Границы зерен в деформационных процессах

Границы зерен в деформационных процессах [c.76]

Экспериментальные данные о необычной дефектной структуре границ зерен в наноструктурных материалах, полученных интенсивной пластической деформацией, наблюдение искажений кристаллической решетки вблизи границ зерен легли в основу развиваемых модельных представлений об атомной структуре и свойствах этих материалов [12]. Данные представления базируются на концепции неравновесных границ зерен, которая была введена в научную литературу в 70-80-х годах [110, 111] и позднее стала широко использоваться при описаниях взаимодействий решеточных дислокаций и границ зерен, для анализа рекристаллизационных и деформационных процессов в поликристаллах [3, 172]. Ниже будут кратко рассмотрены основные положения физики неравновесных границ, дано описание структурной модели нанокристаллов и ее развитие для понимания их необычных свойств. [c.87]

Здесь следует отметить, что в настоящее время атомное строение обычных границ зерен до конца не выяснено. Для них представление о структурных ЗГД может быть использовано пока только в виде гипотезы. Полученные в последние годы данные электронной дифракции прямого атомного разрешения подтвердили выводы более ранних исследований (см. [97]) о периодичности структуры этих границ. Вместе с тем структурные ЗГД в них не удается обнаружить современными экспериментальными методами, что неудивительно, поскольку в соответствии с геометрическим анализом ЗГД здесь должны иметь очень малые, близкие к нулю векторы Бюргерса. В связи с этим недавно было предложено описание структуры произвольных границ, где граница представляется как набор периодически расположенных групп атомов по типу полиэдров [155, 156]. Однако это описание пока не удается использовать для анализа перестроек зернограничной структуры с целью выявления поведения границ в деформационных процессах. В настоящее время более полезным здесь представляется использование дислокационных представлений, введение которых, даже формальное, позволяет понять многие свойства границ зерен [53, 54, 63, 150]. Поэтому представления о периодической структуре обычных границ зерен и ЗГД как нарушениях этой периодичности, мы будем использовать ниже при анализе конкретных зернограничных процессов. [c.78]

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]

Существенную роль в образовании хрупкого разрушения играет исходное состояние металла, зависящее от металлургических процессов получения и технологии его дальнейшей обработки. Увеличение размера зерен и ослабление прочности их границ приводит к уменьшению 5к и, следовательно, к повышению критической температуры и снижению уровня критических напряжений при хрупком разрушении (см. рис. 1.5). Повышение сопротивления срезу и уменьшение сопротивления отрыву в результате повышения содержания углерода в стали, понижения температуры отпуска, а также легирования (повышающего отношение предела текучести 5т к сопротивлению разрыву Sk) увеличивают склонность к хрупкому разрушению. Этот эффект наблюдается также после деформационного старения при длительной службе металла в напряженном состоянии при повышенной температуре, наводороживания, радиационного воздействия, накопления циклического и коррозионного повреждений. Указанные эксплуатационные факторы понижают пластичность, прочность границ зерен и сопротивление разрыву. [c.14]

На этапе развитой деформации влияние границ зерен, согласно [252], ослабевает. Деформационное упрочнение в этом случае начинает определяться процессами внутри зерна, поэтому интенсивности упрочнения поли- и монокристаллов становятся почти равными. Здесь вклад границ зерен выражается только в более высоком уровне напряжения течения при одинаковых деформациях. Тогда можно ожидать, что после удлинения в несколько процентов кривые напряжение — деформация для монокристаллов, ориентированных для множественного скольжения, и соответствующие кривые для поликристаллов должны идти параллельно. На практике, однако, кривая а — е поликристаллов идет более круто, что, по-видимому, обусловлено более сложной картиной скольжения (рис. 3.8). [c.116]

Стадия установившейся деформации. Следуя [61], на данной стадии имеет место равновесие между процессами деформационного упрочнения и возврата в границах зерен. Возврат включает в себя поглощение дислокаций границами зерен, ЗГП и миграцию границ зерен. Напряжение течения на этой стадии контролируется зарождением новых дислокаций. [c.194]

