Стали Влияние легирования на процессы

С изложенных позиций можно объяснить и влияние легирования на процесс восстановления зерна. Так, при добавке в хромоникелевые стали титана [ 59] и ванадия [ 136] уменьшается склонность к образованию глобулярного аустенита. Например, в закаленных сталях без ванадия восстановление зерна при электронагреве наблюдается после отпуска не выше 250°С. Введение ванадия поднимает эту температуру до 550°С. Это согласуется с данными о сильном задерживающем влиянии этих элементов на рекристаллизационные процессы. [c.109]

Влияние легирования на процессы при отпуске сталей. Конструкционные стали, подвергаемые закалке и отпуску, имеют склонность к отпускной хрупкости. Различают два температурных интервала отпускной хрупкости, которые характеризуют отпускную хрупкость первого и второго рода. Отпускная хрупкость первого рода (необратимая) проявляется после отпуска при температуре около 300 °С, а отпускная хрупкость второго рода (обратимая) - после отпуска при температуре выше 500 °С. Необратимая отпускная хрупкость присуща практически всем углеродистым и легированным сталям после отпуска при 250-400 °С. После повторного отпуска при 400-500 °С хрупкость исчезает и сталь становится к ней не склонной даже при повторном отпуске в районе опасных температур (около 300 °С). Такая хрупкость не зависит от скорости охлаждения после отпуска. [c.56]

В отношении влияния определенных элементов легирования на процесс осаждения покрытия в литературе имеются точные данные. Известно, что для хорошего сцепления с покрытием высоколегированные стали должны подвергаться специальной предварительной обработке. При этом для хромистых сталей играют роль естественные пассивирующие пленки. Влияние определенных легирующих элементов с точки зрения водородной хрупкости будет рассмотрено ниже. В отношении влияния нежелательных сопровождающих элементов (Р и 8) до снх пор мало данных. [c.152]

Использование установки ИМАШ-9-66 открывает принципиально новые возможности для изучения влияния таких факторов, как температура, время и скорость растяжения, на процессы упрочнения и разупрочнения металлов и сплавов в различном структурном состоянии (после тех или иных режимов термической или термомеханической обработок). Измерение микротвердости может служить также одним из чувствительных методов изучения механизма деформации, закономерностей фазовых и структурных превращений широкого класса материалов. Например, в работах [66 67 ], выполненных на установке ИМАШ-9-66, показано, что метод измерения микротвердости позволяет на основании анализа температурной зависимости микротвердости устанавливать температурные интервалы для полупроводниковых материалов с различными механизмами деформации, а также определять природу этих механизмов и изучать влияние на них легирования и других факторов. С помощью полученных температурных зависимостей микротвердости проведено исследование кинетики процессов старения и разупрочнения ряда сталей и сплавов [48, с. 25—32 85—95 68 69], влияния фазового наклепа на упрочнение аустенита [50, с. 27—31 ], роли неметаллических включений в процессе высокотемпературного разрушения стали [50, с. 110—114 129—132] и др. [c.172]

Хром является наиболее сильным замедлителем процесса графитизации ковкого чугуна. Его содержание обычно ограничивают 0,06—0,08%. Повышение количества хрома до 0,1—0,12% приводит к необходимости прибегать к специальным мерам для получения ферритного ковкого чугуна (удлинять отжиг, производить предварительную закалку отливок и др.). Трудности получения ферритного ковкого чугуна при повышенном содержании хрома связаны с образованием сложных карбидов, устойчивых при высоких температурах, и замедлением диффузионных процессов в металлической основе [39). Широкое использование металлолома, содержащего легированную сталь, при производстве ковкого чугуна приводит к увеличению концентрации хрома в шихте и требует изыскания методов нейтрализации его влияния на процесс графитизации. Так, совместное модифицирование ковкого чугуна алюминием, бором и сурьмой [24, 28] или ферротитаном [Й] позволяет получать феррит-ный и перлитный ковкий чугун, содержащий до 0,2% хрома, с высокими механическими свойствами без удлинения цикла отжига. [c.117]

Повышение прочности низколегированных сталей достигается легированием их элементами, которые растворяются в феррите и измельчают перлитную составляющую. Наличие этих элементов при охлаждении тормозит процесс распада аустенита и действует равносильно некоторому увеличению скорости охлаждения. Поэтому при сварке в зоне термического влияния на участке, где металл нагревался выше температур Ась [c.262]

