития акустических потоков и их вынос на поверхность расплава [346]. Однако определяющая роль кавитации в улучшении структуры расплава и твердого металла заключается отнюдь не в дегазации, а в эффектах самоорганизации диссипативных структур, обусловленной возникновением нелинейной динамики на границе твердая—жидкая фазы. При критических условиях она приводит к неустойчивости движения и бифуркациям, при которых рост кристаллов и затвердевание сплавов связано со сложными кооперативными процессами массо- и теплопереноса, течением жидкости, химическими реак- [c.226]

Использование УЗ обработки обеспечивает на практике измельчение зерен в сплавах, но не всегда гарантирует получение микроструктуры с требуемым размером зерен. К тому же использование УЗ облучения требует больших энергозатрат, а продолжение действия ультразвука после окончания процесса затвердевания может вызвать образование трещин в сплаве. Поэтому практически задача измельчения микроструктуры в сплавах может быть решена введением в расплав элементов-модификаторов. Модифицирование — один из наиболее традиционных приемов получения мелкозернистых литых структур и в настоящее время широко используется в промышленности. [c.104]

Выше линий АС и СВ сплавы любого состава находятся в жидком состоянии. Эти линии фиксируют начало затвердевания сплавов, их называют линиями ликвидуса (ликвидус — жидкий). Прямая линия ОСЕ соответствует концу затвердевания сплавов и называется линией солидуса (солидус — твердый). Ниже этой линии сплавы любого состава находятся в твердом состоянии. Между линиями ликвидус и солидус сплавы состоят из двух фаз жидкой и твердой. На линии АС начинается кристаллизация чистого свинца из сплавов, содержащих менее 13% сурьмы. На линии ВС — кристаллизация чистой сурьмы из сплавов, содержащих боле 13% сурьмы. В точке С, отвечающей сплаву с 13% 5Ь и 87% РЬ при температуре 243° С, происходит одновременная кристаллизация обоих компонентов сплава с образованием тонкой механической смеси. Полученную после затвердевания структуру сплава называют эвтектикой (на рисунке обозначена буквой С), а сплав, соответствующий точке С, называется эвтектическим сплавом. Он обладает самой низкой температурой плавления по сравнению с остальными сплавами. Сплавы, состав которых находится на диаграмме левее точки С, называют доэвтектическими, а правее — заэвтектическими. [c.75]

Сплав I, согласно диаграмме, кристаллизуется с образованием однородной структуры а-твердого раствора. Затвердевание его протекает между 1520 и 1500° С при изменении концентрации жидкости и выделяющейся твердой фазы между сотыми долями процента и 1,8% Р. Следовательно, сплав подвержен ликвации. [c.208]

На KpuBoii охлаждения при кристаллизации эвтектики (ледебурита) отмечается площадка (рис. 76). Доэвтектнческие сплавы после затвердевания имеют структуру аустеинт + ледебурит (А + h F e , ) (см. рис. 78). Эвтектический силав (4,3 % С) затвердевает при иостояииой температуре с образованием только эвтектики ледебурита (рис. 76). [c.123]

Изучено влияние давления на структуру сплавов Fe—С и Fe—С—Si, затвердевавших в песчано-бентонитовых формах, т. е. при меньших скоростях охлаждения, чем в металлических формах [52]. Показано, что давление I и 3 MH/м , развиваемое магнезитовым поршнем, воздействует на процесс затвердевания, структуру сплавов (табл. 2) и кинетику графитизации при последующем отжиге. Доэвтектические сплавы под давлением и без него затвердевают с образованием структуры белого чугуна, но эффект давления проявляется на первой стадии графитизации при отжиге. Отжиг в течение 8—12 ч при температуре 800—900°С сплавов, отлитых под давлением, приводит к полной графитизации, в то время как те же сплавы, полученные в атмосферных условиях, не гра-фитизируются полностью при отжиге в течение 72 ч при температуре 900°С. [c.38]