При дальнейшем развитии методов и средств высокотемпературной металлографии было показано, что поскольку интегральные свойства реальных поликристаллов определяются свойствами отдельных зерен и их границ, между которыми существуют отклонения, то неравномерность протекания деформационных процессов в различных элементах структуры также приводит к изменению рельефности поверхности образца. Благодаря этому создается контраст изображения в световом микроскопе и появляется источник информации об особенностях поведения поликристаллического агрегата в условиях теплового воздействия и механического нагружения [2]. [c.5]

Кроме того, при дальнейшем развитии методов и средств тепловой микроскопии было показано, что поскольку интегральные свойства реальных поликристаллов определяются различающимися между собой свойствами отдельных зерен и их границ, то неравномерность протекания деформационных процессов в различных элементах структуры также приводит к изменению рельефа поверхности образца и может служить источником информации [c.10]

Увеличение температуры испытания до 600° С вносит некоторые изменения в тип образующегося деформационного микрорельефа (рис. 131, е). В этом случае при сохранении хрупкого характера разрушения белых фаз возникает зона интенсивной пластической деформации в обезуглероженной слое основного металла. В сильно деформированных зернах материала плакирующего слоя наблюдаются следы скольжения, а в стали СтЗ деформационные процессы локализуются преимущественно по границам зерен. Микрорельеф, который появляется при растяжении в интервале температур 700— 900° С (рис. 131, ж), характеризуется сосуществованием различных признаков высокотемпературной деформации, к которым прежде всего следует отнести начало развития рекристаллизации под напряжением в плакирующем слое, интенсивную миграцию границ и возникновение новых зерен в стали СтЗ. Кроме того, в образовавшейся обезуглероженной зоне стали СтЗ видны меж-кристаллические трещины. Для данного типа микрорельефа специфическими являются также процессы смещения частиц белых фаз относительно матрицы. [c.233]

При варианте IA величина а = а е = В этом случае как для ползучести, так и для термоусталости характерно интенсивное деформирование зерна в условиях превалирования дислокационного механизма. Упрочнение тела зерна происходит вследствие процессов деформационного старения и создания дислокационной субструктуры, а границ зерен — вследствие выделения мелкодисперсных частиц карбидной фазы. Интенсивность этих процессов для различных видов нагрузки неодинаковая. [c.54]

Наряду с этим при термоусталости разрушение начинает переходить на границы зерен по механизму зернограничного проскальзывания [2]. Вероятность того, что этот тип разрушения будет превалирующим невелика вследствие более ярко выраженного процесса деформационного упрочнения и недолгого пребывания при высокой температуре. Поэтому следует ожидать преимущественно внутризеренное разрушение и разрушение частично смешанного типа при минимальных (в пределах рассматриваемого диапазона) значениях о и е. [c.55]

На атомном уровне СПД обусловлена кооперированным движением зернограничных дислокаций, решеточных дислокаций и вакансий, причем их движение находится в тесной взаимосвязи, обусловленной действием границ зерен как источников и стоков дислокаций и вакансий, а скорости различных деформационных процессов находятся в кинетическом соответствии. [c.89]

Рассмотрены мнкроструктурные и температурно-скоростные условия деформации, необходимые для перевода металлических сплавов в сверхпластичное состояние. Представлены данные о механизме деформации сплавов в сверхпла-стичном состоянии, обсуждена теория явления, учитывающая особую роль границ зерен в деформационных процессах. Описаны методы перевода в сверхпластичное состояние промышленных сплавов на основе магния, алюминия, титана, а также сталей и жаропрочных сплавов. Проанализированы причины благоприятного влияния сверхпластической деформации на механические свойства сплавов. [c.2]