При сварке малоуглеродистых и низколегированных термически неупрочняемых сталей степень неоднородности сварного соединения минимальна. Наблюдаемое в исходном после сварки состоянии повышение твердости в околошовной зоне и шве близкого легирования к основному металлу, как правило, снижается последующим отпуском. Опыт эксплуатации таких соединений при высоких температурах показал отсутствие заметного влияния неоднородности на работоспособность конструкции. В то же время в отдельных случаях и для таких соединений наблюдается резкое снижение прочности конструкции, например, при развитии в условиях эксплуатации процесса графитизации на участке неполной перекристаллизации. [c.56]

Структурные изменения и упрочнение легированных сталей будут показаны ниже при исследовании влияния различных смазок на процесс деформирующего протягивания. [c.37]

Передний угол оказывает влияние на процесс резания. С увеличением переднего угла сила резания и крутящий момент понижаются. Он выбирается в основном в зависимости от свойств обрабатывае.мого материала, а именно для углеродистой и легированной стали средней твердости в пределах 8—12° чугуна твердостью НВ до 200 в пределах 6—10° легких и цветных металлов 25—30°. Для зенкеров, изготовляемых в централизованном порядке, передний угол в плоскости, перпендикулярной к проекции режущей кромки, на основную плоскость установлен 20° для быстрорежущих и 8° для твердосплавных. В случае необходимости иметь другую величину переднего угла, зенкер подвергается соответствующей переточке по передней [c.438]

Азотированию обычно подвергаются легированные стали. В связи с этим, естественно, необходимо знать влияние углерода и легирующих элементов на процесс азотирования. [c.218]

Влияние карбидообразующих элементов на процессы отпуска зависит от того, растворен ли данный карбидообразующий элемент в цементите с образованием легированного цементита или легирующий элемент (при большом его количестве) образует специальные карбиды. При наличии легированного цементита выделение его из твердого раствора и последующая коагуляция происходят более затрудненно, и для этого требуется более высокая температура по сравнению с температурой, при которой происходит выделение и коагуляция цементита углеродистой стали при отпуске. Это объясняется тем, что в углеродистой стали происходит диффузия только углерода, а в легированной стали диффундируют и углерод и легирующий элемент. [c.278]

Для понимания процесса наследования свойств при повторной термической обработке важно отметить роль промежуточных отпусков. Влияние их на устойчивость упрочнения посредством ВТМО сталей, легированных редкоземельными элементами, показано в работе [65]. При первом, стабилизирующем, отпуске при температуре 240°С происходит закрепление дислокационной структуры, наследованной мартенситом от аустенита при закалке, в результате выделения в процессе низкотемпературного отпуска дисперсных карбидов. В работах [56, 57] по исследованию влияния исходной структуры на растворимость карбидов в стали показано, что повышенная плотность дислокаций, полученная в результате холодного деформирования или фазового наклепа при закалке, может быть достаточно устойчивой и сохра- [c.58]

Поскольку процесс диффузии связан с энергетическими характеристиками взаимодействия диффундирующего атома с решеткой растворителя, большое влияние на процесс оказывают температура и состояние решетки растворителя — наличие в ней инородных атомов — атомов легирующих элементов. Таким образом, скорость диффузии какого-либо элемента в легированной стали зависит от характера и степени ее легирования. Несомненно, имеет значение и концентрация атомов диффундирующего элемента. [c.61]

Влияние поверхностного диффузионного легирования стали 45 на процессы зарождения и торможения усталостных трещин [c.66]

На рис. 24 приведены данные. по влиянию содержания хрома на эффективную энергию активации процесса окисления сталей (Q) и на коэффициент изменения жаростойкости (у) сталей при легировании их иттрием. Сопоставляя данные рис. 24 и табл. 36, можно видеть, что максимум на кривой Q = /( r) обусловлен изменением фазового состава окисных пленок на железе и [c.92]

Сталь является многокомпонентным сплавом, содержащим углерод и ряд постоянных или неизбежных иримесей Мп, Si, S, Р, О, N, Н и др., которые оказывают влияние на ее свойства. Присутствие этих примесей объясняется трудностью удаления части из них при выплавке (Р, S), переходом их в сталь в процессе ее раскисления (Мп, Si) или из шихты — легированного металлического лома (Сг, Ni и др.). Этп же примеси, но в больших количествах, присутствуют и в чугунах. [c.128]

