Зерно до и после деформации

На рис. 53 приведена схема изменения формы зерен при деформировании металла сжатием. В данном случае степень деформации (отношение высот металла до и после деформации) была равной 50%. В результате такой деформации зерна удлинились почти в два раза. При большей степени деформации зерна удлиняются настолько, что напоминают волокна, поэтому такую структуру деформированного металла называют волокнистой. [c.182]

Анализ микроструктур исходных сварных соединений из стали 20 показал, что основной металл и ЗТВ всех сварных соединений состоит из феррита и перлита, для микроструктуры сварного шва характерна дендритная структура зерен, ориентированных вдоль отвода тепла из зоны плавления металла при охлаждении. При этом на участке перегрева ЗТВ было отмечено возникновение крупных зерен размером до 48 мкм. После отжига как в основном металле, так и в ЗТВ существенных изменений размера зерна не происходит. После ТЦО и прокатки роликами в режиме СПД с величиной деформации 20 % наблюдается уменьшение среднего размера зерна в основном металле и на участке крупного зерна в ЗТВ. В результате этого средний размер зерен стали 20 в сварном соединении после ТЦО колеблется от 6 мкм до 7 мкм, после прокатки роликами в режиме СПД - от 7 мкм [c.15]

Во-вторых, надежно показана обратимость мартенситного превращения, например, в сплавах меди и в железоникелевых сплавах. Так, в сплаве Fe + 30% Ni после деформации 10%, нагрева до 1150° С для получения крупного зерна и охлаждения Б жидком азоте образовался мартенсит. При последующем нагреве до 600° С в тех же объемах возникал аустенит с тем же игольчатым рельефом. Непременным условием обратного превращения является предотвращение распада твердого раствора, В стали это трудно осуществить из-за большой скорости распада мартенсита. [c.261]

Для объяснения внезапного удлинения стали на пределе текучести указывалось на то ), что поверхностные слои зерен состоят из хрупкого материала и образуют жесткий каркас, препятствующий возникновению пластической деформации в зернах при низких напряжениях. Без такого каркаса диаграмма растяжения приняла бы вид, показанный на рис. 184 штриховой линией. Благодаря наличию жесткого поверхностного слоя материал остается идеально упругим и следует закону Гука до точки А, соответствующей моменту его разрушения. При этом пластичный материал зерна внезапно получает необратимую деформацию АВ, после чего [c.437]

Исследование тонких фольг, приготовленных из сплавов, содержащих дисперсные выделения, проведено в работах [59, 64—67]. Оказалось, что в этих случаях часто удается наблюдать дислокационную структуру в зернах (см. рис. 5) — при малых е (в области I) наблюдаются, как правило, отдельные дислокации, при переходе во И скоростной интервал плотность дислокаций несколько увеличивается, но развитая субструктура не образуется, и только после растяжения с высокими скоростями во многих зернах можно обнаружить дислокационные сплетения и субграницы. В магниевом сплаве МА8 на основании анализа дислокационных структур проведена идентификация действующих систем скольжения [65]. Показано, что с увеличением скорости деформации (при переходе из области I в область И) происходит вовлечение в действие наряду с базисным скольжением пирамидальных систем. Этот вывод совпал с данными, полученными при текстурных исследованиях. Поэтому результаты работы [65] дают однозначное доказательство важности внутризеренного скольжения при СПД этого сплава. Однако следует отметить, что эти эксперименты были проведены на материале с относительно крупным зерном (примерно 10 мкм) и полученные данные могли отражать особенности его поведения. Исследование дислокационной структуры зерен алюминиевой фазы в типичном СП сплаве Zn—40 % А1 [64] во многом подтвердило результаты работы [65]. Установлено, что хотя все дислокации имели векторы Бюргерса, принадлежащие семейству а/2 <110>, с увеличением скорости деформации также наблюдается повышение числа действующих направлений скольжения. К сожалению, в работе [64] имеется один недостаток — высокая плотность дислокаций в исходном материале. Поэтому до конца-не ясно, в какой мере наблюдаемая после деформации дислокационная структура связана с процессом СП течения. [c.49]

Как указано выше, величина зерен после деформации и рекристаллизации зависит также от величины их в исходном состоянии до деформации. Чем крупнее зерна в исходном состоянии, тем они крупнее получаются и после рекристаллизации. [c.139]

