Старение растворов внедрения

Старение растворов внедрения [c.248]

Углерод в процессе термической обработки образует пересыщенные твердые растворы внедрения. В процессе эксплуатации из-за выделения углерода значения коэффициента а изменяются. Это связано с изменением параметра кристаллической решетки и магнитострикции парапроцесса, поэтому содержание углерода в сплаве должно быть минимальным (не более 0,05 %). Минимальное значение коэффициента а у инвара достигается после закалки от 830°С, в процессе которой все примеси переходят в твердый раствор. Отпуск при 315 °С в течение 1 ч приводит к выделению мелкодисперсных избыточных фаз последующее старение при 95 °С в течение 48 ч снимает все остаточные напряжения, возникающие в процессе технологической обработки деталей, и стабилизирует значение коэффициента а. [c.563]

Старение закаленных сплавов также называют термическим (закалочным). Существует еще разновидность старения, называемого деформационным. Деформационное старение развивается после холодной деформации при последующей выдержке при комнатной температуре и особенно при нагреве до невысоких температур (например, для технического железа до 470 К). Деформационное старение возможно как в слабо пересыщенных, так и равновесных сплавах типа твердых растворов внедрения, в которых не имеет место закалочное старение (например, в железе с содержанием углерода менее 0,006 % и азота менее 0,01 %). Механизм деформационного старения отличен от закалочного. Деформационное старение связано не с выде- [c.111]

Следовательно, растворимость примесей внедрения (С, N, О) в тугоплавких металлах VA групп (Сг, Мо, W) при низких температурах (для этих металлов — ниже 1000° С) не превышает 1—2 анм (не более 0,0001 мас.%) при повышении температуры растворимость элементов внедрения резко возрастает и при 1500° С может достигать 1000 анм, а выше 2000 С — 10000 анм. Это позволяет осуществить термическую обработку - получить в результате закалки от высоких температур пересыщенный по примесям твердый раствор, из которого при последующем старении выделяются вторичные фазы. [c.6]

Косвенным подтверждением этому предположению служат результаты работы [173]. Железо (металл с о. ц. к.-решеткой) высокой чистоты, полученное методом зонного рафинирования и подвергнутое отжигу при температуре старения, вне зависимости от длительности этого отжига переходит при комнатной температуре в хрупкое состояние. В пользу того, что это состояние связано именно с образованием зон из примесных атомов внедрения, свидетельствует исчезновение эффекта охрупчивания при повышении содержания в металле примесей внедрения, так как последнее облегчает распад твердого раствора с выделением частиц фаз внедрения. [c.43]

Возможно ли упрочнение мартенсита после превращения у- а за счет процессов, происходящих внутри твердого раствора, в частности за счет образования зон, обогащенных примесями внедрения, подобно тому как это происходит при старении (в начальной стадии распада) Отмечалось неравномерное распределение примесей внедрения в мартенсите, но форма сегрегаций не была установлена [267]. Отмечалось также старение мартенсита при низких температурах и после кратковременной выдержки (секунды) при 0° С. Известно повышение твердости на ранних стадиях отпуска высокоуглеродистой стали. Зарегистрировано увеличение на 15% электросопротивления эвтектоид-ной стали ( 1% С) за первые 3 сек отпуска при 200° С. Электронномикроскопические исследования не обнаруживают при этом изменения микроструктуры. Важную роль при старении, как указывалось ранее, могут играть дефекты структуры, являющиеся местами предпочтительной сегрегации атомов углерода, Высказывалась точка зрения о том, что упрочнение мартенсита связано с процессом сегрегации примесей внедрения, возможно на двойниках, даже при 0° С, хотя некоторые [c.334]

Методом контроля склонности стали к деформационному старению служит запись диаграммы кривой растяжения. Кривая растяжения должна быть плавной, со слабым деформационным упрочнением и не иметь площадки или зуба текучести (рис. 10.1). Наличие последних указывает на то, что в стали прошло деформационное старение, причиной которого является закрепление дислокаций твердого раствора атомами внедрения [c.287]

