Сталь влияние состава на образование

К р е п ы ш е в а Л. Б. Влияние химического состава на образование флокенов. в легированной стали.— Известия высших учебных заведений. Черная металлургия, 1959, № 3, с. 93. [c.181]

Для решения проблемы защиты углеродистой стали от коррозии в азотных удобрениях необходимо знать влияние состава раствора, pH, температуры и других факторов на образование и нарушение пассивного состояния поверхности стали. [c.36]

Общие сведения. На свойства сварных соединений (особенно на стойкость металла шва против образования трещин) оказывает влияние форма шва. Кроме того, при использовании проволоки отличного от свариваемой стали химического состава состав металла шва в значительной степени зависит от доли основного металла в шве, т. е. от формы шва. Форма шва характеризуется глубиной проплавления основного металла /г, шириной проплавления Ь, высотой усиления а, толщиной шва а + кп, коэффициентом [c.125]

Влияние внутренних факторов усиливается или ослабляется в зависимости от состава коррозионной среды. Например, изменение содержания углерода в стали незначительно влияет на ее стойкость против коррозии в атмосфере и слабых электролитах, в то время как в кислых средах повышение содержания углерода заметно снижает коррозионную устойчивость стали. В ряде случаев металлы сами хорошо сопротивляющиеся коррозии, быстро корродируют, если находятся в контакте с другими металлами и сплавами. Например, алюминий, хорошо сопротивляющийся коррозии вследствие образования на его поверхности плотной окисной пленки, быстро корродирует нри работе в контакте с дуралюмином. При испытании на коррозионную устойчивость определяют скорость коррозии. В зависимости от скорости коррозии металлы подразделяют на несколько групп. [c.183]

Исходя из этой предпосылки построена диаграмма (рис. 33), показывающая распределение высоколегированных сталей по группам разрезаемости. Все высоколегированные стали могут быть распределены на пять групп в зависимости от химического состава и структуры разрезаемой стали. Для каждой группы стали рекомендованы режимы термической обработки до и после резки, уменьшающие внутренние напряжения, устраняющие опасность образования трещин и неблагоприятное влияние резки на свойства металла реза (табл. 9). [c.55]

С этих же позиций А. М. Макара [91] сделал попытку объяснить пониженную склонность легированной стали к образованию холодных трещин в околошовной зоне при сварке аустенитными или легированными ферритными электродами (по сравнению с нелегированными ферритными) влиянием состава металла шва на температурный интервал мартенситного превращения в околошовной зоне (см. также 3 гл. II). При сварке нелегированными ферритными электродами в металле шва происходят фер-ритное и перлитное превращения (примерно при 600°), а в околошовной зоне легированной стали еще сохраняется аустенит. Вследствие увеличения удельного объема металла шва при превращении аустенита и разницы в коэффициентах линейного расширения металла шва и околошовной зоны, при дальнейшем охлаждении аустенит в околошовной зоне подвергается дополнительной малой деформации растяжения. Основываясь на первых работах Г. В. Курдюмова [188] и В. И. Просвирина [229], А. М. Макара предположил, что эта деформация должна приводить к механической стабилизации аустенита и сдвигать температурный интервал мартенситного превращения в область более низких температур. В случае же отсутствия фазового превращения в металле шва (аустенитные [c.206]

Влияние состава стали и ее структурного состояния в околошовной зоне на сопротивляемость образованию холодных трещин при сварке изделий различной жесткости. [c.223]

Сплав 8-Ь1 представляет собой смесь двух фаз преобладающей а-фазы (гексагональной плотноупакованной) и некоторого количества -фазы (кубической объемно-центрированной). Наблюдающиеся трещины проходят по зернам а-сплава, однако р-фаза подвергается пластическим разрушениям. Термическая обработка и изменение состава (например, понижение содержания алюминия), способствующие образованию Р-фазы, увеличивают стойкость к КРН. Состав фазы также может иметь определяющее значение установлено, что в ряде других титановых сплавов р-фаза склонна к КРН [37]. Механизм растрескивания,титановых сплавов находится еще на стадии обсуждения. Однако влияние структуры сплава, особенностей среды, а также действие посторонних анионов и приложенного напряжения в значительной степени сходно с влиянием этих факторов на поведение нержавеющих сталей (см. разд. 7.3.1 и 7.3.2). Это, по-видимому, свидетельствует об идентичности механизма КРН титана и нержавеющих сталей. [c.377]

