Методы исследования и контроля качества металлов и сплавов

Для исследования строения (структуры) металлов и сплавов и их свойств используют макро- и микроанализ, рентгеновский, термический, дилатометрический и другие методы анализа.

Неразрушающий контроль качества металлов и сплавов выполняют с использованием магнитной, ультразвуковой и рентгеновской дефектоскопии, а также других методов кон­троля.

Макроскопический, анализ (макроанализ) представляет со­бой метод изучения строения металлов и сплавов (их струк­туры ) невооружённым глазом или при небольших увеличе­ниях (до 10 раз, например, с помощью лупы). Макроанализ позволяет выявить неметаллические включения, пористость, усадочную раковину, трещины, а также определить располо­жение волокон при прокатке, ковке, штамповке и т. д. 102

Для осуществления макроанализа готовят специальный об­разец—шлиф. После шлифования поверхность шлифа обезжи­ривают, промывают спиртом и подвергают травлению погру­жением шлифа в реактив. Реактивы обычно состоят из кислот и щелочей или их растворов, а также растворов солей, кото­рые по-разному растворяют или окрашивают отдельные составляющие сплава. Для различных металлов и сплавов выбирают разные реактивы. После травления, промывки в холод­ной и горячей воде и сушки шлифа рассматривают строение металла или сплава—структурные составляющие, наличие не­металлических включений или раковин и т. д. На основании этих наблюдений структуры делают качественную оценку ис­следуемого металла.

Микроскопический анализ (микроанализ) — метод изучения строения металлов и сплавов с помощью специального метал­лографического микроскопа при больших увеличениях (до 3000 раз). С помощью микроанализа определяют величину и форму кристаллов и структурные составляющие сплавов, выявляют особенности строения структуры, наличия в ней микродефектов ( трещин, раковин, и т.д.) или неметаллических включений и т.п.

Шлиф для микроанализа приготовляют так же, как и для макроанализа, но после шлифования дополнительно произво­дят полирование для получения зеркальной поверхности.

Наличие и характер неметаллических включений определяют по нетравленым шлифам, а для выявления количества и формы тех или иных структурных составляющих шлифы подвергают травлению в специальных реактивах. Наиболее распространённый реактив для выявления структуры углероди­стой стали 4 %-ный_ раствор азотной кислоты в этиловом спирте. После травления, промывки и сушки шлифа его рассматри­вают под микроскопом, работающим с помощью отраженного света. Благодаря различной ориентировке кристаллов металла степень их травимости реактивами также оказывается разной. Когда шлиф рассматривают под микроскопом, свет неодина­ково отражается от различных зерен. Благодаря примесям гра­ницы зерен металла травятся сильнее, чем основной металл, и

более рельефно выявляются.

При травлении шлифа, приготовленного из сплава, его мик­роструктура выявляется вследствие различной травимости структурных составляющих (фаз). В этом случае на микрошлифе образуется рельеф. Все это позволяет определять мик­роструктуру - форму и размеры зерен исследуемого металла или сплава.

Наряду с обычными оптическими микроскопами ши­роко применяют электронные микроскопы, в которых вместо световых используются электронные лучи. Эти лучи испускает раскаленная вольфрамовая спираль. Электронный микроскоп позволяет получить увеличение в 100000 раз и выше.

Рентгеновский анализ позволяет исследовать типы кристаллических решеток металлов и сплавов и определить их параметр. Для анализа используют ренгеновские лучи, получаемые в специальных рентгеновских трубках.

Определение структуры металлов и типа кристаллической решетки при помощи рентгеновских лучей основано на дифрак­ции (отражении) рентгеновских лучей рядами атомов кристал­лической решетки. Зная длину волны рентгеновских лучей можно определить расстояние между рядами атомов и распо­ложение их в пространстве. Установление атомной структуры металлов и сплавов весьма существенно для понимания физи­ческой природы явлений, происходящих при изменении состоя­ния металла в процессе его обработки.

Термический анализ применяют для определения критических точек при нагревании и охлаждении металлов и сплавов с последующим построением диаграмм состояния (см. рис. 4.8,4.9, 411).

Кривые нагревания и охлаждения металлов и сплавов по­зволяют определить температуры превращений и выбрать ра­циональный температурный интервал обработки металлов или сплавов.

