Закаленные образцы

Если у закаленных образцов характеристическая вязкость составляет 1,65, то при медленном и естественном режиме охлаждения она снизилась втрое по сравнению с исходным значением. [c.126]

При получении покрытий при температуре -1-250 °С и охлаждении в холодной воде окисление небольшое. О получении покрытий с лучшими свойствами при закалке их в воде свидетельствуют данные определения индукционного периода окисления пленок. Покрытия, охлажденные на воздухе, имели период индукции 4 ч, в то время как закаленные образцы — 13 ч. Таким образом, при медленном и естественном охлаждении, очевидно, деструкция значительна, что ухудшает свойства материала и уменьшает адгезию. [c.126]

Определение области гомогенности. В вакуумированных ампулах из тугоплавкого стекла приготовить по 10 г сплавов свинца с оловом, содержащих 1,2, 3, 5, 10,15, 20 ат. % олова. Каждый из полученных слитков разделить на три части. Полученные таким образом три одинаковые серии сплавов отжечь в вакуумированных ампулах при температурах 100, 130, 160 С в течение 6 ч. По окончании отжига произвести закалку погружением в ледяную воду (Осторожно Предохранительные очки ). Закаленные образцы подготовить для исследования микроструктуры и микротвердости по методике, описанной выше. На полученных шлифах определить микротвердость основной фазовой составляющей и на основании данных микротвердости и микроструктурных исследований построить границу области гомогенности 8п—РЬ со стороны РЬ. [c.54]

Во второй серии опытов испытывались закаленные образцы по закаленному валу, изготовленные из стали марки У8. На основании результатов испытаний была построена пространственная диаграмма зависимости износа образцов от величины скорости скольжения и удельной нагрузки (фиг. 19). Эта диаграмма значительно отличается от предыдущей (см. фиг. 9). При малых скоростях скольжения от 0,005 до 1 ж/сек во всем диапазоне изменения величины нагрузки происходит окислительный износ (зона 1) [c.34]

В третьей серии опытов испытывались закаленные образцы (сталь марки У8) по нормализованному валу (сталь марки 10). На основании результатов испытаний была построена пространственная диаграмма зависимости износа образцов от величины скорости скольжения и удельной нагрузки (фиг. 20). [c.36]

Фиг. 19. Пространственная диаграмма приведенного износа при трении закаленных образцов (сталь марки У8) по закаленному валу (сталь марки У8) в зависимости от скорости скольжения и удельной нагрузки.

Фиг. 22. График приведенного износа в зависимости от скорости скольжения при постоянной удельной нагрузке при трении I — закаленных образцов по закаленным дискам, изготовленным из стали марки У8 2 —нормализованных образцов по нормализованному диску, изготовленных из стали марки 45.

Влияние больших скоростей на процессы трения и изнашивания можно проследить по результатам испытаний нормализованных образцов в паре с нормализованными дисками, изготовленными из стали марки 45, и закаленных образцов в паре с закаленными дисками, изготовленными из стали марки У8 (фиг. 22). Испытания проводились на эталонных дисках диаметром 220—230 мм и образцах диаметром 11,3 мм, длиной 26 мм в диапазоне скоростей скольжения от 0,05 до 150 м/сек и при постоянной удельной нагрузке 25 кг/см в условиях сухого трения. [c.41]

Фиг. 25. График изменения коэффициента трения в зависимости от скорости скольжения при испытании / — нормализованных образцов по нормализованному диску, изготовленных из стали марки 45 2 —закаленных образцов по закаленному диску, изготовленных из стали марки У8.

На фиг. 39 представлен график зависимости величины износа при испытании нормализованных образцов в паре с нормализованными дисками, изготовленными из стали марки 45 (кривая 2), а также закаленных образцов в паре с закаленными дисками, изготовленными из стали марки У8 (кривая /). [c.58]

Фиг. 44. График изменения коэффициента трения в зависимости от величины скорости скольжения ири постоянной удельной нагрузке 25 кг/см в условиях граничной смазки (МС-20) при испытании I — нормализованных образцов по нормализованному диску, изготовленных из стали марки 45 2 — закаленных образцов по закаленному диску, изготовленных из стали марки У8.