Жаропрочные малоуглеродистые стали на основе 2-12% хрома благодаря сравнительно низкой стоимости, высокой теплопроводности, малого температурного коэффициента линейного расширения и хорошей релаксационной способности, возможности регулирования механических свойств в широких пределах посредством термической обработки и относительно высокой коррозионно-механической стойкости являются наиболее приемлемыми и отвечают эксплуатационным требованиям, предъявляемым к конструктивным элементам технологических установок нефтеперерабатывающих и нефтехимических заводов. Повышение содержания хрома и дополнительное легирование карбидообразующими присадками оказывают положительное влияние на коррозионную стойкость этих сталей в горячих средах основных процессов переработки нефти, коррозионная активность которых прежде [c.94]

Влияние легирования на процессы карбвдо-образования. Значительная часть легирующих элементов образует прочные тугоплавкие карбиды, оказьшающие решающее влияние на уровень прочности сталей. [c.56]

Задерживающее влияние никеля на процесс окисления стали связано с диффузией его в твердый раствор металла (поверхностное легирование) и частичным растворением в вюститной фазе. [c.30]

Легирующие элементы, присутствующие в легированных сталях, оказывают определенное влияние на процессы превращения перлита в аустенит. Они в больпшнстве случаев растворяются в аустените, образуя твердые растворы замещения. Диффузия легирующих элементов (Ti, Zr, V, Mo, W) происходит значительно медленнее, чем диффузия углерода. Поэтому легированные стали нагревают до более высоких температур и задают более длительную выдержку при температуре нагрева для получения однородного аустенита, в котором растворяются карбиды легирующих элементов. [c.161]

Из рпс. 2 также следует, что скорости роста кристаллов впд-манштеттового феррита как на поверхности, так и в объеме образцов в стали 20С2 при всех температурах ниже, чем в углеродистой стали. В марганцовистой п никелевой сталях наблюдается дальнейшее понижение скоростей роста. Влияние. легирующих элементов па скорость роста кристаллов видманштеттового феррита может быть связано с различными факторами, в частности, с влиянием легирования па критические точки в стали и разность свободных энергий фаз, па скорость диффузии углерода, на степень разупрочнения аустенита в процессе роста кристаллов и др. [c.133]

Выше уже говорилось, что при определенном содержании феррита в аустенитных сталях они становятся более стойкими к коррозионному растрескиванию. Х.Х. Улиг [111,134] отмечает, что аустенитные нержавеющие стали, близкие по своему химическому составу, существенным образом отличаются друг от друга по стойкости к коррозионному растрескиванию вследствие различия в структуре. Так, слабо магнитные и магнитные стали 18-8 не разрушались в процессе 200-часовых испытаний, в то время как немагнитные образцы разрушились за несколько часов. Именно с этой точки зрения следует рассмотреть влияние легирования кремнием на стойкость сталей к коррозионному растрескиванию. Е. Е. Денхард [111,101] указывает, что стойкость к коррозионному растрескиванию у стали 18-12, легированной 4% кремния, улучшается. Сталь 18-8, легированная 2% кремния, немагнитна и разрушается за 15 час. Та же сталь, легированная 1,1—2,7% кремния, слабо магнитна, т. е., очевидно, содержит а-фазу в количестве 5—10%, и не разрушалась по прошествии 250 час испытаний [111,134]. Высокая стойкость к коррозионному растрескиванию стали 18-8С небольшой концентрацией С (менее 0,002—0,004%) и азота (менее0,002—0,004%) [111,134] объясняется тем, что уменьшение содержания этих аустенитообразующих элементов делает сталь двухфазной — с содержанием а-фазы до 10—15% [И 1,123]. С другой стороны, сталь 19-20 с концентрацией менее 0,01% азота и углерода полностью аустенитна и достаточно стойка против коррозионного растрескивания. Та же сталь, но с концентрацией 0,2% углерода, тоже стойка к растрескиванию, но увеличение азота до 0,05% приводит к появлению трещин. Полагают, что в данном случае концентраторами напряжений были нитриды [111,142]. Сталь 18-8, закаленная при температуре 196° С, двухфазна и стойка к растрескиванию, в то время как без этой обработки она разрушалась за 6 час. Увеличение хрома в стали с 8 до 25% при концентрации 20% никеля делает сталь значительно более склонной к коррозионному растрескиванию вследствие уменьшения стабильности аустенита [111,134]. Учитывая изложенное выше, влияние легирующих элементов на коррозионное растрескивание нержавеющей стали [c.165]