Дилатометрический анализ основан на изменении объема металла или сплава, происходящем при нагревании или охлаждении. Его применяют для определения критических то­чек и коэффициентов теплового расширения металлических образцов.

При нагревании объем увеличивается плавно или скачко­образно; плавно он увеличивается при отсутствии фазовых превращений в металле и скачкообразно при их наличии. По результатам анализа, выполняемого на специальных приборах (дилатометрах), строят кривые (в координатах тем­пература—удлинение образца), по которым определяют температуру фазовых превращений.

Магнитную дефектоскопию применяют для контроля каче­ства готовых деталей, сварных швов и т. д. с целью выявления внутренних дефектов (закалочных и усталостных трещин, не­металлических включений, усадочных раковин и т. д.). На практике используют такие методы магнитной дефектоскопии, как магнитных суспензий, индукционный и др.

Испытание методом магнитных суспензий или сухого порошка состоит из намагничивания контролируемой детали (ток намагничивания до 2000.. .3000 А), покрытия ее ферромагнит­ным порошком (например, порошком железа), осмотра испы­туемой поверхности и размагничивания детали. У намагниченных деталей, имеющих внутренние дефекты (трещины, неметаллические включения или другие дефекты), образуется неоднородное магнитное поле вследствие того, что магнитные силовые линии огибают место дефекта. При покрытии изделия магнитным порошком его частицы, располагаясь над дефектом, образуют резко очерченный рисунок, отражающий форму и величину дефекта металла. Для обнаружения дефектов мето­дом магнитных суспензий или сухого порошка в ферромагнит­ных сплавах применяют специальные аппараты—магнитные дефектоскопы.

Этот метод контроля осуществляется быстро, надежно и применим для массового контроля качества продукции.

Ультразвуковую дефектоскопию применяют для контроля качества отливок, поковок и готовых деталей не только из ферромагнитных, но из любых металлов и сплавов и для вы­явления макро- и микродефектов, залегающих на значительной глубине (до 10 м). При проверке качества деталей с помощью ультразвуковых дефектоскопов различной конструкции приме­няют ультразвуковые упругие колебания с частотой 104... 107 Гц.

Ультразвуковой дефектоскоп состоит из генератора элек­трических колебаний, пьезоэлектрических щупов излучателей, усилителя электрических колебаний и индикатора (показы­вающего стрелочного прибора или осциллографа). В промыш­ленности применяют ультразвуковые дефектоскопы с непрерыв­ным излучением и импульсные.

В ультразвуковых дефектоскопах с непрерывным излуче­нием (типа УЗД-6) ультразвуковые волны, направленно рас­пространяясь в металле от щупа-излучателя, не проходят через встречающиеся в нем дефекты (внутренние трещины, усадоч­ные раковины или газовые пузыри, расслоения, неметал­лические включения и т. д.), создавая за дефектом область «звуковой тени», что отмечается на индикаторе усилителя. Ко входу усилителя подключен щуп-приемник, расположенный соосно на противоположной стороне изделия. Это позволяет выявить место и глубину залегания дефекта.

В импульсных ультразвуковых дефектоскопах (типа УЗД-7Н) ультразвуковая волна, распространяющаяся в иссле­дуемом материале, при встрече с препятствием в виде дефекта отражается от него. Отраженные волны принимаются, усиливаются и передаются на показывающий индикатор. Импульс­ные дефектоскопы могут работать с одним или с двумя щу­пами, прикладываемыми к изделию только с одной стороны. Это является одним из важных преимуществ импульсных дефектоскопов, позволяющих производить контроль изделия при доступе к нему только с одной стороны в отличие от теневых дефектоскопов.

При помощи ультразвуковой дефектоскопии, кроме опреде­ления макро- и микродефектов, в металлических телах изме­ряют глубину закаленного или цементованного слоя, опреде­ляют внутренние напряжения, модуль упругости, плотность ме­талла и т. д.

Рентгеноскопия (просвечивание) металлов и сплавов осно­вана на способности рентгеновских лучей проходить через оптически непрозрачные среды и предназначены для выявле­ния внутренних дефектов (пористости, трещин, газовых пузы­рей, шлаковых включений и др.). В местах дефектов рентге­новские лучи поглощаются меньше, чем в сплошном металле, и поэтому на фотопленке такие лучи образуют темные пятна, соответствующие форме дефекта. Рентгеноскопию, как и уль­тразвуковую дефектоскопию, в настоящее время широко при­меняют в промышленности для поточного контроля массовой продукции.

