Термоциклирование до и после ХТО

Приготовленные таким способом образцы помещались в рабочую часть оптической печи [4], позволяющей осуществлять быстрый внешний нагрев и охлаждение в воздушной среде. После того как образцы приобретали рабочую температуру, к ним подвешивался груз, снимались показания длины и одновременно отсекался световой поток, нагревающий образец. С этого момента проводилось термоциклирование образцов. В результате минутного охлаждения и последующего минутного нагревания устанавливалась форма термоцикла, близкая к трапецоидальной, с выдержкой при экстремальных температурах —7 с. Скорости охлаждения составляли 15° С/с. Образцы исследовались при двух режимах температур 1250-> 500° С и 1400-> 600° С. При построении графиков использовались данные, полученные усреднением 3—5 измерений при каждой смене нагрузки. Разброс не превышал 12 /q от найденного среднего. Ползучесть молибдена, наблюдаемая при температуре 1250 - 500° С, в основном описывается линейной зависимостью. Повышение температуры испытания до 1400 -> 600° С не меняет характера зависимости Некоторое отклонение от линейности для обоих интервалов, температур, наблюдаемое на первых термоциклах, обусловлено сжатием толстым покрытием (примерно 20% от сечения образца) молибденовой основы. При этом между ними возникают зна-и тель-ные остаточные напряжения [5]. [c.205]

Испытания на термоциклирование при низких температурах сами по себе трудоемки, поэтому испытывали одновременно по два образца, установленные в цепочку [64]. После разрушения одного из образцов первой пары испытывали вторую пару образцов, один из которых доводили до разрушения. Далее проводили испытание двух неразрушенных образцов. [c.116]

ПРЕДЕЛ ПРОЧНОСТИ НА СДВИГ ЭПОКСИДНЫХ УГЛЕПЛАСТИКОВ ПОСЛЕ ТЕРМОЦИКЛИРОВАНИЯ И КИПЯЧЕНИЯ В ВОДЕ 184] ) [c.280]

При термоциклировании при больших температурах происходит измельчение зерна, которое достигает максимального значения после шести циклов, после чего происходит обратный процесс, который стабилизируется при 800—850 °С. Очевидно, это та температура для железо-кобальтовых сплавов при быстром нагреве, до которой не следует ожидать значительной собирательной рекристаллизации. [c.212]

Рпс. 1. Микроструктура технического железа после деформации при термоциклировании под нагрузкой [c.103]

Термоциклирование образцов в интервале у е-превращения (20= 400° С) под нагрузкой приводит к прогрессирующему уменьшению объема 7- е-превращения и снижению температуры (количество е-фазы снижается после 20 циклов с 60 до 35%), эффект аномального удлинения исчезает уже после 3-х циклов. Прирост длины образцов за один цикл при 20 и 400° С в зависимости от числа циклов показан на рис. 3, из которого видно, что наибольшее удлинение происходит в процессе первых трех циклов, когда еще существуют условия проявления эффекта сверхпластичности. [c.109]

Дислокационная структура, возникающая в процессе термоциклирования, обусловливает повышение твердости исходной фазы, а также повышение напряжения течения, обусловленного скольжением. Поэтому при увеличении числа термических циклов движение дислокаций затрудняется. В результате этого после 10 термических циклов деформация [c.112]

При быстром охлаждении до температуры в интервале между и последующее старение при указанной Т происходит в состоянии сосуществования исходной и мартенситной фаз, поэтому область мартенситной фазы стабилизируется вследствие старения. Температура обратного превращения повышается. В результате при исследовании методом дифференциальной сканирующей калориметрии обнаруживаются два пика. Первый пик наблюдается при такой же Т, как и в образцах, в которых не обнаруживается влияния старения. Второй пик наблюдается при температуре на 40 °С выше первого. После полного обратного превращения диффузия в исходной 01-фазе происходит быстро, поэтому перераспределение атомов также происходит быстро и равновесное упорядоченное состояние исходной фазы достигается во всех образцах- После двукратного термоциклирования А , определенная методом дифференциальной сканирующей калориметрии, составляет 82 °С. Обратное превращение происходит именно при этой Г. Это явление наблюдается при термообработках (2) и (3). [c.140]

Термоциклирование в интервале температур полиморфных превращений существенно сказывается на виде поверхности образцов [157, 284, 286, 290]. Гладкая в исходном состоянии поверхность образцов железа после нескольких термоциклов становится шероховатой, а на дальних стадиях циклической термообработки на ней появляются макроскопические неровности. Образование микрорельефа на поверхности имеет место и при термоциклировании монокристаллов железа, очищенного зонной плавкой. Вследствие [c.76]

Рис. 25. Структура сплавов Ni—С (а. б, г, 3) и Со—С (в) после термоциклирования (а, в, а — X 800 б. г — X 150).