Показано [40, 41, 44—46], что возможности химико-термического упрочнения гораздо шире. Предложенные условия химико-термической обработки позволяют перейти к большим сечениям и получить четырехкратное упрочнение материала, сохраняя достаточную пластичность. Повышение эффекта упрочнения наблюдается при выполнении ряда условий. Известно, что у дисперсной ячеистой структуры, которая формируется в процессе пластической деформации, растворимость элементов внедрения на несколько порядков превышает равновесное значение [47] за счет впитывания этих элементов границами ячеек. Известно также, что выделение избыточной фазы в процессе старения при низких и умеренных температурах затягивается на десятки часов. Оба эти фактора определяют то, что если химико-термическую обработку проводить на нагартованном материале при температуре ниже порога рекристаллизации, в частности при температуре полигонизации, удается получить гомогенизированный перенасыщенный элементом внедрения твердый раствор и предотвратить интенсивное образование второй фазы, а также связанное с этим оседание элементов [40] внедрения вблизи поверхности. После насыщения проводится отжиг при более высокой температуре, обеспечивающий выделение дисперсных упрочняющих частиц и одновременное выравнивание состава по сечению. [c.132]

При создании высокопрочных сплавов, предназначенных для эксплуатации при низких и обычных температурах, а еще в большей степени — жаропрочных сплавов для службы при высоких температурах, используется весь арсенал методов упрочнения — деформационное упрочнение, мартенситное превращение в процессе закалки с последующим отпуском, термомеханическая обработка, твердорастворное упрочнение легирующими элементами замещения и внедрения и дисперсионное упрочнение, возникающее благодаря распаду пересыщенных твердых растворов в процессе старения или вследствие повышения содержания дисперсных выделений высокО прочной избыточной фазы, представляющей, как правило, твердые тугоплавкие соединения ковалентного, металлического и реже ионного типа. [c.138]

При деформационном старении атомы азота и углерода, находящиеся в твердом растворе, блокируют дислокации в результате упругого взаимодействия силовых полей дислокации и внедренных атомов [80]. Различают деформационное старение, возникающее в металле после предварительной деформации (статистическое деформационное старение), и старение, развивающееся непосредственно в процессе деформирования (динамическое деформационное старение). Оба вида старения, в конечном итоге, приводят к упрочнению (повышение сопротивления деформированию), однако кинетика процесса старения сильно зависит от того, под напряжением или при отсутствии внешнего напряжения протекает этот процесс. [c.157]

Таким образом, данные по кинетике динамического деформационного старения углеродистых сталей в процессе циклического нагружения при низких амплитудах нагружения (близких к пределу усталости) показывают, что возможны два типа реакций динамического деформационного старения. Реакция динамического деформационного старения первого типа имеет сходство со статическим деформационным старением, и скорость ее проявления пропорциональна концентрации растворенных атомов внедрения. Второй тип старения возникает при циклическом нагружении закаленных и отпущенных углеродистых сталей, которые содержат многочисленные тонкие цементные пластинки, и не зависит от находящегося в растворе в начале циклического нагружения углерода. В этом случае эффект динамического деформационного старения обусловлен переходом атомов углерода из тонких цементитных частиц в раствор в активных полосах скольжения. Исследования внутреннего трения показали, что оба рассмотренных типа реакций старения имеют низкую энергию активации (около 0,5 эв) [25]. [c.165]

Элементы внедрения несколько повышают жаропрочность за счет упрочнения твердого раствора, а также способствуют старению под напряжением. В некотором интервале температур атомы элементов внедрения диффундируют к дислокациям и блокируют их, препятствуя ползучести и повышая длительную прочность. Рис. IV. 63 иллюстрирует влияние элементов внедрения на прочность на примере тантала с различным содержанием азота и кислорода. [c.472]

Хотя в практике деформационного старения высокая исходная концентрация в твердом растворе примесных атомов внедрения встречается сравнительно редко, во многих работах по исследованию механизма и кинетики деформационного старения железа применяли предварительную закалку с температур что обеспечивало исходную концентрацию в твердом растворе углерода и азота порядка 10 % (по массе) [24, 28, 31]. В этих условиях деформационное старение имеет свои особенности. С одной стороны, наиболее четко проявляется бездиффузионная стадия старения, связанная с упорядочением внедренных атомов в полях напряжения дислокаций [7]. Но известно, что при концентрациях Ю- % старение а-железа происходит и без наложения деформации. Последнее же характерно образованием выделений в случае низкотемпературного процесса не только на дислокациях, но и на скоплениях вакансий в матрице [78 79 80, с. 600 81 82, с. 152 И, с. 173 86]. [c.42]