Таким образом, полученные данные свидетельствуют о том, что взаимодействие дефектов решетки с границами зерен оказывает существенное влияние на структуру и свойства последних, вследствие чего изменяется поведение и роль границ зерен в деформационных процессах. Эти результаты имеют важное значение для понимания природы процессов на границах зерен. Становится ясным, что ЗГП при СП течении осуществляется, очевидно, путем кооперированного перемещения ЗГД по поверхности границ зерен. Однако этот процесс тесно связан с движением решеточных дислокаций и вакансий. Решеточные дислокации создают условия для образования ЗГД, а их движение обеспечивает аккомодацию зерен при пластическом течении. Увеличение концентрации вакансий создает условия для перемещения ЗГД с достаточно высокой скоростью, а диффузионные потоки также снимают локальные перена- [c.88]

Сопоставление с другими сплавами, обладающими эффектом памяти формы. По результатам исследования деформационного поведения сплавов Си — А1 — N 1 на поликристаллических и бикристаллических образцах установлено, что интеркристаллитное разрушение происходит только в случае возникновения концентрации напряжений на границах зерен в упругой области или после превращения. У бикристаллов, в которых не возникает концентрации напряжений в процессе деформации, наблюдается такое же деформационное поведение, как и у монокристаллов. Их разрушение происходит как транскристаллитное. Следовательно, чтобы повысить пластичность сплавов с эффектом памяти формы, предотвратив при этом интеркристаллитное разрушение, необходимо предотвратить возникновение концентрации напряжений на границах зерен или обеспечить действие такого механизма деформации, при котором легко происходит релаксация напряжений на границах зерен. [c.128]

Как показали исследования, проведенные в работе 1501, эффект, достигаемый многоступенчатой термической обработкой для деформированных сплавов на никелевой основе, объясняется регулированием выделения упрочняющей фазы 511з (Т1А1), ее дисперсности и характера распределения. Неравновесность кристаллизации металла шва и многокомпонентность системы легирования способствует образованию химической неоднородности за счет ликвации и появлению участков, обогащенных легирующими элементами. Это приводит к неравномерному распределению фаз, выпадающих в процессе термической обработки или эксплуатации при высоких температурах. В исходном состоянии после сварки сложнолегированного шва на никелевой основе, легированного молибденом, вольфрамом, титаном и алюминием, интер металл идные и карбидные фазы выделяются крупными фракциями по границам зерен. В поле зерна распределение фаз крайне неравномерно. Обогащенные фазами и примесями границы в этом состоянии обладают при высоких температурах пониженной деформационной способностью, и трещина, зародившаяся под нагрузкой по границе зерна, интенсивно далее по ней развивается. Эгому способствует также кристаллизационная ориентированность кристаллитов сварного шва и значительная протяженность прямых участков границы зерна. Аустенитизирующая термическая обработка ликвидирует ориентационную направленность структуры, зерна в результате ее проведения становятся равноосными. При этом проходит также перераспределение легирующих элементов и диффузионное рассасывание ликвационных участков. Последующее ступенчатое старение способствует более равномерному распределению фаз в матрице. Границы зерен становятся более тонкими (чистыми), чем у металла шва в исходном после сварки состоянии. Это приводит и к изменению характера деформации при длительном разрыве за счет включения в нее не только границ, но и тела зерна. Зародившиеся трещины при этом локализуются и имеют округлую форму, что обеспечивает высокую пластичность при длительном нагружении. [c.246]

ЛОВ нагружения развивается дислокационная ячеистая субструктура, а в приповерхностном слое глубиной порядка размера зерна, наряду с ячеистой и полосовой структурами, имеются усталостные полосы скольжения с системой нераспространяющихся субмикро- и микротрещин. Эти микротрещины заторможены границами зерен и релаксационными процессами в зоне пластической деформации в области их вершин. Вне усталостных зон макроскопической деформации приповерхностный слой более прочен за счет протекания процессов микротекучести в ослабленных поверхностных зернах и деформационного старения. В этом случае в поверхностном слое микротрещины отсутствуют. [c.188]

