Структура (субструктура)

Под первичной структурой (субструктурой) понимают структуру металла, образующуюся в процессе первичной кристаллизации, т. е. при переходе расплавленного металла из жидкого в твердое состояние. [c.444]

Отдельные исследования зависимостей структура — предел текучести и структура — вязкость разрушения не могут разрешить проблемы создания оптимальной структуры (субструктуры) конкретного промышленного сплава и повышения его конструктивной прочности. [c.7]

Тонкие слои рабочей поверхности обладают значительной ак< тивностью в физическом и химическом отношении и повышенной свободной энергией i[43]. По свойствам и структуре (субструктуре) они отличаются от остального материала (внутри объема). Специфическое поведение их в процессе деформации обусловлено особым положением атомов материала в поверхностном слое, в котором некоторые связи остаются свободными. Это приводит к возникновению свободной поверхностной энергии и появлению некоторых структурных особенностей материала в тонком приповерхностном слое. К субструктурным изменениям такого слоя относятся, например, микроскопические деформации в поверхностном слое материала, которые довольно сильно влияют на процессы трения и износа. Специфическая роль поверхностного слоя проявляется практик чески на всех стадиях деформационного упрочнения. [c.11]

По имеющимся в литературе данным [43, 256], экстремальные свойства закаленных сплавов, в том числе дисперсионно-твердеющих, можно достичь путем использования так называемого динамического старения, в основе которого лежат превращения, проходящие непосредственно в поле напряжений. Создаваемое внешними источниками поле напряжений влияет не только на уровень микронапряжений, существующих в закаленных сплавах или возникающих в результате распада твердого раствора, но и на дислокационную структуру, субструктуру, а в конечном счете и на морфологию и на распределение частиц выделяющихся фаз. [c.10]

Развитие дислокационной структуры на первой стадии ползучести не зависит явным образом от типа кристаллической структуры (ГЦК, ОЦК, ГПУ), однако на нее сильное влияние оказывает величина энергии дефекта упаковки. С понижением энергии дефекта упаковки уменьшается степень совершенства в строении границ субзерен и ослабевает тенденция к их образованию до тех пор, пока субзеренная структура (субструктура) вообще не перестает образовываться [63]. Субструктура не образуется также в том случае, если сплав ведет себя как твердый раствор класса I [119, 120]. Нет необходимости специально подчеркивать, что развитие дислокационной субструктуры зависит от температуры и напряжения. [c.70]

Второй метод лучше во многих отношениях, однако дислокационная структура (субструктура) фольги в общем случае отличается от структуры массивного образца, из которого ее вырезают. Неизбежная перестройка субструктуры фольги в процессе ее утонения обусловлена уходом части дислокаций па поверхность. Степень [c.46]

Электронный микроскоп, дающий на один-два порядка большее разрешение, чем оптический, позволяет подробно изучать тонкую структуру (субструктуру) металла. Одно из наиболее важных достижений электронной микроскопии — возможность прямого наблюдения дефектов кристаллической структуры. В электронном микроскопе (для предупреждения вторичного излучения, искажающего наблюдаемую картину) изучается не самый металл, а лаковый или кварцевый слепок, полученный с поверхности протравленного шлифа и воспроизводящий детали его рельефа, зависящие от действительной структуры металла. В последнее время широко применяется прямой метод исследования на просвет. В этом случае исследуют тонкие пленки толщиной несколько сот ангстрем, прозрачных для электронов, приготовленные из массивных образцов. [c.13]

Электронный микроскоп, дающий на один-два порядка большее разрешение, чем оптический, позволяет подробно изучать тонкую структуру (субструктуру) металла. Одно из наиболее важных достижений электронной микроскопии — возможность прямого наблюдения дефектов кристаллической структуры. В электронном микроскопе (для предупреждения вторичного излучения, искажающего наблюдаемую картину) часто изучают не металл, а лаковый, кварцевый или более часто угольный слепок (или реплику), полученный с поверхности протравленного шлифа (или излома) п воспроизводящий детали его рельефа, обусловленные действительной структурой металла. [c.16]

Структуру металлов и сплавов подразделяют на макроструктуру, микроструктуру и тонкую структуру ( субструктуру ). Для изучения структуры применяют разные методы исследования, основными из которых являются макроскопический и микроскопический анализы. Необходимо знать возможности каждого из этих методов исследования, а также методики их проведения. [c.4]