Существенное влияние на процесс обкатывания и получаемые результаты оказывает форма рабочего профиля ролика (фиг. 55). Ролики, показанные на фиг. 55, а, применяют при обкатывании поверхностей со свободным выходом по длине ролики, показанные на фиг. 55, б, используют для галтелей ролики, представленные на фиг. 55, в, — для переходных радиусов и участков цилиндрических и торцовых поверхностей. При выборе ролика и его установке для случая обкатывания на проход необходимо, чтобы форма отпечатка ролика на обрабатываемой детали была каплевидная, укороченной формы при накатывании твердых материалов и удлиненной — для мягких. Ролики изготовляются из легированных сталей марок ХВГ, 5ХНМ и ЭХ 12 и имеют твердость HR 58—64. Режимы обкатывания, учитывая размеры деталей приборов, устанавливают экспериментальным путем. Давление на ролик находится в пределах 40—200 кГ, а величина подачи 0,1 — 0,3 мм/об. Процесс обкатывания роликами [c.275]

Такое влияние легирования объясняется как непосредственным воздействием легирующих элементов на скорость протекания рекристаллизации, так и изменением движущей силы а -> 7-превращения за счет разного положения критических точек в сталях различного легирования. Изменение движущей силы вызьшает соответствующие изменения скорости превращения. При больщей скорости превращения матрица не успевает изменить своего игольчатого строения, и аустенит сохраняет ориентировку исходного зерна. Если же скорость превращения ниже скорости процессов, определяюищх изменение исходных игольчатых кристаллов, зерна аустенита приобретают глобулярную форму. [c.110]

Содержание легирующих элементов в сталях этого типа оказывает большое влияние на процесс превращения у М и должно находиться в достаточно узких пределах, что вытекает из диаграмм зависимости прочностных свойств от легирования и термической обработки (рис. 135 136). Аустенито-мартенситные стали, химический состав которых приведен в табл. 95 и 96, получили практическое применение. Больше всего используются хромоникелевые стали типа 17-7 с неустойчивым аустенитом с присадками алюминия или титана (17-7РН, 17-7 W и РН15-7Мо, Х15Н90, Х17Н7Ю и др.) [213—223, 639, 702). [c.246]

Свойства аустенито-ферритных сталей зависят от соотношения ферритной и аустенитной фаз и процессов, протекающих в них. Количество аустенитной и ферритной фаз изменяется с температурами термической обработки, что определяется диаграммами состояния. Например, сталь с 22—25% Сг и 8% Ni имеет наибольшее количество аустенита при 900—1000° С. При температурах выше 1100° С количество аустенита будет уменьшаться, а феррита—увеличиваться. При 1300°С сталь становится полностью ферритной. На рис. 154 показано влияние легирования и температуры нагрева под закалку на содержание феррита в хромоникелевой стали типа 18-8 [49 ]. При медленном охлаждении или при повторных нагревах стали, предварительно нагретой до высоких температур, происходит обратный процесс и в б-феррите выделяется снова аустенит в виде видманштеттовых фигур (пластинок). Этот аустенит отличается от первоначального аустенита по составу и окраске и поэтому иногда обозначается в виде -аусте-нита Ч [c.273]

Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие при отпуске углеродистой стали, неоднозначно. На первую стадию распада мартенсита (при нагреве до 200 °С) лепфующие элементы не оказывают какого-либо существенного влияния. На вторую стадию распада мартенсита (третье превращение при отпуске) многие легируюпще элементы влияют очень сильно, замедляя процесс образования и рост карбидных частиц (е-карбида и РезС) и соответственно тормозя процесс распада мартенсита. В легированных сталях состояние отпущенного мартенсита, обладающего высокой твердостью, сохраняется вплоть до температур 450-500 °С. Наиболее сильно тормозят распад мартенсита Сг, W, Мо, V, Со и Si. [c.442]

Большое влияние оказывают легирующие элементы и на процесс отпуска стали. При высоком и среднем отпуске стали происходит распад аустенита и образование феррпто-карбидной смеси, сорбита или троостита. Твердость такой смеси зависит от размера карбидов и тем больше, чем меньше их размер. Поскольку карбиды, содержащие легирующие элементы, всегда дисперснее, чем простой цементит, твердость отпущенной стали, содержащей легирующие элементы, всегда будет выше, чем углеродистой при одинаковой температуре отпуска. Замедляя рост карбидных частиц, карбидообразующие элементы одновременно сохраняют пересыщенность а-твердого раствора углеродом до температур 450— 500° С, т. е. способствуют сохранению структуры отпущенного мартенсита. Прочностные свойства после отпуска у легированной стали будут выше, чем у углеродистой. [c.126]