Контрольные вопросы

1. Какие существуют виды и порядок испытаний для определения проч­ностных характеристик и твердости металлов, их показатели и размер­ности?

2. Виды и порядок испытаний для определения характеристик пластич­ности, ударной вязкости и предела усталости металла.

3. Какие вы знаете виды разрушения металлов и их сущность?

4. Методы исследования и контроля качества металлов, их сущность и области применения.

5.2. Основные типы диаграмм двухкомпонентных систем

Диаграммы состояния представляют собой графическое изобра­жение всех превращений, протекающих в сплавах в зависимости от температуры и концентрации компонентов. Превращения в сплавах при нагреве или охлаждении зависят от того, какие фазы при этом образуются. Под_фазой понимают однородную часть системы, отделенную от других частей поверхностью раздела. Так, однородная жидкость представляет собой однофаз­ную систему, а жидкий сплав и находящиеся в нем кристаллы

или механическая смесь кристаллов двух видов—двухфазную систему.

Система может состоять из одного или нескольких компо­нентов, например, система медь—никель состоит из двух ком­понентов: меди и никеля.

Различают четыре главных типа диаграмм состояния двой­ных сплавов: 1) механическая смесь; 2) твердый раствор с не­ограниченной растворимостью; 3) твердый раствор с ограни­ченной растворимостью и 4) химическое соединение. Диа­граммы состояния двойных сплавов строят в двух измерениях:

по оси ординат откладывают температуру, а по оси абсцисс— концентрацию компонентов. Общее содержание двухкомпонент­ного сплава в любой точке абсциссы равно 100 %, а крайние ординаты соответствуют чистым компонентам. Каждая точка на диаграмме состояния показывает состояние сплава данной кон­центрации при данной температуре.

Правило фаз. Различные изменения системы, происходящие в зависимости от внешних условий (например, температуры), подчиняются правилу фаз. Последнее устанавливает зависимость между числом компонентов, числом и числом степеней свободы системы.

Под числом степеней свободы (вариант­ность) системы понимают число внешних и внутренних факто­ров (температура, давление и концентрация), которое можно изменить без изменения числа фаз данной системы.

Правило фаз для металлических систем при постоянном давлении выражается уравнением

С = К + 1 - Ф ,

где С—число степеней свободы системы; К – число компонентов, образующих систему; Ф—число фаз, находящихся в рав­новесии; 1 — число внешних переменных факторов (темпера­тура).

В процессе затвердевания чистого металла (К==1, Ф=2)— система нонвариантная (безвариантная), так как, согласно при­веденной формуле,

С =0. В системе нельзя произвольно изменять внешний фактор (температуру), не изменяя числа фаз и равновесия системы.

Чистый расплавленный металл (К= 1, Ф=1) представляет моновариантную (одновариантную) систему с одной степенью свободы

(С =1). Сохраняя металл в жидком виде, можно в оп­ределенных пределах (выше точки плавления) изменять темпе­ратуру, не изменяя числа фаз и равновесия системы. Если двух­компонентная система находится в расплавленном состоянии (К =2, Ф==1), то имеем две степени свободы (С=2), т. е. систему бивариантную (двухвариантную). В этом случае суще­ствуют различные температуры и концентрации, при которых не изменяется число фаз и равновесие системы. Для этой же системы при наличии двух фаз (жидкой и твердой) имеем К. =2, Ф=2 и С=1, т. е. с изменением температуры концентрация должна быть строго определенной.

Диаграмма состояния I типа.

По этой диаграмме кристал­лизуются сплавы, оба компонента которых неограниченно рас­творимы друг в друге в жидком состоянии, а в твердом обра­зуют механическую смесь. .

Диаграмму состояния строят на основании кривых охлаж­дения ряда сплавов данной системы. По остановкам и переги­бам на кривых охлаждения, вызванных тепловым эффектом превращения (скрытой теплотой кристаллизации и перекри­сталлизации), определяют критические точки, которые исполь­зуют для построения диаграмм состояния.

