Диаграммы структурных состояний

Рис. 154. Диаграмма структурных состояний для металлов VIA группы. На диаграмме цифрами обозначены области

Электронномикроскопические исследования эволюции дислокационной структуры, формирующейся при пластической деформации в широком интервале температур, систематизированы Трефиловым В. И. с сотр. и представлены в виде диаграмм структурных состояний (рис. 154). [c.253]

Рис. 196. Текстурная диаграмма структурных состояний для прецизионных магнитных сплавов с г. ц. к. решеткой после холодной деформации и нагрева

К таким диаграммам относятся рассмотренные ранее обобщенные диаграммы структурных состояний, на которых приведены характеристики структуры в функции скорости и температуры деформации и последующей термической обработки. [c.386]

На стабильность структуры при горячей деформации и соответственно на вид обобщенной диаграммы структурных состояний заметное влияние оказывает исходное (перед деформацией) состояние. Если деформации подвергаются образцы, в структуре которых сохранились следы предшествующей деформации, то область, которая испытывает рекристаллизацию, при последующем отл<и- [c.386]

В настоящем разделе будут изложены представления об эволюции дислокационной структуры в поликристаллических ОЦК-металлах и сплавах в процессе деформации, которые являются неотъемлемой частью теорий деформационного упрочнения. Будут рассмотрены результаты исследования диаграмм структурных состояний, а также возможные механизмы образования наиболее характерных деформационных структур — дислокационных ячеистых структур — и условия их формирования. Кроме того, будут приведены данные по влиянию [c.119]

Диаграммы структурных состояний [c.148]

Рис. 3.29. Построение диаграммы структурных состояний сплава МТА в координатах S — е

Рассмотренные выше особенности деформационного упрочнения ОЦК-металлов и сплавов с пониженной энергией дефекта упаковки налагают отпечаток на эволюцию дислокационной структуры. В частности, на диаграмме структурных состояний ванадия (рис. 3.31) это отражается в изменении в широких пределах деформационных интервалов отдельных областей [341]. Диаграмма содержит пять областей, разделенных температурными зависимостями критических деформаций 1 — область крайне неоднородной дислокационной структуры, [c.150]

По характеру приведенные выше диаграммы структурных состояний несколько отличаются от построенных ранее для тугоплавких ОЦК-металлов [9, 289] (см. рис. 3.12). Наблюдается более высокий уровень критических деформаций, разделяющих структурные области, что, видимо, связано с различиями способов задания деформации в работе [289] — это прокатка или прессование, в нашем случае — одноосное растяжение. Кроме того, на диаграммах структурных состояний ванадия и хрома (см. рис. 3.12) не отражена область ДДС, где затруднено образование дислокационных ячеистых структур [62,344]. [c.150]

Рис. 3.31. Диаграмма структурных состояний ванадия. Обозначения см. в тексте.

С целью изучения закономерностей пластичного разрушения молибдена в широком интервале температур и объяснения характерных типов изломов используем диаграмму истинная деформация — температура (ИДТ), которая сочетает диаграмму структурных состояний и температурную зависимость ряда критических деформаций, отражающих динамику возникновения и развития несплошностей в образце при растяжении. [c.213]

Псевдобинарная диаграмма структурного состояния для сплава 18 % Сг, 8 % Ni, 74 % Fe. [c.379]

ДИАГРАММА СТРУКТУРНЫХ СОСТОЯНИИ КОМПОНЕНТОВ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ [c.145]

Рис. 5.1. Диаграмма структурных состояний композиционных материалов с бимодальной упаковкой наполнителей

Построенная в гл. 4 диаграмма структурных состояний компонентов дисперсно —армированных композиционных материалов (см. рис. 4.1) может быть применена и к волокнистым композитам, если рассматривать распределение наполнителя в сечении, перпендикулярном к волокнам. [c.173]

Рис 3.2 Диаграмма структурных состояний при деформации ОЦК сплавов [19 [c.60]