Кинетика высокотемпературной коррозии котельных сталей в продуктах сгорания природного газа как в лабораторных, так и в промышленных условиях довольно хорошо изучена. Компонентами в продуктах сгорания газа, которые наибольшим образом влияют на интенсивность коррозии, являются кислород и водяной пар. Концентрация первого существенным образом зависит от режима сгорания топлива (от коэффициента избытка воздуха), а количество водяного пара главным образом определено составом сжигаемого топлива. С увеличением концентрации кислорода в продуктах сгорания улучшаются условия его транспорта к реакционной поверхности, и тем самым процесс коррозии интенсифицируется. Определенное влияние на характер коррозии металла в продуктах сгорания газа оказывает и концентрация водяного пара. Это особенно касается коррозии при температуре выше 570 °С, когда существование водяного пара в окружающей среде способствует образованию на поверхности стали вюстита, т. е. возникновения трехслойной оксидной пленки. Как отмечено ранее, в этой температурной области окисление железа протекает более интенсивно, чем в условиях, когда на поверхности металла возникает двухслойный оксид. [c.133]

На определенном расстоянии по обе стороны сварного шва находятся области, нагревающиеся до критических температур. Здесь по границам зерен пересыщенного аустенита выделяются карбиды, богатые хромом. В результате того что устойчивость по границам зерен уменьшается, в агрессивных средах идет межкристаллитная коррозия. Образование карбидов зависит не только от температуры, но и от продолжительности ее воздействия. Влияние этих факторов определяется химическим составом основного материала и его структурой. Для сварки непригодны стали, при нагревании которых в области критических температур по границам зерен образуется карбид хрома. Поэтому для изготовления сварных конструкций широко применяются стали, стабилизованные титаном, ниобием или танталом, а также стали с низким содержанием углерода, при сварке которых не выделяются карбиды. В большинстве случаев их использования межкристаллитная коррозия в зонах, расположенных на определенном расстоянии от сварного шва, не наблюдается. [c.100]

Влияние химического состава на образование горячих (кристаллизационных) трещин в сварных соединениях теплоустойчивых сталей в обобщенном виде представлено в табл. 2.2. По среднему химическому составу (в рамках допускаемого по стандарту уровню) металл швов и околошовной зоны сталей 12Х1МФ и 15Х1М1Ф можно отнести к категории не чувствительного к горячим трещинам. Вместе с тем, при неблагоприятном химическом составе склонность металла к такому виду повреждения заметно повышается (значения в скобках). Более того, при недопустимо высоком содержании серы (в качестве примера) и пониженном содержании марганца (меньше 6 %) склонность к горячим трещинам резко возрастает. [c.88]

М. X. Шоршоров и др. Влияние состава и структуры хромоникелевых сталей и сплавов на образование горячих трещин в околошовной зопе. — Сварочное производство, № 4, 1962, стр. 12—17. [c.304]

Ряд высокохромисилх сталей в зависимости от рея има термообработки и температуры эксплуатации изделия могут изменять свои структуру и свойства, в основном приобретая хрупкость. В зависимости от химического состава стали и влияния термического воздействия в хромистых сталях наблюдаются 475°-ная хрупкость хрупкость, связанная с образованием сг-фазы охрупчивание феррита, вызываемое нагревом до высоких температур. 475°-ная хрупкость появляется в хромистых сплавах и сталях при содержании 15—70% Сг после длительного воздействия температур 400—540° С (особенно 175 С). Добавки титана и ниобия ускоряют процесс охрупчивания при 475°. [c.260]