Рассмотрим систему свинец—сурьма и для шести ее спла­вов построим кривые охлаждения (рис. 5.3, а). Чистые металлы имеют одну критическую точку—температуру затверде­вания (кристаллизации), а сплавы—две, причем вторая критическая точка для всех сплавов соответствует одной температуре 246 °С. При этой температуре состав жидкой фазы всех сплавов одинаковый (13% Sb, 87% Рb). Это происходит

Рис. 5.3. Диарамма состояния 1 типа ( сплавы системы свинец – сурьма) :

а - кривые охлаждения; б – диаграмма состояния схемы структур, соответственно доэвтектического, эвтектического и заэвтектического сплавов : 1 – 100% Pb, 2 – 95%Pb, 5%Sb; 3 – 90%Pb, 10%Sb; 4 – 87%Pb, 13%Sb; 5 – 60% Pb, 40% Sb; 6 – 100% Pb.

потому, что процесс кристаллизации сплавов, содержащих 5 и 10% Sb, начинается с выделения кристаллов чистого свинца, а кристаллизация сплава, содержащего 40 % Sb, начинается с выделения кристаллов чистой сурьмы. Вследствие этого в первом случае остающийся жидкий сплав обедняется свинцом и обогащается сурьмой, а во втором, наоборот, обедняется сурьмой и обогащается свинцом. При достижении температуры 246 °С из жидкой фазы одновременно выделяются кристаллы свинца и сурьмы, образуя механическую смесь.

Механическую смесь кристаллов двух видов, одновременно кристаллизующихся из жидкого сплава при постоянной темпе­ратуре, называют эвтектикой.

Для построения диаграммы состояния (рис. 5.3, б) на оси. абсцисс откладываем составы шести сплавов и восстанавли­ваем из соответствующих точек вертикальные линии. Затем пе­реносим из кривых охлаждения сплавов критические точки, соединив которые получаем диаграмму состояния. При этом для упрощения не принято во внимание, что свинец и сурьма незначительно растворяются в твердом состоянии.

Верхняя кривая АОВ соответствует температуре начала кристаллизации сплавов, а нижняя прямая СОД—температуре конца кристаллизации. Первую называют линией ликвидус, и вторую — солидус. Сплавы, содержащие меньше 13% Sb, называют доэвтектическими (рис. 4.11), а сплавы, содержащие больше 13%, — заэвтектическими (рис..5.3). В точке О кри­сталлизуется сплав эвтектической концентрации. Структура сплава состоит только из эвтектики (рис. 5.3). .

По диаграмме состояния I типа кристаллизуются сплавы Zn—Sn, Рb—Sn, Рb—Аg, Ni—Сr , Cr – Mn, Cu—Вi, А1—Si.

Диаграмма состояния II типа. .

По этой диаграмме кристал­лизуются сплавы, оба компонента которых неограниченно рас­творимы в жидком и твердом состояниях и не образуют химических соединений.

Рассмотрим систему медь—никель для пяти её сплавов сле­дующей концентрация: 1) 100% Сu; 2) 80% Сu+20% Ni;

3) 60% Сu+40% Ni; 4) 20% Сu+80 % Ni; 5) 100 % Ni. Кривые охлаждения этих сплавов (рис. 5.4, а) имеют разную тем­пературу конца кристаллизации. Это свидетельствует о том, что состав фазы непрерывно изменяется. Диаграмму состояния (рис. 5.4, б) строим так же, как и диаграмму I типа. Верхняя кривая Ааа¹а²В соответствует температуре начала кристалли­зации сплавов (линия ликвидус), а нижняя кривая Аb¹b²B — температуре конца кристаллизации (линия солидус). Выше ли­нии ликвидуса сплав находится в однофазном жидком состоя­нии, а.ниже линии солидуса—в однофазном твердом состоянии в виде твердого α-раствора (рис. 5.4, в). Между линиями

ликвидус и солидус сплав находится в двухфазном состоянии (жидкая фаза и кристаллы твердого α-раствора).

Рассмотрим процесс кристаллизации сплава, содержащего 40% N1+60% Сu (сплав .3, рис. 5.4, а). Этот сплав при тем­пературе t^о находится в жидком состоянии и обладает двумя степенями свободы (С=К+1—Ф=2+1—1=2), т. е. в опреде­ленном интервале можно изменять температуру и концентра­цию сплава без изменения числа фаз и равновесия системы. При охлаждении

рис. 5.4. Диаграмма состояния II типа (сплавы системы

медь—никель):

а—кривые охлаждения; б—диаграмма состояния; в—

схема структуры твердого а-раствора

сплава до температуры t¹ (точка а¹) из жидкого сплава начинает выпадать кристалл твердого а-раствора. Для определения состава этих кристаллов необходимо провести через точку а¹ (см. рис. 5.4, б) горизонтальную линию до пе­ресечения с линией солидус, в результате чего получаем точку

п, которая фиксирует состав первых кристаллов твердой α-фазы. При температуре t¹ и ниже одновременно находятся две фазы при одной степени свободы (С = К+1—Ф ==2+1—2== 1), т. е. с изменением температуры концентрация фаз должна быть определенной.