Удельное электросопротивление (р) обычно уменьшается при деформационном старении, так как переход атомов углерода и азота из статистически равномерного распределения в твердом растворе к сегрегациям на дислокациях приводит к меньшему рассеянию электронов проводимости [152]. Поэтому с помощью измерения р можно исследовать кинетику выделения примесных атомов из нормальных позиций внедрения в процессе деформационного старения [28 43 48 63 152 153 155, с. 24 156]. При этом следует иметь в виду, что хотя получено [28] удовлетворительное соответствие изменения содержания примесей внедрения в твердом растворе, измеренное методом электросопротивления и методом ВТ, однако изме- [c.86]

Углерод, находящийся в твердом растворе, может оказывать влияние на величину эффекта деформационного старения в средне-и высокоуглеродистых сталях. Влияние этого фактора будет рассмотрено дальше. Следует также учитывать, что и для низкоуглеродистой стали процесс деформационного старения не всегда связан с непосредственным переходом атомов внедрения из нормальных позиций внедрения в район дислокаций (см. главу I). [c.158]

Если при старении низкоуглеродистых сталей оо снижается в результате уменьшения количества атомов внедрения в твердом растворе [360], то при старении среднеуглеродистой стали 00 практически не изменяется (см. рис. 62). [c.159]

Таким образом, становится понятным повышение эффекта деформационного старения в средне- и высокоуглеродистых сталях с увеличением содержания в них углерода и ростом степени деформации (см. рис. 54, 57, 61). Если в низкоуглеродистых сталях увеличение степени деформации может приводить к уменьшению эффекта деформационного старения вследствие недостатка атомов внедрения в твердом растворе или больших диффузионных путей в случае растворения карбидов, то в средне- и высокоуглеродистых сталях материала для закрепления дислокаций более чем достаточно, а пути диффузии углерода от цементитных частиц сравнительно невелики. Повышение плотности дислокаций должно увеличивать эффект деформационного старения. Действительно, максимальное упрочнение при низкотемпературном отпуске, определенное по кинетическим кривым, при низкотемпературном отпуске изменяется так же, как и уширение линий на рентгенограммах (величина, пропорциональная приросту плотности дефектов кристаллической решетки) при пластической деформации (рис. 66). [c.160]

При легировании стали карбидообразующими элементами (хромом, ванадием, вольфрамом и др.), как правило, увеличивается содержание углерода в твердом растворе [379, 380], который может существенно влиять на эффект деформационного старения, особенно после малых обжатий. Повышение содержания хрома до 3% увеличивает эффект деформационного старения после малых обжатий (5%) (сравните рис. 75,о.и в). Если деформационное старение происходит в результате блокировки атомами внедрения, находящимися в твердом растворе, то в этом случае (как уже было отмечено при рассмотрении результатов рис. 58) эффект старения будет выше по сравнению с эффектом, вызванным переходом атомов внедрения от карбидов к дислокациям. Поэтому, рассматривая влияние карбидообразующих легирующих элементов, следует учитывать их влияние на прочность связи углерода в карбидах и растворимость углерода в твердом растворе. Сравнение эффекта упрочнения в хромистой и углеродистой сталях показывает (см. рис. 75, а и в), что после 20%-ной деформации эффект низкотемпературного упрочнения становится примерно одинаковым независимо от формы карбидных частиц, а различие проявляется после больших обжатий в зависимости от формы карбидных частиц (см. рис. 75,в). Следовательно, влияние усиления сил связи углерода в карбидах сталей, легированных карбидообразующими элементами, на эффект деформационного старения следует рассматривать после больших обжатий, а карбиды при этом должны иметь глобулярную форму. [c.182]

Деформационное старение развивается после х0Л0Д 10Й деформации при последующей выдержке при нормальной температуре и особенно при нагреве до относительно невысоких температур (например, для технического железа до 470 К). Деформационное старение возможно как в слабо пересыщенных, так и равновесных сплавах типа твердых растворов внедрения, в которых не происходит закалочное старение (например, в железе с содержанием углерода менее 0,006% и азота менее 0,01%). Механизм деформационного старения отличен от закалочного. Деформационное старение связано не с выделением какой-либо фазы, а с сегрегацией растворенного элемента на дислокациях, образовавшихся в процессе деформации. На них образуются облака Коттрелла. При последующей пластической деформации для движения дислокаций необходимо вырывание их из облаков Коттрелла. Последнее требует повышения усилий для деформирования, что и служит причиной упрочнения сплава. [c.500]