Физический смысл предела пропорциональности любого материала настолько очевиден, что не требует специального обсуждения. Действительно, ащ для моно-й. поликристалла, гомогенного металла и гетерофазного сплава — это всегда максимальное напряжение, до которого при растяжении со(блюдается закон Гука и макропластическая деформация не наблюдается. Следует, однако, помнить, что до достижения Опц в отдельных зернах поликристаллического образца (при их благоприятной ориентировке, наличии концентраторов напряжений) может начаться пластическая деформация, которая, однако, не приведет к удлинению всего образца, пока деформацией не окажется охваченным большинство зерен. Самым начальным стадиям этого макро-удлинения образца соответствует предел упругости. Для благоприятно ориентированного монокристалла он должен быть близок к критическому скалывающему напряжению, конечно, после перевода касательного напряжения в эквивалентное ему нормальное по формуле (43). Естественно, что при разных кристаллографических ориентировках монокристалла предел упругости будет различен. У достаточно мелкозернистого поликристалла в отсутствие текстуры предел упругости изотропен — одинаков во всех направлениях. [c.142]

Если экстраплоскость находится в верхней части кристалла, то дислокацию называют положительной и обозначают знаком Л , если экстраплоскость находится в нижней части кристалла, то ее называют отрицательной и обозначают знаком Т- Дислокации одного и того же знака отталкиваются, а противоположные по знаку притягиваются. Под воздействием напряжения краевая дислокация АВ (см. рис. 44, а) будет передвигаться по плоскости ЕР (рис. 44, б) справа налево, пока дислокация не достигнет границы зерна (или блока). В реальном металле в отожженном состоянии каждый квадратный сантиметр пересекают 10 —10 дислокаций. После деформации плотность дислокаций увеличивается до 10 на 1 см [c.98]

При большой деформации в результате процессов скольжения зерна (кристаллиты) меняют свою форму и размеры. До деформации зерно имело округлую форму (см. рис. 48, а), после деформации в результате смещений по плоскостям скольжения зерна вытягиваются в направлении действующих сил Р, образуя волокнистую или слоистую структуру (см. рис. 48, б). Одновременно с изменением формы зерна внутри него происходит дробление блоков и увеличе- [c.72]

Заэвтектоидные стали нагревают до температуры на 30—50° С выше точки Ас, (см. рис. 141). При таком нагреве образуется аустенит, но сохраняется некоторое количество цементита. Поэтому после закалки в основной мартенситной структуре присутствуют частицы не растворившегося при нагреве цементита. Эта структура обеспечивает более высокую твердость и износостойкость по сравнению с получаемой при закалке с нагревом выше точки Ас , т. е. из области однородного аустенита. В результате такого более высокого нагрева сталь получает структуру крупноигольчатого мартенсита без цементита, но с повышенным количеством остаточного аустенита. Цементит имеет более высокую твердость, чем мартенсит присутствие аустенита также снижает твердость. Нагрев выше точки Аст, кроме того, ухудшает прочность вследствие укрупнения зерна и увеличивает деформацию изделия при закалке. [c.213]

Рекристаллизационный отжиг. Рекристаллизационный отжиг заключается в нагреве деформированного сплава до температур выше температуры окончания первичной рекристаллизации применяется для снятия наклепа и получения мелкого зерна. У большинства алюминиевых сплавов при степени деформации 50— 75% температура начала рекристаллизации находится в пределах 290—400°С. Температура рекристаллизационного отжига в зависимости от состава сплава колеблется от 350 до 500°С, выдержкой 0,5—2,0 ч. После рекристаллизационного отжига сплавов, неупрочняемых термической обработкой, скорость охлаждения выбирают произвольно. Для сплавов, упрочняемых термической обработкой, скорость охлаждения до 200—250°С долл<на быть 30°С/ч. Отжиг в качестве промежуточной операции применяют при холодной деформации или между горячей и холодной деформациями. [c.369]

