Микроструктура - образец
Cтраница 2
Изучение микроструктуры образцов, вырезанных из стальной гильзы, испытанной в течение 4000ч при 500 С, показало, что основной металл и сварные соединения со стороны расплава и воздушной среды подвергаются равномерной коррозии без структурных изменений. Структура стали Х5М также не изменяется. После удаления окалины на поверхности образцов из стали Х17Т наблюдаются коррозионные повреждения глубиной 0 03 мм. Поверхность образцов из стали Х17Т ( основной металл и зона термического влияния, кроме шва) покрыта диффузионной пленкой толщиной 0 02 - 0 04 мм. Сталь Х17Т непригодна для сложного сварного оборудования, поскольку она не технологична и ее сварные соединения обладают низкой ударной вязкостью ( 1 0 кГм / см2), не позволяющей деформировать сварной шов при обычной температуре. У стали Х18Н10Т после 700-часового испытания в расплаве плоских образцов структура основного металла, зоны термического влияния и сварного шва не изменяются. [16]
Исследование микроструктуры образцов после испытаний на длительную прочность показало, что вблизи поверхности разрушения в металле имеются многочисленные поры. Размеры пор и их число увеличиваются с повышением температуры испытаний. [17]
Наблюдение микроструктуры образца производится на его нижней поверхности через смотровое отверстие в дне камеры с помощью объектива. [18]
 |
Микрофотография поверхности образца вольфрама Wx после изотермической выдержки. в течение 30 мин при 3000 С в вакууме. XI000. [19] |
Анализ микроструктуры образца на отдельных этапах испытания позволяет высказать мнение об интенсификации роста зерен в молибдене, рас-206 положенном в промежутках между вольфрамовыми проволоками. [20]
Рассмотрение микроструктуры образцов после изотермических нагревов при повышенных температурах ( без нагрузок) показывает, что разупрочнение сплава ЭИ617 в наклепанном состоянии происходит главным образом вследствие развития процессов возврата и рекристаллизации, а также коагуляции упрочняющих фаз, наблюдаемых при длительных выдержках и температурах 800, 875 и 950 С. [21]
Исследование микроструктуры образцов после спекания i ( 1215 C, 2 час рог 2 атм) и закалки показывает, что самую однородную структуру при наиболее развитой межкристаллитной поверхности имеет образец В. Наименее однородны структуры А и С. Исследование кинетики окисления различных образцов методом электропроводности показало, что кажущаяся энергия активации составляет величну 7 9; 10 6; 21 0; 26.8 ккал / моль для образцов В, D, С и А соответственно. [22]
Изучение микроструктуры образцов С38 методом платиноугле-родных реплик ( ПЭМ) и электронно-растровой ( сканирующей) микроскопии ( РЭМ) показало, что изменение фазового состава гидратных новообразований при твердении в контакте с солями приводит во всех случаях к значительному изменению микроструктуры. Для образцов С38 с Н2О характерно наличие волокнистых агрегатов ГСК типа С28Н2 и большого количества мелкодисперсной извести. Структура в целом более мелкозернистая, чем в случае Н2О, что и определяе ее большую прочность. [23]
Выявление микроструктуры образцов производили в том же реактиве при напряжении 2 в и времени выдержки - 5 мин. [24]
Изучение микроструктуры образцов показывает, что практически полное спекание окиси магния с примесью 0 2 - 0 5 % катионов Zr при температуре 1320 С не сопровождается заметной рекристаллизацией окиси магния, как и при введении других примесей; зерна окиси магния не видны при оптическом увеличении. Обжиг при температуре 1600 С сопровождается значительной рекристаллизацией, причем рост зерен в большой степени зависит от типа и количества примесей. На рис. 2 в качестве примера приведены микрофотографии поверхности образцов MgO без добавок и с добавками 0 1 и 04 % Zr4 после обжига при температуре 1600 С. Введение 0 1 % катионов циркония резко усиливает рекристаллизацию окиси магния при температуре 1600 С, повышение количества добавки не влияет на величину кристаллитов MgO, но приводит к заметному увеличению количества межкристаллитного вещества. [25]
Изучение микроструктуры образцов, вырезанных из стальной гильзы, испытанной в течение 4000 ч при 500 С, показало, что основной металл и сварные соединения со стороны расплава и воздушной среды подвергаются равномерной коррозии без структурных изменений. Структура стали Х5М также не изменяется. После удаления окалины на поверхности образцов из стали Х17Т наблюдаются коррозионные повреждения глубиной 0 03 мм. Поверхность образцов из стали Х17Т ( основной металл и зона термического влияния, кроме шва) покрыта диффузионной пленкой толщиной 0 02 - 0 04 мм. Сталь Х17Т непригодна для сложного сварного оборудования, поскольку она не технологична и ее сварные соединения обладают низкой ударной вязкостью ( 1 0 кГм / см2), не позволяющей деформировать сварной шов при обычной температуре. У стали Х18Н10Т после 700-часового испытания в расплаве плоских образцов структура основного металла, зоны термического влияния и сварного шва не изменяются. [26]
 |
Измерительная кварцевая ячейка. [27] |
Изучение микроструктуры образцов сплавов также показало, что исходные фазы в свободном виде не обнаруживаются. LiCl, как это имеет место для твердых растворов. [28]
Анализ микроструктуры образцов стали, отобранных из сварных соединений труб печи пиролиза показал, что изначальная структура аустенита с небольшим содержанием карбидов хрома в процессе эксплуатации претерпевает изменения. Сначала образуется сигма-фаза на фоне растворения карбидов хрома. В дальнейшем при эксплуатации более 10000 часов наблюдается распад о-фазы с образованием мелкой сетки карбидной эвтектики и сети микротрещин, что и приводит к резкому охрупчиванию металла сварного шва. [29]
Исследования микроструктуры образцов железа после ударного нагружения не обнаружили наличия новых фаз, т.е. фазовый переход является обратимым. ГПа, наряду с двойникованием, образуется ленточный рельеф, напоминающий мартенситную структуру, а прочность и твердость железа становятся существенно выше исходных значений. Дальнейшее увеличение фронтального давления не ведет к значительному изменению микроструктуры и увеличению твердости. Следовательно, обратимое превращение а - е - а приводит к образованию сильно измельченной и интенсивно двойникованной тонкой структуры высокой твердости внутри оставшихся неизменными по размерам зерен. [30]
Страницы: 1 2 3 4