При исследовании процессов затвердевания отливок и образования структур литого материала, а также процессов образования в отливках усадочных раковин, рыхлоты, усадочной и газовой пористости, химической неоднородности, неслитин, и т. п., т. е. процессов, сущность которых определяется свойствами и природой конкретных сплавов, литейная форма может раосматриваться как окружающая отливку среда, обладающая той или иной способностью отводить теплоту. Главной задачей в этом исследовании должно быть изучение законов затвердевания отливок, кинетики кристаллизации конкретных сплавов и выяснение склонности их к образованию перечисленных дефектов при различной интенсивности теплового взаимодействия отливки и формы. Цель этого исследования — определение основных параметров рациональной технологии (температуры перегрева расплава в печи, температуры заливки, режимов заполнения формы жидким металлом, режимов вентиляции формы, длительности отдельных этапов охлаждения отливки, температуры формы, материала формы и отдельных ее частей, режимов питания отливки в процессе затвердевания), а также установление требований к ряду литейных свойств сплавов (жидкотекучести, объемной и линейной усадке, склонности к образованию усадочной пористости, ликвационных зон и т. п.) с точки зрения особенностей того или иного способа литья. [c.147]

Согласно микрорентгеноспектральному анализу, типичный атомный состав М23С4 может быть выражен, как riy o Wj следовательно, значительное место в карбиде замещено кобальтом, что и подтверждает фазовая диаграмма рис.5.6. В сплавах, предназначенных для литья по выплавляемым моделям, в процессе затвердевания могут образовываться первичные выделения М зС . У большинства промышленных сплавов это соединение представляет собой фазу, которая кристаллизуется последней, ее обнаруживают главным образом в виде междендритных выделений во вторичных дендритных ветвях. Это придает микроструктуре эвтектический вид, она состоит из последовательно чередующихся слоев М зС и Зг-матрицы морфологические особенности этой структуры могут изменяться в зависимости от химического состава сплава (рис.5.7). Образование эвтектического карбида иллюстрировано схемой на рис.5.8. [c.188]

В точке С при 1147 °С п содержании 4,3 % С из жидкого сплава одновременно кристаллизуется аустенит и цементит первичный, образуя эвтектику, называемую ледебуритом. По линии солидуса АЕ сплавы с содержанием до 2,14 % С окончательно затвердевают с образованием ьустеннта. По линии солидуса ЕС (1147 °С) сплавы с содержанием 2,14—4,3 % С окончательно затвердевают с образованием эвтектики ледебурита. Так как при более высоких температурах из жидкого сплава выделяется аустенит, следовательно, такие сплавы после гатвердевания имеют структуру аустенит + ледебурит. По линии солидуса СЕ (1147 °С) сплавы с содерл-санием 4,3—6,67 % С окончательно затвердевают также с образованием эвтектики ледебурита. Так как при более высоких температурах из жидкого сплава выделяется цементит (первичны ), следовательно, таки.е сплавы после затвердевания имеют структуру — первичный цементуй -г ледебурит. [c.59]

В точке а2 сплав начинает затвердевать и из жидкости выпадают кристаллы твердого раствора — аустенита. По мере охлаждения сплава количество кристаллов аустенита возрастает, а количество жидкого сплава — уменьшается, и в точке 62 происходит затвердевание оставшегося жидкого сплава эвтектического состава с образованием механической смеси аустенита и цементита — ледебурита. Ниже точки б. из аустенита выделяется углерод в виде вторичного цементита и концентрация углерода в остаюш,емся аустените уменьшается до 0,8%. В точке оставшийся аустенит превратится в перлит. Ниже точки в , сплав охлаждается без изменения структуры. 1Сдлавы, содержащие 2—5% углерода, относятся к чугунам. Любой доэвтектический чугун кристаллизуется точно так же, как сплав состава//, и ниже точки состоит из ле- дебурита, перлита и цементита. Структура эвтектического чугуна состоит из ледебурита, а заэвтектического — из ледебурита и первичного цементита. Типичные структуры эвтектического, доэвтектического и заэвтектического чугунов приведены на фиг. 29. [c.77]

Для сплава имеется дополнительная причина образования правильно расположенных ветвей, а именно, образование обогащенного растворенным веществом слоя между параллельными ветвями и последующее понижение температуры ликвидуса, которое тем самым моментально предотвращает затвердевание между ветвями. Таким образом, получаются дендритные структуры с равностоящими ветвями (ф. 121/1—3), величина которых зависит от скорости охлаждения, природы раствореннога вещества и конвекционных потоков в жидкости. Примером большого дендрита может служить знаменитый кристалл Чернова. [c.57]