Для получения однородного аустенита в легированных сталях требуются более высокая температура нкгрё-ва и большая выдержка при нагреве под закалку. Рост зерна аустенита при нагреве стали оказывает больщое влияние на результаты термообработки, главным Образом закалки. Сталь с крупным зерном имеет пониженный предел прочности, пониженную ударную вязкость и склонность к образованию трещин поэтому при термообработке всегда стремятся к получению мелкого зерна. На процесс роста зерен в углеродистой стали оказывают влияние температура и продолжительность нагре ва, содержание углерода в стали, способы раскисления [c.75]

Как следует из представленных зависимостей (стали 3X13 и 4X13), изменение содержания углерода (тип структуры одинаков), коэффициенты диффузии которого в жидкой и твердой фазах при высоких температурах отличаются незначительно, несущественно влияет на характер зависимости ст(0). Более резкое отличие этих зависимостей наблюдается для комплекснолегированных высокопрочных сталей ВКС-1 и СП-43. Хотя система легирования и типы структур для этих сталей одинаковы, незначительное различие в содержании марганца, хрома и ванадия, вероятно, вызывает заметное различие в интенсивности протекания и полноте завершения диффузионных процессов в твердом и твердо-жидком состоянии. Последнее обстоятельство, влияя на степень микронеоднородности, приводит к значительному снижению прочности при замедленном разрушении, если и незначительному различию в прочности, если металл при воздействии сварочного термического цикла нагревался до двухфазного состояния. Этот факт еще раз подтверждает существенное влияние условий протекания сопряженных процессов на процесс замедленного разрушения. [c.253]

При термо-ультразвуковой обработке — закалке ультразвуковые колебания возбуждаются в закалочной жидкости. Исследования показали, что ультразвук повышает охлаждающую способность закалочной жидкости, разрушает паровую рубашку, образующуюся вокруг изделия при закалке в воде, а также повышает механические свойства и прокаливаемость углеродистых и легированных сталей (например, сталей марок 45, 50, Х12Ф). Значительно большее число исследований проведено по влиянию ультразвуковых колебаний на процессы отпуска и старения сталей и цветных сплавов [13, 14]. [c.221]

Сравнительная сложность уравнения (67) и наличие взаимных, в ряде случаев еще недостаточно исследованных связей между некоторыми величинами, входящими в него, не позволяют пока использовать формулу (67) для непосредственного расчета сил Рг+. Вместе с тем достоинством этой формулы является то, что она учитывает не ТОЛ1КО разупрочнение материала, возникающее при нагревании заготовки плазменной дугой, но также и термические напряжения, влияющие на состояние обрабатываемого материала и оказывающие воздействие на процесс стружкообразования, а значит, и на силы В связи с этим анализ формулы (67) позволяет определить направление влияния на того или иного фактора и таким образом выяснить целесообразные пути наладки процесса ПМО в различных случаях. Из формулы (68) следует, что нагрев при ПМО необходимо проводить по-разному для различных групп металлов. Разделим условно все металлы, подвергающиеся обра- ботке с нагревом плазменной дугой, на три группы. Первая из них включает материалы, предел текучести которых ав(0) существенно снижается уже при нагреве до 200...300°С. К этой группе можно отнести стали 22К, 12Х18Н9Т и аналогичные им, а также титановый сплав ВТЗ-1. Вторая группа включает большинство углеродистых и легированных сталей, интенсивное разупрочнение которых начинается с температур порядка 300...400°С. Наконец, третью группу составляют жаропрочные материалы, предел текучести которых 08(0) незначительно меняется до температур 600...700°С. Как уже отмечалось, начало появления пластических деформаций в заготовке зависит от предела текучести обрабатываемого материала при данной температуре. Поэтому для создания временных термических напряжений в материалах третьей группы потребуются более высокие температуры нагрева, чем для материалов первой и второй групп. Жаропрочные сплавы следует обрабатывать в условиях высокотемпературного плазменного нагрева, что подтверждается работами, выполненными в Грузинском политехническом институте, ИЭС им. Е. О. Патона, ЦНИИТМАШе. Исследователи получили яаилучшие результаты при точении заготовок из жаропрочных материалов, нагретых к моменту подхода в зону резания до 700... 900°С. Для достижения столь высоких температур предварительного подогрева применяли два плазмотрона, а также нагрев осциллирующей дугой, что обеспечивало необходимое накопление теплоты в срезаемом слое металла. Значительный разогрев металла вызы- [c.82]

