Деформации стали — Степень

Низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО) заключается в интенсивной пластической деформации стали в температурном интервале устойчивого аустенитного состояния. Процесс (рис. 86, й) состоит в нагреве до 900—1000°С, быстром охлаждении до 450 —550"С, многократном пластическом деформировании при этой температуре с большой степенью деформации (до 90%), закалке на мартенсит и отпуске при 250—400°С. [c.174]

Следует отметить еще одну особенность поведения материалов, подверженных старению в то время как деформация ползучести таких металлов, как сталь, практически необратима, у большинства стареющих материалов деформация ползучести необратима только частично, причем доля невозвращенной деформации в значительной степени зависит от возраста материала к моменту разгрузки и от интенсивности процесса старения. [c.8]

Железо отожженное Молибден отожженный Сталь 347 отожженная Сталь 347, степень деформации 58% [c.271]

Рис. 8. Зависимость растягивающего усилия Р, увеличения анодного тока i и уменьшения стационарного потенциала Дф от степени деформации стали

Плотность питтингов на отожженном металле значительно выше, чем на неотожженном, при всех уровнях деформации (рис. 28). С увеличением степени деформации стали как в отожженном, так п в неотожженном состоянии количество питтингов увеличивается и достигает максимума на стадии интенсивного деформационного упрочнения, для которой характерны и наиболее отрицательные потенциалы перепассивации (а-диаграмма растяжения напряжение- дефор-мация). [c.87]

Существенный интерес представляет изучение влияния структурного состояния на низкотемпературную прочность материалов. Например, микро-структурные исследования механизмов низкотемпературной деформации в определенной степени объясняют устанавливаемые закономерности изменения механических свойств. При выполнении таких исследований важно рассматривать микроструктурные особенности материалов, учитывать тип их кристаллической решетки, фазовый состав, возможность протекания полиморфных превращений, мартенситных переходов и т. п. Известно, что многие конструкционные стали, имеющие, например, аустенитную структуру при комнатной температуре, становятся аустенито-мартенситными при низких температурах, что, в частности, отражается на характере механизма деформации и соответственно на уровне механических свойств исследуемых материалов. [c.190]

Экспериментальные данные В. А. Кислика также подтверждают, что износостойкость стали при сухом трении зависит от степени поверхностной пластической деформации при малых степенях деформации наблюдается уменьшение износа ио сравнению со шлифованными образцами, при увеличении степени пластической деформации износ интенсивно возрастает. [c.300]

Однако надо иметь в виду, что для конструкционных марок стали (и вообще для стали с перекристаллизацией) вопрос о размере зерна после горячей пластической деформации в значительной степени утрачивает свое значение в тех случаях, когда предстоит в дальнейшем термическая обработка поковок. [c.28]

Деформации стали — Степень 56 [c.479]

При собирательной рекристаллизации более крупные зерна поглощают более мелкие. По мере выравнивания размеров зерен скорость вторичной рекристаллизации уменьшается и процесс постепенно затухает. Собирательная рекристаллизация может привести к образованию очень крупных кристаллов, если ей предшествовала пластическая деформация с критической степенью. Для большинства металлов критическая степень пластической деформации составляет 5—10%. В стали собирательная рекристаллизация происходит при температурах выше 700° С. [c.32]

При обработке стали в области температур деформация увеличивает диффузионную подвижность атомов и способствует перестройке структуры. Многократная деформация вызывает скольжение при каж-ком проходе преимущественно по новым плоскостям сдвига. В аустените пачки скольжения получаются более тонкими и благодаря множественности скольжения малой протяженности, вследствие чего субструктура и блоки измельчаются. В процессе деформации дефекты кристаллической решетки (дислокации) образуются в основном по границам пачек скольжения, а так как при увеличении числа проходов общая протяженность границ пачек скольжения увеличивается и они распределяются равномерно по всему объему деформированного металла, то и дефекты решетки (дислокации) распределяются более равномерно. Все это приводит к образованию тонкой блочной структуры и более равномерному распределению дефектов решетки (дислокаций) в аустените, подвергнутом высокой степени деформации. На базе тонкой структуры аустенита после закалки также получается более дисперсная структура с высокой плотностью дислокаций и их равномерным распределением. Этими изменениями тонкой структуры объясняется благоприятное влияние дробной деформации при больших степенях обжатия. [c.45]