За последнее время уделяется большое внимание влиянию субструктуры на коррозию металлов. Дефекты структуры, выходящие на поверхность металла, обладают повышенной реакционной способностью и по ним идет в первую очередь растворение металла. В зависимости от плотности активных мест, обусловленных на различны верн х " выходом дислокаций на поверхность, [c.327]

Отметим, что при построении различных моделей разрушения и формулировке критериев хрупкого разрушения во многих случаях исходят в общем из априорного постулирования преобладающего значения того или иного процесса. Так, например, в работах [149, 150] предполагалось, что критическое напряжение хрупкого разрушения 5с в поликристаллических материалах с различной структурой при разных температурно-деформационных условиях нагружения определяется только одним условием — переходом зародышевых микротрещин к гриффитсов-скому (нестабильному) росту. Условия распространения микротрещины как через границы зерен, так и через любые другие барьеры, возникающие при эволюции структуры в результате пластического течения, игнорировались. При этом сделана попытка объяснить увеличение S с ростом пластической деформации гР уменьшением длины зарождающихся в процессе деформирования микротрещин за счет уменьшения эффективного диаметра зерна [149, 150]. Такая модель не позволила авторам удовлетворительно описать зависимость S eP), что привело их к выводу о существенном влиянии деформационной субструктуры на исследуемые параметры. Следует отметить, что, рассматривая в качестве контролирующего разрушения только процесс страгивания микротрещины и не учитывая условия ее распространения, практически невозможно предложить разумную концепцию влияния пластической деформации на критическое напряжение S . [c.61]

Для процесса возникновения и эволюции ячеистой дислокационной субструктуры характерны следующие закономерности [211, 242, 320, 357]. Образование ячеистой структуры происходит, начиная с некоторой критической деформации. Для описания ячеистой структуры обычно используют такие параметры средний размер ячейки, распределение ячеек по размерам, ширина стенок ячейки, разориентация соседних ячеек, плотность дислокаций в стенках ячеек и в объеме. Все указанные величины изменяются с ростом пластической деформации. С повышением пластической деформации еР диаметр ячеек d уменьшается, пока не достигает некоторого предельного значения — обычно 0,25—3 мкм. Все остальные перечисленные параметры ячеистой структуры, интенсивно изменяясь с ростом на начальных этапах деформирования ячеек, при дальнейшем деформировании стабилизируются и приближаются к некоторым характерным значениям стабилизируются плотность дислокаций в границах ячеек, толщина стенок ячеек и дисперсия функции их распределения по размерам. Поэтому увеличение напряжений, необходимых для распространения микротрещин через границы ячеистой структуры, по всей видимости, в первую очередь обусловлено уменьшением размера ячеек. В изложенной ниже модели принято, что плотность дислокаций в стенках ячеек постоянна, а увеличение общей плотности дислокаций, обусловленное пластической деформацией, приводит к образованию новых границ и тем самым к уменьшению диаметра ячеек. [c.78]

Несмотря на то что изложенные выше теоретические представления о влиянии деформационной субструктуры на S позволяют достаточно хорошо описать зависимость S от х, остается открытым вопрос о механизме, приводящем к повышению 5с при малых пластических деформациях. Дело в том, что при незначительной степени пластического деформирования (х < хо) какая-либо деформационная субструктура не- успевает сформироваться (наблюдается хаотическое распределение дислокаций). Поэтому, исходя из изложенных представлений о влиянии суб структуры. S должно быть неизменным при деформировании материала до х хо. Указанный вывод противоречит экспериментальным данным, показывающим, что S монотонно увеличивается с ростом пластической деформации. Следовательно, помимо рассмотренного выше механизма увеличения S с ростом X существует, по крайней мере, еще один механизм, приводящий к аналогичному результату. По нашему мнению, при отсутствии деформационной субструктуры увеличение S с ростом пластической деформации связано с наличием микронапряжений (напряжений I рода). [c.91]