Затвердевание сплавов Ре—С при содержании углерода до 0,5% начинается с кристаллизации б-феррита (рис. 1.1). Если сплав содержит до 0,1% углерода, кристаллизация заканчивается образованием однофазной структуры б-феррита. Сплавы, содержащие 0,1—0,5% углерода, при температуре ниже 1485° С претерпевают перетектическое превращение, при котором из жидкого расплава и б-раствора образуется 7-раствор. Сплавы, содержащие 0,1—0,18% углерода, после затвердевания приобретают двухфазную структуру (б-раствор + у-раствор). Если содержание углерода превышает 0,18%, сплавы в результате кристаллизации приобретают однофазную структуру 7-раствора, [c.5]

Золото—никель. Затвердевание сплавов происходит с образованием непрерывного ряда твердых растворов (фиг. 42). При дальнейшем о.хлаждении наблюдается распад твердых растворов на две фазы, имеющие структуру решетки куба с центрированными гранями. Все фазовые переходы в системе Аи—Ni проходят очень медленно. Поэтому кривые ликвидуса и солидуса определены недостаточно точно. Сплавы, богатые золотом, легко обрабатываются, несмотря на высокую твердость. Сплавы Аи—Ni применяются для сопротивлении автоматически управляемых приборов. При плавке в качестве раскисди-теля иногда добавляется около 1% Мп. [c.424]

В отлйчие от частичного превращения при полном превращении исходный твердый раствор совсем не сохраняется, например, подобно тому, как при затвердевании жидкого раствора с образованием эвтектики он полностью распадается на смесь двух твердых фаз. Полное превращение твердого раствора происходит в твердом состоянии, т. е. в кристаллической решетке также строго определенного состава и при определенной температуре. Образующуюся смесь двух фаз в отличие от эвтектики называют эвтектоидом. Эвтек-тоидное превращение связано с переходом одной аллотропической формы в другую. Эвтектоид имеет весьма характерную пластинчатую или зернистую структуру, сходную со структурой эвтектики (см. фиг. 54, а и б). Очень большое практическое значение имеет полное превращение твердого раствора в сплавах железа с углеродом. Из твердого раствора углерода в у-железе образуется эвтектоид, представляющий смесь двух твердых фаз нового твердого раствора углерода в а-ж езе и химического соединения Fe . [c.105]

Сплавы системы Fe-F s подразделяются на стали и чугуны в зависимости от содержания в них углерода. К первым относятся сплавы, содержание углерода в которых не превышает 2,03 %. Структура сталей определяется содержанием в них углерода. В момент полного затвердевания структура сталей, содержащих менее 0,1 % С, чисто ферритная (й-феррит). Полное затвердевание сталей, содержащих 0,1-0,16% С, заканчивается образованием ферритно-аустенит-ной структуры, содержание й-феррита в которой изменяется от О (точка J) до 100 % (точка Н). Стали с содержанием углерода 0,16-0,51 % имеют ферритно-аустенитную структуру, образование которой связано с расходом в процессе охлаждения первоначально образовавшегося (5-феррита. Сплавы, содержащие 0,51-2,03 % С, имеют чисто аустенитную структуру, образование которой начинается с первых моментов затвердевания жидкого металла. [c.181]

Структура расплава вблизи точки затвердевания мало отличается от структуры твердого тела. В связи с высокой интенсивностью теплового движения происходят постоянное образование и распад областей с упорядоченным (как в решетке твердого кристаллического тела) расположением частиц. Из-за большего, чем в твердом теле, расстояния между частицами в жидкости, которая уже не имеет однородной структуры, образуется динамически упорядоченное состояние. На рис. 1.140 — схема процесса затвердевания сплава с неограниченной растворимостью на стадии зародышеобразо-вания. [c.61]

Вопросы напрвленной кристаллизации для сплавов вольфрама пока не получили достаточного развития. Общим для изучаемых систем является то, что эвтектическое затвердевание весьма чувствительно к величине градиента температуры, концентрационному переохлаждению, скорости кристаллизации. Продольная микроструктура доэвтектического сплава вольфрама [1,6 % (масс.) С] состоит из переплетающихся вольфрамовых и карбидных W -волокон, вытянутых в направлении теплоотвода. При приближении состава сплавов к эвтектическому наблюдается более четко выраженный направленный рост кристаллов W и W . Для заэвтектических сплавов [2,5...2,8 % (масс.) С] получение направленной структуры затруднено. Интересно отметить образование спиралевидной эвтектики при малых скоростях вытягивания слитка. [c.227]

