Превращения составляет

Полиморфные превращения сопровождаются экзо- или эндотермическим эффектом и протекают при определенной температуре.

В ЗТВ в процессе нагрева и охлаждения при сварке, а также в шве при охлаждении получают развитие целый ряд фазовых и структурных превращений. Под фазовыми превращениями (переходами I рода) понимают превращения с образованием новых фаз, отличающихся от исходных атомно-кристаллическим строением, часто составом, свойствами, и разграниченных с ними поверхностями раздела (межфазными границами). При образовании новой фазы в ее объеме меняется свободная энергия, скачкообразно изменяются энтропия, теплосодержание и в момент превращения теплоемкость стремится к бесконечности. В связи с этим фазовое превращение сопровождается выделением или, поглощением теплоты. При структурных превращениях (переходах II рода) происходит перераспределение дефектов кристаллической решетки, легирующих элементов и примесей и изменение субструктуры существующих фаз. Структурные превращения сопровождаются плавным изменением свободной энергии, энтропии и теплосодержания, скачкообразным — теплоемкости, и не сопровождаются выделением теплоты.

Фазовое состояние системы определяется внешним энергетическим воздействием (температура, давление) и концентрацией компонентов системы в фазах. Переход из одного фазового состояния в другое сопровождается существенным изменением внутреннего строения и физических свойств системы (сплав, композиционный материал на металлической или полимерной основе). Фазовые превращения сопровождаются либо полным разрушением кристаллической решетки (плавление, аморфизация), либо ее перестройкой (перекристаллизация, полиморфное превращение). Эти превращения происходят с изменением энергии связи между частицами, поэтому процессы фазовых переходов сопровождаются поглощением или выделением тепловой энергии, которая называется скрытой теплотой превращения. Влияние внешнего воздействия (температуры) на фазовое состояние связано с изменением изобарного потенциала при изменении температуры (рис. 6.2). Рассмотрим это на примере железа. При температурах ниже Гр устойчивым является фазовое состояние а-железа с решеткой объемно-центрированного куба (ОЦК), а при температурах выше Гр — у-железа с решеткой гранецентрированного куба (ГЦК). Напомним, что более устойчиво состояние системы с наименьшим значением термодинамического потенциала.

Растягивающие напряжения могут также ускорять структурные превращения в аустенитной нержавеющей стали, а это существенным образом влияет на процесс коррозионного растрескивания 111,92; 111,99. В большинстве исследований коррозионное растрескивание рассматривается с точки зрения нестабильности аусте-нита в нержавеющих сталях. По представлениям Д. Д. Харвуда [111,71] мартенсит является более анодной фазой, чем аустенит, в результате распада которого он образовался. Аустенитная нержавеющая сталь 18-8 имеет неустойчивую структуру, в частности, при наличии растягивающих напряжений при распаде аустенита образуется мартенсит. Структурные превращения сопровождаются увеличением объема. Если распаду подвергать только часть аусте-нита, то в металле возникают механические напряжения [111,98].

также неодновременным превращением аустенита в феррит и перлит по высоте и по длине шва и местной подкалкой. Эти превращения сопровождаются изменениями объема металла.

Растворимость газа в жидких металлах увеличивается с повышением температуры. Это необходимо иметь в виду при рассмотрении вопроса о контактных термических сопротивлениях на поверхностях охлаждения. Фазовые превращения сопровождаются резким изменением концентрации растворенного газа. Во время затвердевания металла, насыщенного газом в жидком состоянии, происходит выделение газа из металла, если только он не образует с металлом прочных химических соединений (Li3N, NaaO и т. д.). При (кипении растворенное вещество распределяется между жидкой и паро-газообразной фазами, причем если образуются химические соединения, то концентрация газа в жидком металле уменьшается до равновесной с химическим соединением при данной температуре.

Образование холодных трещин в сталях вызывается также мартен-ситными и другими превращениями, а у титановых сплавов — гидридны-ми. Указанные превращения сопровождаются резкими объемными изменениями металла, в результате появляются не только напряжения первого, но и второго рода, уравновешиваемые в пределах одного или группы зерен. Последнее обстоятельство способствует понижению пластических свойств, в результате чего возможно образование холодных трещин ин-теркристаллитного и транскристаллитного характера. Холодные трещи-

По данным А.В. Шарко прочностные свойства хорошо коррелируют со скоростью УЗ в сталях со средним и высоким содержанием углерода и алюминиевых сплавах, в которых структурные превращения сопровождаются образованием новых фаз.

В сварных соединениях углеродистых, низколегированных и аустенитных сталей в результате неодновременности перехода жидкого металла сварочной ванны в твердое состояние и неравномерного нагрева околошовной зоны возникают внутренние напряжения. В сварных соединениях углеродистых и низколегированных сталей внутренние напряжения могут быть вызваны также неодновременным превращением аустенита в феррит и перлит по высоте и длине шва и местной подкалкой. Эти превращения сопровождаются изменениями объема металла.

кристаллическую решетку, а следовательно, и свойства. Аллотропические превращения сопровождаются выделением или поглощением тепла. Различные аллотропические видоизменения элементов принято обозначать греческими буквами'а, р\ у, 6 и т. д., причем букву а присваивают той аллотропической форме, которая существует при самой низкой температуре.

Как было отмечено выше, структурные превращения сопровождаются изменением удельного объема стали. В частности, при распаде мартенсита происходит уменьшение объема, а При распаде аустени-та — увеличение. Поэтому для изучения структурных превращений при нагреве закаленной стали пользуются дилатометрическим анализом, суть которого заключается в точной фиксации изменений длины закаленных образцов. В соответствии с характером изменения длины закаленных образцов в углеродистой стали различают четыре стадии превращения при нагреве.

