На главную

Решебник методичек Тарга С.М. 1988, 1989, 1983 и 1982 годов по теоретической механике для студентов-заочников.

Статья по теме: Образуется промежуточная

Предметная область: материаловедение, композиционные материалы, металлы, стали, покрытия, деформации, обработка

Скачать полный текст

При понижении температуры конгруэнтно при температуре 625 °С и содержании 38 % (ат.) Ir образуется промежуточная фаза е с гексагональной штотноупакованной решеткой (символ Пирсона kP2 пр. гр. P63/mmc). При температуре 400 °С область гомогенности фазы е находится в интервале концентраций 22—45 % (ат.) ir. Параметр решетки фазы е внутри области гомогенности возрастает от а = 0,258 нм, с = 0,415 нм (со стороны Ре) до а = 0,265 нм, с = = 0,429 нм (со стороны Ir) [Ш, 1]). При температуре 470 °С [3] протекает эвтектоидное превращение (уFe, Ir) ** (аРе) + е.[4, С.504]

Золото—хром. Кристаллизация сплавов Аи—Сг сопровождается перитекти-ческой реакцией при 1152° С. В системе образуется промежуточная фаза pV распадающаяся с образованием эвтектоида при 1022° С и 14% Сг на «-твердый раствор, богатый Аи, и у"твеРДЫ1"1 раствор, богатый Сг. Растворимость хрома-в золоте в твердом состоянии (около 7,5%) определена недостаточно точно. Сплавы в области твердого раствора обладают малым температурным, коэффициентом электросопротивления. Кривые удельного электросопротивления и то температурного коэффициента приведены на фиг. 43. Для сплава, содержащего 1,8% Сг, температурный коэффициент равен нулю в отожх<енном состоянии. Сплавы с большим содержанием Сг имеют отрицательный температурный коэффициент. Для точных измерительных приборов в качестве сопротивлений с нулевым температурным коэффициентом применяют сплав с 2—2,1% Сг. Такой' сплав имеет удельное электросопротивление 0,33 QM-MM-/M и малую термоэлектродвижущую силу в паре с Си (7—8 шв/град). В твердотянутом состоянию сплав имеет довольно высокий температурный коэффициент. Продолжительными1 отжигами при 150—200°С доводят температурный коэффициент до нуля. Однак*' слишком глубокий отжиг может привести к отрицательному температурному коэффициенту электросопротивления.[2, С.425]

Золото—хром. Кристаллизация сплавов Аи—Сг сопровождается перитекти-ческой реакцией при 1152° С. В системе образуется промежуточная фаза pV распадающаяся с образованием эвтектоида при 1022° С и 14% Сг на «-твердый раствор, богатый Аи, и у"твеРДЫ1"1 раствор, богатый Сг. Растворимость хрома-в золоте в твердом состоянии (около 7,5%) определена недостаточно точно. Сплавы в области твердого раствора обладают малым температурным, коэффициентом электросопротивления. Кривые удельного электросопротивления и то температурного коэффициента приведены на фиг. 43. Для сплава, содержащего 1,8% Сг, температурный коэффициент равен нулю в отожх<енном состоянии. Сплавы с большим содержанием Сг имеют отрицательный температурный коэффициент. Для точных измерительных приборов в качестве сопротивлений с нулевым температурным коэффициентом применяют сплав с 2—2,1% Сг. Такой' сплав имеет удельное электросопротивление 0,33 QM-MM-/M и малую термоэлектродвижущую силу в паре с Си (7—8 шв/град). В твердотянутом состоянию сплав имеет довольно высокий температурный коэффициент. Продолжительными1 отжигами при 150—200°С доводят температурный коэффициент до нуля. Однак*' слишком глубокий отжиг может привести к отрицательному температурному коэффициенту электросопротивления.[3, С.425]

Если в решетке р-фазы нет плоскости, которая могла бы сочленяться с исходной, то превращение протекает ступенями. На первой ступени образуется промежуточная метастабильная Р'-фаза. Решетки этой промежуточной фазы отличаются тем, что она уже имеет такую плоскость, по которой может быть осуществлена когерентная связь р'-фазы с исходной решеткой а -фазы. На второй ступени совершается переход р'—>-р, если между ними может быть осуществлена когерентная связь; в противном случае должна образоваться вторая метастабильная фаза и т. д.[1, С.143]

Если в решетке р-фазы нет плоскости, которая могла бы сочленяться с исходной, то превращение протекает ступенями. На первой ступени образуется промежуточная метастабильная Р'-фаза. Решетки этой промежуточной фазы отличаются тем, что она уже имеет такую плоскость, по которой может быть осуществлена когерентная связь р'-фазы с исходной решеткой а -фазы. На второй ступени совершается переход р'—ьр, если между ними может быть осуществлена когерентная связь; в противном случае должна образоваться вторая метастабильная фаза и т. д.[10, С.143]

Представленная в работе [X] диаграмма состояния Sn-Tl, базирующаяся на результатах ранних работ, была дополнительно исследована и уточнена в средней части и со стороны Т1 р, Ш, 1-6]. Было установлено, что в системе образуется промежуточная фаза у с ГЦК решеткой и соединение, содержащее несколько более 60 % (ат.) Sn. Приведенная на рис. 610 диаграмма состояния Sn-Tl была построена в работе [6] с учетом последних исследований, в том числе и собственных результатов.[5, С.332]

На основании этого можно предположить, что Gd и Рг при высоких температурах образуют непрерывные ряды р твердых растворов, а при более низких температурах — непрерывные ряды а твердых растворов. При температурах ниже -750 °С образуется промежуточная фаза со структурой типа «Sm, как и в других системах между легкими и тяжелыми лантанидами. Вследствие близости строения и 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 прямые, соединяющие температуры плавления и превращения Рг и Gd с узкими двухфазными областями между ними.[4, С.714]

