Наблюдается образование

При дальнейшем увеличении энергии наблюдается незначительное повышение скорости изнашивания. Различие зависимостей ./ =/(?) для двух сплавов состоит в том, что для сплава ОТ4 минимум скорости изнашивания (или максимум износостойкости) наблюдается при энергии ионов 30 кэВ, а для сплава ВТ6 — при энергии 45 кэВ.

+ - не обнаружено водородной коррозии стали; ©- наблюдается незначительное снижение содержания

Дальнейшее циклическое нагружение приводит к постепенному уменьшению микротвердости слоя стали Ст. 3 и обезуглеро-женного слоя. Микротвердость карбидной зоны не изменяется в процессе нагружения, что свидетельствует об ограничении процессов накопления пластической деформации. В слое стали Х18Н10Т наблюдается незначительное увеличение микротвердости по мере возрастания числа циклов нагружения.

нерастворимые соединения, 0,1% — хлорид аммония, 0,098%—летучие соединения, 0,066 % — хлорид кальция и 0,062%—сульфат кальция, с рН 6,5, без перемешивания (условия, наблюдаемые при тушении кокса в охладительной башне в основной зоне орошения); для карпентера 20 СЬ 1/кп.= 0,08 мм/год, для ни-о-неля VKn = 0,005 мм/год. В до X — при 16—35°С в сточной морской воде с общим содержанием твердых веществ порядка 1,8% и 1—2,5% двуокиси серы и интенсивном перемешивании; для карпентера 20 СЬ Укп = 0,003 мм/год (наблюдается незначительное питтингообразование глубиной 0,13 мм); Для ни-о-неля Укп = 0,005 мм/год. Оба материала склонны к коррозионному растрескиванию.

X— при т. кип. в смеси дихлорэтилена с водяным паром и следами хлористого водорода (II); 1/кп• = 0,2 мм/год. Наблюдается незначительное питтингообразование и коррозионное растрескивание.

На поверхности после ЭХО наблюдается незначительное растравливание по границам зерен, и в некоторых случаях обработанная поверхность покрывается тонкой окисной пленкой. Глубина растравливания для жаропрочных и титановых сплавов зависит от режимов ЭХО и применяемых электролитов и составляет примерно не более 30 мкм. С увеличением плотности тока при ЭХО жаропрочных сплавов (например, для сплава ЭИ437Б q = = 45-^-60 А/см2) глубина растравливания практически не обнаруживается. Из этого следует, что при соответствующем выборе состава электролита и режима ЭХО можно избежать появления растравливания границ зерен на обрабатываемой поверхности.

В сплавах, легированных V и Мо, после отпуска при 100—150° С наблюдается незначительное разупрочнение (рис. 42). Отпуск при 400° С приводит к небольшому разупрочнению , (ДЯУ 75), в то время, как в стали, не содержащей молибден и ванадии (40Н10), разупрочнение протекает весьма интенсивно (ДЯУ 300).

Как видно из рис. 8.6, наблюдается незначительное различие в распределении катионов магния по слоям сорбента и в значениях остаточной концентрации Са2+ и Mg2+ после регенерации.

Введение 0,25% С сдвинуло границу ^-области до 17,46% включительно (рис. 3.8, б). При понижении температуры произошло выделение избыточной фазы — карбидов хрома Сг2зС6, за исключением сталей с 0,93 и 2,17% Сг. Стабильность аустенита в отношении мартенситного превращения значительно возросла. Лишь в стали с 0,93% Сг наблюдается незначительное количество а+е-мартенсита, и в стали с 2,17 и 3,78% Сг — е-мартенсита. Фазовые превращения при понижении температуры в сталях с 19,54 и 22,4% Сг со структурой

В работе [45] получено несколько экспериментальных точек для нагретого круглого цилиндра диаметром 124 мм и длиной 203 мм, который колеблется вдоль своей оси в воздушнном пространстве. При малых значениях амплитуды колебаний наблюдается незначительное уменьшение коэффициента теплоотдачи, при больших амплитудах — увеличение коэффициента теплоотдачи по сравнению со стационарным значением. Уменьшение коэффициента теплоотдачи согласуется с теоретическим анализом.

Экспериментальные значения температуры кипения ОДА в зависимости от давления отличаются не более чем на 2 К от расчетных значений [152], за исключением давления 1010,8-10~4 МПа. Авторы [188] утверждают, что при этой температуре наблюдается незначительное разложение ОДА.

В сплавах с 15—25% Мп ниже 400°С наблюдается образование гексагональной е-фазы, которая является промежуточной между у и «-фазами (т. е. превращение в этих сплавах происходит по схеме у-*8-мг). Образова-

упорядочения (для этого требуется лишь незначительная выдержка вблизи 450—5i50°C) или из-за выделения карбидов по границам зерен (происходит обычно при более высоких температурах порядка 600—700°С). В сталях Х17 и в особенности Х28 наблюдается образование хрупкой а-фазы при продолжительных выдержках в области 700°С.

