Последующее увеличение

У стали 1Х18Н9 в исходном состоянии пятна травления располагаются хаотически по объему зерна (фиг. 7, а). Чтобы раздельно -изучить влияние силового и температурного факторов при МТО на структуру .материала, часть образцов предварительно деформировали на 10% при комнатной температуре. После такой обработки в структуре стали выявляется (еще до травления) отчетливый микрорельеф благодаря развитию полос скольжения по активным плоскостям, однако признаки образования субструктуры при этом отсутствуют, так как последующее травление показывает, что большая часть дислокаций еще не связана с выявленными следами пластической деформации и распределяется беспорядочно по телу зерен (фиг. 7, б). В то же время после длительного отжига деформированных образцов при температуре 600° (фиг. 7, в) образуется ярко выраженная субструктура вследствие выстраивания дислокаций в ряды. В результате этого у большинства зерен наблюдается четкая сетка субграниц, причем имеется определенная связь между расположением этих границ и следами скольжения при предварительном деформировании образца.

ндсти зерен советуют проводить последующее травление реактивом 10.

Раствор для травления, приведенный Д'Ансом и Лаксом [11], и состоящий из 100 мл воды, 8 мл серной кислоты, 4 мл насыщенного раствора хлористого натрия и 2 мл бихромата калия, по указанию Базетта [25], хорошо протравливает а-сплавы меди с бериллием. Как и при других бихроматных травлениях (см. реактив 10, гл. XIII и реактив 13, гл. XIV), для потемнения у-фазы в а -\- (а + 7)'сплавах используют последующее травление реактивами хлорного железа или электролитическую обработку в течение 10—15 с раствором сернокислого железа (II) следующего состава: 1900 мл воды; 100 мл серной кислоты; 0,4 г едкого натра и 50 г сернокислого железа [II]. Этот реактив служит, кроме того, для выявления структуры сплавов меди с марганцем, кремнием, никелем и цинком (нейзильбер), бронз и т. д.

Травитель 16а [20 г СгО3; 100 мл Н2О]. Травитель 166 [Юг NH4NO3]. Комбинированный раствор для травления приводят Шрадер [3], Берглунд и Майер [9], а также Ханке [5]. Шлифы обрабатывают поочередно растворами 16а и 166 в холодном состоянии или раствором 16а при температуре 50° С, последующее травление осуществляют в растворе 166.

Раствор 5 представляет собой упрощенный реактив Чохраль-ского, применение которого включает предварительное травление шлифа 10—20%-ным раствором плавиковой кислоты до получения матовой поверхности; для усиления контраста зерна последующее травление проводят в концентрированной соляной кислоте в течение нескольких секунд или многократно до получения требуемой степени травления.

Для металлографической подготовки проволоки системы ниобий—кислород Гебхард и Ротенбахер [4] сначала проводят предварительное мокрое шлифование, затем в течение нескольких часов электролитическое или вибрационное полирование с 10%-ным раствором пероксида водорода. При этом последующее травление с фторсодержащими соединениями оказывается лишним. Контрасты, уже возникающие после виброполирования, несколько усиливаются в результате кратковременной дополни-

1. Предварительное травление в растворе из 97 мл азотной кислоты и 3 мл 40%-ной плавиковой кислоты. Последующее травление в реактиве Мураками в течение около 10 с.

а последующее травление производилось весьма кратковременно.

Последующее травление (% вес.). Сер-

Наследование дефектов первоначальных границ отмечалось в работе [180]. Железо после высокотемпературной ковки длительное время отжигалось в а-области (700°, 150 ч). Последующее травление специальным реактивом позволило выявить две сетки границ. Одна соответствовала границам зерен а-фазы, а другая — следам границ зерен, существовавших при высокой температуре, т. е. границам зерен ^-железа. Выявились также субграницы а-железа, которые оказались весьма устойчивыми даже после продолжительного отжига в а-области.

Преимущества: в чистых металлах и гомогенных сплавах нет деформированного слоя и слоя Билби; малые затраты времени; образец не нагревается или почти не нагревается; на той же установке возможно последующее травление.

Преимущества: в чистых металлах и гомогенных сплавах нет деформированного слоя и слоя Билби; малые затраты времени; образец не нагревается или почти не нагревается; на той же установке возможно последующее травление.

По мере увеличения плотности энергии потока, что достаточно просто и оперативно осуществляется путем его фокусировки, возможен нагрев и плавление поверхности слоев материала. Последующее увеличение концентрации энергии приводит к увеличению глубины проплавления, одновременно начинает все больше проявляться эффект испарения веществ.

При изучении влияния алюминия на стойкость стали к водородному охрупчиванию [7] было показано, что при легировании стали марки 05ХГМ алюминием в количествах 0,05 и 0,07 % повысилась стойкость стали к СКР по сравнению к исходному составу соответственно в 2 раза (время до растрескивания 45 ч) и в 10 раз (время До растрескивания 220 ч) (рис. 11). Однако последующее увеличение содержания алюминия до 0,1 % привело к резкому уменьшению стойкости против СКР до значения, характерного для стали без добавления алюминия (время до растрескивания 25 ч). Оптимальное содержание ниобия равно 0,08 % (см. рис. 11). Титан не оказывает существенного влияния на повышение стойкости к СКР.