В работах [232, 234, 356] показано, что для некоторых материалов характеристики вязкости разрушения при циклическом нагружении могут существенно отличаться от характеристик статической трещиностойкости. Циклическое деформирование металла у вершины трещины приводит к нестабильному (скачкообразному) ее развитию при КИН, меньших статической вязкости разрушения Ки. В настоящее время феноменология такого явления достаточно хорошо разработана и описана в работах [29, 197, 232, 234, 267, 356]. Тем не менее физическая природа скачков усталостной трещины изучена недостаточно. Попытаемся дать физическую интерпретацию этого явления. Выше (см. подраздел 2.3.2) была представлена модель, описывающая зарождение усталостного разрушения в масштабе зерна. Разрушение представлялось как многостадийный процесс, включающий зарождение микротрещин по границам и в теле фрагментированной субструктуры, возникающей при циклическом деформировании, стабильный рост микротрещин за счет стока дислокаций в их вершины, образование разрушения в пределах зерна при нестабильном росте микротрещин. Ограничение мае-штаба разрушения при нестабильном росте микротрещин размером зерна возникает в случае их торможения границами зерен или стенками фрагментированной структуры, т. е. при = Oi < 5с(ху), где X/ — накопленная деформация к моменту страгивания микротрещин. Если сгтах 5с(ху), то разрушение может распространяться в масштабе, большем чем размер зерна. [c.222]

Рис. 13. Структура металла а — схема строения зерна металла й — зернистая структура металла е — субструктура зерна

Полученные результаты позволяют прогнозировать ориентацию, структуру и субструктуру слоев в многослойной пленочной композиции, а также поведение этих параметров с увеличением числа слоев. [c.197]

Дислокационная картина, типичная для стадии /, сохраняется на ранней части стадии // наблюдается грубая субструктура дислокаций, по-видимому, связанная с полосами деформаций, но с более сложными скоплениями дислокаций. Начинается формирование дислокационной ячеистой структуры (рис. 113), при этом имеются области, свободные от дислокаций, окруженные дислокационными сгущениями. Диполи и краевые дислокации первичной системы скольжения являются характерными структурными образованиями, особенно в начале стадии II. [c.191]

При деформировании образцов при повышенной температуре субструктура наблюдается сразу же после деформирования стали (фиг. 7, г), причем по своему характеру она мало чем отличается от структуры, получаемой при деформировании при комнатной температуре и последующем отжиге (фиг. 7, в). После 100-часовой выдержки деформированных образцов при температуре 600° границы субзерен выявляются наиболее четко и практически во всех зернах. Это свидетельствует о том, что субструктура образуется уже непосредственно в процессе высокотемпературного деформирования стали последующая же температурная выдержка приводит лишь к развитию полигональной сетки во всем обрабатываемом объеме и к стабилизации полученной субструктуры в результате блокирования дислокационных стенок атомами растворенных примесей [68]. [c.38]

В результате первой стадии ТМО в материале создается мелкоблочная структура с высокой плотностью дислокаций, и последующее фазовое превращение происходит уже в пределах созданной субструктуры с сохранением высокой плотности несовершенств и с последующим получением мелкодисперсной конечной структуры материала в новом фазовом состоянии. В частности, стали, закаливающиеся на мартенсит, при ТМО подвергаются деформированию в состоянии равновесного или переохлажденного аустенита, закалке и низкотемпературному отпуску. [c.51]

Наиболее высоким значением энергии дефекта упаковки из всех металлов с ГЦК-решеткой обладает алюминий, что определяет развитие в нем типичной ячеистой структуры с тонкими стенками ячеек. Никель по механическому поведению и формирующейся в нем субструктуре занимает промежуточное положение между алюминием и медью [288]. [c.121]

Размер ячейки является одним из важных параметров для характеристики дислокационной структуры материала наряду с такими, как общая плотность дислокаций р, плотность дислокаций в стенках ячеек Рея. угол разориентировки ячеек <р, средняя длина свободного пробега дислокаций L [9, 233, 259]. В работах [259,, 3011 отмечается, что при больших степенях деформации, когда определяющую роль играют разориентированные дислокационные субструктуры, важным структурным параметром становится локальная избыточная плотность дислокаций ризб. [c.128]

Интересную модель тонкого строения стенок ячеек предложил Кокс [304]. Будучи в целом практически полностью внутренне скомпенсированными по знаку дислокаций, границы ячеек являются поляризованными одна их сторона состоит из положительных дислокаций, другая — из отрицательных. Это обеспечивает большую раз-ориентировку между внутренностью стенки и одной из ячеек, чем между самими ячейками. В некоторых случаях соседние ячейки могут быть не разориентированы, тогда как между ячейкой и внутренностью стенки разориентировка весьма заметна. Такие результаты свидетельствуют о том, что угол разориентировки ячеек не является достаточным параметром для суждения о прочности границ ячеек как барьера на пути скольжения, так как структура стенки может быть различна и в разной степени проницаема для дислокаций. При этом угол разориентировки субструктуры ср определяется уже не общей плотностью дислокаций р, а плотностью избыточных дислокаций [259]. [c.130]