В результате термоциклирования графитные включения разрастались и при изготовлении шлифа легко выкрашивались. В исходной структуре плавки 15 наблюдался сильно разветвленный, так называемый переохлажденный графит (рис. 30, а). После 100 циклов по режиму 1000 20° С число и форма включений сильно изменились (рис. 30, б). В данном случае кинетика формоизменения включений графита отличается от той, которая имеет место при изотермической выдержке, поскольку при термоциклировании перераспределению графита в значительной мере способствуют процессы растворения и повторного выделения, совершающиеся при температурных колебаниях. Микроскопическая картина сфероидизации и коалесценции включений графита [c.89]

Природа стекла такова, что малые структурные изменения продолжаются ниже точки отжига. Это обстоятельство должно учитываться при использовании ртутно-стеклянных термометров для точных измерений. Структ рные изменения термометрического стекла проявляются в поведении термометра двумя способами. Во-первых, это очень медленный рост нуля, называемый долговременным дрейфом, который происходит с уменьшающейся скоростью в течение многих лет. В первый год после изгоювления он составляет несколько сотых градуса Цельсия. Очевидно, что долговременный дрейф будет быстрее и больше для термометров, работающих при высоких температурах. Второй способ, которым структурные изменения стекла влияют на поведение термометра, проявляется как кратковременные обратимые изменения нуля при термоциклировании. Было найдено, что нуль термометра понижается после его использования при высоких температурах, но затем возвраща- [c.407]

По наблюдениям Энтони и Чанга [1], стабильность материала А1 —27 ат. % В заметно уменьшается при термоциклировании от 700 К до комнатной температуры. После 100 циклов испытаний прочность композита и волокна уменьшилась на 20 и 40% соответственно. Причиной потери прочности можно считать разупрочнение борных волокон, заметное после их извлечения из матрицы, а не разрушение связи волокно — матрица. Авторы предположили, что потерю прочности могли вызвать необнаруженные изменения структуры и (или) распределения остаточных напряжений в волокне. Однако недавно установлено, что причиной разупроч- [c.97]

Образование и развитие трещин. Развитие микроскопических трещин контролировалось непрерывно в процессе испытания, однако появление микротрещин обнаруживалось при всех указанных выше условиях термоциклирования лишь на заключительных перед окончательным разрушением стадиях испытания. После возникновения межзеренных трещин наблюдался их быстрый рост, слияние в макротрещину и конечное разрушение образца в период снижения температуры, т. е. в условиях наличия растягивающих напряжений. Во всех случаях разрушение носит межзереннный характер (рис. 7). [c.49]

Результаты усталостных испытаний показали снижение циклической прочности биметалла, прошедшего термоциклирование (рис. 3). В сравнении с исходным биметаллом Ст. 3+07Х25Н12Г2Т длительная выносливость биметалла после термоциклирования снизилась на 35—37%, после изотермической выдержки, равной принятой при термоциклировании,— на 26—28%. Место зарождения усталостной трещины, как правило, отмечалось в развитой диффузионной зоне. [c.85]

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

Вследствие процессов растворения одного из компонентов и повторного выделения его при изотермических или циклических отжигах, поверхности раздела в эвтектических композициях, упрочненных монокарбидами тантала, гафния или ниобия, утрачивают свою стабильность. На рис. 22 показана микрофотография боковой поверхности нитевидного кристалла ТаС после термоциклиро-вания эвтектики Со (Сг, Ni) — ТаС в интервале 1100° С 400° С в течение 2000 циклов. Первоначально гладкие боковые поверхности усов после термоциклирования превращаются в зазубренные. Естественно, такое изменение морфологии нитевидных кристаллов в первую очередь отражается на механических свойствах. [c.66]

Рис 22 Морфология нитевидны кристаллов монокарбмда тантала ТаС в направленной эвтектической композиции Со (СГ N1)—ТаС после термоциклирования (2000 циклов в интерв [c.66]