Хромоникелевые стали аустенитного класса обладают более высокими пластическими свойствами при повышенной прочности, и поэтому при холодной обработке их допускаются большие степени деформации. Стали с менее стабильным аустенитом более склонны к наклепу и упрочнению в процессе деформации, что [c.717]

Состав включении нх фазовый состав определяют деформируемость включении при горячей пластической деформации стали (рис 7) Вели чина V характеризует степень деформации включений и представляет определенную долю от степени деформации слитка Прн v=l включе ния деформируются в той же степени как и сталь [c.22]

Практически, и это оказывается не совсем 11ло о, так как имеется пауза — интервал времени от конца деформации до начала закалочного охлаждения, во время которой происходит рекристаллизация аустенита. Оптимальные результаты достигаются тогда, когда пауза достаточна, чтобы полностью протекала первая стадия ])екристаллизации, т. е. наклеп был бы снят и образовались мелкие рекристаллизован-ные зерна аустенита. Выдержка (пауза) сверх той, которая необходима для завершения пер-внчнон рекристаллизации приводит к росту зерна и ухудшению свойств. Очевидно, продолжительность паузы зависит от состава стали, температуры, степени деформации и других факторов. Поскольку при таком варианте ВТМО упрочняющего металл наклепа не создается, то и обычного упрочнения (повышения [c.283]

Предельное состояние бездефектного элемента оборудования определяется на основании анализа устойчивости процесса пластической деформации при его нагружении. При этом для нефтеаппаратурных сталей зависимость между истинными нгшряжениями Ti и деформации Sj аппроксимируется степенной функцией следующего вида [c.375]

Важным достоинством постулата изотропии является то, что он допускает прямую экспериментальную проверку. На рис. 5.9, а, б приведены результаты его экспериментальной проверки на трубках-образцах из стали 40 по двум траекториям деформаций в виде двузвенных ломаных. Первая траектория отвечает растяжению до Э[ = 2% и затем кручению при постоянном значении 3]. Вторая траектория получилась из первой путем ее отражения относительно биссектрисы координатного угла. Как видим из рис. 5.9, в соответствующих точках векторы напряжений и деформаций с достаточной степенью точности одинаково ориентированы относительно траекторий и совпадают по модулю (числами отмечены значения модулей векторов напряжений в МПа). [c.105]

Рис. 243. Зависимость критической скорости i и скоростных коэффициентов 1 и г от гомологической температуры для металлов и углеродистых сталей при степени деформации 20 % (М. А. Зайков)

Интенсивная пластическая деформация стали обусловливает резкое увеличение плотности дислокаций в сочетании же с патентированием такая обработка приводит к созданию структуры, в которой скольжение существенно затрудняется, поскольку сдвигообразованию препятствуют чередующиеся с ферритом пластинки карбидов. При многократном повторении патентиро-вания и пластической деформации (протяжки) происходит даль-нейщее увеличение плотности дислокаций и измельчение ферритно-карбидной смеси, вследствие чего прочностные характеристики стали сильно возрастают. Упрочнение будет тем больше, чем выше степень обжатия проволоки между операциями па-тентирования. [c.92]

Как известно, титановые сплавы обладают значительной анизотропией сопротивления сдвигу по различным плоскостям кристаллической решетки. Количество плоскостей легкого скольжения в кристаллической решетке титана (г.п.у) значительно меньше, чем у металлов с кубической решеткой (о.ц.к., г.ц.к). В связи с этим при испытании образца во внутренних объемах металла возникновение скольжения в благоприятно ориентированных по отношению к действующему усилию элементах структуры (зернах, фрагментах) будет затрудняться окружающими неблагоприятно ориентированными структурными составляющими. 6 поверхностных слоях в благоприятно ориентированных элементах структуры нет препятствий для возникновения скольжения и появления на поверхности ступени сдвига. В связи с этим при одной и той же суммарной деформации на поверхности и во внутренних объемах образца соотношение между упругой и пластической составляющими может быть различным. В этих условиях требуются значительные деформации, чтобы и во внутренних слоях образца доля пластических деформаций стали близка к величине пластической деформации на поверхности. Это положение и определяет, по нашему мнению, что степень повреждаемости поверхностных слоев-металла при малоцикловом нагружении зависит не только от размеров элементов структуры, но и от внутрикристал-лического строения металла (в частности, от количества плоскостей лег- [c.192]