Электронный микроскоп позволяет подробно изучать тонкую структуру (субструктуру) металла. Одно из наиболее важных достижений электронной микроскопии — возможность прямого наблюдения дефектов кристаллической структуры. На рис. 3, в показана микроструктура, полученная в электронном MHKpo Koife. [c.13]

Однако можно реализовать специальные условия, при которых возможна идеальная схема Закса, тогда элементы структуры будут испытывать значительные эффекты поворота как целого. Этому способствуют легкость скольжения по границам раздела элейиентов структуры (субструктуры) и облегченное протекание процессов экструзии—интрузии в зонах стесненной деформации поворачивающегося несферичного элемента структуры. [c.77]

В кристаллитах трещины возникают в зависимости от телше-ратуры, в результате блокирования и взаи. юдействия скольжений и двойников (см. рнс. 3). В случае распространения трещины в зерне, в котором образовались двойники, последние могут задержать развитие трещины (рис. 8). Однако наиболее эффективных препятствием распространению острой трещины являются границы зерен (рис. 9), что отчетливо проявляется, в частности, у более твердой стали с ферритно-перлитной структурой. Субструктура зерен практически не влияет на развитие трещин. [c.14]

Рис. 2.5. Конусное сечение по поверхности чистого железа, указывающее полиганизацию. Образец обработан как металлографический шлиф (наждачяой бумагой 00, затем суспензией окиси алюминия). Косые стрелки внизу указывают две субграницы полигональной структуры. Субструктура иже поверхности такая же, как показана на рис 23, а и 24 [158]

Рассмотрим принципиальную возможность моделирования влияния пластического деформирования на 5с, исходя из увеличения сопротивления распространению микротрещины в результате эволюции структуры материала в процессе нагружения. Можно предположить, по крайней мере, две возможные причины увеличения сопротивления распространению трещин скола в деформированной структуре. Первая — это образование внут-ризеренной субструктуры, играющей роль дополнительных барьеров (помимо границ зерен), способных тормозить мнкро-трещину. Наиболее общим для широкого класса металлов структурным процессом, происходящим в материале при пластическом деформировании, является возникновение ячеистой, а затем с ростом деформации — фрагментированной структуры [211, 242, 255, 307, 320, 337, 344, 348, 357, 358]. Второй возможный механизм дополнительного торможения микротрещин — увеличение разориеитировок границ, исходно существующих взернз структурных составляющих (например, перлитных колоний). Первый механизм, по всей вероятности, может действовать в чистых ОЦК металлах с простой однофазной структурой. Второй, как можно предполагать,— в конструкционных сталях. [c.77]

Кроме того, изменяются размеры и форма карбидных частиц она приближается к сфероидальной. Наряду с карбидным превраш,ением при этих температурах отпуска происходит изменение субструктуры— полигонизация а-фазы и релаксация макро- и микронанряжений, возникающих при закалке в процессе мартенситного превраще [ия. Образующуюся после отпуска при 350—400 °С структуру обычно называют трооститом отпуска. [c.187]

В результате коагуляции размер частиц карбидов становится - 1 мкм, тогда как после отпуска при 400—450 °С (троостит отпуска) их величина 0,3 мкм (рис. 121, в). При температурах, близких к и точке Ai, образуется еще более грубая феррито-карбидпая структура (диаметр карбидных частиц 3 мкм), называемая зернистым перлитом (правильнее перлитом с зернистым цементитом). При этих температурах происходит рекристаллизация феррита и во многом устраняется его субструктура. [c.187]

Если протяженность зоны концентрационного переохлаждения 6з достаточно велика и переохлаждение больше некоторой критической величины, при которой еще происходит образование ячеистой структуры, то на всех ячейках начинают образовываться ветви и они превращаются в дендриты. Условием образования дендритной первлчной структуры (рис. 12.12, в) будет Фз<.АСо/к. Дендриты сплавов имеют субструктуру, напоминающую ячеистую. Образование такой структуры на дендритах, растущих в расплаве, содержащем примеси, связано с тем, что растущая ветвь дендрита отталкивает атомы примеси так же, как и плоский фронт кристаллизации. Скопление примесей и концентрационное переохлаждение приводят к образованию ячеек на ветвях дендритов. С увеличением переохлаждения размеры дендритов и их разветвленность возрастают. [c.445]