Из рис. 3.2 видно, что отмеченные на диаграмме структурные состояния /, II полностью соответствуют классификации, представленной в [18], и совпадают со структурами 7, 5 на рис. 3.1. Что касается состояний /V и У на рис. 3.2, то здесь классификация Н. А. Коневой является более детальной (см. структуры 6—II на рис. 3.1), так как представляет практически все наблюдавшиеся экспериментально типы разориентированных ячеек , попутно касаясь и возможного механизма их образования. Следовательно, принципиальной разницы между возможными структурными состояниями, возникающими при растяжении — сжатии ГЦК и прокатке ОЦК сплавов, нет. [c.61]

Рис, 7.9. Диаграммы структурных состояний деформированных хрома (а) и ванадия (б) [c.207]

ДИАГРАММА СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ НЕРЖАВЕЮЩИХ [c.141]

Использование аустенитных электродов позволяет обеспечить сохранение пластичной структуры металла шва во всех его участках при допускаемых степенях перемешивания аустенитного наплавленного металла с перлитным основным. Правила выбора аустенитных сварочных материалов для соединений аустенитной стали с перлитной с помощью диаграммы структурного состояния изложены ниже. [c.140]

Фиг. 71. Диаграмма структурного состояния сварных соединений аб, вг, де — составы металла аустенитного шва в корневом слое и слоях, примыкающих к аустенитной и перлитной стали жз, ик — составы металла перлитного шва.

На фиг. 76 приведена схема, показывающая влияние состава аустенитного шва (содержание никеля) на ширину хрупких прослоек в зоне сплавления. При заданном изменении в ней концентрации легирующих элементов, в первую очередь хрома и никеля, мартенситные структуры будут возникать в участках, для которых согласно диаграмме структурного состояния (фиг. 71) степень перемешивания металла шва с основным металлом, при которой об- [c.149]

Графики, аналогичные приведенным, названы Ю. В. Вайнблатом диаграммами структурных состояний сплавов эти диаграммы дают информацию о структуре сплава в функции скорости и температуры деформации в состоянии непосредственно после горячей деформации (Рдая), а также образовавшейся при последующем нагреве деформированных изделий (Рст). [c.378]

Результаты подробного электронно-микроскопического исследования эволюции дислокационной структуры ряда тугоплавких металлов (хрома, молибдена, ванадия) в широком диапазоне температур и степеней деформации были впервые систематизированы [9, 289] в виде диаграмм структурных состояний в координатах температура — деформация (рис. 3.12). В качестве методов деформирования в основном использованы методы обработки металлов давлением (прокатка, осадка, прессование, гидропрессование и некоторые другие), позволяющие получать большие равномерные дефор-омации по всему сечению образца. [c.122]

Рис. 3.12, Диаграммы структурных состояний деформированных молибдена (D = = 50мкм), хрома > = 100 мкм) и ванадия (D — 100 мкм) [289]

Важным следствием обработки кривых нагружения в координатах 5 — является возможность экспрессного построения диаграмм структурных состояний материала [328]. Как показано на рис. 3.29 на примере сплава МТА, для этого необходимо на перестроенных кривых упрочнения 5 — соединить точки перегибов, соответствующих критическим деформациям вх и щ, при которых происходит изменение коэффициентов параболического деформационного упрочнения в процессе развития и перестройки дислокационной структуры. Таким образо.м, мы фактически получаем диаграмму структурных состояний сплава МТА (рис. 3.29). На рнс. 3.30 представлены в координатах деформация — температура диаграммы структурных состояний сплава МТА, а также однофазного сплава МЧВП с размером зерна 40 и 100 мкм. Диаграммы ограничены (из условий получения [328]) кривой температурной зависимости однородной деформации и включают три области / — относительно однородного распределения дислокаций // — сплетений, клубков дислокаций и /// — ячеистой дислокационной структуры. Области на диаграмме разделены линиями температурной зависимости критических деформаций и ба, которые являются верхней границей равномерного распределения дислокаций и соответственно нижней границей образования ячеистой структуры. Температурный ход этих кривых может быть объяснен [345] исходя [c.148]

