Происходит локализация

. Ддсорбироввниый атомарный водород диффундирует в металл, где рекомбинируется о о'брааованием молеку^F пувнрыюв водорода и пор- фдокенов. В этом случае наряду о лотерей пластичности отельного оборудования (что чрезвычайно опасно, для аппаратов, работающих j под вакуумом или при избыточном давлении) происходит локальное пэвшпение напряжённого состояния, а, следовательно, и ускорен»» коррозионного процесса ев счёт мехвнохимичвских эффектов [9] . Следует иметь в виду, что в кислых конденсатах, содержащих растворенные хлористые водород и сероводород}воэможно протекание селективных коррозионных процессов, например, таких,как графи-тизация чугуна и обеощшкование латуни чугунных и латунных чаете! конденсационно-холодильного оборудования. Присутствие хлор-иона <»etd привели» i> к питтинговоя коррозии ректификационных тарелок яв легированных сталей идя титановых сплавов. v

ся и развиваются в приповерхностных слоях покрытия, а затем переходят в основной металл. При испытании образцов с никелевым покрытием наблюдается другая картина. В интервале малых изгибающих напряжений отмечается некоторое повышение усталостной прочности, происходит локальное отслаивание участков покрытия. Авторы работы [11] объясняют это установлением только механических связей никелевого покрытия с основным металлом, а химическое взаимодействие при этом отсутствует. Незначительное уменьшение усталостной прочности образцов вследствие нанесения на поверхность плазменного покрытия из окиси алюминия отмечено в работе [57]. Предел усталости стали 40 на базе 109 циклов понижается со 190 до 170 МПа, а стали 12Х18Н10Т на базе 108 циклов — со 195 до 175 МПа. Зарождение и распространение усталостной трещины начинается от границы «основной металл — покрытие».

скии двойной слой находится в нормальном состоянии (неориентированное положение диполя). В момент деформации происходит локальное расширение решетки с образованием разрежения электронной плотности между узлами (метастабиль-ное состояние 2) и сгущение '(или сохранение) электронной плотности во френ^ келевском двойном слое вследствие уменьшения его толщины выдвигающимися к поверхности ион-атомами (вследствие дальнодействия электрических сил, создающих поверхностное натяжение по электронной теории Я- И. Френкеля, положение границы поверхности внешнего облака коллективизированных электронов на схеме принято почти независящим от локальных нарушений френкелев-ского двойного слоя, хотя такое условие не является обязательным для существа дела — в любом случае в момент деформации плотность электронов проводимости в растянутой области уменьшается относительно уровня плотности электронов внешнего облака, которые поэтому перетекут в ближайшую растянутую область).

На рис. 36 приведена условная схема предлагаемого механизма образования деформационного внутреннего двойного слоя в металле и изменения заряда поверхности. На рис. 36, а схематически показаны три последовательных положения узлов решетки и распределения электронной плотности, которые для наглядности даны в одном измерении, нормальном к поверхности. До деформации (/) в металле соблюдается локальная электронейтральность и френкелевский двойной слой находится в нормальном состоянии (неориентированное положение диполя). В момент деформации происходит локальное расширение решетки с образованием разрежения электронной плотности между узлами (метастабильное состояние 2) и сгущение (или сохранение) электронной плотности во френкелевском двойном слое вследствие уменьшения его толщины выдвигающимися к поверхности ион-атомами (вследствие дальнодействия электрических сил, создающих поверхностное натяжение по электронной теории Я. И. Френкеля, положение границы поверхности внешнего облака коллективизированных электронов на схеме принято почта независящим от локальных нарушений френкелевского двойного слоя, хотя такое условие не является обязательным для существа дела — в любом случае в момент деформации плотность элек-

Третий вопрос, касающийся катодной поляризации, тоже был подвергнут анализу. Согласно экспериментальным данным [172, 174], имеется область потенциалов, в которой скорость роста трещины v достигает минимума, однако при более катодных потенциалах v вновь возрастает (рис. 28). Аналогичный минимум как для скорости роста трещины, так и для проницаемости наблюдается также в сталях [175], где участие водорода в растрескивании практически не вызывает сомнений. Полагают, что этот минимум •соответствует наименьшей подвижности водорода, о чем свидетельствует изменение проницаемости. Увеличение проникновения водорода при катодной поляризации связано с образованием значительного его количества, а усиление при анодной поляризации — с образованием кислоты в результате гидролиза в питтингах или трещинах [2, 172]. В последнем случае происходит локальное образование водорода, несмотря на то что общий потенциал анодный. Этот процесс теперь изучен достаточно хорошо [60, 61 175— 178]. Таким образом, возражения, основанные на электрохимических представлениях, следует, по-видимому, считать опровергнутыми. В работе [172] указывалось, и мы согласны с этим, что в настоящее время нет существенных фактов, опровергающих участие водорода в КР алюминиевых сплавов.

