Претерпевает превращений

2) быстрое охлаждение, в процессе которого наклепанная или частично рекристаллизованная фаза претерпевает полиморфное превращение.

Фаза на основе соединения TiPd, в отличие от данных [29], кристаллизуется из расплава с открытым максимумом при 1400° С, о чем свидетельствует характерная для такого способа кристаллизация микроструктура литых сплавов и наличие эвтектики при 1300° С. Область ее гомогенности при температуре 1200° С составляет 47—53 ат. % Pd и практически не изменяется при понижении температуры. При температуре около 540° С фаза TiPd претерпевает полиморфное превращение. Ее высокотемпературная модификация закалке не поддается. В недавней работе [111 методом высокотемпературной рентгенографии найдено, что структура этой модификации кубическая, типа CsCl, с периодом решетки а = 3,180 А. Кристаллическая структура низкотемпературной модификации ромбическая,-типа AuCd.

Представленная на рис. 9 диаграмма состояния скорректирована в соответствии с данными работ [2, 6,7], согласно которым соединения Co5Gd и Co17Gd2 имеют области гомогенности [2, 7], а соединение при концентрации около 37 % Со имеет формулу Co7Gd12 [6]. Кроме того, согласно работам [2, 7] соединение CocGd распадается на соединения Co7Gd2 и Co17Gd2 и соединение Co17Gd2 претерпевает полиморфное превращение. На полиморфизм соединения Co17Gd2 указывалось также в работах [9, 10]. В работах [5, 8] указывалось, что соединение Co7Gd2 также претерпевает полиморфное превращение.

Диаграмма состояния Сг—Ga (рис. 58) построена по данным работ [1, 2]. В системе образуются четыре соединения: Cr3Ga, CrGa, Cr5Ga6, CrGa4. Все указанные соединения образуются по перитекти-ческим реакциям. Содержание Ga в богатом Сг соединении по данным работы [1] составляет 23 % (ат.), что не отвечает стехиометри-ческому составу Cr3Ga, поэтому действительная формула соединения будет отличаться от приведенной. Соединение CriGa претерпевает полиморфное превращение при температуре 1100 °С: pCr3Ga ** «Cr3Ga 1]. Нонвариантные реакции приведены в табл. 41.

Диаграмма состояния Сг—Ge обобщена в работе [1] на основании эазличных исследований и построена на рис. 60, в основном по эезультатам работы [2]. В системе установлено пять промежуточных fras: Cr3Ge, Cr5Ge3, CrnGe8, CrGe, CrnGe19, причем все фазы образуются по перитектическим реакциям. Данные работ [3, 4] о сонгруэнтном плавлении Cr3Ge и Cr5Ge3 не подтвердились. Также ie подтвердились результаты работы [5] о протекании в системе лонотектической реакции при температуре 1564 "С. Соединение Hr-Ge3 претерпевает полиморфное превращение при 1002 "С: iCr5Ge3 ** aCr5Ge3. Соединения Cr3Ge и Cr5Ge3 имеют области хэмогенности, протяженность которых приведена в табл. 43.

ся по перитектическим реакциям [1]. Эти данные не подтвердились * последующих работах. Соединение Cr5Si3 претерпевает полиморфное превращение при 1505*20 °С [4] и имеет две модификации

Соединение Cs3Sb имеет небольшую область гомогенности между 22,5 и 25,0 % (ат.) Sb [4]. Соединение Cs3Sb7 претерпевает полиморфное превращение при температуре 339 °С. В системе кристалли-}уется пять эвтсктик. Нонвариантные реакции в системе Cs— Sb триведены ниже:

В системе образуются семь соединений. Соединения Dy5Pd2, 3yPd, Dy4Pd5, DyPd5 плавятся конгруэнтно при температурах [95, -1450, -1400 и -1710 °С соответственно; соединения Dy3Pd2, 3y2Pd3 и DyPd2 образуются по перитектическим реакциям при -емпературах 950, 1245 и 1295 "С соответственно. В интервале «мператур 798—770 °С соединение DyPd претерпевает полиморфное февращение. Область гомогенности соединения DyPd находится в гределах 1—1,5 % (ат.). Область гомогенности соединения DyPd5 при -емпературе 1217 "С составляет ~4 % (ат.), несколько сужаясь при юнижении температуры.