Специальные исследования влияния размеров образцов на образование нераспространяющихся усталостных трещин были проведены В. Линхартом при испытаниях на симметричное растяжение-сжатие больших -плоских образцов из нйзкоуглероди- стой стали со следующим химическим составом (%) и механическими свойствами после нормализации 0,11 С 0,30 Si 0,45 Мп 0,026 Р Ов = 421 МПа ат = 277 МПа 6 = 37,1 % гр = = 61,8 %. Образцы имели различную ширину (50, 100 и 200 мм) при одинаковой толщине 8 мм. Каждый образец имел концентраторы напряжений в виде двух боковых V-образных надрезов (глубина t = b мм, радиус при вершине г = 0,5 мм, угол раскры- [c.79]

С уменьшением концентрации углерода в зернах аустенита скорость диффузии углерода снижается. Скорость же диффузии хрома изменяется мало, так как концентрация хрома в зоне зерен, откуда он диффундирует, изменяется незначительно. По истечении некоторого срока скорость диффузии хрома превысит скорость диффузии углерода, и наступит момент, когда скорость процесса образования карбидов будет тормозиться подачей углерода (но не хрома). С этого момента границы зерен вновь начнут обогащаться хромом, так как атомы хрома, диффундирующие к границам, расходуются на образование карбидов не полностью. В конце концов содержание хрома на границах зерен достигает таких значений, что они вновь становятся устойчивыми. В процессе выдержки при высокой температуре тонкодисперсные карбиды становятся более крупными. Кривая, выражающая зависимость глубины проникновения межкристаллитной коррозии от длительности нагрева при температуре 650° С, проходит через максимум. В силу изложенных причин при достаточной длительности выдержки, в данном случае в течение 100 ОООчос, сталь становится стойкой против межкристаллитной коррозии. Введение в сталь 18-8 титана, а также увеличение отношения титана к углероду в стали 1Х18Н9Т, приводят к возрастанию минимального времени нагрева при данной температуре, вызывающего склонность стали к межкристаллитной коррозии и. понижению максимальной температуры, нагрев при которой приводит сталь в состояние склонности к этому виду разрушения. С уменьшением отношения титана к углероду интервал температур, длительный нагрев при которых вызывает в стали склонность к межкристаллитной коррозии, и степень склонности увеличивается [111,60]. В указанной работе, а также в работе [111,61] приводятся данные по влиянию температуры и длительности выдержки на склонность к межкристаллитной коррозии аустенитных нержавеющих сталей различного состава. [c.134]

Одним из главнейших факторов жаропрочности сталей и сплавов является образование упрочняющих фаз Элемен ты внедрения — бор, азот, углерод — имеют весьма ограниченную и переменную с температурой растворимость в твер дом растворе и приводят к образованию избыточных фаз — боридов, нитридов, карбидов или фаз смешанного состава (см гл V) В сталях и сплавах на кобальтовой основе эти фазы обеспечивают основной эффект упрочнения, при этом требуется обеспечить оптимальные размеры частиц фаз, их определенное количество и равномерное распределение в матрице В жаропрочных сплавах на никелевой основе та кие фазы чаще всего образуются по границам зерен и их влияние на жаропрочность может быть различным в зави симости от назначения и условий эксплуатации сплава В целом можно считать, что присутствие определенного ко личества карбидных фаз в жаропрочных никелевых сплавах оказывает положительное влияние, препятствуя межзе репному проскальзыванию, в то же время выделение кар бидных фаз типа МедзСд часто приводят к охрупчиванию сплавов и понижению их жаропрочности [c.300]

Согласно этой теории, при контакте коррозионной среды и коррозионностойкой стали, имеющей на границах зерен карбиды, образуется микроэлемент. Этот микроэлемент локализуется около карбида, который, как правило, является катодом, а прилегающие к нему пограничные участки — анодами, подвергающимися сильной коррозии. Развитие МКК по этому механизму связано G образованием сплошных или слаборазобщенных карбидных выделений. По аналогичной схеме объяснено влияние сред разной агрессивности на МКК стали одного состава. [c.55]