Рассчитанная по уравнению (5.27) деформация, которая предшествует разрушению сколом в интервале хрупко-пластичного перехода, практически полностью совпадает с кривой 3. При расчете больших деформаций учитывался стадийный характер деформационного упрочнения через коэ( х шциент усреднения р (смотри выше). Кривые 4 и 5 на диаграмме ИДТ представляют диаграмму структурных состояний и соответствуют деформациям, при которых происходит изменение коэ4х))ициента деформационного упрочнения в процессе развития и перестройки дислокационной структуры. Эти кривые фактически являются верхней границей равномерного распределения дислокаций ( лес ) и соответственно нижней границей образования ячеистой структуры. Причем если при деформации выше 200 °С наблюдается равноосная ячеистая структура (5.19, г), то при более низких температурах ячеистая структура обнаруживает четкую связь с полосами скольжения (5.19, д), что свидетельствует об ограниченном характере поперечного скольжения. Кривые 7 н 9 построены с привлечением данных фрактографических исследований. При повторном изломе в продольном направлении охлажденных до —196 °С образцов, которые ранее были испытаны при 800 и 1000 С, в шейке образцов наблюдалось межзеренное хрупкое разрушение (рис. 5.19, б), причем размер зерен составлял 1—2 мкм. Поскольку после первичных испытаний ниже 600 С, несмотря на хорошо сформированную ячеистую структуру, такой вид разрушения не наблюдается, то предполагается, что в шейке образца при больших деформациях начинается динамическая рекристаллизация [435], хотя такие низкие температуры начала этого процесса (Тр 700 С, или 0,ЗЗГпл) еще пока не отмечались. Таким образом, кривая 7 нанесена в качестве нижней границы области динамической рекристаллизации. Кривая 9, построенная по данным фрактографических исследований, схематически показывает температурно-деформационную область, в которой имеет место расслоение по границам ячеистой структуры. [c.220]

Диаграмма структурного состояния в описанном варианте представляет, по-видимому, обобщение высказываемых в литературе предложений по оценке роли различных параметров при термоусталостном разрушении. Более других ей соответствует диаграмма в координатах Тц—7тах (рис. 60) [13]. В ней для [c.101]

Рис. 4.4. Диаграмма структурного состояния сплава ХН70ВМТЮФ при термоциклическом нагружении

Рис. 4.1. Диаграмма структурных состояний матрицы и наполнителя композигщонных материалов с дисперсными наполнителями

Детальные исследования эволюции дислокационной субструктуры поликристаллических ОЦК металлов и сплавов на их основе [8, 39, 70, 71] могут быть систематизированы с помощью диаграмм структурных состояний, на которых в координатах температура — степень деформации нанесены области существования различных типов дислокационных распределений (рис. 7.9). Типичные субструктуры для различных участков диаграммы приведены на рис. 7.10. Как следует из рис. 7.9, 7.10, наиболее типичными дислокационными распределениями оказываются клубковые распределения (сплетения, жгуты), хаотическое однородное распределение дислокаций, разориентированная ячеистая (фрагментированная, субзеренная) субструктура, область [c.206]

Как следует из рис. 7.9—7.11 и данных [8, 39, 70, 71], снижение энергии дефекта упаковки сказывается на характере диаграммы структурных состояний, затрудняя образование разориентированных ячеистых структур. Представляет интерес тот факт, что дислокационная субструктура, возникающая на начальных стадиях деформирования, содержит дислокации противоположных знаков в примерно равных количествах, так что существенной разориентации не возникает, на микродифракцион-ных картинах не наблюдается азимутальное размытие рефлексов. [c.207]

Рис, 7,12. Схема изменения размера ячеек й и их разориентировки 0 при увеличении степени деформации [5, 9—12 и др.] штриховая кривая — изменение размера ячеек после формирования замкнутой сети внутренних границ раздела, если бы их форма в дальнейшем менялась в соответствии с принципом Тейлора — Поляни /—/— области диаграммы структурных состояний. [c.209]

Переход к такого рода необычным состояниям, названным микрокристаллическими, обнаружен при больших пластических деформациях ГЦК монокристаллов сплава ХН77ТЮР [43] . В связи с тем, что согласно диаграмме структурных состояний при переходе к большим пластическим деформациям или при повышении температуры однородные и неоднородные дислокационные распределения переходят в ячеистые структуры, остановимся более подробно на влиянии температуры и степени деформации на характеристики ячеек. [c.211]