В некоторых случаях, напротив, в высокопрочных алюминиевых сплавах целесообразно не упрочнять приповерхностные слои, а, напротив, их пластифицировать, т.е. сделать их способными к деформационному упрочнению в процессе усталости, что может привести к повышению предела выносливости и более позднему зарождению усталостной трещины. В работах [147, 148] исследовали влияние структурного состояния приповерхностных слоев на циклическую прочность алюминиевых сплавов системы А1-12% Zn и А1-2% Си. Образцы из сплава А1-12% 2п после закалки с 673 К старили при 273 К [147]. Данная термическая обработка приводила к формированию менее прочного приповерхностного слоя глубиной порядка 50 мкм за счет стока вакансий к границам зерен в приповерхностном слое. Именно поэтому в условиях циклического нагружения этот приповерхностный слой имел возможность упрочняться без раннего зарождения усталостной трещины. Удаление этого приповерх- [c.195]

Проскальзывания по границам зерен обычно рассматривают как неизбежный эффект диффузионной ползучести. Механизм лроскальзывания по границам зерен в связи с диффузионной ползучестью быЛ очень хорошо описан в работе [ 280] вопрос о том, могут ли проскальзывания независимо вносить свой вклад в деформацию ползучести (в условиях, при которых дислокационная ползучесть не происходит), широко обсуждался до недавнего времени. В некоторых работах (главным образом [281-283]) делались попытки ооосно-вать правильность представлений о том что проскальзывание может привести к не зависящему от диффузии вкладу в ползучесть. Однако в работах [279, 284 - 286] было показано, что при рассмотрении данного деформационного процесса логичнее приписать деформацию ползучести целиком либо проскальзыванию по границам зерен, лм о .диффузии. Деформация может происходить только тогда, когда проскальзывание и диффузия действуют одновременно, и, наоборот, она равна нулю, если один из процессов не име- [c.179]

Необходимо, однако, указать на основное ограничение в приложимости рассмотренной упрощенной схемы вывода критерия деформируемости. Оно определяется, по-видимому, не только учетом лишь одного типа потенциального барьера в использованием простейшей модели деформационной неоднородности — дислокационного скопления, но и отождествлением препятствия, перед которым формируется опасное скопление, с препятствиями, определяющхши предел текучести при этом, в частности, предел текучести оказывается существенно зависящим от процесса формирования дислокационных скоплений. Такой подход справедлив, если преобладающую роль в обоих процессах действительно играют препятствия одного типа (например, границы зерен в поликристаллах), в других случаях он может, вообще говоря, оказаться неточным. [c.211]

На первом этапе были изучены продольные шлифы гладких цилиндрических образцов, испытанных на растяжение при Т = = —196°С. Согласно разработанной модели, при одноосном растяжении таких образцов их хрупкое разрушение контролируется процессом распространения микротрещин скола. Зарождение же микротрещин скола начинается в соответствии с условием (2.7) при напряжениях и деформациях меньше разрушающих. Однако эти микротрещины при ai < S будут остановлены различными барьерами (границами зерен, границами фрагментов и т. п.). Поэтому на продольном шлифе должны наблюдаться такие остановленные микротрещины, причем их длина может быть различной — от размера зерна (если микротрещина остановлена границами зерна) до размера фрагмента деформацион- [c.87]