Пластинчатые структуры исследуемых сплавов обеспечивают более низкие скорости развития трещины и в воздухе, и в коррозионной среде по сравнению с глобулярной структурой,характерной для сплава ВТ1 — 0. Рост усталостной трещины приводит к образованию в ее вершине свежей ювенильной поверхности металла, сдвигающей локальный электродный потенциал в отрицательную сторону, и происходит локальное снижение рН раствора. Степень влияния среды определяется скоростью возникновения защитной пассивной пленки на свежей поверхности металла в вершине трещины.

Способ нанесения надреза влияет также на величину остаточных пластических деформаций в окрестности надреза. При выполнении надреза фрезой или резцом такие пластические деформации практически отсутствуют. В случае нанесения прессованного надреза имеют место локальные пластические деформации. Для определения их характера и величины на боковые поверхности образца в месте надреза алмазной пирамидкой с помощью микроскопа МПИ-2 наносили сетку с шагом 0,5 мм и измеряли искривления сетки после вдавливания пуансона (рис. 2). Замеры показали, что в процессе вдавливания пуансона деформация металла направлена нормально к его граням. В результате перемещения металла по направлениям, нормальным к боковым граням пуансона, в основании надреза возникает зона растягивающих напряжений. Измерениями установлено, что на глубине 0,25 мм от дна надреза местные пластические деформации растяжения достигают 10—12 %. Происходит локальное охрупчивание металла, причем глубина зоны охрупчивания достигает 2 мм, что способствует зарождению хрупкого разрушения.

Последовательные стадии растекания капли представлены на рис. 31. Как видно из рисунка, при ударе вначале происходит локальное сплющивание капли в месте соприкосновения ее

Весьма важное значение имеет знак напряжений в полуцикле нагрева. Если при максимальной температуре цикла в образце возникают сжимающие напряжения, то происходит локальное увеличение его диаметра в центральной части с соответствующим утонением в смежных зонах, в которых часто наступает разрушение. В случае растяжения при максимальной температуре образуется шейка, в которой на заключительной стадии термоциклического деформирования могут повыситься фактические напряжения, снижающие дол-говечность.

ются сильно перегретые участки, в которых происходит локальное само-

происходит локальное увеличение электрического сопротивления и тем-

Высокая пластичность объясняется тем, что в процессе испытания на растяжение, когда происходит локализация деформации, аустенит в этом месте превращается в мартенсит, упрочняющий образец, и деформация сосредоточивается в соседних объемах аусте-нита. Следовательно, превращение аустенпта в процессе испытания в мартенсит деформации исключает возможность образования «шейки», что объясняет высокую пластичность.

Рассматривая влияние размера зерна на прочность, необходимо также учитывать и состояние самих границ. Так, например, в процессе высокотемпературного наклепа обрабатываемой стали происходит локализация деформации по границам аустенитных зерен, что приводит к искажению границ и, как следствие, к изменению конфигурации зерен — возникновению развитой «зубчатости» [13].

NaCI при различных скоростях деформирования сплава ВТ5-1, а также влияние скорости деформирования на относительное изменение разрушающего напряжения. На рис. 70 нанесены также данные, ранее полученные Паркинсом [ 82]. Минимальной разрушающей нагрузке в коррозионной среде соответствует скорость деформации vKp = 1fJTs с"1. Более высокие и более низкие скорости приводят к повышению разрушений нагрузки. При критической скорости деформации устанавливается потенциал естественной поляризации (—0,5) т (—0,55 В) и создаются и поддерживаются длительное время условия активного анодного растворения и сопутствующие им процессы наводороживания (рис. 69). При v>vKp и v
Следовательно, с ростом степени деформации и числа дислокаций в скоплениях происходит локализация деформационного сдвига потенциала нулевого заряда и изменяется работа выхода электрона так, что деформационное влияние на измеряемые параметры двойного электрохимического слоя и измеряемую работу выхода все более определяется поведением области одного дислокационного скопления. В частности, измеряемая средняя работа выхода образца в целом приближается к локальной величине работы выхода в окрестности дислокационного скопления (несмотря на уменьшение числа «активируемых мест» на поверхности).