Микроструктура углеродистых сталей после деформации с обжатием до 30% при температурах ниже 450— 500° С не отличается от микроструктуры холоднодеформированной стали. При температурах деформации 500— 700° С микроструктура феррита также существенно не изменяется, рекристаллизации зерен феррита не наблюдается, что обусловлено, по-видимому, небольшой степенью деформации и кратковременным воздействием температуры. Строение перлитных зерен несколько изменяется с повышением температуры деформации, в результате частичной сфероидизации цементита зерна становятся как бы рыхлыми , менее темными. Исследование микроструктуры низкоуглеродистой стали 10 под электронным микроскопом с помощью титановых реплик показало, что ферритные зерна состоят из отдельных субзерен, имеющих размеры около (204-50) X ХЮ см, что удовлетворительно согласуется с результатами рентгеноструктурного исследования. Субзерна обнаруживаются благодаря тому, что основная часть каждого субзерна и зоны, находящейся по их границам, растворяются с различной скоростью, причем границы субзерен имеют большую химическую активность, в результате чего в этих местах образуются углубления, способствующие их выявлению. После деформации при температуре динамического деформационного старения субзерна имеют меньшие размеры, чем после деформации при более низких или более высоких температурах, что согласуется с данными рентгеноструктурного исследования. Субзерна в соседних зернах имеют различную ориентацию. В некоторых перлитных зернах в результате деформации при субкритических температурах получает развитие динамическая сфероидизация цементитных пластин, часть пластин приобретает глобулярную форму. Однако большинство перлитных зерен стали 10 сохраняет пластинчатое строение. После теплой дефор- [c.284]

Влияние холодной деформации на структуру и свойства металлов. После пластической деформации поликристаллического тела следы плоскостей скольжения на его поверхности образуют линии скольжения. Например, структура чистого железа, не имеющего до пластической деформации линий скольжения (фиг. 81, а) после деформации обнаруживает типичные линии скольжения (фиг. 81, б), которые в разных зернах имеют разное направление. [c.129]

Алюминиевые бронзы. Структура бронзы с содержанием алюминия до 9,8% после деформации и отжига — зерна а-твердого раствора (рис. 252, а). [c.323]

Закалка деталей из конструкционных сталей производится для повышения их прочности и упругости. При отжиге на мелкое зерно прочность и упругость тоже повышаются, но довольно незначительно. При нормализации прочность и упругость повышаются уже значительнее. А при закалке прочность и упругость повышаются весьма сильно. Очень наглядно это видно на пружинах. После закалки пружина может выдержать гораздо более высокие усилия, чем до закалки. Незакаленные пружины под нагрузкой очень быстро садятся , т. е. дают остаточную деформацию. Закаленная пружина может выдержать усилия в 2—3 раза большие, чем отожженная или даже нормализованная. Недаром даже в обыденной жизни под закалкой понимается упрочнение, повышение стойкости и выносливости про человека мужественного, стойкого говорят — закаленный человек. [c.159]

Непосредственно после деформации наблюдаем закономерное измельчение зерна наряду с увеличением степени деформации. Только последующий нагрев до температуры рекристаллизации или выше создает условия обратного процесса, т. е. нового роста зерна за счет собирательной рекристаллизации. Этот новый рост зерна тем интенсивнее, чем выше температура нагрева и длительнее выдержка при этой температуре. [c.278]

Полное восстановление всех свойств, в том числе я механических, происходит только при рекристаллизации, при условии, что размеры зерен и характер субструктуры после рекристаллизации возвращаются к исходной (до деформации). Если же по каким-либо причинам (укрупнение зерна из-за критической деформации, наложение старения на рекристаллизацию, коагуляция карбидных и иных фаз, образование текстуры рекристаллизации и др.) структура после рекристаллизации не соответствует исходной до деформации, то не достигается и [c.743]

Анализ авторадиограмм и микроструктуры одного и того л<е участка образца до и после деформации (46%) показал, что после деформации зерна укрупняются, границы перемещаются, сохраняя, однако, свою конфигурацию. Наблюдается полное соответствие между авторадиограммой и микроструктурой (рис. 79). Нагрев этого же образца при 700° С в течение 1 ч приводит к полному изменению металлографической структуры — возникают новые зерна меньшего размера (рис. 80). Рентгеноструктурный анализ и измерение твердости показывают, что рекристаллизация прошла полностью. Между тем авторадиографическая картина по сравнению с авторадиограммой деформированного образца не изменилась (рис. 80, а и 79, а). Пронзво--дились также повторная деформация и рекристаллизационный отжиг и, наконец, фазовая кристаллизация — нагрев до 950° С в течение 1 ч (т. е. выше точки полиморфного превращения). После каждой из указанных обработок микроструктура изменя- [c.202]