При кристаллизации пробы фиксируется температура жидкой стали. По виду наружной поверхности пробы можно оценить степень газонасыщенностн жидкой стали. Гладкая наружная поверхность образца характеризует малую газонасыщенность расплава в сталеплавильной ванне. По виду внутренней поверхности можно определить склонность стали к образованию пористости и к деформации корки слитка. Половина пробы используется для изучения вида излома и микроструктуры, анализа газов и химического состава вторая половина подвергается спектральному анализу. В принципе можно по ходу плавки исследовать влияние модификаторов на перечисленные характеристики, помещая перед отбором пробы в полость изложницы добавку, которая должна расплавиться при засасывании жидкой стали. Установка для отбора проб спроектирована ОКБ и изготовлена в ЦНИИЧМ, однако некоторые узлы необходимо переконструировать. [c.193]

В рассматриваемой области потенциалов, в отличие от других областей, следует ожидать благоприятного влияния марганца на коррозионную стойкость содержащих его материалов [70, 73, 74]. В работе [70] было показано, что в слабокислых фосфатных растворах марганец в интервале 1,35— 1,5 в находится в пассивном состоянии, обусловленном образованием поверхностного окисла переменного состава. Торможение скорости растворения хромоникельмарганцевых сталей, усиливающееся при повышении содержания марганца, наблюдалось в этой области и в растворах H2SO4 [74]. Однако положительнее 1,5—1,6 в марганец подвергается перепассивации с образованием ионов Мп04 . [c.29]

Для определения влияния состава кислотного травителя и термообработки стали на коррозионное поведение стали ЭИ811 и образование на ней рыхлой металлической пленки проводили испытания в различных кислотных растворах образцов стали с разной тердю-обработкой. [c.74]

С целью исследования влияния покрытий на механические свойства сталей были проведены испытания на растяжение при различных температурах (табл. 4.2). Очевидно, что покрытия различного химического состава неоднозначно влияют на механические свойства сталей. Значительную роль играют свойства самих покрытий, в частности, их деформационная способность. Так, с началом процесса накопления деформации на образцах с покрытиями 0,3 нефелин, 0,3 Дл и 0,5 Дл отмечается появление трещин, а при дальнейшем деформировании — отслаивание. Последнее происходит столь интенсивно, что к моменту разрушения образца только на малых участках отмечаются следы покрытия. Хорошо зарекомендовало себя покрытие типа 1М + 0,ЗС. Появление кольцевь1х трещин на данном покрьиии отмечалось только в момент начала образования на образцах шейки. Именно появлением трещин можно объяснить вид диаграммы растяжения, фиксируемый в процессе испытаний (рис. 4.1), когда при нагрузках, превышающих предел длительной прочности, отмечаются ступеньки. Этот процесс повторяется многократно, участки разупрочнения чередуются с участками упрочнения. Аналогичный тип диаграмм был зафиксирован и для образцов с силицидными и боридными покрытиями [19, 98]. [c.60]

Испытание механических свойств металла шва и сварного соединения при различных температурах, определение стойкости против коррозии и других специальных характеристик в соответствии со стандартом на эти испытания. Свариваемость стали в определенной мере зависит от ее химического состава. Углерод, определяю-ш,ий многие свойства стали, оказывает влияние и на ее свариваемость. Содержание его до 0,25% не влияет на свариваемость стали, поэтому все низкоуглвродистые стали обладают хорошей свариваемостью. Содержание углерода более 0,25% ухудшает свариваемость. Высокоуглеродистые стали сваривают, применяя специальные технологические приемы. Марганец при обычном содержании его в стали до 0,8% на свариваемость не влияет. Однако в процессе сварки марганцовистых сталей (1,2% и более марганца) могут появиться трещины, так как марганец способствует образованию закалочных струк- [c.97]