Второй возможный механизм развития трещины базируется на следующих представлениях. После объединения микротрещины с макротрещиной идет непрерывное динамическое развитие макротрещины по тем же законам, по которым развивалась и микротрещина отсутствие заметного пластического деформирования у верщины быстро развивающейся трещины (недостаточно времени на реализацию релаксационных процессов в вершине) рост трещины по плоскостям спайности с преодолением различных барьеров типа границ зерен, фрагментов, блоков (см. раздел 2.1). При реализации второго механизма энергия, необходимая для старта трещины, будет отличаться от энергии, идущей на ее рост. Энергия зарождения хрупкого разрушения обусловлена пластическим деформированием, необходимым как для зарождения микротрещин, так и для реализации деформационного упрочнения, обеспечивающего рост напряжений до величины S . Для распространения трещины от одного зерна к другому необходима эффективная энергия не только для образования новых поверхностей, но и для компенсации дополнительной работы разрушения, идущей на образование ступенек и вязких перемычек при распространении трещин скола [121, 327]. Образование ступенек на поверхности скола, как известно, связано с различной ориентацией зерен. При переходе трещины скола через границу зерна в новом зерне из-за различий в ориентации происходит разделение трещины на ряд отдельных трещин, которые распространяются параллельно по кристаллографическим плоскостям спайности и прп объединении образуют ступеньки скола. При распространении макротрещины через отдельные неблагоприятно расположенные зерна, для которых плоскости спайности сильно отклонены от направления магистральной трещины, могут наблюдаться вязкие ямочные дорывы (перемычки) [114, 327]. Учитывая, что для старта макротрещины требуется пластическое деформирование, по крайней мере в масштабе, не меньшем, чем диаметр зерна, а для ее развития масштаб пластического деформирования ограничен размером перемычек между микротрещинами, можно заключить энергия G , необходимая для старта трещины, выше, чем энергия ур, требующаяся на ее развитие. Эксперименты для большинства конструкционных металлических материалов подтверждают сделанное заключение [253]. Следовательно, динамическое развитие трещины при хрупком разрушении наиболее вероятно происходит по второму механизму. Кроме того, в пользу второго механизма говорят имеющиеся фрактографические наблюдения (рис. 4.19), которые иллюстрируют переход трещины скола через границу зерна со значительной составляющей кручения и расщепление зерна рядом параллельных друг другу трещин. Если бы развитие трещины [c.240]

V — образование трещин ограничивается в основном местами стыка трех зерен. В процессе последующей деформации трещины вырастают в продольные трубчатые поры, которые в месте вторичной локализации деформации (при е ) раскрываются в крупные поры, формирующие ямочную поверхность излома. На гребнях перетяжек между крупными порами образуются микропоры, происходждение которых может быть обусловлено деформационными процессами на границах ячеистой структуры. Окончательно разрущение происходит срезом при достижении Стах- РзЗМерЫ КруПНЫХ ЯМОК на поверхности излома соответствует размеру зерен с учетом их вытяжки. [c.224]

Разрушения в условиях эксплуатации, соответствующих области в карты механизмов ползучести наблюдаются при перегревах метгыла труб пароперегревателей. Как видно из картограммы (рис. 1.2), при нагреве до температур, превышающих 620 °С, в металле развиваются процессы рекристаллизации. Это приводит к возрастанию деформационной способности металла, полной трансформации структуры стали в феррито-карбидную структуру, интенсификации процессов перехода легирующих элементов в карбидные фазы. Долговечность труб в условиях такого перегрева не превышает 10—15 тые. ч. Для труб, разрушившихся в условиях ползучести, характерно наличие значительного слоя окалины и присутствие на наружной поверхности труб продольных трещин, сопутствующих основному разрыву. В случае перегрева до указанных температур разрущение происходит с относительно большим увеличением периметра трубы, заметным утонением стенки за счет повышенной деформационной способности в этих условиях. Характерно широкое раскрытие трубы в месте сквозной трещины. Микромеханизм разрушения соответствует порообразованию. Структура металла разрушенной трубы становится ферритной с крупными карбидными частицами по границам зерен. Вблизи разрушения имеет место некоторый роет зерна. Присутствие всех перечиеленных признаков евидетельствует о том, что разрушение исследуемой трубы произошло в результате длительного перегрева. [c.19]