При понижении температуры до t₂ концентрация фаз определится горизонтальной прямой тп₁, проведенной до пересечения с линиями солидус и ликвидус. Точка n₁ фиксирует концен­трацию твердой фазы, а точка т—концентрацию жидкой фазы. При температуре t₃ (точка b₁), когда затвердевает последняя капля жидкого сплава, концентрация твердой фазы определя­ется точкой b₁ на диаграмме состояния, а жидкой—т₁. Линии

а¹п, тп¹, т¹b¹ и др., соединяющие составы фаз, находящиеся в равновесии, называют .канодами.

Количественное соотношение фаз или структурных состав­ляющих определяется правилом отрезков, согласно которому в данном сплаве при заданной температуре количество фазо­вых (или структурных) составляющих прямо пропорционально величине противолежащих отрезков. Например, при темпера­туре t² (см. рис. 5.4) количество твердой а-фазы в процентах будет равно отношению отрезка kт к длине коноды тп¹ или Q^α = (kт/тп¹) • 100 %, а жидкой фазы Q^ж= (kп¹1тп¹} • 100 %; соответственно при температуре t³ : Q^α = ( m¹l/ m¹l¹) ∙ 100%; Q^ж = (lb¹/m¹b¹) .100% и т. д.

Таким образом, состав фаз в процессе кристаллизации не­прерывно изменяется: жидкой по линии ликвидус, твердой по линии солидус. Выпадающие при разной температуре кристаллы твердого раствора имеют переменный состав: оси кри­сталлов, выросшие в первый момент кристаллизации, обычно обогащены тугоплавким компонентом, а междуосные простран­ства заполняются позже и обогащаются более легкоплавким компонентом. Неоднородность отдельных кристаллов сплава называют внутрикристаллической, или дендритной ликвацией. Дендритная ликвация может быть устранена последующим длительным нагревом, обеспечивающим протекание процесса диф­фузии, выравнивающим состав сплава.

По диаграмме состояния II типа кристаллизуются также сплавы Сu—Аu, Аg—Au, Ni—Аu, Fе—Сг, Fе—Vа, Вi—Sb и др. "

Диаграмма состояния III типа. По этой диаграмме кристал­лизуются сплавы, оба компонента которых неограниченно рас­творимы друг в друге в жидком состоянии, обладают ограни­ченной растворимостью в твердом состоянии и не образуют химических соединений.

На диаграмме состояния (рис. 5.5, а) кривая АВС—линия ликвидус, выше которой сплав находится в жидком состоянии, а кривая АДВЕС—линия солидус, ниже которой сплав нахо­дится в твердом состоянии. По линии АВ кристаллизуются твер­дый α-раствор (серебро в меди), по линии ВС—твердый β-раствор (медь в серебре). Область АВД— двухфазная, состоящая из кристаллов α и жидкого сплава, а область ВСЕ—из кри­сталлов β и жидкого сплава. В области АDFА существует твер­дый α -раствор, а в области СЕGК.С—твердый β-раствор. Вза­имная растворимость в твердом состоянии обоих компонентов ограничивается указанными областями, причем при 779 °С пре­дельная растворимость серебра в меди равна 7%, а меди в се­ребре—8%. При большей концентрации обоих компонентов образуется (по линии DBЕ) эвтектика Э твердых растворов (α + β) предельной концентрации.

Сплав, содержащий 72% Аg и 28 % Сu, при 779 °С кри­сталлизуется при одновременном выделении кристаллов α и β предельных концентраций, образующих эвтектическую смесь Э(α + β). Сплав, содержащий 80% Сu и 20.% Аu, начинает кристаллизоваться с выделением кристаллов α, а оставшийся жидкий сплав, обогащаясь серебром, стремится к эвтектиче-

Рис. 5.5. Диаграмма состояния III типа (сплавы системы медь—се­ребро): а—диаграмма состояния; б—схема кристаллизации сплава, содержащего 95 % Сu и 5 % Аu.