Начиная с некоторой угловой скорости ш = сокр, при которой коэффициент трения f = fmm, вал отходит от подшипника («всплывает»), занимая новое положение (см. рис. 26.2, б) с меньшим эксцентриситетом цапфы и подшипника. Последующее увеличение угловой скорости, уменьшая эксцентриситет, приводит к увеличению коэффициента трения (см. рис. 263). Нарастающее гидродинамическое давление удерживает вал на «масляном клине» (см. рис. 26.2, б, на котором показан зазор клиновидной формы между цапфой и подшипником и распределение давлений в этом зазоре). Наименьший зазор между цапфой и подшипником

осадок железа в количестве до 10 (массовые доли, %), последующее увеличение содержания железа в пленке практически не влияло на Нс (рис. 28). Прямоугольность петли гистерезиса Со—Fe—Р-пленок находилась в пределах 0,70—0,95

Переход от одноосного растяжения к двухосному растяжению-сжатию сопровождается ослаблением напряжения сдвига, обеспечивающего деформацию материала в направлении перпендикулярном плоскости пластины. Поэтому при малых величинах второй компоненты сжатия размер зоны в направлении роста трещины снижается, а не возрастает. Последующее увеличение сжимающей компоненты нагрузки сопровождается одновременным увеличением всех параметров зоны пластической деформации и уменьшением интенсивности сдвигового напряжения в направлении перпендикулярном плоскости пластины.

Решение этой проблемы предполагало не только быстрейшее восстановление и последующее увеличение промышленного потенциала. Требовалась также интенсивная и целенаправленная работа проектно-конструкторских и научно-исследовательских организаций.

Основным параметром, характеризующим процесс распыления, является коэффициент распыления /Ср, равный числу выбитых атомов, приходящихся на один ион, упавший на мишень. На рис. 2.2 в качестве примера показана зависимость /Ср от энергии бомбардирующих ионов Еи для меди. Заметное распыление начинается лишь с некоторых пороговых энергий ?ПоР и резко растет при дальнейшем увеличении ?„, пока не достигает максимума при Еп = Етах. Последующее увеличение Еи вызывает падение/Ср. Напыление пленок ведут обычно в области, показанной на рис. 2.2 штриховкой.

Закономерное влияние хрома и никеля на свойства пассивных сплавов проявляется и в зависимости скорости растворения в пассивной области от состава сплавов. С ростом содержания хрома в сплаве Fe—Cr величина этой скорости в серной кислоте снижается (рис. 11) [51,52, 86], особенно резко при переходе к сплавам с 13% хрома. Введение и последующее увеличение содержания никеля сопровождается уменьшением скорости растворения хромистой стали в пассивном состоянии [ 50,54,56,86]. Скорость растворения пассивных сплавов никель-хром в серной кислоте снижается с ростом содержания хрома в сплаве до 15 ат.% и практически не изменяется при дальнейшем повышении концентрации хрома (рис. 12) [ 57]. За-

Так, при кручении алюминиевых призматических образцов (50X50 мм) с продольным острым концентратором напряжений обнаружено замедление роста усталостной трещины после нескольких первых сотен циклов нагружения. Последующее увеличение числа циклов нагружения привело к дальнейшему, периодически замедляющемуся росту трещины. Причем на каждом новом уровне развития прирост трещины был меньше, а замедление более длительным, чем предыдущие. Наконец, при значительном числе циклов нагружения трещина останавливалась совсем. Периодические остановки трещины на фоне общего замедления скорости ее развития при кручении в рассматриваемом примере могут быть объяснены тем, что трещина наталкивается на какие-либо препятствия, например, в виде локально более твердых зерен. В зоне у вершины такой остановившейся трещины с увеличением числа циклов последующего нагружения накапливается пластическая деформация, и когда она превышает критический уровень, трещина вновь растет с противоположной стороны препятствия. Начальная скорость развития трещины на новом этапе больше (но меньше начальной скорости на предыдущем этапе), но эффект трения поверхностей снова и в большей степени снижает ее. Так будет продолжаться до тех пор, пока накапливаемая у вершины

Электрокапиллярная кривая ртути в растворе КМОз обладает параболической формой. Сообщая ртутному электроду постепенно возрастающий отрицательный потенциал, можно наблюдать возрастание' пограничного натяжения до некоторого предельного значения, равного 420—430 эрг!см2. Потенциал максимума электрокапиллярной кривой при этом бли-. зок к —0,2 в по водородной шкале. Последующее увеличение отрицательного потенциала сопровождается плавным снижением пограничного натяжения, .и ,в целом обе ветви электрокапиллярной кривой примерно симметрично располагаются относительно вертикальной прямой, проведенной через ее вершину. .

"Травненйе •""(В'.ЗО) показывает, что возрастание силы тока должно прекратиться как только будет достигнута предельная ^величина id. Последующее увеличение силы тока становится невозможным по той причине, что скорость диффузии не может возрастать после того, как градиент концентрации в приэлектродном слое достиг максимального значения. Но при этом перенапряжение диффузии должно неограниченно возрасти — математически до бесконечности, поскольку выражение под знаком логарифма обращается в нуль. Разумеется, на практике такого возрастания перенапряжения не произойдет по той причине, что становится возможным какой-либо новый катодный процесс с 'более отрицательным потенциалом.