Нами был изучен характер фосфатирования ряда конструкционных сталей обычного состава и с повышенным содержанием Сг, N1, Мо, и Мп. Фосфатирование осуществлялось в растворе железомарганцовых фосфатов (30 г/л) при 97—99 °С. При этом определяли продолжительность выделения водорода, структуру, цвет и защитные свойства фосфатной пленки. При одновременном содержании в стали N1 и Сг >1% и Мо 0,5% продолжительность выделения водорода увеличивается в 4—5 раз (с 8—10 до 30—40 мин). Структура пленки неравномерная. Цвет пленки серый с зеленоватым оттенком. Часто наблюдается образование мелкодисперсного черного налета вследствие сильного растравливания металла в фосфатирующем растворе. Защитные свойства пленок понижены. Высокое содержание марганца в стали (до 19%) не оказывает влияния на продолжительность плен-кообразованиА пленка имеет светло-коричневый оттенок. Нами также установлено, что при фосфатировании конструкционных сталей с повышенным содержанием легирующих элементов в присутствии нитрата цинка в растворе резко снижается продолжительность выделения водорода, а полученные фосфатные пленки по защитным свойствам превосходят пленки на обычной углеродистой стали. Следовательно, для легированных сталей более всего пригодно ускоренное фосфатирование, осуществляемое в растворах фосфатов, с нитратом цинка в качестве ускоряющей добавки. [c.93]

Впервые проведенное нами исследование (гл. IV) влияния нитратов на процесс образования и свойства фосфатной пленки показало, что при фосфатировании в присутствии нитратов кальция, стронция, бария, никеля, кобальта, алюминия, хрома и железа на поверхности металла образуется пленка нового вида — фосфато-окисная пленка — гладкая и аморфная. По внешнему виду и цвету она напоминает окисную, образующуюся на стали при щелочном оксидировании. Однако но механизму образования, химическому составу и многим физико-химическим свойствам она является разновидностью фосфатной пленки. [c.113]

В структуре таких сталей, изготовляемых по ГОСТ или ТУ, содержание ферритной фазы может изменяться в широких пределах (на десятки процентов). Между тем при отсутствии феррита в сталях и сварных швах они становятся склонными к образованию горячих трещин, а при содержании феррита свыше 3—5 % у них появляется охрупчивание при длительной выдержке в диапазоне температур 350—500 °С, снижение коррозионной стойкости и ухудшение технологичности в процессе прокатки и волочения. Оценку влияния состава стали на содержание в ней ферритной фазы проводят обычно по структурным диаграммам Шефлера или Делонга, при использовании которых содержание 6-феррита в металле или глубина его аустенитности находятся по приведенным (эквивалентным) содержаниям хрома и никеля. Влияние каждого элемента на структуру определяется его концентрацией и постоянным коэффициентом, отражающим ферритизирующее (Хф) или аустенитизирующее (Ка) влияние по сравнению с влиянием хрома или никеля соответственно. Значения таких коэффициентов определяют путем изучения многих плавок стали с различным содержанием исследуемого элемента. Некоторые исследователи предлагают для одних и тех же элементов сильно отличающиеся друг от друга значения коэффициентов интенсивности их влияния на структуру стали. Так, например, для молибдена предлагались значения 1 1,5 и 3, а для азота —12 22 и 30. [c.60]

Св<н гства средне- н высоколегированных хромистых сталей во многом зависят от условий их тер.мической обработки илп температуры и длительности экс илуатации. В зависимости от химического состава и влияния термического воздействия в хромистых сталях наблюдаются 475°-ная хрупкость хрупкость, связанная с образованием а-фазы охрупчивание феррита, вызываемое нагревом до высо1 их температур повышение температуры перехода к хрупкому состоянию. [c.159]

Товпенец Е. С. Влияние состава, режима аустенитизации и способа охлаждения на образование флокенов в стали.— Известия высших учебных заведений. Черная металлургия, 1959, № 12, с. 131. [c.183]