На фиг. 68 представлен график износа закаленных образцов, изготовленных из стали марки 45, имевших твердость HR 10 (кривая /), HR 20 (кривая 2), HR 30 (кривая 3), HR 40 [c.85]

Фиг. 68. График износа при трении закаленных образцов (сталь марки 45) с различной твердостью по закаленному валу (сталь марки У8) в зависимости от продолжительности испытаний при постоянной скорости скольжения и удельной нагрузке 800 кг/см .

Другая серия испытаний (фиг. 69) была проведена на закаленных образцах, изготовленных из стали марки 45, имевших твердость NR 10 (кривая 5), NR 20 (кривая 4), HR 30 (кривая 5), HR 40 (кривая 2), HR 50 (кривая /) в паре с закаленными валами, изготовленными из стали марки У8 HR 55—58), в условиях сухого трения при постоянной удельной нагрузке 100 кг/см , в диапазоне изменения скорости скольжения от 0,25 до 1 м/сек. Результаты испытаний показали, что в диапазоне скоростей от [c.87]

На рис. 5.7 показана такая зависимость для закаленного образца полиэтилентерефталата [39]. Начиная с температуры —20 °С, удельная теплоемкость вначале линейно растет с повышением температуры. При температурах 60—80 °С более быстрое возрастание удельной теплоемкости свидетельствует о заметном увеличении подвижности структурных элементов макромолекул, приобретающих подвижность, достаточную для образования кристаллитов при температуре около 100 °С и выше. Новое возрастание удельной теплоемкости в интервале температур 220—270 С связано с плавлением кристаллитов полиэфира. [c.109]

На температурную зависимость tg5 влияет степень кристалличности ПЭВД. При закалке полимера степень кристалличности уменьшается на 10—15% по сравнению с незакаленным (отожженным) образцом. Это приводит к снижению tgS в области низкочастотной релаксации и росту в области среднечастотной релаксации. Рис. 7.33, б демонстрирует различие температурной зависимости тангенса угла диэлектрических потерь для двух таких образцов [158]. Для образца, полученного из расплава медленным охлаждением, tg6 имеет максимумы при -100°С -7°С и + 45 °С. В закаленном образце максимумы потерь в области отрицательных температур смещены в сторону более высоких температур от -100°С к —80°С и от -1°С к -4°С. Максимума в области 45 °С нет. [c.156]

Метод-, термический анализ закаленных образцов, рентгенофазовый ана- [c.116]

Метод термический закаленных образцов, рентгенофазовый (рнс. 88). [c.170]

Метод термический, микроструктурный, рентгенофазовый закаленных образцов. [c.211]

Метод термический закаленных образцов. [c.323]

Метод термический, микроструктурный, рентгенофазовый анализ закаленных образцов (рис. 228). [c.373]

Несмотря на то что величина молекулярной ориентации, определенная по двулучепреломлению, сильно зависит от температуры и деформации, другие физические свойства волокна практически не зависят от этих параметров. Клеерман объясняет это следующим образом. При низких температурах деформация волокна реализуется за счет подвижности структурных элементов с малыми временами релаксации. Перегруппировка структурных элементов с большими временами релаксации (перемещение целых молекулярных цепей) требует слишком большого времени. Поэтому закаленные образцы, полученные методом низкотемпературной вытяжки, будут содержать много ориентированных сегментов, присутствие которых проявляется в значительной оптической анизотропии, но эти сегменты при отжиге быстро разориентируются под влиянием броуновского движения. Именно это демонстрируют эксперименты по исследованию скорости усадки при температурах выше температуры стеклования. [c.70]

Физические свойства. Железо — металл серебристого цвета, довольно мягкий и пластичный. Температура плавления выше 1500" С. Железо притягивается магнитом и намагничивается под действием электрического тока. Известно несколько аллотропных видоизменений (модификаций) железа. До 898°С его кристаллы имеют кубическую объемно-центрированную решетку (а-железо), а в интервале 898—140ГС — гранецентрированную (7-железо). Выше 1401 и до 1528°С (температура плавления) вновь образуется объемно-цептрярованная кубическая решетка. В отличие от а-железа у-железо немагнитно. После резкого охлаждения (закалка железа) у закаленного образца сохраняется структура -железа и при комнатной температуре. [c.112]

Рис. XII.24. Кривые растяжения фторонла-ста-3 при различных температурах (закаленные образцы).