Коррозия нержавеющих сталей, никелевых и алюминиевых сплавов имеет равномерный характер. Редкие исключения встречаются лишь при особых режимах испытаний. Так, для нержавеющих аустенитных сталей типа Х18Н10Т и Х16Н15МЗБ после испытаний их в режиме термоциклирования (20 700 °С, 5 МПа, число циклов — 200, продолжительность испытаний — 2000 ч) [c.274]

Расчет часто невозможен без проведения испытаний на усталость, чрезвычайно длительных для того, чтобы воспроизвести температурный цикл и выдержать время, необходимое для имитации двухсменного режима эксплуатации турбины. Используемые сейчас методики основаны на экстраполяции, которая вноси" некоторую неопределенность. Ранее фиксировались только вызванные термоциклированием систематические усталостные разрушения в турбинах с конструкцией пароввода, которая вызывала концентрацию напряжений из-за резкого температурного перепада, возникающего в момент попадания в турбину горячего пара. Эти турбины работали при температуре 510° С и давлении пара 65 бар и во всех случаях корпуса растрескивались примерно после 8000 циклов. После этого турбина была реконструирована, чтобы уменьшить интенсивность напряжений и защитить зону па-роввода, но даже в первоначальной конструкции при работе в установившемся режиме разрушений не наблюдалось. Однако, есть многочисленные примеры образования трещин, причем некоторые из них распространялись через всю стенку корпуса. [c.205]

Первичные кривые ползучести предварительно термоциклиро-ванных образцов из стали 12Х18Н10Т показаны на рис. 35, а, из которых видно, что влияние теплосмен на характеристики длительной прочности неоднозначное. Время до разрушения предварительно термоциклированных е = 1,2%) образцов при а = 18 кгс/мм увеличивается после первых 100 циклов, в дальнейшем процесс упрочнения ослабевает, и при числе циклов, близком к Np, практически прекращается. При низком напряжении ползучести уменьшение времени до разрушения после 84 [c.84]

В испытаниях с предварительными теплосменами при е = = 0,75% получали подобные закономерности при напряжениях ползучести 18, 21 и 24 кгс/мм (рис, 36, а), однако при напряжениях 10 и 14 кгс/мм во всем диапазоне N =0,1- -0,9 непрерывно уменьшалось время до разрушения, которое после 6000 циклов составляло менее 20% исходной долговечности. При предварительном термоциклировании стали 12Х1МФ характеристики [c.85]

Следовательно, для повышения сопротивления термической усталости аустенитной стали типа 12Х18Н10Т после наклепа следует применять аустенизацию при температурно-временных режимах, способных ликвидировать не только последствия деформационного упрочнения, но и структурную неоднородность, возникающую на ранних стадиях термоциклирования. Например, аустенизацию при 1100° С в течение 20 мин можно рекомендовать при изготовлении холоднодеформированных гибов из стали 12Х18Н12Т. [c.155]

УП-5-207, эпоксид- ный Пасто- образный 1 год 120-150 0,1-0,5 40 мин -60 - +200 25 (СтЗ) Сталь, алюминий, латунь, медь, пермо-лой, ковар, золото, керамика, пластмассы. Отличительная особенность - способность склеивать замасленные металлы. Стойки к гидростатическому давлению до 10 Па. Сохранение прочности 95 % исходной после имитации 12 лет хранения. Стойки к воздействию тропических условий, многократному термоциклированию в диапазоне -60. ..+200 С, влаги, вибрации, растворителей, массл, смазочно-охлаждающих жидкостей стойки к воздействию неравномерных нагрузок [c.171]

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

Наряду со структурными изменениями при термоциклировании происходило и формоизменение обрагщоь. В направлении прокатки образцы Ag— VV после 1000 циклов [c.18]

Известно, что термоциклирование легированных сталей в интервале температур, в котором происходит сдвиговое полиморфное превращение, приводит к накоплению дефектов атомно-кристаллического строения. Так, многократные мартенситные превращения используют для упрочнения мартенситно-стареющих сталей [187]. Основной вклад в упрочнение вносит прямое мартенситное превращение. Образующаяся при нагреве фаза у лишь наследует большую часть дефектов мартенсита. О наследовании дефектов при трансформации упаковок сообщалось в работах [124, 387], и на нем основаны некоторые виды термомеханической обработки [40]. Сохранение дефектов кристаллического строения становится возможным благодаря необратимости прямого и обратного мартенситных превращений. После нескольких термоцнклов в никелевой стали накапливаются дислокации, дефекты упаковки, двойники, субзеренные границы, вследствие чего она упрочняется так же, как и после холодной деформации с обжатием на 30—50% [50]. Аналогичные данные имеются и для марганцовистой стали [165]. [c.55]