Из большого числа вариантов термомеханической обработки наиболее перспективна высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) как по технологическим возмол<ностям, так и по влиянию на комплекс прочностных характеристик. Одиако использование тер-момеханическн упрочненного проката возможно в редких случаях, когда для изготовления деталей не требуется применения значительной обработки резанием. С другой стороны, ВТМО может быть использована для повышения эксплуатационной долговечности деталей в результате улучшения прочностных свойств конструкционных сталей с одновременным решением задачи формоизменения заготовок до нужных размеров. Возможность добиться таким образом снижения расхода металла, увеличения рабочих нагрузок в машинах, а кроме того, и упрочнения деталей с переменным по сечению химическим составом (например, с покрытиями или подвергнутых химико-термической обработке поверхности) делают актуальной задачу осуществления ВТМО на заготовках или деталях машин. Однако для использования упрочняющего эффекта ВТМО с целью повышения эксплуатационных характеристик деталей машин необходимо решить комплекс технологических задач, касающихся вопросов взаимосвязи ВТМО с технологией формообразования качественных, высоконадежных деталей. К числу таких задач относится разработка вопросов направленности упрочнения при ВТМО, являющихся составной частью обшей теории высокопрочного состояния сталей. Отсутствие теоретических предпосылок образования оптимальной анизотропии свойств деталей при ВТМО не позволяет прогнозировать и получать необходимый уровень прочности в зонах наибольшей нагруженности деталей, а также формулировать принципы проектирования технологического оборудования, обеспечивающего необходимые для термомеханического объемно-поверхностного упрочнения схемы деформации. [c.4]

Интерес к атмосферостойким сталям, появившийся в последнее время, стимулировался работами по ускоренным лабораторным испытаниям, которые можно было использовать для изучения влияния состава сплава на его характеристики. Было надежно установлено, что циклы увлажнения и сушки должны быть необходимой частью любого лабораторного испытания, в котором ведется поиск наиболее характерных свойств атмосферостойких сталей [148]. Учитывая эту особенность, Бромлей и др. [149] создали установку (рис. 10.13), воспроизводящую условия атмосферных испытаний. Эта установка предназначена для изучения в широких пределах легирующих элементов в плане программы по разработке медленно корродирующих в атмосферных условиях сталей, для которых важно знать скорость коррозии, достоверность и воспроизводимость испытаний, связь с основными (специфическими) факторами атмосферы, ответственными за образование ржавчины. [c.566]

При магнитном контроле был обнаружен также надрыв в противоположном углу шпоночного паза на длине около 100 мм. Замеры диаметров отверстий для нагревательных элементов показали, что от зоны, где расположены трещины, деформировано в одну сторону 16 отверстий, в другую — 8 отверстий, т. е. металл деформирован примерно на 7з длины окружности корпуса. Схема расположения трещин даиа на рис. 40. Сварку таких трещин выполнить было трудно ввиду сложного состава стали, весьма склонной к образованию закалочных структур и трещин в зоне термического влияния высокой прочности стали, имеющей предел прочности 120 кГ м.м и предел текучести 100 кГ/мм большой жесткости и большого веса втулки, при [c.83]

В связи с этим в шов с расплавленным основным металлом поступают легирующие элементы, содержащиеся в свариваемой стали, в том числе и углерод, концентрация которого в сталях этой группы достаточно высока. Влияние содержания углерода, серы и марганца в шве на склонность к образованию горячих трещин схематически представлепо на рис. 124. Линия I служит границей раздела составов с низким содержанием углерода ( ] m. при которых образуются или не образуются горячие трещины. При повышенном содержании углерода [С] , ш такой границей будет линия 5, в этом случае даже при низком содержании серы и большой концентрации марганца в шве могут возникнуть горячие трещины. При механизированной сварке под флюсом необходимы подготовка кромок, техника и режимы сварки, при которых доля основного металла в шве будет минимальной. [c.252]

Процесс получения защитного покрытия происходит за счет испарения воды и коагуляции золя. Происходящая при этом поликонденсация силанольных групп (=81—ОН) кремниевых кислот (жЗЮа-г/НаО) приводит к образованию силоксановых связей (=81—0—81=). Процесс удаления связанной воды в заметных количествах происходит до температуры 1050—1100° С, причем от 100 до 200° С и от 200 до 500° С удаляется около 2 / воды в каждом интервале, от 500 до 1100° С еще около 1%. Удаление связанной воды оказывает заметное влияние на прочностные свойства покрытий. Так, в интервале 200—500° С прочность образцов заметно падает и затем возрастает уже за счет процессов спекания множества дисперсных частиц, имеющих максимально развитую поверхность и максимальный уровень свободной энергии. Ниже приведены характеристики покрытий из масс двух составов для защиты поддонов и изложниц при разливке стали сверху (средние данные по нескольким измерениям). [c.248]