Таким образом, показано, что при формировании структуры сплава А1— Mg—Zr определенную роль играет, помимо двойного алюминида, сложный алю-минид. Результаты исследования также свидетельствуют о том, что даже при ускоренной кристаллизации в холодной изложнице скорость охлаждения все же недостаточно высока, что обусловливает возможность протекания разделительной диффузии в жидкости, приводящей к образованию первичных кристаллов AlgZr и соответственно к образованию Г-фазы по перитектической реакции. В случае применения больших скоростей охлаждения при затвердевании слитков возможно большее подавление образования первичных алюминидов. Последнее является условием получения аномально пересыщенного по цирконию раствора [276]. [c.165]

Другим очень важным типом морфологии поверхности раздела является так называемая ячеистая структура, образующаяся при некоторых условиях при выращивании кристаллов из расплава, загрязненного примесями, или при кристаллизации сплавов. Фотографии подобной структуры приведены на фиг. 17 и 18. На фиг. 17 показана поверхность кристалла свинца после декантации расплава, а на фиг. 18 — фотография кристаллов льда, образующихся при росте из раствора К2СГО4. В 1953 г. Руттер и Чалмерс [13 J первыми высказали предположение, что эта ячеистая субструктура, которую можно наблюдать на поверхности раздела кристалл — расплав с помощью метода декантации, возникает вследствие образования в непосредственной близости от поверхности рйздела зоны концентрационного переохлаждения расплава. Несколькими годами раньше это явление было предсказано теоретически Иванцовым [91. Связано оно с накоплением примеси на фронте кристаллизации (фиг. 19). На основании диаграммы состояния и известного закона распределения примеси в расплаве можно рассчитать распределение равновесной температуры затвердевания Те взятой жидкости (фиг. 19). Кроме [c.181]

При охлаждении сплавов, соответствующих линии АВ (см. рис. 9), из жидкого сплава выделяется твердый раствор б. На линии HJB при 1499° С происходит образование твердого раствора путем взаимодействия жидкой и твердой фаз. Оставшийся жидкий сплав, взаимодействуя с твердым раствором б в точке / переходит в аустенит — зона IV. Левее точки / образуется структура аустенита и твердого раствора б, правее ее — аустенит и жидкий сплав. Затвердевание сплавов, содержащих до 2,15% углерода, заканчивается на линии AHJE. Ниже линии NHJE в зоне IV сплавы представляют собой аустенит. [c.16]

В ряде сплавов, чаще всего в однофазных сплавах с узким температурным интервалом кристаллизации, горячие трещины образуются не по жидким межкристаллическим прослойкам, а после затвердевания последних порций жидкой фазы, т. е. ниже температуры реального солидуса. Горячие трещины такого вида некоторые исследователи, в частности Б. А. Мовчан, связывают с полиго-низацией литой структуры. Согласно выдвинутой им гипотезе, процесс полигонизации, протекая вслед за кристаллизацией металлов, приводит к дроблению уже сформировавшейся столбчатой структуры и образованию новых зерен, границы которых представляют собой локальные скопления дефектов кристаллической решетки. При определенных условиях по границам полигонизации, обогащенным примесями, могут появиться горячие трещины [5]. [c.111]

Однако, как показали исследования последнего времени, дробление столбчатой структуры и образование сетки границ, произвольно ориентированной по отношению к формам первичной кристаллизации — ячейкам и дендритам, определяется не полигою1зацней литой структуры, а подсолидусной миграцией границ зерен, возникших при кристаллизации, в новые, более равновесные положения с меньшей граничной энергией [33,6]. Степень несоответствия сетки границ зерен формам первичной кристаллизации зависит от состава сплава и скорости охлаждения металла после затвердевания. В чистых металлах и растворах слабой концентрации границы весьма подвижны и за время охлаждения сварного шва выпрямляются, кристаллиты приближаются по форме к равноосным. В высоколегированных твердых растворах, где скорости миграции границ малы, зерна литого металла имеют сложную, фрагментарную форму, близкую по очертаниям к дендритам. Такой же эффект дает охлаждение [c.111]