НЫХ сплавов — А1 — О [34], содержащих 4, 6 и 9 % А1 и соответственно 0,05, 0,15 и 0,30% О. При испытании на КР были встречены трудностп вследствие прерывистой природы растрескивания, что было отнесено к большому размеру зерна в этих материалах по сравнению с толщиной образца. Результаты [34], представленные на рис. 67, демонстрируют, во-первых, влияние уровня содержания кислорода при постоянном содержании алюминия (6%) в закаленных образцах [c.360]

Поверхностные объемы металла пластичехки деформируются на глубину 50—80 мк (фиг. 23). В этом же диапазоне скоростей скольжения при испытании закаленных образцов (сталь марки У8) процесс схватывания не возникал, на поверхности трения развивался окислительный износ с малой интенсивностью. [c.41]

На фиг. 36 представлен график зависимости износа закаленных образцов, изготовленных из стали марки У8, при испытании в условиях граничной смазки МС-20 в паре с закаленным валом, изготовленным из той же стали, от изменения величины скорости скольжения и удельной нагрузки. Как видно из графика, с ростом величины удельной нагрузки увеличивается интенсивность и расширяются границы существования процесса схватывания второго рода. При нагрузке 150 кг1см процесс схватывания второго рода возникает при скорости 1,5 м1сек, а при нагрузке 300 кг1см — при 0,25 м/сек. [c.56]

Фиг. 36. Пространственная диаграмма приведенного износа при трении в условиях граничной смазки МС-20 закаленных образцов по закаленному валу, изготовленных из стали марки У8, в зависимости от скорости скольжения и удельных нагрузок / — 150 /сг/сж 2 — 200 кг1см 3 — 300 кг/см .

Закаленные образцы фторопласта 4 н 3. Для фт<ч>опластов 40 и 42 приведены данные закаленных образцов. [c.120]

С состав оксида находится в интервале Рео,э4бО— Feo,8750, а при более низких температурах приближается к граничному. При 570 °С оксид имеет состав Feo.gaO, а при еще более низких температурах происходит диспропорцнонирование на a-Fe+Fea04 [2], так что синтез следует проводить при температурах >570 °С с последующей закалкой. При температуре 200 К наблюдается переход второго рода, который происходит в интервале температур и сопровождается возникновением антиферромагнетизма и очень небольшими структурными преобразованиями с понижением симметрии до ромбоэдрической [3] параметр элементарной ячейки меняется с составом почти линейно, например а = 4,3010 А для 48,56 ат. % железа и а = = 4,2816 А для 47,68 ат. % железа. Предполагается [4], что в структуре закаленных образцов состава Feo.gO вакансии располагаются периодически в виде кластеров, окружающих (по тетраэдру) ту тетраэдрическую пустоту шаровой упаковки ионов 0 , в которую внедряется один из ионов Fe + отношение числа вакансий к числу катионов в таких пустотах равно -3,2 1 [4]. [c.260]

Это необычное явление — непрерывное изменение состава от СоТе до СоТе2—объясняется следующим образом. Кристаллы СоТео при высоких температурах имеют структуру типа СёЬ, которая сохраняется в закаленных образцах. (При длительном отжиге она переходит в марказитовую.) Взаимосвязь структур типа СсИг и Ы1Аз очень проста, как это показано на рис. 17.2. В обоих крайних случаях атомы Те расположены в гексагональной плотнейшей упаковке. При составе СоТе все октаэдрические [c.503]

Метод дифференциально-термический анализ закаленных образцов, кри-сталлооптичеокнй, рентгенофазовый анализы. [c.95]

Метод дифферендяально-термический закаленных образцов, фильтрации, микроструктурный, рентгенофазовый. [c.120]

Справочник химика 21

Химия и химическая технология