Настоящее рассмотрение имеет отношение и к нанокристаллам, полученным деформационным компактированием порошков. В процессе компактирования при высоких давлениях в границы зерен материала также вводятся дислокации и дисклинации [219]. Эти дефекты трудно обнаружить методом высокоразрешающей электронной микроскопии вследствие сложного дифракционного контраста, однако вызванные ими искажения решетки могут быть замечены [108, 109]. Мощность дисклинаций, появляющихся в процессе компактирования, оценивается следующим образом. Давление, необходимое. Чтобы закрыть полый клин с углом 0 в месте контакта двух частиц, равно Р = 2G . Следовательно, дискли- [c.112]

Исследование деформационного рельефа в процессе испытаний на кратковременную прочность в вакууме показало, что микро-трещины на образцах в. литом состоянии зарождаются по мож-дендритным осям и границам зерен вблизи крупных карбидов в виде пор, которые, развиваясь и объединяясь, образуют микротре-щины (рис. 1, б). Можно предположить, что почти все удлинение обусловлено межкристаллитными трещинами и микротрещипамп по осям дендритов, что, по-видимому, связано с охрупчиванием об.ластей, обогащенных. легирующими элементами, и расклинивающим в.лиянием крупных карбидов. [c.154]

При высоких рабочих температурах ЭГК ТЭП вследствие термически активируемых и диффузионных процессов устраняется структурная метастабильность деформированных монокристаллов и осуществляется переход их к стабильному состоянию. Устранение следов пластической деформации при отжиге, (разупрочнение) происходит вследствие процессов возврата, полигонизации и рекристаллизации [31]. Однако ориентационная зависимость деформационного упрочнения, условия пластической обработки, а также примеси, энергия дефектов упаковки и т. д. существенно влияют на характер процессов разупрочнения, на взаимосвязь полигонизации и рекристаллизации [10, 24, 37, 38, 41, 42, 48, 70, 71, 74—76, 101, 121, 126, 135, 1361. При этом устранение упрочненного состояния монокристаллов вследствие рекристаллизации (т. е. образования высокоугловых границ)—крайне нежелательное явление, так как означает превращение монокристалла -в поликристаллический материал с присущими ему недостатками (см. предыдущий раздел) уменьшение работы выхода электронов, появление эффектов пропотевания жидкого металла через границы зерен и т. д. [10, 71, 126]. [c.96]

Подавляюш,ее термоциклическое деформирование способно ускорить (по сравнению с ползучестью) процесс упрочнения в теле зерна за счет повышения плотности дислокаций и образования полигональной субструктуры. Вследствие динамического деформационного старения, характерного для циклического деформирования при высокой температуре, должно происходить более интенсивное упрочнение тела и границ зерен выделениями мелкодисперсной второй фазы, увеличиваться сопротивление отрыва дислокаций от препятствий и тормозиться их движение. [c.54]

Основным процессом, определяющим термоциклическое упрочнение стали в области рабочих температур и деформаций, является динамическое деформационное старение с формированием дислокационной субструктуры внутри зерна. В результате образуются равномерно распределенные мелкодисперсные частицы карбида Ti , связанные со сплетениями дислокаций и обладающие высокой устойчивостью. При ползучести эффект упрочнения зерна вследствие деформационного старения выражен гораздо слабее и не достаточно устойчивый. Наряду с этим на первой стадии термоциклического и длительного статического деформирования происходит упрочнение границ зерен за счет выделения более крупных частиц карбида MeasQ. Таким образом, термоциклическое упрочнение является важным фактором, определяющим долговечность во всех режимах комбинированного нагружения. [c.123]