В системе Dy—Sb образуются три соединения: DySb, Dy5Sb3 и Dy4Sb3. Соединение DySb плавится конгруэнтно при 2170 °С, соеди нения Dy5Sb3 и Dy4Sb3 кристаллизуются по перитектическим реакциям при 1680 и 1780 °С соответственно. Соединение DySb пря температуре 1890 °С претерпевает полиморфное превращение; соеди нение Dy4Sb3 также существует в двух полиморфных модификациях, температура перехода составляет 1630 "С. При температуре 1160 "С осуществляется эвтектическое превращение, сплав в эвтектической точке содержит 14,5 % (ат.) Sb. Эвтектика со стороны Sb практически вырождена, сплав эвтектического состава содержит 99 % (ат.) Sb, температура эвтектической реакции составляет 622 °С, что на 8 °С ниже температуры плавления Sb. В работе [V—CJ сообщено о существовании еще одного соединения DySb2. Кристаллическая структура соединений системы Dy—Sb представлена в табл. 155.

Диаграмма состояния Er—Ge изучена в работах [ 1, 2]. Сплавы изготовляли в дуговой печи в среде очищенного Аг и гомогенизировали также в среде Аг в контейнерах из танталовой жести при температуре 1200 "С в течение 100 ч и при температуре 750 °С в течение 400 ч. Исследование выполняли методами термического, микроструктурного, рентгеновского анализов, измерением плотности. На рис. 217 приведена диаграмма состояния Er—Ge по данным работы [2]. В системе образуется восемь соединений. Соединение Er5Ge3 плавится с открытым максимумом при 1950 °С, соединения Er5Ge4, ErijGe10, ErGe, ErGej 5, ErGe2, ErGe3_x кристаллизуются по пери-тектическим реакциям при температурах 1875, 1720, 1451, 1409, 1037, 890 °С соответственно. Соединение ЕгцОе5 образуется по перитектоидной реакции ErGe + ErGej 5 ** ЕгцС-ег при температуре 1387 "С. Соединение ErGej 5 при температуре 943 С претерпевает полиморфное превращение,' а соединение ErGe2 существует в трех полиморфных модификациях: температура а ** р превращения составляет 907 "С, р * у превращения 932 °С. В системе Er—Ge осуществляются два эвтектических превращения: Ж ** (Ег) + Er5Ge3 при температуре 1322 °С и содержании 12 % (ат.) Ge и Ж «* ErGe3.x + + (Ge) при температуре 877 °С и содержании 86 % (ат.) Ge. Взаимная растворимость Ег и Ge в твердом состоянии менее 1 % (ат.). Области гомогенности на основе соединений не превышают 1 % (ат.). Кристаллическая структура соединений приведена в табл. 164.

Соединения Er5Pd2, ErPd, Er3Pd4 (Er4Pd5 LI]) и ErPd3 образуются конгруэнтно при температурах 940, 1540, 1450 и 1710 "С, соответственно. Соединения Er3Pd2, Er2Pd3, Er10Pd21 (ErPd2 [1]) образуются по перитектическим реакциям при температурах 991, 1323, 1325 °С. Соединение ErPd7 образуется также по перитектичес-кой реакции и нанесено на диаграмму (см. рис. 230) по данным работы [3]. Соединение ErPd имеет область гомогенности 1—1,5 % (ат.), а в интервале температур 565—548 °С претерпевает полиморфное превращение. Соединение Er2Pd3 также существует в двух модификациях, температура структурного перехода составляет П50 "С. Соединение ErPd3 имеет достаточно широкую область гомогенности, равную ~5 % (ат.), в интервале концентраций 75—79,5 % От.) Pd. При температурах 915, 923, 1430, 1295 и 1280 °С и содержании 26,5; 31,5; 53,5; 63,5; 86,0 % (ат.) Pd осуществляется эвтектическая кристаллизация. Растворимость Ег в Pd при эвтектической температуре 1280 °С составляет 13 % (ат.). В табл. 167 приведена кристаллическая структура соединений.

Образование аустенита из мартенсита, если последний не претерпевает превращений при нагреве, может происходить двумя способами. Первый осуществляется обычной диффузионной кинетикой подобно переходу одного

На рис. 367 показано влияние температуры на прочностные свойства сл'стенигных сталей (аустенитные стали наиболее распространенные крио-i'/иные стали). Представлена сталь Х18Н20 (рис. 367,6) со стабильным ау-стеиитом, который не претерпевает превращений при низких температурах и процессе деформации н разрушается вязко. В этом случае кривые, показывающие значения а^1 н Яцо, идут эквидистантно, при всех температурах отношение ао,2/о"в = 0,5.