скому составу по линии аВ и при 779 °С затвердевает, обра­зуя эвтектику, которая окружает ранее выпавшие кристаллы α.. Доэвтектические сплавы (область DВQМ} имеют структуру α + Э. Аналогично заэвтектические сплавы (область ВЕGQ) имеют структуру β+Э.

Сплав, содержащий 95 % Сu и 5 % Аu, при 779 °С имеет одну α-фазу ( рис. 5.5,б, точки 2-3). При понижении темпера­туры до точки 3 в нем происходит превращение, связанное с уменьшением предела растворимости серебра в меди. Из α -раствора выделяются кристаллы β концентрации точки n (бо­гатые серебром). Кристаллы, выделяющиеся при вторичной

кристаллизации, обычно обозначают β¹¹, в отличие от первич­ных кристаллов β, выделяющихся из жидкого сплава. Дальней­шее понижение температуры до точки 4 приводит к полному распаду α-раствора. Линия DF показывает изменение предела растворимости серебра в меди по мере понижения температуры. Структура сплава при температуре выше 100 ^oС состоит из кристаллов α + β¹¹ (рис. 5.5, б, точки 3—4), а при температуре ниже 100 °С—из кристаллов β¹¹.

Аналогичный процесс вторичной кристаллизации происходит и у сплава, содержащего 5 % Сu и 95 % Аg, только в этом слу­чае из β -раствора выделяются кристаллы α ¹¹, богатые медью. Предел растворимости меди в серебре при понижении температуры изменяется по линии ЕG (от 5 до 1 % Сu). Структура сплава состоит из α + β¹¹.

Указанные превращения твердых α - и β -растворов при понижении температуры про­исходят в эвтектике, но выделение вторичных кристаллов

(α ¹¹ и β¹¹) из эвтектических составляющих обычно не об­наруживается под микроско­пом. У некоторых твердых рас­творов с ограниченной растворимостью предел растворимо­сти одного компонента в другом при понижении темпера­туры не изменяется, в этом случае линии DF или ЕК верти­кальные.

По диаграмме состояния III типа затвердевают также сплавы РЬ—5п, Си—Р, Сс1—2п, 5п—8{, А1—И и др.

Диаграмма состояния IV типа.

По этой диаграмме кристал­лизуются сплавы, оба компонента которых неограниченно рас­творимы друг в друге в жидком состоянии, а при затвердевании образуют устойчивое химическое соединение.

Рис. 5.6. Диаграмма состояния IV типа (сплавы системы Ме—Са)

Диаграмма, состояния сплава магний—кальций приведена на рис. 5.6. Линия СGНМ соответствует химическому соедине­нию Мg₄Саз и разделяет диаграмму состояния на две части. Если условно химическое соединение принять за отдельный компонент системы, то диаграмму состояния можно разделить на две диаграммы: Mg-Mg₄Ca₃ и. Каждая из них представляет собой диаграмму состояния I типа.

Кристаллизация сплавов Mg-Mg⁴Ca³ начинается по линии АВС и заканчивается на линии FВG при 516 °С. Сплав, кристаллизующийся в эвтектику, содержит около 18 % Са и 82 % Мg. Структура доэвтектических сплавов состоит из кри­сталлов чистого магния, окруженных эвтектикой (Мg+Э¹), а заэвтектических—кристаллов химического соединения Мg⁴Саз, окруженных эвтектикой ( Мg⁴Саз +Э¹) .

Кристаллизация сплавов Mg⁴Ca³-Ca протекает аналогично кристаллизации сплавов Мg— Mg⁴Ca³, с той лишь разницей, что кристаллы Mg⁴Ca³ начинают выпадать в области СDН, а кристаллы кальция—в области DЕ1. При 462°С затвердевает эвтектика Mg⁴Ca³-Ca. Доэвтектические сплавы с содержанием 55.. .78 % Са при затвердевании состоят из кристаллов Mg⁴Ca³, окруженных эвтектикой (Mg⁴Ca³ +Э¹¹), а заэвтектические с со­держанием более 78 % Са состоят из кристаллов чистого каль­ция, окруженного эвтектикой (Са+ Э¹¹).

По диаграмме состояния IV типа кристаллизуются сплавы Мg—Zn, Мg—Сu, Fе—Zr, Fе—Nb, Мg—Sn и др.