Недавние исследования показали также новые возможности методов ИПД для получения наноструктурных сплавов с метаста-бильной структурой и фазовым составом (см. гл. 2). Как уже отмечалось, было установлено, например, полное растворение цементита и формирование пересыщенного твердого раствора углерода в армко-Fe в случае высоколегированной стали, подвергнутой ИПД [66], а таже образование пересыщенных твердых растворов в А1 сплавах с исходными взаимно нерастворимыми фазами [67]. Формирование таких метастабильных сотояний позволяет ожидать получения особопрочных материалов после последующих отжигов. Вместе с тем, структура этих образцов характеризуется не только малым размером зерен и большеугловыми разориен-тировками соседних зерен, но также специфической дефектной структурой границ зерен, необычной морфологией вторых фаз, повышенным уровнем внутренних напряжений, кристаллографической текстурой и т. д. В связи с этим, очень важным является изучение комплексного влияния структурных особенностей наноматериалов на их механическое поведение. [c.183]

Если с течением времени скорость коррозии стали, согласно данным Г. К- Берукштис и Г. Б. Кларка, замедляется, то в приморском районе Севера указанной закономерности не наблюдается. Своеобразное поведение легированных сталей в северной приморской атмосфере объясняется отсутствием необходимых условий для образования компактного защитного слоя из продуктов коррозии [59]. Вследствие влияния морских солей на поверхности металла образуется тонкая минерализованная влажная пленка, содержащая все соли морской воды. Вследствие облегчения диффузии кислорода к корродирующей поверхности металла при атмосферной коррозии преобладает кислородная деполяризация. Процесс ее в приморской зоне несколько отличается от деполяризации в обычных условиях, что вызвано наличием в составе воздуха таких деполяризаторов, как озон, йод, бром, а также депассиватора — хлора. [c.39]

Исследование влияния легирующих элементов позволило установить связь между типом и составом карбидных фаз, находящихся в стали, и ее водородостойкостью, а также определить, какое количество того или иного легирующего элемента делает сталь при данных условиях водородостойкой. Можно отметить, что элементы, расположенные в IV периоде периодической системы правее железа, практически не оказывают влияния на водородостойкость стали. Элементы, расположенные левее железа, резко повышают стойкость стали против водородной коррозии. Качественно эта зависимость совпадает с порядком, в котором изменяется сродство металлов к углероду, оцениваемое по свободной энергии образования соответствующего карбида (табл. б). Известно, что связь в карбидах осуществляет- [c.159]

Благоприятное влияние никеля и марганца на хладостой-кость стали объясняется тем, что эти элементы в оптимальном количестве (около 1%) увеличивают подвижность дислокаций никель — уменьшая энергию взаимодействия дислокации с атомами внедрения, марганец — задерживая азот и снижая его содержание в атмосферах Коттрелла. Повышение в составе стали марганца, никеля приводит к понижению как работы зарождения йэ, так и работы распространения Др трещины вследствие образования промежуточных игольчатых структур при охлаждении аустенита. [c.41]

Логично предположить, что на склонность к прижогам и ванадиевых сталей, содержащих до 3% карбидов V , большое влияние оказывает также содержание углерода в мартенсите, Известно, что в быстрорежущую сталь с повышенным содержанием ванадия вводится больше углерода, количество которого должно быть достаточным для образования карбидов типа М С и V и легирования мартенсита. Существующий метод расчета позволяет только приближенно олределить требуемое количество углерода для заданного состава стали. Не исключено, что мартенсит ванадийсодержащих сталей более легирован углеродом по сравнению со сталью Р18, вследствие чего увеличивается склонность их к прижогам. [c.94]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...