Представленные для изучения коллекции микроструктур сплавов систем сурьма—свинец, сурьма—олово и сурьма—медь дают возможность познакомиться с фазами и структурными составляющими различного вида. Затвердевание сплавов сурьма-свинец протекает с образованием эвтектики. В структуре сплавов можно наблюдать эвтектику с избыточными кристаллами свинца в доэвтектических или сурьмы в заэвтектических сплавах. В системе сурьма—олово идут превращения перитектического характера и в структуре сплавов этой системы наблюдаются пе-ритектические смеси. В структуре сплавов сурьма—медь видны кристаллы химического соединения, окруженные эвтектикой. Диаграмма состояния не дает точного представления о структуре сплава, а характеризует лишь равновесие фаз при различной температуре. При формировании структуры решающее значение имеет кинетика структурообразования, зависящая от скорости охлаждения (или переохлаждения), скорости диффузии компонентов и т. д. [c.78]

Влияние серы. Сера в виде FeS, растворяясь в любом количестве в жидком чугуне, ухудшает его жидкотекучесть, способствует образованию газовых раковин. При затвердевании чугуна в форме FeS обраэует легкоплавкий сплав с железом (эвтектику) с температурой плавления 985 , выделяющийся между кристаллами металла. Наличие легкоплавкой эвтектики в структуре чугуна обусловливает его красноломкость и приводит к образованию горячих треш,ин в отливках. [c.301]

СтроениеJ литкa по Д. К. Чернову. В производственных условиях сталь, также как и важнейшие сплавы, отливается в вертикальную металлическую форму или изложницу с холодными стенками. На основании работ Д. К- Чернова, опубликованных еще в 1878 г., советский ученый Н. А. Минкевич предложил схему образования макроструктуры слитка (фиг. 20). После заливки стали в чугунную изложницу наружная зона, где скорость охлаждения высокая, затвердевает в виде мелкозернистой плотной корки 7. На ее структуру оказывают существенное влияние мельчайшие неровности на стенках изложницы. Наружная кристаллизационная зона 1 служит тепловой рубашкой при дальнейшем затвердевании слитка. За это время стенки изложницы успевают прогреться, и дальнейший медленный отвод тепла вызывает образование длинных столбчатых кристаллов 2, [c.39]

При сварке чугунными электродами или присадочными стержнями чугун, наплавленный на холодное и.эделие без предварительного нагрева, охлаждается с большой скоростью, особенно в интервале от температуры затвердевания сплава до 600° С. Такие скорости охлаждения неизбежно приводят к образованию твердых структур. Предварительный нагрев изделия перед сваркой уменьшает скорость охлаждения наплавленного металла и препятствует образованию твердых закалочных структур. [c.64]

Диаграмма состояния. В первых иследованиях системы 1п — d, выполненных методами термического [1, 2], микроструктурного [2] и рентгеновского [2, 3] анализов, а также измерением электросопротивления сплавов [2], было найдено, что индий и кадмий обладают неограниченной смешиваемостью в жидком состоянии, а при затвердевании образуют эвтектическую систему двух ограниченных твердых растворов. Согласно [1] эвтектика в системе 1п — d расположена при 25,4 ат.% (25%) d и 122,5°, а по данным [2] — при 26 ат.% (25,6%) d и 123,1°. Однако, как показали последующие исследования, выполненные методами термического, микроструктурного, дилатометрического и рентгеновского анализов [4, 5], а также путем измерения электросопротивления [5, 6], в системе 1п — d имеют место также перитектические реакции, отвечающие образованию химического соединения Iп dз (74,61% d) и твердого раствора кадмия в индии с тетрагональной структурой (ат). Первая из этих реакций идет при 196°, а вторая —при 148°. При 126° соединение In dз распадается по эвтектоидной реакции на два твердых раствора ак — раствор кадмия в индии с кубической структурой и ( d)—раствор индия в кадмии с содержанием 1,4 [4] или 1% 1п [6]. Фаза ан стабильна выше 20° при содержании более 3,7—6 ат.% С (в зависимости от температуры) и эвтектоидно распадается при 20° на фазы aт+( d). В сплавах, закаленных от 120°, т-фаза стабильна при содержании 6 [4, 5] и 6,5 ат.% d [7]. [c.321]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...