Следует отметить, что между старением твердых растворов замещения и твердых растворов внедрения (например, углерода и азота в железе) нет принципиальной разницы. В обоих случаях отмечается образование зон, концентрация примесей на дефектах, когерентность, образование промежуточных фаз и соответствующее различным стадиям старения изменение свойств. Как показано в работах Скакова [186—188], имеется большое соответствие в деталях процесса. Различие — скорее кинетическое, связанное с большой подвижностью атомов внедрения. [c.222]

Для прерывистого распада пересыщенных твердых растворов характерно протекание его сначала по дефектным местам решетки, например по границам зерен. В этих местах начинается образование областей распада твердого раствора. Это приводит к формированию так называемой ячеистой структуры сплава. Такой процесс старения характерен для твердых растворов сплавов систем меди с ггребром, бериллием, индием, никеля с бериллием, свинца с оловом, /келеза с углеродом и происходит сразу с образованием выделений чш. тнд новой фазы. Старение с выделением частиц новой фазы IKI границам зерен сплава может приводить к его охрупчиванию (например, к отпускной хрупкости в сталях) чаще всего подобное яв- Mi iiue имеет место при распаде твердых растворов внедрения. [c.37]

Растворенные атомы и дислокации могут испытывать различные типы взаимодействия упругое, электрическое, химическое, геометрическое. Для нашего рассмотрения наиболее важным является первый тип взаимодействия, который сильнее остальных. Например, для медных растворов замещения упругое взаимодействие в три — семь раз сильнее электрического [5]. Для растворов внедрения, которые наблюдаются в сплавах железа с азотом и углеродом, можно ожидать еще большего превосходства упругого взаимодействия. Однако, учитывая различную роль азота и углерода в деформационном старении [13], возможность нахождения атомов указанных элементов в твердом растворе в ионизированном состоянии, некоторые детали влиявия легирующих элементов на процесс деформационного старения [14] и т. д., следует в принципе считаться и с электрическим типом взаимодействия. Последний возникает вследствие изменения плотности электронного газа в районе искажения кристаллической решетки из-за присутствия в ней дислокации. В результате дислокацию можно рассматривать как электрический диполь, создающий в металле электростатическое поле. [c.10]

Упрочнение металлов и сплавов достигают также другими путями. При холодной пластической деформации твердость легко увеличить вдвое и даже втрое (см. 6). Увеличивая концентрацию твердого раствора при легировании металла, особенно раствора внедрения, можно повысить твердость в несколько раз. Например, твердость раствора титана с 0,7% О в три раза больше твердости чистого титана (атомы кислорода внедрены в решетку а-титана). Сильное упрочнение достигается при диспероиоином твердении стареющих сплавов. Например, старение бериллиевой бронзы при 350°С привюдит к увеличению твердости в четыре раза ( ), по сравнению с закаленным состоянием. При сопоставлении с приведенными примерами эффект упрочнения при закалке сталей не выглядит чем-то выдающимся, особенно если учесть одновременное действие нескольких механиз мов упрочнения. [c.249]

Структурные изменения при старении составляли предмет многочисленных исследований. По-видимому, как только образуется пересыщенный твердый раствор внедрения азота в феррите, он стремится к выделению растворенных атомов. Эти атомы диффундируют через металл и собираются на различных дефектах решетки ферритной матрицы, где они соединяются с железом, образуя нитриды. Ниже 250° С первым образуется нитрид FejeNj, называемый также переходной фазой а". Эта фаза имеет тетрагональную структуру с сильно искаженной решеткой, ее зарождение требует относительно низкой энергии активации. Позже за счет исходного нитрида образуется зародыш F iN или y -фаза с кубической кристаллической решеткой (рис. 96). [c.88]

Работы по изучению старения малоуглеродистого железа, в частности систематические исследования Скакова [186— 188], показали, что общая закономерность распада пересыщенного раствора аналогична закономерностям, наблюдаемым в классических стареющих системах, хотя старение идет за счет примесей внедрения. При этом не вполне ясно, за счет каких примесей идет старение кислорода, азота, углерода или различных комбинаций этих элементов. [c.248]

Как известно, зуб и площадка текучести на диаграмме растяжения обусловлены закреплением дислокаций атмосферами Коттрелла (атомами внедрения — углерода и азота) и вырывом дислокаций из закрепления при достижении предела текучести Площадка те кучести обусловлена движением свободных, вырванных из закреп ления дислокаций при постоян ном напряжении Следовательно, ответственными за деформацион ное старение являются находящи еся в твердом растворе атомы внедрения Атомам азота принад лежит главная роль в иницииро вании склонности к деформаци онному старению Причиной это го является большая раствори [c.159]