Структура материала до и после нагружения плоской волной приведена на рис. 104. Равновесная начальная структура в армко-железе под действием нагрузки изменяется, наблюдается значительная пластическая деформация, сопровождаемая образованием двойников и изменением конфигурации зерен,— зерна сплющиваются в направлении распространения 50ЛНЫ. Так, вблизи свободной поверхности размеры зерен одинаковы по оси образца и по нормали к ней (примерно 60 мкм), тогда как на расстоянии 2 мм от поверхности соударения размер зерен по оси образца снижается до 40 мкм. Область интенсивного изменения микроструктуры зависит от расстояния до контактной поверхности, т. е. от времени действия нагрузки. [c.213]

В работе Даусона 1970 г. (Dawson [1970, 1]), в которой можно найти подробности его теоретического исследования, опущено описание эксперимента, вошедшее в его диссертацию 1968 г. (Dawson [1968, 1]), который ввиду неудовлетворительного состояния теории представляется имеющим большее значение для дальнейшего изучения вопроса. В своем опыте он разделил образец прямоугольного поперечного сечения из крупнозернистого поликристаллического полностью отожженного алюминия с чистотой 99,99% на два куска. Он нанес прямоугольную сетку на взаимно перпендикулярных гранях зерна, расположенного у вершины, и проделал рентгенографический анализ кристаллографической ориентации этого зерна. Разделенный на две части образец показан на рис. 4.198. Затем торцы разделенного на части образца были смазаны, и он был сжат вдоль оси до достижения 6% общей деформации при этом была получена параболическая функция отклика с индексом формы для этого материала г=6 при т=3,06. Измерение кристаллографических углов до и после деформирования показало, что произошли изменения углов, которые были результатом как измерений, ожидаемых при деформировании свободного кристалла (монокристалла), так и поворота зерна как жесткого тела. Это, конечно, не соответствовало теории самого Даусона, согласно которой условия равновесия требуют отсутствия поворотов при одноосных опытах. Наблюдая за параллельными направлениями, показанными на рис. 4.199, Даусон установил факт неоднородности деформации для части исследованного зерна, но общая де- [c.299]

Второе условие непрерывности, а именно макроскопической сплошности, заключается в том, что после деформации соседние кристаллиты должны соприкасаться без нарушения сплошности границы. По условию Мизеса, для того, чтобы отдельные зерна поликристалла на границе взаимно соответствовали друг другу по форме, в кристаллите должно действовать до пяти систем скольжения. Наблюдающееся в поликристаллитах множественное скольжение приводит к существенному упрочнению. Вклад мультискольжения или эффекта усложнения благодаря множественному скольжению в упрочнение о. ц. к. и г. ц. к. поликристаллов намного больше вклада барьерного упрочнения. Экспериментально установлено, что поликристаллы той же чистоты, что и монокристаллы, упрочняются примерно в пять раз интен- [c.227]

В аустенитной стали Х18Н8 в исходном состоянии (до деформации) имелось большое количество зерен размером № 1 и 2. После деформации при 1100° С и времени подстуживания перед закалкой в течение 1,5 с в структуре исчезли зерна, соответствующие № 1, но обнаружено небольшое количество зерен АЪ 2—4 при одновременном большом числе мелких зерен. После такой же деформации и времени подстуживания в течение 15 с структура измельчилась и самыми крупными были зерна № 6. После подстуживания в течение 500 с появились вновь более крупные зерна № 5 и 4. [c.385]

Распределение зерен по размерам. На рис. 2 представлены гистограммы распределения частот линейных размеров зерен технического железа в исходном состоянии (а) и после деформирования при термоциклировании с прохождением через интервал сверхпластичности (б). Обе гистограммы обнаруживают некоторую скошенность (в сторону меньших размеров зерен), но для сверхпластично деформированного материала скошенность значительно возрастает. Это подтверждается подсчетом коэффициентов асимметрии [5], характеризующих скошенность по сравнению с нормальной кривой распределения. Так, параметр скошенности 7, [5], равный для исходной структуры 0,21, после сверхпластичной деформации увеличивается до 1,56. Наряду с уменьшением среднего размера зерна (от 110 до 60 мкм), имеет место значительное увеличение разнозернистости, так что при наличии зерен, имеющих размеры, практически не уступающие исходным зернам, в структуре образцов, претерпевших состояние сверхпластичности, наблюдается значительное количество мелких зерен, размерами 20— 30 мкм и менее. Это отражается при подсчете коэффициентов эксцесса 2 [5], характеризующих вершинность кривых распределения. Так, распределение зерен после сверхпластичной деформации отличается значительно возросшей островершинностью ( уг= =3,08 по сравнению с 0,89 для исходной структуры). [c.104]