Фазовое состояние системы определяется внешним энергетическим воздействием (температура, давление) и концентрацией компонентов системы в фазах. Переход из одного фазового состояния в другое сопровождается существенным изменением внутреннего строения и физических свойств системы (сплав, композиционный материал на металлической или полимерной основе). Фазовые превращения сопровождаются либо полным разрушением кристаллической решетки (плавление, аморфизация), либо ее перестройкой (перекристаллизация, полиморфное превращение). Эти превращения происходят с изменением энергии связи между частицами, поэтому процессы фазовых переходов сопровождаются поглощением или выделением тепловой энергии, которая называется скрытой теплотой превращения. Влияние внешнего воздействия (температуры) на фазовое состояние связано с изменением изобарного потенциала при изменении температуры (рис. 6.2). Рассмотрим это на примере железа. При температурах ниже Тр устойчивым является фазовое состояние сх-железа с решеткой объемно-центрированного куба (ОЦК), а при температурах выше Тр — у-железа с решеткой гранецентрированного куба (ГЦК). Напомним, что более устойчиво состояние системы с наименьшим значением термодинамического потенциала.

никеля и 18% кобальта. Температура их превращения составляет около

По данным работ [1, 3, 4] соединение Cr2Hf имеет две модификации: высокотемпературную (ВТ) м низкотемпературную (НТ), температура полиморфного превращения составляет 1335 °С [1]. По данным работ [5, 6] соединение Cr2Hf имеет три модификации:

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.

На рис. 525 приведена диаграмма состояния Rh-Th, которая была построена в работе [1] по данным термического, рентгеновского и микроструктурного анализов в интервале температур от 1000 °С до 1500 °С. В системе образуются семь соединений. ThRh3,ThRh и Th?Rh3 плавятся конгруэнтно при температурах > 1500 °С,>1500 °С, 1362±12°С соответственно. Остальные соединения ThRh5, ThRh2, Th3Rh5, Th3Rh4 образуются по перитектическим реакциям при температурах >1500, >1500, 1450±12, 1487±12 °С соответственно. Соединение ThRh2 существует в двух модификациях: высокотемпературной ThRh2(BT) и низкотемпературной ThRh2(HT). Температура полиморфного превращения составляет - 1 250 °С. Вышеперечисленные соединения участвуют в четырех эвтектических равновесиях:

В системе Ru-U установлено образование пяти соединений: U9Ru, URu, U3Ru4, U3Ru5, URu3. Существование соединения U2Ru3 [3] подтверждено не было. Соединения U?Ru, U3Ru4, U3Ru5 и URu3 образуются по перитектическим реакциям при температурах 937 (897 [4]), 1163, 1182 и 1850 °С соответственно. Соединение URu плавится конгруэнтно при температуре 1158 °С и существует в двух модификациях: aURu и pURu. Температура полиморфного превращения составляет 795 °С.

При температуре 1300 °С происходит эвтектоидная реакция распада (PSc) на (aSc) и твердый раствор Sc в V; растворимость Sc в (V) и V в (aSc) при температуре эвтектоидного превращения составляет 0,3 % (ат.) и 0,5 % (ат.) соответственно.

щих повторных измерениях никаких изменений не происходит, влияние старения не обнаруживается. Однако при повышении Т после полного превращения в мартенситную фазу у образцов, обработанных по режиму (2), кривая дифференциальной сканирующей калориметрии становится широкой, обнаруживаются два низких пика при 82 и 124°С. При двукратном термоциклировании обнаруживается один пик при 85 °С, который при последующем термоциклировании не изменяется. При этом площадь пика (величина, характеризующая степень превращения) составляет ~ 2/3 площади пика, соответствующего обработке (/), При термообработке (3) характер наблюдаемых изменений аналогичен характеру изменений при обработке (2), но площадь пика составляет только 1/8 площади пика (7), т.е. степень обратного превращения значительно уменьшается. После обработки (4) обратное превращение в интервале температур до 200 °С не обнаруживается, мартенситная фаза существует в стабильном состоянии.

Номинальный химический состав таких сплавов: 54/-о железа, 28% никеля и 18% кобальта. Температура их превращения составляет около 435", а коэффициент расширения в интервале 25—325° равен 4,0-10е. Выше этой температуры коэффициент расширения достигает величины 12,0- КГ".

Энергия активации превращения, определенная из температурной зависимости скорости мартенситного превращения, составляет 4,19 кдж/г-атом (1,0 ккал/г-атом) [221].

На диаграммах изотермического превращения аустенита малодеформирующейся стали обнаруживается значительный сдвиг вправо кривых начала превращения по сравнению с кривыми простой углеродистой стали. Это позволяет производить закалку малодеформирующейся стали в масле и получать хорошую прокаливае-мость. Наименьшее время до начала превращения составляет у ма-ледеформирующейся стали около 10 сек, тогда как у простой углеродистой стали оно равно лишь 1 сек, что дает возможность производить ступенчатую закалку этой стали с большими сечениями, чем углеродистой.

Титан имеет две полиморфные модификации: a-титана с гексагональной плотноупакованной решеткой с периодами а - 0,296 нм, с = 0,472 нм и высокотемпературную модификацию (3-титана с кубической объемно-центрированной решеткой с периодом а - 0,332 нм при 900 °С. Температура полиморфного a <-> р-превращения составляет 882 °С.