Важнейшим следствиел из выясненных закономерностей структур-1Ш1Х изменений является наличие, по крайней мере, трехстадийного деформационного упрочнения (в соответствии с диаграммой структурных состояний на рис. 7.9). На I стадии, когда в структуре при увеличении степени деформации возрастает плотность хаотически распределенных дислокаций, не создаюш,их образований, разориентиру-юш,их соседние области на большие углы (до 2—5 °), упрочнение хорошо описывается зависимостями вида [c.219]

В новой диаграмме структурного состояния по оси абсцисс отложены эквиваленты ферритообразования всех легирующих элементов по отношению к хрому, а по оси ординат — всех легирующих элементов по их влиянию на температуру мартенситного превращения. Эквиваленты приняты на основании анализа многочисленных литературных источников, которые, к сожалению, дают неодинаковые значения. Поэтому некоторые из приведенных в диаграмме эквивалентов будут в дальнейшем уточняться. Сочли целесообразным (что подтвердилось экспериментально) ввести переменные эквиваленты фер-рито- и мартенситообразования для углерода и азота и для ферритообразования никеля в зависимости от содержания этих элементов в стали. Титан следует учитывать только тот, который находится в твердом растворе, а уг- [c.143]

Рис, 9. Диаграмма структурного состояния цементованного слоя стали марки 18ХГМ в зависимости от времени изотермического превращения при 690 (Е. И. Мали нкина) [c.1007]

Исходя из основного требования выбора сварочных материалов для разнородных сталей, необходимо прежде всего оценить возможность получения шва с удовлетворительным уровнем свойств в переходных участках сплавления с основным металлом. Такая предварительная оценка может быть выполнена с помощью показанной на фиг. 71 диаграммы структурного состояния [46, 65]. Структурное состояние свариваемых сталей (точки А и Б) и наплавленного металла (точки В и Г) определяются по ней в соответствии с содержанием в этих составах аустенизирующих и фер-ритизирующих элементов. Структурное состояние возможных промежуточных составов шва вычисляют, откладывая на прямых, соединяющих точки наплавленного и основного металла АВ, БВ, АГ и БГ), отрезки, соответствующие проценту перемешивания наплавленного металла с основным (утолщенные линии). Структурное состояние корневого шва будет определяться отрезками аб и жз на прямых ВЕ и ГЕ, соединяющих точки В и Г наплавленного металла с точкой Е, расположенной в середине отрезка АБ. [c.139]

На фиг. 72, б приведена диаграмма структурного состояния для рассмотренного выше сварного соединения, выполненного аустенитно-ферритными электродами типа ЭА-2 (Х25Н13) с пиьышен-ным запасом аустенитности. В этом случае аустенитная структура сохраняется при перемешивании с перлитной сталью до 25ч-357о-В то же время при небольшом исходном содержании ферритной фазы в наплавленном металле (2- 5%—точка Г на диаграмме) создается опасность появления в переходных слоях участков с однофазной аустенитной структурой, склонной к трещинам. Как показали усталостные испытания валов из углеродистой стали с наплавленной электродами типа ЭА-2 (с содержанием 2- 5% феррита) поверхностью, вибрационная прочность изделия при этом снижается примерно вдвое. [c.141]

Рис. 3.5.10. Диаграмма структурного состояния Ее-С-Мп-сплавов после нормализации начиная с 950 °С Ф-феррит Я-перлет М-мартенсит Т-троостит, А - аустенит, Ц - цементит

Для этих целей можно воспользоваться схематической диаграммой, показывающей структурное состояние сплава при комнатной температуре в зависимости от содержания ферритообразующих и аустенитообразующих элементов (рис, 361). Влияние каждого элемента приведено к влиянию хрома и никеля соответствующим коэффициентом. Так, углерод как аусте-нитообразующий элемент влияет в 30 раз сильнее никеля, а ниобий — в два раза слабее хрома. [c.486]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...