Немалую роль в формировании конусообразного утолщения играют структурные изменения, происходящие во время термоциклирования. Многократный нагрев стали в двухфазную (а у) температурную область вызывает резкое измельчение структуры. Вследствие ограниченности развития процессов собирательной рекристаллизации мелкозернистое строение стали сохраняется и после полной фазовой перекристаллизации. Поскольку при кратковременных испытаниях измельчение зерна повышает уровень предела текучести, механизм релаксации возникающих при термоциклировании напряжений нельзя свести к обычному пластическому течению, ибо максимальной деформации соответствуют участки с мелкозернистой структурой. Эти наблюдения, а также данные работ [157, 348, 361, 381J позволяют предположить большую роль в образовании [c.65]

Из анализа этого неравенства следует, что при высоких значениях п деформация может быть стабильной и шейка не образуется. Наоборот, при высоких значениях т деформация становится нестабильной. Снижение величины п в процессе деформации возможно благодаря рекристаллиза-ционным процессам или фазовому превращению. Для проверки роли фазовых превращений авторы [317] разработали циклическую схему обработки, в которой деформация в области стабильного течения прерывалась фазовыми переходами аустенитч перлит и высокотемпературным нагревом, вследствие чего достигалось полное растворение карбидов. При скорости деформации е = 0,58 минГ образцы эвтек-тоидной стали после 21 термоцикла через эвтектоидный интервал и деформации при 732° С удлинились на 490%. На основании полученных результатов был сделан выводотом, что термоциклирование в интервале температур полиморфного превращения, как и рекристал. зация в цикле отжиг — деформация, могут служить промежуточной обработкой для восстановления пластического течения. [c.76]

Объемные изменения после циклической термообработки в большинстве сплавов были небольшими. Основной причиной их являлось изменение фазового состояния сплавов. В сплавах Си — Sb и Си — А1 наблюдалось большое изменение объема. В структуре термоциклированных сплавов были обнаружены трещины, а в сплаве Си — Sb — большое число микропор, имеющих сферическую форму и размещающихся вблизи межфазных границ раздела. [c.81]

О ТОМ, ЧТО при термоциклировании сплавов происходили процессы растворения и выделения графита, свидетельствуют данные металлографического анализа. Полированная поверхность образцов покрывалась пленкой графита (рис. 25, о), утолщающейся с циклами. Графитные включения, имеющие компактную форму после первых циклов, в дальнейшем разветвлялись и приобретали сложную форму (рис. 25, 6). В сплавах кобальта увеличивалось число графитных кристаллов, которые возникали преимущественно на дислокациях (рис. 25, б). Повышение плотности дислокаций в кобальте при термоциклировании связано со сдвиговым механизмом полиморфного превращения. Эффективность дислокаций при зарождении графита обусловлена присутствием пор, возникающих вследствие высокого напряжения в районе головной дислокации скопления. По рельефу, создающемуся на полированной поверхности термоциклирован-ных образцов, можно судить об относительном смещении зерен вдоль границ. В структуре термоциклированных образцов обнаруживаются признаки полигонизации, особенно вблизи границ зерен, и миграция границ, из-за которой в объеме зерен твердого раствора появляются цепочки гра- [c.83]

Для более полного суждения о структуре аустенитизи-рованных сплавов была использована пропитка различными веществами пластмассами, лаками, металлами. Удовлетворительные результаты получены с применением серебра. Серебро не сплавляется ни с железом, ни с углеродом 242] оно хорошо смачивает железо [101]. После пропитки при 1100° С по методике, описанной в работе [27], включения серебра обнаруживали преимущественно на границе графита и матрицы (рис. 34, а). Характерно, что графитные включения не полностью изолированы от металлической основы, в отдельных участках они имеют с ней непосредственный контакт. С помощью пропитки серебром хорошо выявлялись поры и в термоциклированных [c.93]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...