Доказана роль paaMepHoi o фазового и размерного ориевтацио -ного эффектов в формировании структуры и субструктуры слоев. Возможно замораживание метастабильных ориентаций и структур, выгодных на начальных стадиях роста, и сохранение их при больших толщинах слоев. [c.196]

Рассчитана релаксированная атомноя структура и субструктура межфазных (межслоевых) границ. Установлено соответствие сеток первичных дислокации, выявляемых по атомной структуре и рассчитанных на основе теории О-решетки. Структурные элементы, составляющее межфазную границу, представляют собой устойчивые атомные или дислокационные конфигурации. Вторичные граничные дислокации можно рассматривать как искажения сетки первичных дислокаций, компенсирующих отклонение от специальной ориентации. [c.196]

Специфические особенности этих состояний, в том числе формирование новых фаз, дефектных субструктур (например, диссипативных и других структур самоорганизации в высоконеравновесных системах), нереализуемых при традиционных методах обработки металлов и сплавов, обусловлены высокоскоростными процессами разофева и охлаждения возможностью газонасыщения и изменения элементного состава поверхностного слоя, его гидродинамического перемешивания формированием пароплазменного облака вблизи поверхности. В результате образуется волна напряжений, или ударная волна, которая по своей структуре, длительности (в случае наносекундных пучков) и характеру воздействия на материалы существенно отличается от ударных волн, инициируемых традиционными методами [83]. Так, при плотностях ионного тока s 100 А/см- формирование и распространение ударных волн в металлах приводят к увеличению концентрации дефектов структуры, в частности дислокационных петель, на глубинах 50- [c.168]

Изменение структуры под действием СЭП происходит не только на поверхности, но и в приповерхностных слоях. Исследования фракто-грамм изломов показали, что глубина воздействия пучка может достигать десятков микрометров. Воздействие СЭП приводит к перераспределению кобальтовой прослойки, ее частичной дефрагментации, что повьииает ее микротвердость. Изменяется напряженное состояние материала и его дислокационная субструктура. [c.188]

Сопротивление ползучести металлов и сплавов, как известно, зависит от исходного структурного состояния материала Однако в процессе службы под напряжением в условиях повышенных температур структура материала может сильно изменяться. Для многих металлов и сплавов характерно развитие субструктуры в процессе ползучести. Субструктура характеризуется тем, что внутри обычных зерен образуются субзерна, дезориентированные на небольшой угол. У такой структуры, образование которой связано с явлением полигонизации, сопротивление ползучести более высокое, чем у металла в исходном состоянии. Следовательно, если в основной массе зерен металла или сплава предварительно создать полигональную структуру, то сопротивляемость ползучести такого материала будет существенно выше, чем в исходном состоянии. В настоящее время такую структуру получают путем МТО. Но прежде чем переходить к существу этой обработки, рассмотрим в общих чертах явление полигонизации. [c.25]

Явление полигонизации было установлено в 1932 г. Коно-беевским и Мирером (28] при исследовании рентгеновским методом структуры изогнутых монокристаллов каменной соли. Они обнаружили, что после отжига монокристаллов, подвергнутых изгибу, непрерывные полосы астеризма на лауэграммах (характерные для изогнутых, но не отожженных кристаллов) разбиваются на отдельные точки. Этот эффект впоследствии был объяснен (29—31] образованием в предварительно изогнутом и затем отожженном монокристалле вполне определенной субструктуры в результате выстраивания дислокаций одного знака в стенки. Образующиеся при этом субзерна получили название полигонов. Рассмотрим распределение дислокаций до и после [c.25]

Для получения стабильной субструктуры с высоким сопротивлением ползучести необхО Димо после предварительной деформации провести дополнительный отдых при тем1пературе деформирования или при более высокой температуре, т. е. осуществить механико-термическую обработку [54]. Это дает устойчивый эффект упрочнения на большие сроки службы. В опытах, проведенных на алюминии Мак-Лином и Тэйтом [55], установлено существенное снижение скорости ползучести при температуре 200° после предварительной холодной или горячей деформации алюминия до обжатий 30 и 50% и выдержки при температурах 250—400°. Однако принятые в указанной работе высокие степени деформации не позволяли получить устойчивый эффект упрочнения, так как при высоких степенях деформации трудно создать во всей массе материала однородную вторичную структуру. [c.29]