Из пяти основных механизмов упрочнения суперсплавов — твердорастворного, дисперсного (дисперсионного), зернограничного, деформационного и текстурного — от природы сплава зависят первые три. В двух первых случаях упрочнение объясняется действием внутренних напряжений, возникающих в результате внедрения в упругую матрицу либо растворенных атомов (твердорастворное упрочнение), либо частиц второй фазы. Если частицы второй фазы выделяются из твердого раствора при старении, то они называются преципитатами , а упрочнение - дисперсионным. Если же дисперсные частицы искусственно вводятся в сплав, то они называются дисперсоидами , а упрочнение -дисперсным. В этом втором случае речь идет об искусственных компо- [c.303]

Квазибинарная эвтектика (рис. 51) возникает, когда тугоплавкое соединение MeivX имеет энергию образования, существенно большую, чем собственное соединение металла-основы с тем же элементом внедрения Mev-viX. Это обусловливает выделение при кристаллизации и охлаждении из расплава и твердого раствора более термодинамически устойчивого соединения MeivX. Переменная растворимость этого чужого соединения в металле-основе обеспечивает дисперсионное твердение гомогенизированных и закаленных сплавов путем старения (область I). Содержание выделяющейся из твердого раствора дисперсной упрочняющей фазы в стареющих,, обычно деформируемых сплавах ограничено предельной растворимостью соединения (область /). [c.147]

Кинетика выделения карбидов из а-железа изучалась многими исследователями. Чувствительным индикатором количества внедренных атомов, остающихся в твердом растворе, является высота пика внутреннего трения, связанного с упорядочением атомов внедрения в поле напряжений. Это позволяет проследить за ранними стадиями процесса выделения. Первые работы в этом направлении были проведены Уэртом [62]. Уэрт установил, что кинетика процесса в целом может быть описана уравнением (39) с п, меняющимся от 1,2 до 1,7 (среднее значение 1,45). Это должно было бы соответствовать трехмерному контролируемому диффузией росту из достаточно отдаленных друг от друга заранее существовавших зародышей и первоначально рассматривалось как указание па то, что частицы имеют сферическую форму. Полученные позднее результаты показали, что величина п может довольно сильно меняться, увеличиваясь в недеформированных образцах по мере снижения температуры старения. При повышенном содержании углерода п резко увеличивается при некоторой определенной температуре (при 0,022 вес. % углерода эта температура составляет 60° С), и такое изменение кинетики процесса обнаруживается на графике зависимости 1п от 1/Г. [c.294]

Существует много различных способов повышения прочности сталей (измельчение зерна, образование твердых растворов замещения и особенно внедрения, дисперсионное твердение, деформационное старение, образование химических соединений, наклеп, обработка облучением и т. д.). Образование мартенсит-ных структур (часто в сочетании с одним или несколькими указанными способами повышения прочности) позволяет достичь Ов = 200 кгс/мм и выше. Так, термомеханическую обработку (наклеп аустенита с прямой последующей закалкой) можно считать сочетанием измельчения зерна и закалки. В специальных мартенситпо-стареющих сталях упрочнение достигается сочетанием закалки и старения [21.22]. При сочетании различных способов упрочнения удается достигнуть более высокой прочности (сгв>200 кгс/мм ) при меньшей чувствительности к концентрации напряжения, чем путем повышения содержания углерода в стали и традиционного упрочнения мартенситным превращением [7, 21, 22]. [c.249]