Далее рассмотрим превращения, происходящие при охлаждении чугунов. Чугун эвтектической концентрации при 1130° С превращается из жидкого сплава в эвтектику — ледебурит, состоящий из аустенита и цементита. Такой ледебурит называют аустенитным. Ледебурит не претерпевает превращений при охлаждении от ИЗО до 723°С. При температуре 723°С аустенит ледебурита превращается в перлит. Ледебурит ниже 723° С называют перлитным (на рис. 57, д темные участки — перлит; светлые — цементит).

Исследуемая проба нагревается вместе с эталоном — веществом, которое заведомо в пределах интересующей температурной области не претерпевает термических превращений, а теплоемкость и теплопроводное!ь у него и у пробы близки. Проба и эталон находятся рядом в отдельных тиглях со спаями дифференциальных термоэлементов. При совместном нагревании с помощью дифференциальной термопары измеряют разницу температур между пробой и эталоном и наносят против показаний простой термопары, спай которой находится в печи около пробы или, что чаще, в эталоне. Если на абсциссе откладывать температуру, а на ординате разность температур AT, то горизонтальная прямая получится в том случае, когда проба не претерпевает превращений, а теплопроводность ее остается почти постоянной. Если же в пробе проходит какое-либо превращение, связанное с тепловым эффектом или существенным изменением теплоемкости и теплопроводности, тогда появляется разность температур между пробой и эталоном. Дифференциальная линия отклоняется от горизонтали до тех пор, пока в пробе не закончится реакция и не выравняется различие в тепловой остановке пробы и эталона при нагревании. Величина отклонения зависит от величины теплового эффекта и скорости выравнивания температуры между пробой и эталоном. Расход электроэнергии на нагревание печи, электропроводность держателя пробы и исследуемого вещества, а также скорость нагревания — важные условия, от которых зависит форма кривой д. т. а. Если все условия строго выдерживаются неизменными, то по отклонению дифференциальной линии можно определить количество выделившегося тепла, а затем рассчитать долю каждого минерала, претерпевшего превращение, в пробе.

Образование аустенита из мартенсита, если последний не претерпевает превращений при нагреве, может происходить двумя способами. Первый осуществляется обычной диффузионной кинетикой подобно переходу одного

На рис. 367 показано влияние температуры на"'прочностные свойства аустенитных сталей (аустенитные стали наиболее распространенные криогенные стали). Представлена сталь Х18Н20 (рис. 367,6) со стабильным ау-стенитом. который не претерпевает превращений при низких температурах в процессе деформации и разрушается вязко. В этом случае кривые, показывающие значения о^ и 002' ИДУТ эквидистантно, при всех температурах отношение 0о,2/0в=0,5.

Магний имеет низкую плотность (1,73 г/см3); у него гексагональная плотноупакованная кристаллическая решетка, которая не претерпевает превращений до температуры плавления (650 °С).

Медь — металл красного цвета, плотность которого составляет 8,9 г/см3, а температура плавления—1083 °С. Медь имеет гранецентрированную кубическую решетку и не претерпевает превращений при нагреве. Чистая медь обладает высокой электропроводностью, пластичностью и коррозионной стойкостью. Свойства меди зависят от степени чистоты металла. Уровень содержания примесей определяет ее марку: МОО — 99,96 % Си; МО - 99,93; Ml - 99,00; М2-99.7 и М39 - 99,5 % Си.

Температура нагрева стали при закалке зависит, прежде всего, от содержания в ней углерода (рис. 9.10). Доэвтектоидные стали при закалке нагревают до температур, на 40-50 °С превышающих критическую Ас3. При таком нагреве структура стали становится аустенитной. Последующее быстрое охлаждение приводит к превращению аустенита в мартенсит. Такая закалка называется полной. Заэв-тектоидные стали при закалке нагревают до температур, на 40-50 °С превышающих критическую Ас1 т. е. до 760-780 °С. При данной температуре структура стали будет состоять из аустенита и цементита. В результате быстрого охлаждения аустенит перейдет в мартенсит, а цементит сохранится в структуре закаленной стали, так как он не претерпевает превращений при охлаждении.

Структура сплава — однофазный ^-твердый раствор, устойчивый до температуры —70° С. При более низкой температуре возможно образование а-фазы, сопровождающееся изменением объема и ТКЛР. Сплав с содержанием никеля на верхнем пределе допуска по ГОСТ 10994—68 не претерпевает превращений при охлаждении до —196° С.