После термообработки влияние размера зерна проявляется гораздо сильнее. Данные в табл. 17.5 показывают влияние термообработки и размера зерна на свойства порошкового сплава Rene 95, приготовленного экструзией с коэффициентом обжатия 12 1 порошка, полученного с помощью процесса с вращающимся электродом [27]. После повышения температуры растворяющего отжига с 1120 до 1200°С наблюдается пятикратное повышение долговечности до разрушения. Предел текучести на уровне деформации 0,2%, с другой стороны, снижается на 18%. Можно привести другой пример (табл. 17.6), когда после отжига того же сплава при тем- пературе выше температуры растворимости у -фазы (1154°С) происходит увеличение как размера зерна, так и долговечности в условиях длительной прочности при одновременном снижении предела текучести. Рост зерна после термообработки при температурах выше линии сольвус представляется вполне естественным процессом, протеканию которого способствует растворение расположенных по границам зерен выделений г -фазы. [c.245]

Миграцию границ зерен при термоциклировании анизотропных металлов изучали в работах [57, 82, 173, 274]. Ее наблюдали в кадмии и олове [273]. В цинке она приводила к интенсивному росту зерен [82, 173], а в крупнозернистом уране происходило измельчение зерна [57]. Развитие ре-кристаллизационных процессов определяется не только природой металла, но и режимом термоциклирования. Термоциклы, вызывающие большую внутризеренную деформацию, способствуют росту зерен. В цинке, например, понижение нижней температуры цикла от 20 до —196° С при неизменной верхней температуре интенсифицирует рост зерен, и после нескольких десятков циклов зерна достигают в поперечнике нескольких миллиметров [173]. Рост зерен сопровождался уменьшением коэффициента роста, что объясняется развитием текстуры и ослаблением термоструктурных напряжений. Если в начальный период термоциклирования в интервале — 196 —300 С коэффициент роста составлял 10,0 10 за цикл, то после 20 циклов он снизился до 3,0-10 Наряду с ростом зерен происходила и их фрагментация степень разориентации фрагментов достигала 5 град. Для [c.9]

Остаточные напряокениЯ и эффект Баушингера. В начальный момент времени в образце нет напряжений. До момента образования шейки НДС образца однородно лишь в среднем, так как НДС разных зерен различно. На рис. 59, а показаны диаграммы растяжения зерен 1 и 2. Произведем в момент времени t-i (до образования шейки) разгрузку образца. Если бы зерна 1 и 2 были свободны, то линиями разгрузки для них являлись бы прямые СС и DD соответственно. Но после разгрузки остаточные деформации обоих зерен должны быть одинаковы и равны остаточной деформации образца ь целом (точка Н). Поэтому линией разгрузки зерна I будет СС", и в нем после разгрузки будут [c.159]

Ускоренное охлаждение до 700—500°С после окончания ковки или штамповки в интервале интенсивного выделения таких частиц, как, например, карбид титана в стали 25ХГТ или нитрид алюминия в стали 25ХГНМАЮ, с последующим использованием остаточной теплоты (500—700° С) для экономии расхода энергии в процессе нагрева для нормализации или закалки будет способствовать измельчению зерна и снижению деформации деталей (рис. 10). Анализ данных, приведенных на рис. 10, показывает, что ускоренное охлаждение заготовок позволяет стабилизировать деформацию при последующей окончательной термической обработке, уменьшив рассеяние ее значений более чем в 1,5—2,0 раза. [c.203]