Механические свойства отливок со столбчатой микроструктурой аналогичны таковым у монокристаллов ориентировки <001>. Поликристалличность вносит некоторое стеснение в процесс деформирования и тем самым способствует возникновению множественного скольжения. Это приводит к усилению деформационного упрочнения и некоторому повышению предела прочности по сравнению с монокристаллическим материалом ориентировки <001>, однако на предел текучести или пластичность существенного влияния не оказывает. При испытании материала со столбчатой микроструктурой в поперечном направлении следует соблюдать осторожность и убедиться, что в рабочем сечении испытуемого образца заключено достаточно большое количество зерен. Большой разброс поперечных свойств обычно свидетельствует, что зерен слишком мало. Ориентировка зерен в поперечном направлении не упорядочена, так что свойства могут оказаться типичными для монокристаллического материала с любой ориентировкой от <001> до <110>. Пластичность, измеренная при растяжении в поперечном направлении, не является чувствительным индикатором прочности границ зерен, которую лучше оценивать по уровню пластичности в условиях ползучести. [c.266]

Износостойкость деталей обычно в первую очередь обеспечивается повышенной твердостью поверхности. Однако высокомарганцевая аустенитная сталь 110Г13Л (1,25% С, 13% Мп, 1% Сг, 1% N1) при низкой начальной твердости (180—220 НВ) успешно работает на износ в условиях абразивного трения, сопровождаемого воздействием высокого давления и больших динамических (ударных) нагрузок (такие условия работы характерны для траков гусеничных машин, щек дробилок и др.). Это объясняется повышенной способностью стали упрочняться в процессе холодной пластической деформации. Так, при пластической деформации, равной 70%, твердость стали возрастает с 210 НВ до 530 НВ. Высокая износостойкость стали достигается не только деформационным упрочнением аустенита, но и образованием мартенсита с гексагональной (е) или ромбоэдрической (е ) решеткой. При содержании фосфора более 0,025% сталь становится хладноломкой. Структура литой стали представляет собой аустенит с выделившимися по границам зерен избыточными карбидами марганца (МпзС), снижающими прочность и вязкость материала. Для получения однофазной аустенитной структуры отливки закаливают в воде с температуры 1050—1100 °С. В таком состоянии сталь имеет высокую пластичность 5 = 34—53%, / = 34—43%, низкую твердость 180—220 НВ и невысокую прочность ст, = 830—654 МПа. [c.167]

При высоких температурах ( 1300°С) деформационные процессы в большей степени реализуются по границам зерен посредством межзеренного скольжения и диффузионной ползучести, а разрушение имеет межкрйстал-литный характер. Поэтому устранение (или значительное уменьшение протяженности) в процессе направленной кристаллизации поперечных границ зерен (являющихся очагами зарождения трещин) за счет образования столбчатой или монокристаллической структуры делает возможным одновременное повышение длительной прочности, пластичности и сопротивления теп-лосменам высокотемпературных жаропрочных сплавов. [c.360]

Таким образом, деформационное старение аустенитной стали Х18Н10Т при повышенной температуре сопровождается выделением и перераспределением легирующих элементов в теле и по границам зерен с образованием карбидов МеС и Ме2зС . С увеличением длительности нагружения превалирующим является первый тип карбидов. Кроме того, в процессе длительного нагружения происходит выпадение из раствора и коагуляция других легирующих элементов, в особенности титана, который под действием нагрузки и повышенной температуры перераспределяется в виде отдельных полос с повышенной концентрацией титана. [c.185]

При таком подходе можно считать, что при неустановившейся ползучести скорость деформационного упрочнения больше, чем скорость возврата, скорость деформации больше, чем скорость ползучести (у >Ys)> внутренние напряжения Т увеличиваются при увеличении времени и деформации. В отличие от этого установившаяся ползучесть является таким процессом, когда Т является постоянным. Действительно, как можно наблюдать в чистых металлах, в области неустановившейся ползучести деформация происходит путем скольжения внутри кристаллических зерен. В результате этого происходит релаксация локальной концентрации напряжений, возникающей вследствие взаимной интерференции полос скольжения, границ зерен или самих кристаллических зерен. Следовательно, происходит релаксация деформационного упрочнения. При этом кристаллические зерна разделяются полосами деформации или полосами сброса, происходит полигониза-ция, образуются субзерна. В области устаиовиви1ейся ползучести величина этих субзерен не изменяется, но изменяется относительное положение субзерен вследствие переползания или поперечного скольжения дислокаций, т. е. возврата. Эти факторы обусловливают деформацию ползучести [7]. [c.55]

