Медленное охлаждение - сплав
Cтраница 3
 |
Область стеклообразования в. [31] |
На рис. 128 приведены границы области стеклообразования для сплавов халькогенидов таллия, мышьяка и сурьмы. Наружный многоугольник ограничивает область стеклообразования при быстром охлаждении ( закалке), а внутренний - при медленном охлаждении сплавов. Сульфид и селенид мышьяка, которые попадают внутрь меньшего многоугольника, можно рассматривать как полупроводниковые халькогенидные стеклообразователи. [32]
Углерод в чугуне может находиться в двух модификациях: в связанном состоянии в виде карбидов Fe3C и в виде свободного графита. Количество углерода в виде свободного графита определяется химическим составом чугуна, скоростью охлаждения сплава л количеством активных центров кристаллизации. Медленное охлаждение сплава создает условия выпадения углерода из раствора в виде графита, быстрое охлаждение подавляет кристаллизацию графита п задерживает распад карбидов железа. Образование карбидов связано с диффузионным перемещением атомов углерода в расплаве. Если существуют условия отвода атомов железа от фронта кристаллизации, то происходит образование кристаллов графита. На конечную структуру сплава влияют: скорость охлаждения, степень переохлаждения жидком ванны и устойчивость состава жидкой фазы при данной скорости охлаждения. [33]
Закалка заключается в фиксации при темп-ре закалочной среды состояния, стабильного при более высокой темп-ре, или в образовании нового метаста-билыгого состояния. При медленном охлаждении сплава из основного твердого р-ра выделяется избыточная фаза, обогащенная легирующими элементами ( обычно - химич. Выделение избыточной фазы - диффузионный процесс, связанный с перераспределением атомов легирующих элементов. При быстром охлаждении избыточная фаза не успевает выделиться из основного твердого раствора. В равновесном состоянии при комнатной темп-ре ( после отжига) сплав состоит из двух фаз - насыщенного р-ра ( основа сплава) и избыточной фазы. [34]
Уменьшение зональной ликвации достигается прежде всего увеличением скорости охлаждения, а при ликвации, вызванной разницей удельных весов - также перемешиванием сплава перед заливкой. Выравнивание химического состава отдельных кристаллов возможно благодаря диффузии - перемещению частиц элементов внутри кристаллов. Этому содействует медленное охлаждение сплава после его затвердевания. [35]
 |
Влияние продолжительности и температуры нагрева на склонность к межкристаллитной коррозии нержавеющей стали с 18 2 % Сг, 11 0 % Ni, 0 05 % С, 0 05 % N. [36] |
Для аустенитных сплавов интервал сенсибилизирующих температур составляет 400 - 850 С. Степень склонности к межкристаллитной коррозии после такого нагрева зависит от времени нагрева. К межкристаллитной коррозии приводят медленное охлаждение сплава с прохождением области сенсибилизирующих Температур, а также длительные сварочные работы. При быстром охлаждении этого не происходит. Следовательно, аустенитные нержавеющие стали нужно закаливать от высоких температур, и это, как правило, выполняется. Точечная сварка, при которой металл быстро нагревается в результате кратковременного протекания электрического тока и затем быстро охлаждается, не вызывает сенсибилизации. [37]
В случае ускоренного охлаждения сплава при кристаллизации диффузионные процессы не успевают завершиться. Это явление называется дендритной ликвацией, снижающей прочностные и другие свойства сплавов. Ее предотвращение возможно за счет медленного охлаждения сплава, обеспечивающего его равновесную кристаллизацию. [38]
 |
Система Se-Те. [39] |
Уже в ранних работах было показано, что в интервале составов от 20 до 100 % ( ат. При 320 С растворимость селена в теллуре составляет 10 % ( ат. Данные о температурном интервале кристаллизации сплавов в системе Se-Те приблизительно равном 10 град, приведенные в монографии [10], основаны на старой работе [1 ] и сильно занижены. По современным результатам ДТА [7, 8 ] сплавы системы Se-Те образуют непрерывный ряд твердых растворов во всем интервале концентраций, причем ширина двухфазной области Ж Т достаточно велика ( рис. 16), так что при медленном охлаждении сплава имеет место заметная сегрегация. [40]
 |
Хрупкая прочность стали типа ВЛ1.| Диаграмма растворимости меди в алюминии. [41] |
На рис. 1 показана диаграмма растворимости меди в твердом алюминии. Линия растворимости АВ на диаграмме разделяет ее на две части. Часть диаграммы слева от линии растворимости соответствует области однородного твердого раствора, справа - области неоднородных сплавов, содержащих, кроме кристаллов а, кристаллы химич. Из диаграммы следует, что сплав с 4 % Си в области высоких темп-р ( выше 500) представляет однородный твердый раствор. При медленном охлаждении сплава наблюдается выделение из твердого раствора избыточной меди в виде частиц СпА12, распределяющихся по границам и внутри зерен. [42]
 |
Хрупкая прочность стали типа ВЛ1.| Диаграмма растворимости меди в алюминии. [43] |
На рис. 1 показана диаграмма растворимости меди в твердом алюминии. Линия растворимости А В на диаграмме разделяет ее на две части. Часть диаграммы слева от линии растворимости соответствует области однородного твердого раствора, справа - области неоднородных сплавов, содержащих, кроме кристаллов а, кристаллы химич. Из диаграммы следует, что сплав с 4 % Си в области высоких темп-р ( выше 500е) представляет однородный твердый раствор. При медленном охлаждении сплава наблюдается выделение из твердого раствора избыточной меди в виде частиц СиА12, распределяющихся по границам и внутри зерен. [44]
 |
Хрупкая прочность стали типа ВЛ1.| Диаграмма растворимости меди в алюминии. [45] |
Страницы: 1 2 3 4