Следовательно, с ростом степени деформации и числа дислокаций в скоплениях происходит локализация деформационного сдвига потенциала нулевого заряда и изменяется работа выхода электрона так, что деформационное влияние на измеряемые параметры двойного электрохимического слоя и измеряемую работу выхода все более определяется поведением области одного дислокационного скопления. В частности, измеряемая средняя работа выхода образца в целом приближается к локальной величине работы выхода в окрестности дислокационного скопления (несмотря на уменьшение числа «активируемых мест» на поверхности).

На рис. 131 представлены микрофотографии, снятые в процессе растяжения на установке ИМАШ-5С-65 с поверхности образцов биметалла СтЗ + + Х18Н10Т, изготовленного горячей прокаткой и (для сравнения) непосредственным импульсным плакированием. Рис. 131, а иллюстрирует микростроение, возникающее в переходной зоне биметалла, полученного способом горячей прокатки и испытанного на растяжение в интервале температур 20—400° С со скоростью перемещения захвата 10 мм/мин. В данных условиях испытания как в материале основы, так и в плакирующем слое образуется внутризеренный сдвиговый микрорельеф, отражающий одинарное и множественное скольжение. Судя по изменению микрорельефа, в непосредственной близости от границы раздела слоев деформация распределена весьма неравномерно. Сдвиговый микрорельеф в науглероженной прослойке плакирующего слоя выражен наименее четко, что объясняется блокированием полос скольжения многочисленными дисперсными частицами. В обезуглероженнои зоне стали СтЗ происходит локализация пластической деформации,, сопровождающаяся образованием развитых полос скольжения. В этом участке с увеличением степени деформации образуются трещины, которые и приводят к разрушению композиции.

При высокоскоростном осаживании (удеф>5 м/с) в контактных слоях образцов происходит локализация деформации и их поверхность после испытаний может получиться не выпуклой (бочкообразной), а вогнутой [118].

Точечная и язвенная коррозия нержавеющих сталей часто встречается при эксплуатации в морской воде. В ряде случаев она может иметь перфорирующий характер (для листа и ленты). Механизм точечной и язвенной коррозии связан с адсорбцией хлор-ионов на нек-рых участках поверхности стали, вследствие чего происходит локализация коррозии. При этом осн. поверхность стали находится в пассивном состоянии, а участки с адсорбированными хлор-ионами — в активном состоянии; этому способствуют продукты коррозии. Точечная коррозия в присутствии хлор-ионов может быть вызвана пробоем пассивной пленки при высоком потенциале. Точечная и язвенная коррозия может также развиваться вследствие появления различных поверхностных дефектов (включения, интерметаллиды, повреждения пленки и т. п.). Склонность различных нержавеющих сталей к точечной и язвенной коррозии в морской воде показана в табл. 3.

Концентрация напряжений препятствует развитию пластических деформаций по всему объему — происходит локализация пластических деформаций в небольшой области. Поэтому при наличии

Механизм снижения трения в условиях применения МПС (ЦИАТИМ-201 + Ю% Си) основан на образовании медной пленки на рабочих поверхностях резьбы в местах контакта. Уменьшение трения объясняется тем, что происходит локализация деформации в пленке, возникающей при взаимодействии трущихся поверхностей винта и гайки. Тонкий слой меди обладает более низкими пределом текучести и сопротивлением сдвигу, чем материал деталей (винт—сталь 45, гайка—БрОЦСб—5—5). Деформации, связанные с трением, локализуются в этом пластифицированном слое, обладающем более высокой пластичностью. Наличие медной пленки на поверхностях резьбы предотвращает заедание, задиры. Из рис. 36 видно, что после 125 ч работы наступила стабилизация коэффициента трения.

Для более высоких температур эта зависимость изображена на рис. 3. Коэффициент теплопроводности фторопласта-4 не превышает (5,9—6,0) 10~4 кал/(см-сек-град), что ограничивает область его применения в чистом виде для тех случаев, когда происходит локализация тепла, сопровождающаяся перегревами и снижением эксплуатационных характеристик (например, пары трения).