Из проведенных исследований следует, что сам процесс химического никелирования низколегированных жаропрочных сталей перлитного класса практически ничем не отличается от никелирования углеродистых сталей. Степень и разновидность легированных компонентов практически не оказывают своего влияния на процесс формирования и скорость осаждения никель-фосфор-ного покрытия. [c.28]

На процессы легирования при сварке существенное влияние оказывает колебание напряжения на дуге, что может привести к некоторой нестабильности химического состава металла шва,, особенно при сварке под высоколегированным флюсом. К недостатку керамического флюса следует отнести его гигроскопичность. Однако при соблюдении технологических рекомендаций использование керамических флюсов в ряде случаев является целесообразным для сварки как сталей, так и цветных сплавов. (Сведения о сва рке под керамическими флюсами приводятся в [8].) [c.350]

Характер зависимостей глубина межкристаллитной коррозии — время провоцирующего нагрева, а также соответствующие кривые потенциал—время (рис. 6), построенные для корро-зионно-стойких сталей с различным содержанием углфода и титана, указывают на решающую роль хрома как легирующего элемента в коррозионно-стойких аустенитных сталях, а также на возможность резкой активации коррозионных процессов, вызванной влиянием следующих факторов снижением содержания хрома в тв0 рдом растворе, ростом концентрации углерода, появлением структурной неоднородности при термических воздействиях. При неблагоприятном сочетании этих факторов коррозионные процессы коррозионно-стойких сталей резко ускоряются, а разблагораживание потенциала вследствие этого может достигать больших величин, приближающихся к 1,0 В. Сочетание указанных факторов проявляется и в сварных соединениях стали типа 18 Сг=10 N1, вследствие чего существенно снижается их коррозионная стойкость. Процесс распада твердого раствора (аустени-та), вызванный сенсибилизирующим воздействием на сталь опасных температур приводит к появлению и развитию не только межкристаллитной коррозии, но часто и к более сложным процессам. К ним относится ножевая коррозия — наиболее опасный вид коррозионного разрушения сварных соединений хромоникелевых сталей, легированных стабилизирующими элементами (титаном, ниобием). Ножевая коррозия локализуется в узкой околошовной зоне, непосредственно прилегающей к металлу шва и развивается с высокими скоростями, достигающими в окисли- [c.14]

Однако существует настоятельная необходимость в проведении систематических исследований по влиянию легирующих добавок на сопротивление коррозионному растрескиванию ферритных сталей. Следует также проводить испытания промышленных сталей, которые включают изучение влияния различных коррозионных сред. Так, например, получены некоторые результаты по влиянию добавок никеля на коррозионное растрескивание малоуглеродистых сталей. Добавка около 2% N1 слабо влияет на процесс коррозионного растрескивания стали в растворе нитрата как углеродистая, так н легированная сталь разрушаются по границам зереи. В кипящем концентрированном растворе хлористого магния углеродистая сталь не чувствительна к коррозионному растрескиванию, в то время как сталь с никелем растрескивается достаточно быстро, причем разрушение носит как межкристал-лнтный, так и транскристаллитный характер (рис. 5.17). Эти результаты вместе с результатами, упомянутыми ранее, полученными при испытании в щелочных средах, показывают важность направления исследований ферритных сталей или путем легиро- [c.246]

Сварочные свойства легированных сталей зависят от процентного состава легирующих элементов. Т.к. простых, т.е. легированных только каким-то одним элементом, сталей практически не бывает, то влияние элементов сложнолегированной стали на технологический процесс сварки порой трудно предсказать. Поэтому технология сварки уточняется только при практических работах. Зная состав легированной стали свариваемых деталей, можно заранее вносить коррективы в процесс сварки на основе информации о влиянии на процесс сварки и получения качественного шва отдельных легирующих элементов, например [c.111]

На рис. 152 показано влияние содержания меди на коррозионную стойкость углеродистой стали в атмосфере. Из опытов известно, что целесообразно сочетание легирования стали медью и хромом. Легирование стали небольшими количествами хрома (до 2%) повышает только ггрочиость силава. С доба[ кон хро.ма до 8% повышается стойкость стали Б газовых средах при высоки, температурах. П 1 рис. 15.3 видно, что при таком содержании хрома применение этой стали г, ус.ловиях воздействия главным образом сероводорода на различных стадиях крекинг-процесса весьма эффективно. Еще лучшие результаты в атмосфере воздуха и окнс. 1Яю-щих газов дает добавка кремния к стали, содержащей хром (рис. 154). [c.207]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...