После деформации втулки одним деформирующим элементом с натягом 0,05 мм не происходит даже сглаживания шероховатостей, оставшихся после расточки. Заметно лишь некоторое скругление вершин на выступах неровностей. Увеличение суммарного натяга до 0,25 мм (пять деформирующих элементов) привело почти к полному сглаживанию неровностей. Однако в первом и втором случаях заметных изменений структуры не наблюдается. И только при суммарном натяге, равном 0,5 мм, обнаруживается текстурован-ность поверхностного слоя. Зерна, расположенные у самой поверхности, несколько удлинились и получили ориентацию в направлении движения инструмента. Степень удлинения зерен пока еще незначительна, угол между направлением движения инструмента и вытянутыми осями еще достаточно большой (примерно 45°). [c.29]

Технологические параметры. Стали 12X17, 08Х17Т и 08Х18Т1 технологичны при операциях горячей пластической деформации однако, при их переделе следует соблюдать определенные предосторожности, обеспечивающие получение качественного металла. Температурный интервал горячей пластической деформации составляет начало 950—1050 С, окончание 720—800° С. Относительно низкий температурный интервал горячей пластической деформации имеет целью получить возможно более мелкое ферритное зерно. После деформации охлаждение проводят на воздухе. При горячей пластической деформации литого металла или деформированного в достаточно больших сечениях рекомендуется осуществлять медленный подогрев до 600—800 С. а затем — быстрый, т. е. с посадкой в печь с заданной температурой. [c.56]

Влияние азотирования на жаропрочность, температурный порог хрупкости и другие свойства молибдена и его сплавов исследовано в работах [193 114, с. 28]. Чистый молибден и сплавы МЛТ и ЦМ2А подвергали азотированию [193] при температуре 1000"" С в течение 1 ч в среде аммиака. Испытания предварительно деформированных сплавов до азотирования и после него показали, что жаропрочность азотированных сплавов повышается на 70—100% в интервале температур 1000—1400° С. Аналогичное повышение жаропрочности наблюдалось и для сплавов в рекристаллизован-ном состоянии. Этот эффект может быть объяснен тем, что избыточная концентрация атомов азота на границах и субграницах зерен приводит к образованию дисперсных частиц нитридов, которые выделяются по границам и объему зерна, затрудняя процесс пластической деформации внутри зерна и взаимное их перемещение [199]. [c.176]

Вопрос о TOiM, изменяется ли после пластической деформации кристаллическая решетка мелкозернистого металла, обладающего определенно выраженным пределом упругости, или она остается неизменной, исследовался С. Смитом и В. Вудом в английской государственной физической лаборатории (Теддингтон). Они испытывали на растяжение небольшие плоские образцы из чистого железа (99,95% железа) и нормализованной мягкой стали (0,1% углерода) и одновременно при помощи рентгеновского анализа определяли меж-атодшые расстояния в зернах этих металлов, когда начиналось течение образцов, а также при дальнейшем росте пластической деформации, вплоть до достижения максимальной нагрузки. Наблюдая за малыми деформациями решетки, вызванными нагрузкой, и за пластической деформацией в части кристаллических зерен (благоприятно расположенных относительно падающего пучка рентгеновских лучей), в которых некоторые атомные плоскости в объемноцентрированной кубической решетке а-железа отклонялись на небольшой угол от плоскости, перпендикулярной направлению растягивающей силы, они смогли установить, что сперва в пределах упругих деформаций при напряжениях ниже предела текучести кристаллическая решетка железа деформируется упруго и обратимо. По достижении, однако, предела текучести оказалось, что в направлении, перпендикулярном направлению растяжения, произошло небольшое увеличение расстояний в решетке, остававшееся неизменным при падении нагрузки от верхнего предела текучести к нижнему (такое падение характерно для поведения стали). Увеличение расстояний в решетке сохранялось и после разгрузки образца, а при росте напряжений за пределом текучести оно несколько возрастало. Остаточное расширение кристаллической решетки в направлениях, перпендикулярном и параллельном растягивающш напряжениям, отвечавшее пределу текучести, оказалось равным 0,03%—цифра, являющаяся, повидимому, чрезмерно высокой, так как при этом должно было бы получиться снижение плотности металла примерно на 0,001 ). [c.70]