При окислении сплавов более термодинамически устойчивого металла Mt с менее устойчивым металлом Me часто наблюдается образование подокалины — слоя, обогащенного металлом Mt и содержащего растворенный кислород и частицы окисла металла Me (рис. 69). Это явление, получившее название внутреннего окисления, наблюдалось у меди при легировании ее Si, Bj, As, Mn, Ni, Sn, Ti, Zn, у серебра — при легировании его многими другими металлами, у никеля — при легировании его А1, Сг или Fe.

Как было указано выше, предохранение неблагородных компонентов от действия агрессивной среды может происходить только при отсутствии процесса диффузии внутри сплава. Однако, для некоторых систем легкоплавких сплавов с быстрой диффузией атомов при комнатной температуре (Bi — Sb, Ag—Cd и др.) при определенном соотношении компонентов в сплаве могут появляться пороги коррозионной устойчивости. Эти границы коррозионной устойчивости могут появляться в том случае, когда па поверхности сплава при воздействии агрессивной среды создаются условия для формирования защитного г.моя. предохраняющего основной состав сплава от коррозии. Так, при изучении Н. Н. Грацианским и П. Ф. Калюжной коррозии однофазных сплавов системы Ag—Cd в 5%-ном растворе IIC1 п 3%-пом растворе NaCl (в этих средах хорошо растворяется Cd и не растворяется Ag) па поверхности сплава наблюдается образование стойкого соединения Ag2Cd3, предохраняющего сплав от проникновения ионов хлора.

В поверхностных слоях покрываемого металла обычно наблюдается образование новых фаз химических соединений или твердых растворов. По мере удаления от поверхности вглубь идут слои с постепенным уменьшением процентного содержания того металла, которым покрывают поверхность.

При низких температурах азотирования (500 °С) наблюдается образование тонких (однослойных по азоту) пластинчатых зароды-

Диаграмма Fe—Mn аналогична диаграмме Fe—Ni. В сплавах с 15—25% Мп ниже 400° С наблюдается образование решеток Г6 е-фа-зы, промежуточной между у- и а-фазами, поскольку превращение происходит по схеме y-*-s-*~a. Образование s-фазы проходит по мар-тенситному типу (рис. 11.6).

В системе Cu-Ni, характеризующейся неограниченной растворимостью в жидком состоянии и расслоением твердого раствора на, двя изоморфных, приложение импульсных нагрузок приводит к образованию только одного твердого раствора без его растворения. Причег расслоение не наблюдается даже в тех случаях когда концентраций: •ко"', тентов в твердом растворе достигает концентраций, при которых наблюдается образование двух фаз. В системе Cu-Fe, Cu-Mo yi -

этой стадии циклического деформирования наблюдается прохождение фронта Людерса - Чернова. На полированной поверхности образцов железа наблюдается образование темных "язычков" пластической деформации на границе перехода от рабочей части к головкам образца. Особенности прохождения фронта текучести при усталости в условиях растяжения - сжатия представлены на рис. 11.

Достигаемый уровень температур создает благоприятные условия для развития процесса испарения материала в зоне воздействия, что приводит к образованию кратера, изменению зеренной структуры материала до глубины -20 мкм [103] и резко неравномерному распределению микротвердости. Образовавшиеся при облучении с энергией импульса 6,5 Дж слои различаются явно выраженными морфологическими изменениями с формированием в верхнем слое мелкокристаллической структуры. Увеличение энергии лазерного пучка сопровождается испарением кобальтовой прослойки, в результате чего наблюдается образование сферических пор, полостей, микротрещин и сколов. Природа подобных дефектов связана с действием интенсивного теплового удара, с развивающимися высокими термическими напряжениями. Вследствие короткого промежутка времени воздействия и существенных различий в теплофизических характеристиках фазовых составляющих твердого сплава релаксационные процессы в виде пластического течения не успевают происходить. В результате этого наблюдается растрескивание материала.

Наиболее полная картина структурных изменений в твердых сплавах под воздействием лазсрно-лучевой обработки выявлена при изменении плотности энергии пучка в пределах Es = 0,3-5,0 Дж/мм2 [103]. Облучение с плотностью энергии ?s = 0,6—0,8 Дж/мм2 приводит к появлению избыточного углерода в виде графита, образуются WCruK с разложением исходного карбида WC. Наблюдается образование двойных карбидов Co?W,C с одновременным уменьшением смежности и связности карбидных черен. В указанном диапазоне плотности энергий фиксируются микротрещины, направленные и глубь и по поверхности сплава. Превышение плотности энергии свыше 1.4 Дж/мм2 спосоО