У стали 1Х18Н9 в исходном состоянии пятна травления располагаются хаотически по объему зерна (фиг. 7, а). Чтобы раздельно изучить влияние силового и температурного факторов при МТО на структуру мате-риала, часть образцов предварительно деформировали на 10% при комнатной температуре. После такой обработки в структуре стали выявляется (еще до травления) отчетливый микрорельеф благодаря развитию полос скольжения по активным плоскостям, однако признаки образования субструктуры при этом отсутствуют, так как последующее травление показывает, что большая часть дислокаций еще не связана с выявленными следами пластической деформации и распределяется беспорядочно по телу зерен (фиг. 7, б). В то же время после длительного отжига деформированных образцов при температуре 600° (фиг. 7, в) образуется ярко выраженная субструктура вследствие выстраивания дислокаций в ряды. В результате этого у большинства зерен наблюдается четкая сетка субграниц, причем имеется определенная связь между расположением этих границ и следами скольжения при предварительном деформировании образца. [c.35]

Интересно проанализировать эти данные с учетом особенностей поглощения энергии материалами с полигональной структурой. Как уже указывалось, после МТО плотность дислокаций существенно не возрастает (по сравнению с их плотностью после ТМО), однако дислокации после МТО оказываются весьма равномерно расцределенными по объему материала благодаря их упорядоченному расположению в дислокационных стенках эти стенки пронизывают весь упрочняемый объем, образуя однородную субструктуру. [c.40]

Необходимо указать также факторы, связанные с технологическими особенностями проведения ВМТО. Определенный вклад в получаемый эффект упрочнения дает текстурованность материала, подвергнутого прокатке [71, 72]. Деформация в области высоких температур (1000° и выше) может привести в некоторых случаях к возникновению субструктуры в результате диффузионного перераспределения дефектов кристаллической решетки. Такие изменения в тонкой кристаллической структуре, если они протекают во всем упрочняемом объеме, должны оказывать благоприятное действие, когда при ползучести развивается преимущественно внутризеренная пластичность, однако опыты [87] показывают, что субструктура образуется главным образом у границ зерен, а это еще раз свидетельствует о более интенсивной пластической деформации в этих областях при задаваемых режимах ВМТО. [c.49]

В результате ТМО резко повышается интенсивность поглощения энергии каждым элементарным объемом и одновременно увеличивается число таких объемов. Это является следствием суммарного эффекта создания большого числа несовершенств (дислокаций), характеризующихся упорядоченным расположением и приводящих к относительно равномерному искажению кристаллической решетки. Возвращаясь к уравнению (10), можно сказать, что ТМО стали прежде всего резко увеличивает среднюю энергию искажения (характеризуемую параметром п) вследствие увеличения плотности дислокаций. При этом также повышается величина суммарного рабочего объема Уз в результате создания разветвленной субструктуры, унаследованной от структуры аустенита. Рост параметров п и Уз увеличивает энергопоглощение при последующем механическом нагружении стали, что и вызывает эффект упрочнения при ТМО. [c.85]

Основные уравнения указанных теорий дисперсного упрочнения приведены в табл. 6. Экспериментальная проверка этих теорий затруднительна, так как необходимо четко выделить вклад дисперсного упрочнения, исключив при этом влияние таких параметров, как границы зерен, субструктура, твердорастворное упрочнение элементами замещения и элементами внедрения и т. д. Поэтому большая часть экспериментальных работ по проверке теорий дисперсного упрочнения выполнена на монокристаллах сплавов [141,146, 169]. Достаточно корректные результаты, как показано в работе [170], можно получить при исследовании некоторых поликриеталлических сплавов, например ниобиевых, механические свойства которых несущественно зависят от размера зерна и субзеренной структуры [171]. Влияние остальных факторов на предел текучести может быть сведено до минимума соот- [c.75]

Следовательно, можно говорить о целом спектре субструктур, среди которых выделяются две наиболее характерные группы дислока-, ционные ячеистые структуры, образующиеся при температурах деформации ниже 0,4—0,57 пл, и субзеренные — при более высоких температурах (рис. 3.15). Реальная же деформация связана с появлением в. структуре деформируемого металла смеси ячеек и субзерен. [c.127]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...