ЗАСАЛИВАНИЕ РЕЖУЩЕЙ ПОВЕРХНОСТИ. В процессе шлифования каждое режущее зерно абраз1 вного инструмента вырезает царапину на поверхности обрабатываемой заготовки, превращая срезаемый металл в стружку. На протяжении всего рабочего цикла, соответствующего углу контакта /, срезаемая каждым зерном стружка может накапливаться только в замкнутом со всех сторон объеме поры, расположенной между соседними зернами режущей поверхности. В результате деформаций, происходящих с высокой скоростью, и трения срезанная стружка нагревается до температур выше 1000 °С, вплоть до температуры плавления обрабатываемого материала. На рис. 17.10 приведены примеры внешнего вида стружки, образовавшейся при шлифовании срезанный материал 1 претерпел интенсивные пластические деформации, а часть его была расплавлена и после охлаждения имеет вид шариков 2. [c.287]

Как следует из этих экспериментальных данных, после холодной деформации с различной скоростью и последующего старения высоколегированной стали ЭИ395 при температурах 650—800° изменения кристаллической структуры почти не наблюдается. После деформации и старения сталь приобретает мелкозернистое строение. Незначительное укрупнение зерна наблюдается в интервале деформации от 2 до 15%, т. е. при тех же деформациях, при которых увеличение зерна, как было показано выше имеет [c.122]

После холодной обработки стали давлением кроме рекристаллизационного проводят дорекристаллизационный отжиг, этот отжиг проводят при температурах, равных примерно 0,3 температуры плавления, когда происходят изменения некоторых свойств в результате изменений внутреннего строения самого зерна металла. При этом самопроизвольно идут процессы изменения плотности и распределения дефектов в кристалле. Совокупнс сть таких самопроизвольных процессов изменения плотности и дефектов в деформированных кристаллах до начала рекристаллизации называют возвратом. -Этот собирательный термин отражает явление восстановления свойств сплава после деформации до уровня тех, которые были до деформации. [c.104]

Известно, что при обычных условиях разрушение металлов с гексагональной плотноупакованной структурой, например цинка, происходит преимущественно по телу зерен. Опыты показали, что поликристаллические образцы галлированного и амаль-гамированого цинка, напротив, разрушаются, как правило, по межзеренным границам. Опыты проводились с помощью специально сконструированной приставки к вертикальному металлмикроскопу, позволяющей плавно задавать образцам небольшие деформации (с точностью до 10 мк) и последовательно фотографировать один и тот же участок образца по мере его растяжения. В качестве объектов исследования служили пластинки цинка, кадмия и олова высокой чистоты длиной 40 мм, шириной 2,5—3,0 мм и толщиной около 0,3 мм, подвергнутые собирательной рекристаллизации до величины зерна —1 мм. После электрополировки образцы запаивались сплавом Вуда в зажимах приставки адсорбционно-активный металл наносился на небольшом участке поверхности порядка 5 мм ртуть — контактным методом (вытеснением из раствора азотнокислой [c.254]

В. П. Северденко н Я. X. Сартан [4] определяли величину зерна стали марки Ст.08 после волочения с различными степенями обжатия и после нагрева до 700—1100° С. Образцы отжигали при указанных температурах в электрических печах с выдержкой 10 мин и последующим охлаждением вместе с печью. Они установили, что в указанном диапазоне температур с увеличением степени деформации происходит рост зерна, размер которого достигает максимального значения, как правило, при обжатии 13—22%. [c.48]

Образцы углеродистой стали с содержанием углерода 0,46% до волочения имели равноосную структуру, состоящую из перлита и небольшого количества феррита. После волочения с обжатием 30% зерна в результате пластической деформации вытянулись в направлении волочения, при этом обладающий больщей пластичностью феррит деформируется сильнее перлита. Во многих случаях более высокая степень деформации зерен наблюдается ближе к периферийным слоям, чем к середине прутка. [c.223]

Термомеханическая обработка (ТМО) производится следующим образом (фиг. 258). Изделие нагревается до аустенитного состояния, в этом состоя-НИИ деформируется и тут же закаливается, чтобы аустенит не успел рекри-сталлизоваться и зерно опять вырасти (см. фиг. 258,6). Можно поступить несколько иначе. После нагрева аустенит переохлаждается до температур его относительной стабильности (400—500°) и деформируется при этой температуре. Так как при этих температурах рекристаллизация не проходит, то последующее охлаждение (превращение аустенита) можно произвести через большой отрезок времени, а не немедленно после деформации. Второй вариант — НТМО (низкотемпературная термомеханическая обработка) или аусформинг, а первый вариант — ВТМО (высокотемпературная термомеха- [c.265]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...