Деформационная анизотропия. Каждое зерно обладает анизотропией свойств, т. е. его свойства различны в разных направлениях. Но поскольку в начальном состоянии образец состоит из большого количества равноосных зерен, кристаллические решетки которых ориентированы Друг относительно друга случайным образом, Б целом свойства образца изотропны, правильнее — квазинэотропны (от латинского quasi — якобы, мнимый). Однако в процессе пластической деформации зерна поворачиваются так, чтобы преимущественные плоскости скольжения совпали с площадками действия Ттах- В результате поликристаллический образец становится похожим на монокристалл, разделенный на кристаллиты границами зерен. Поэтому его свойства уже различны в разных направлениях — в результате пластической деформации возникает деформационная анизотропия. [c.158]

При температуре 620 К начинается резкое увеличение пластичности металла, т. е. переход к области сверхпластичности [15,104— 106,126—129,215, 217]. Здесь в процессе деформации исходные границы зерен мигрируют. На стадии деформационного упрочения полосы деформации не возникают, внутри зерен формируется субзе-ренная структура. Границы субзерен представляют собой либо плотные сплетения дислокаций, либо регулярные сетки. Начинается динамическая рекристаллизация Новые зерна возникают как внутри исходных, так и рядом с границами и сильно вытянуты. В результате в металле имеются и вновь образовавшиеся зерна, и хорошо развитые субзерна, границы которых переплетаются. [c.40]

Эффективность действия границ зерен как источников и стоков дефектов решетки имеет определяющее значение для развития внут-ризеренных деформационных процессов, в частности влияет на формирование субструктуры. Например, в работе [170] установлена прямая связь между эффективностью границ поглощать дислокации и плотностью дислокаций в структуре. Важной является и другая сторона проблемы—изменение структуры границ зерен при их взаимодействии с дефектами решетки. Эти изменения, связанные нарушениями периодичности структуры границ, т.е, появлением. зернограничных дефектов и возникновением дальнодействующих напряжений вокруг границ- зерен, приводят к тому, что при заданных кристаллографических параметрах границы зерен будут обладать повышенной энергией [1, 63, 150] [c.82]

В связи с этим большой интерес представляют результаты исследований ЗГП в бикристаллах цинка, где удалось наблюдать и изучать обе разновидности проскальзывания. Схема вырезки образцов приведена на рис. 29 [137, 138]. Цинк имеет только одну преимущественную плоскость скольжения, поэтому эксперименты на цинковых бикристаллах дают благоприятную возможность для разделения эффектов взаимного влияния деформационных процессов на границе и в теле зерен. Было установлено, что чистое проскальзывание можно наблюдать только при очень малых напряжениях (1—3 МПа), параметр близок к единице, а энергия активации процесса близка к энергии активации зернограничной диффузии. Вместе с тем оказалось, что чистое проскальзывание развивается неоднородно вдоль границы, что характерно для дислокационного механизма процесса. Однако объяснить проскальзывание как результат перемещения структурных ЗГД не представляется возможным, поскольку не было обнаружено изменения разориентировки кристаллов и зарождения решеточных дислокаций на границах. Вероятно, наблюдаемое чистое ЗГП обусловлено вязким движением ЗГД, генерируемых непосредственно в [c.84]

Повышение температуры свыше 600—700° С приводит к существенному изменению характера деформации и разрушения биметалла Ст. 3 + Х18Н10Т, изготовленного сваркой взрывом. В этих условиях начинают интенсифицироваться диффузионные процессы в зоне сопряжения слоев, наблюдается смещение частиц белых фаз относительно матрицы и происходит усиление деформационных процессов на границах зерен. [c.137]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...