При увлажнении отпечатков синий оттенок усиливается вследствие воздействия кислорода, содержащегося в воде (происходит окисление остатков ферроцианида калия). По данным Аммерманна [15], хороший отпечаток также получается при добавлении ферроцианида калия непосредственно при прохождении тока, при этом нет необходимости в окислении пероксидом водорода или кислородом промывочной воды. Рекомендуется использовать слабо-клеящуюся мелкозернистую чертежную бумагу или бумагу с желатиной вместо неклеящейся (фильтровальная, газетная бумага). Длительность проявления составляет для бумаги 2—3 мин, для бумаги с желатиной 8 мин. Желатиновый отпечаток вследствие малой диффузии реакционной составляющей и осадков в несущее вещество соответствует фактической степени распространения ликвации и включений. От напряжения на электродах и степени влажности бумаги существенно зависит качество отпечатка. Необходимо приобрести навык увлажнения бумаги, так как при слишком большой влажности она дает расплывчатый отпечаток, при слишком сухом слое несущего вещества — неполный отпечаток. Отпечатки, полученные со шлифов после закалки и холодной деформации стали, показывают, что на рисунок отпечатка, кроме термообработки, влияет механическая обработка. [c.106]

На рис. 1.15 представлены графики длительной прочности стали 12Х18Н12Т после наклепа различными способами. Образцы, наклепанные неравномерным растяжением, разрушались в зоне максимальной деформации, равной 30%. Образцы, наклепанные изгибом, разрушались в зоне, деформированной на 15%. Из рис. 1.15 видно, что предварительный наклеп кручением снижает длительную прочность стали при степени деформации 30% и мало влияет в случае наклепа на 15 %. Наклеп изгибом 15% заметно снижает длительную прочность стали. Таким образом, способ деформирования оказывает существенное влияние на роль холодного наклепа в изменении свойств жаропрочности аустенитных сталей, причем из изученных способов деформирования наиболее отрицательное влияние оказывает деформирование изгибом. Кроме того, из данных, приведенных на рис. 1.15, видно, что значительную роль играет степень наклепа. [c.31]

Как следует из рис. 43 (кривая 2), степень защиты ингибитором КПИ-1 от коррозии при пластической деформации стали относительно невысокая, хотя данный ингибитор высокоэффективен при защите упругодеформируемой стали. Начальный участок кривой 2 указывает на прочность образующейся пассивной пленки до пластической деформации 2%, после чего пленка прорывается и "коррозионный ток скачком возрастает. [c.141]

В результате предварительной деформации до разных степеней сжатием сталей 0Х18Н10Ш и Х18Н10Т (рис. 150 и 151) и последующего старения при 650° С наблюдается различная кристаллография скольжения. В структуре образца стали 0Х18Н10Ш, деформированного на 6,8% и состаренного в течение 100 ч, обнаруживается большое количество полос скольжения, расположенных под разными углами друг к другу, в различных зернах (рис. 150, а) это говорит о том, что скольжение протекает в различных кристаллографических плоскостях в каждом зерне. С уменьшением степени предварительной деформации до 1% резко сокращается число зерен, претерпевших пластическую деформацию, а также снижается интенсивность деформации в отдельных зернах (рис. 150, б). [c.207]

Хромоиикелевые стали аустенитного типа и никелевые сплавы на базе -твердого раствора обладают высокими пластическими свойствами (6 ia 35%) при повышенной прочности 60 кПмм и поэтому при их холодной обработке допускаются большие степени деформации. Стали с менее стабильным аустенитом более склонны к наклепу и упрочнению в процессе деформации, что связано с распадом аустепита при холодной обработке давлением. [c.230]

Металлографические исследования показали, что незначительная пластическая деформация (е = 0,12) при ВТМО мало влияет на средний размер и форму зерен аустенита. При увеличении степени деформации до е =1,0 и более число зерен аусте-нита на единицу площади шлифа резко возрастает вследствие появления большого количества мелких рекристаллизованных зерен. Процесс рекристаллизации интенсифицируется с увеличением температуры деформации, Кроме того, при больших степенях деформации, в закаленной стали появляются продукты немартенситного превращения в результате увеличения критической скорости закалки, т.е. интенсификации процесса изотермического превращения аустенита после пластической деформации. Таким образом, при малых степенях деформации при ВТМО мартенсит образуется только из деформированного аустенита, что вызывает повышение прочности. Снижение прочности с увеличением степени пластической деформации стали 45 при ВТМО выше оптимального диапазона, вероятно, можно объяснить различием механических свойств мартенсита, образовавшегося из деформированного аустенита, и мартенсита, полученного из рекристаллизованных зерен аустенита, а также появлением в закаленной стали продуктов немартенситного превращения. [c.57]