Одним из часто применяемых методов термической обработки первого вида является более или менее продолжительный отпуск в области субкритических температур. Такая обработка находит промышленное применение в основном для сталей глубокой вытяжки, содержащих нитридообразователи. Необходима она для максимального выделения соответствующих нитридов, т. е. для удаления азота из твердого раствора. Например, для сталей с кремнием рекомендуют выдержку примерно при 600° С [176], для сталей с ванадием — при 700° С [194]. Скорость охлаждения после указанного отпуска должна быть небольшой, чтобы не вызывать пересыщения твердого раствора углеродом. Обработку в а-области можно рекомендовать и для кипящих сталей, не содержащих заметного количестда сильных раскислителей. Однако в этих случаях, по данным Коттрелла и Лика [106, с. 301], а также по данным работы [180], и для раскисленной стали лучшие результаты дает не медленное охлаждение после высокого отпуска, а закалка с последующим термическим старением. Такая обработка имеет и прямой практический смысл в связи с внедрением в производство непрерывного отжига листа для глубокой вытяжки [195] или непрерывного отжига жести [196], а по нашим данным, и для увязочной проволоки вместо обычного отжига в камерных печах. В последнем случае можно практически не учитывать содержание углерода в твердом растворе, но при непрерывном отжиге скорость охлаждения тонкого листа, а тем более жести и проволоки достаточно высока для удержания заметных количеств углерода в твердом растворе. Поэтому после непрерывного отжига перед дрессировкой целесообразно проводить закалочное старение (например, при 370° С в течение 1,5 ч [197]) для предупреждения деформационного старения за счет углерода. Это приводит к минимальной степени пересыщения твердого раствора, в то время как при медленном охлаждении достаточно полного выделения может не произойти из-за малого числа зародышевых центров в низкоуглеродистой стали. Большое значение при проведении закалочного старения имеет температура старения. Понижение ее должно обеспечивать более полное выделение, однако слишком низкая температура заметно удли- [c.102]

Нет единого взгляда и на причины, вызывающие изменение свойств при деформационном старении средне- и высокоуглеродистых сталей. Одни авторы повышение прочности объясняют снятием упругих напряжений первого рода [262], другие упрочнение и снижение пластичности связывают с выделением при отпуске мелкодисперсных частиц нитридов, карбидов и даже окислов [249, 250, 253, 272], третьи — говорят о справедливости и в этом случае механизма Коттрелла — Билби [258, 263], четвертые —об особом механизме, отличном от коттрелловского [80, с. 316]. Некоторые авторы [35, с. 138 250 258] по аналогии с деформационным старением низкоуглеродистой стали говорят о протекании всех трех стадий старения — от образования атмосфер примесных атомов вокруг дислокаций до возникновения выделений,. правда, без проведения прямых экспериментов. В некоторых случаях старение сталей с повышенным содержанием углерода после деформации в холодном состоянии объясняется растворением карбидов и нитридов при деформации с последующим выделением атомов внедрения из твердого раствора при старении [c.122]

Даже в сталях с менее равновесной (бейнитной) структурой наблюдается заметный рост электросопротивления в результате старения после деформации выше 0,5% (см. рис. 58). В данном случае электросопротивление измеряли на одних и тех же образцах после деформации и после состаривающего отпуска при 250° С. Описанное изменение электросопротивления, с одной стороны, подтверждает отсутствие ухода атомов внедрения из твердого раствора (нормальных позиций внедрения) к [c.159]

Эффект блокирования дислокаций при ММТО должен проявляться в случае железа и стали при содержании углерода и азота более 10 %, так как при меньших концентрациях эффекты деформационного старения не выявляются [44]. В процессе деформационного старения происходит уменьшение концентрации углерода и азота в твердом растворе, что приводит к снижению пика внутреннего трения, связанного с атомами внедрения [41, 44]. [c.37]

Во время стадии текучести на поверхности образца появляются полосы, составляющие с осью растяжения угол около 50° (ф. 594/1). Эти полосы ясно видны по всей окружности образца и называются линиями Чернова—Людерса. Если скорость растяжения очень мала, то появляется одна или две полосы — они начинаются на краях образца и постепенно покрывают его по всей длине. В этом случае площадка текучести прямолинейна. В момент встречи двух полос на конце площадки появляется небольшая спускающаяся вниз ступенька [74]. При более высоких скоростях растяжения, используемых, например, в заводских испытаниях, полосы более многочисленны и быстро следуют одна за другой, давая горизонтальную ступеньку с зубом текучести. Когда проводятся испытания на растяжения при более высоких температурах (около 200° С), эти внезапные падения напряжения происходят во всей области пластичности и кривая растяжения состоит полностью из зубцов текучести или штрихов. Этот процесс Портевена—Лешателье протекает также во время деформации метастабильного аустенита (ср. гл. 17). Такая неоднородность пластического течения обусловлена наличием внедренных атомов в твердом растворе а- или у-железа, сгруппированных в атмосферы Коттрелла. Перераспределение этих атмосфер в феррите во время и после деформации вызывает деформационное старение мягких сталей. В результате появляются очень мелкие выделения карбидов и нитридов, особенно после незначительного нагрева пластически деформированного материала. Эти выделения позволяют выявить линии Чернова— Людерса внутри деформированного материала. [c.35]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...