Вследствие диффузионного взаимодействия вольфрамовых и молибденовых волокон с основой из никелевых сплавов образуются интерметаллидные фазы. Они обволакивают упрочняющее волокно и обладают высокой твердостью и хрупкостью [13, 125]. По-видимому, в системе Mo — Ni — Сг образуется промежуточная фаза типа Сг18Мо42Сг40 с ромбической упаковкой [258], в композиции вольф'рам — нихром — твердый раствор хрома на основе интерметал-лида Ni4W [13]. По мере отжига при 600—1100° С интер-металлидный ободок вокруг волокна утолщается пропорционально корню квадратному из длительности изотермической выдержки. Скорость роста интерметаллидной фазы зависит и от химического состава основы композиции. Так, после отжига при 1100° С при наличии никелевой основы образуется ободок толщиной 30 мкм за 10 час [125], основы из сплава нимокаст 258 — толщиной 25 мкм за 1000 час [292], а из нихрома ХН78Т — 5 мкм за 500 час [13]. В работе [125] предположено, что диффузионные потоки направлены преимущественно из вольфрама в никелевую основу. Согласно данным Л. М. Мирского [172], парциальные коэффициенты диффузии никеля и вольфрама в сплаве, состав которого соответствует Ni4W, близки и с изменением температуры направление преимущественных потоков атомов меняется.1 '[8, С.186]

В связи с этим можно предположить, что Gd и Рт образуют между собой непрерывные ряды твердых растворов аир. Вследствие близости этих растворов к идеальным линии ликвидуса и солидуса практически сливаются в прямую, соединяющую температуры плавления Gd и Рт (рис. 376), с очень узкой двухфазной областью между ними. В другую прямую сливаются линии полиморфного превращения а »* р. При температурах ниже -750 °С образуется промежуточная упорядоченная фаза б со структурой типа aSm (по аналогии с другими системами между легкими и тяжелыми лантан и-дами). Максимум области гомогенности этой фазы по аналогии с системой Gd—Nd [1] должен лежать вблизи 50 % (ат.). Область существования упорядоченной фазы типа aSm указана условно штриховыми линиями.[4, С.712]

Если старение идет по обычному механизму зародышеобразования (например, в сплавах алюминий — медь), процесс, по-видимому, характеризуется следующей последовательностью [185, 149]. В растворе возникают области, обогащенные атомами растворенного элемента: кластеры или зоны Гинье — Престона (зоны Г — П). Этот процесс идет при комнатной и более низких температурах (естественное старение). Вслед за ним происходит образование упорядоченных зон Q". Обе фазы (Г — Пи 0") когерентно связаны с матрицей, на что указывает, в частности, наличие искажений решетки матрицы вблизи них. Затем образуется промежуточная фаза 6', которая лишь частично когерентно (т. е., по крайней мере, по одной поверхности раздела) связана с матрицей и определенным образом ориентирована по отно[9, С.222]

Роль дефектов упаковки при старении кобальтовых сплавов подробно изучена в работе [186—188]. Для выявления сегрегации Сузуки была разработана, в частности, методика измерения интенсивности рассеяния рентгеновских лучей под малыми углами. Сплавы на основе кобальта удобны тем, что изменение состава приводит к значительному изменению энергии дефектов упаковки Y- При содержании ~30% Ni Y~ ЫО"7 дж/см2 (1 эрг/см2). Малая величина у обеспечивает значительное расщепление дислокаций и большую плотность дефектов упаковки даже после небольшой деформации. Исследовались сплавы с основой р-Со (18—28% Ni и 5% Mb). В этих сплавах при старении образуется промежуточная фаза, изоморфная матрица, с упорядоченной структурой типа Cu3Au. Поскольку различие в атомных диаметрах кобальта и никеля, с одной стороны, и ниобия, с другой, значительно, можно было ожидать сильного взаимодействия примесей с дефектами. После закалки и деформации отмечалось большое количество расщепленных дислокаций. После старения обнаруживались пластинки промежуточной фазы [длиной несколько микрон и толщиной 10—15 нм (~100—[9, С.237]

... отрезано, скачайте архив с полным текстом ! Полный текст статьи здесь



В ПОМОЩЬ ВСЕМ СТУДЕНТАМ!!!
Задачи по теоретической механике из сборников Яблонского, Мещерского, Тарга С.М., Кепе. Решение любых задач по материаловедению, термодинамике, метрологии, термеху, химии, высшей математике, строймеху, сопромату, электротехнике, ТОЭ, физике и другим предметам на заказ.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Гуляев А.П. Металловедение, 1978, 648 с.
2. Бочвар М.А. Справочник по машиностроительным материалам т.2, 1959, 640 с.
3. ПогодинАлексеев Г.И. Справочник по машиностроительным материалам Том 2 Цветные металлы и их сплавы, 1959, 640 с.
4. Лякишев Н.П. Диаграммы состояния двойных металлических систем Т.2, 1997, 1024 с.
5. Лякишев Н.П. Диаграммы состояния двойных металлических систем Т.3, 2000, 448 с.
6. Юм-Розери В.N. Диаграммы равновесия металлических систем, 1956, 399 с.
7. Юм-Розери В.N. Диаграммы равновесия металлических систем, 1956, 400 с.
8. Баранов А.А. Фазовые превращения и термо-циклирование металлов, 1974, 232 с.
9. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов, 1971, 496 с.
10. Гуляев А.П. Металловедение, 1978, 648 с.

На главную