Уменьшение количества карбидной фазы и повышение коррозионной стойкости стали с увеличением степени пластической деформации при ВТМО носит затухающий характер. Это можно объяснить частичной рекристаллизацией сильно деформированного аустенита. Распад мартенсита, образовавшегося из рекристаллизационных зерен, по-видимому, протекает так же быстро, как и мартенсита, полученного при обычной закалке. При большей пластической деформации аустенита (е =1,0) в закаленной стали возникает значительное количество продуктов немартенситного превращения, коррозионная активность которых выше, чем мартенсита. Это приводит к понижению коррозионной стойкости стали, подвергнутой ВТМО с большими степенями деформации. С увеличением степени пластической деформации при ВТМО тетрагональность мартенсита возрастает с 1,038 до 1,050, т.е. процесс распада мартенсита и выделение карбидной фазы при отпуске после ВТМО, по крайней мере при принятых нами режимах ВТМО, у стали 45 происходит медленнее, чем после контрольной закалки. [c.58]

Величина зерна, рекристаллизованного в процессе горячей механической обработки, зависит от степени, температуры и скорости деформации, а величина зерна холоднодефор-мированной стали —от степени и скорости деформации. [c.285]

Степень остаточной деформации стали 12Х18Н10 при формировании гибкой части компенсатора из ленты методом сварки вследствие технологической наследственности, по данным литературных источников, не превышает 13 % (соответствует остаточным напряжениям менее 400 МПа). Таким образом, проведенные исследования показали, что суш,ественного образования мартенсита деформации как анодной составляющей микроструктуры стали (у- Мд превращение) в количествах, достаточных для усиления коррозии, при принятой технологии изготовления гибкой части компенсаторов не происходит. Исследованный диапазон варьирования скоростей деформирования (скоростей сварки) не оказывает практического влияния на повышение коррозионной активности стали. [c.10]

Холодная пластическая деформация сталей с ферритно-бей-китной (09Г2С, 09Г2) или ферритно-мартенситной (16ГФР) структурой обеспечивает повышение Ов на 10—15 МПа на каждый процент степени деформации. Однако отношение Ов/сто,а после 10 %-ной деформации сохраняется на уровне 0,85—0,88 против 0,94— 0,96 для сталей с ферритно-перлитной структурой. [c.267]

Широко применяют аустенитные стали типа 18-9, 18-10, упрочняемые после закалки пластической де4юрма-цией с высоким обжатием, в процессе которой, особенно при низких температурах, может образовываться так называемый мартенсит деформации, что увеличивает степень упрочнения, но в то же время делает сталь феррО магнитной. [c.218]

Прессование изготовление деталей из цветных сплавов, низко-, сргднеуглеродис-тых и низколегированных сталей при степени деформации 0,4—0,5 и давлении 1400 МПа [c.636]

Вторичная рекристаллизация может привести к образованию очень крупных кристаллов, если ей предшествовала пластическая деформация с критической степенью. Для большинства металлов критическая степень пластической деформации составляет 5—107о- В углеродистой стали собирательная рекристаллизация происходит при температуре выше 700° С. [c.114]

Исследование кинетики показало, что изменение отношения осей происходит по экспоненциальному закону, быстрее всего за несколько первых минут. Повышение температуры сильно ускоряет процесс. Так, при —21° С достижение нормальной тетраго-нальности происходит за 26 ч, а при 0° С — за 1 мин. Деформация стали при температуре жидкого азота приводит к увеличению степени неупорядоченности углерода в решетке мартенсита, а деформация при комнатной температуре, по-видимому, к частичному распаду его. [c.275]

Полученные экспериментальные данные позволяют предложить следующую схему перекристаллизации деформированной стали. При степени деформации меньше критической (рис. 50, схема I ) в исходной матрице сохраняется общность ориентировки кристаллитов, что условно изображено рядом параллельных линий в зернах (рис. 50, I, а, б). В зтом случае в условиях медленного нагрева при переходе через нижнюю критическую точку в пределах исходного зерна зарождаются ориентированные центры -у-фазы (рис. 50, I, в), и перекристаллизация осуществляется при полном сохранении взаимных ориентировок. В результате по окончании а- -превращения возникает псевдозерно (рис. 50, I, d), состоящее из большого числа мелких кристалликов -у-фазы, связанных общностью ориентировки и полностью воспроизводящих исходную структуру. [c.105]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...