Структура стали при растяжении

СТРУКТУРА СТАЛИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ [c.199]

Наконец, за счет своеобразных местных напряжений надо отнести влияние на предел выносливости структуры стали. Так как металл представляет собой конгломерат кристаллических зерен различной величины и различно ориентированных, то в действительности мы всегда имеем в известной мере неравномерное распределение напряжений даже при простом растяжении. Эта степень неравномерности увеличивается с неравномерностью величин отдельных зерен. Поэтому получение возможно более однородной мелкозернистой структуры стали при помощи термической обработки повышает предел выносливости. [c.553]

Первое изучение дислокационной структуры стали при деформации растяжением в присутствии ПАВ было выполнено методом трансмиссионной электронной микроскопии [10]. [c.199]

Надо, однако, учитывать, что хрупкие материалы, например, чугуны и закаленные стали с мартенситной структурой, не дают в испытаниях на растяжение значительной пластической деформации и характеризуются хрупким разрушением, а некоторые пластичные материалы (стали с аустенитной структурой) деформируются при растяжении, равномерно по всей длине образца, т. е. без значительной местной пластической деформации в отдельных участках. Для этих материалов не имеется количественной, а для чугунов иногда и качественной связи между пределом прочности и твердостью. [c.121]

Механические и коррозионные свойства. Особенности атомной структуры металлических стекол, приводящие к отсутствию в них таких дефектов, как дислокации, границы зерен и т. д., обусловливают очень высокую прочность и износостойкость. Так, например, предел прочности аморфных сплавов на основе железа существенно больше, чем у наиболее прочных сталей. При испытании аморфных металлических сплавов на растяжение обнаруживается их удлинение, т. е. эти сплавы в отличие от оксидных стекол, являются пластичными. [c.373]

Некоторые исследователи считают, что склонность закаленной стали к замедленному разрушению связана не столько с присутствием водорода и среды, сколько с закономерностями мартен-ситного превращения, приводящего к возникновению в структуре стали остаточных микронапряжений вследствие динамического эффекта при столкновении быстрорастущих мартенситных кристаллов друг с другом или с границами зерен [91, 131]. Этим объясняется ЗР сталей по границам старых аустенитных зерен [90]. Склонность к ЗР объясняют постепенным накоплением дефектов структуры, образующихся в результате вязкого течения по границам зерен [ПЗ]. Склонность к ЗР возрастает с увеличением податливости нагружающей системы. Так, при длительном нагружении на растяжение с перекосом 12° болтов диаметром 10 мм из стали ЗОХГСА (в состоянии закалки с [c.55]

Чугун с шаровидным графитом как материал для изготовления коленчатых валов удачно сочетает в себе высокую прочность при растяжении, сжатии, изгибе и кручении, высокую циклическую прочность, примерно в 2 раза превышающую циклическую прочность стали высокие усталостную прочность и износостойкость благодаря наличию в его структуре включений графита. [c.166]

Сварные соединения труб из углеродистой стали при толщине стенки более 35 мм подвергают отпуску при 600—650° С. Время выдержки при этой температуре 2— 5 мин на каждый миллиметр толщины стенки трубы. В процессе выдержки происходит снятие остаточных напряжений. В случае подкалки структура всех подкалив-шихся участков превращается при 600—650° С в сорбит отпуска. До 300° С охлаждение после отпуска проводят медленно. Для этого на сварном стыке либо оставляют выключенную переносную печь сопротивления, либо покрывают стык асбестом. Охлаждение ниже 300° С можно вести на воздухе, без особых предосторожностей. Твердость металла шва и околошовной зоны в результате отпуска снижается. Прочность и пластичность приближаются к прочности и пластичности основного металла, однако одинаковой прочности металла шва и основного металла добиться не удается, так как металл шва сохраняет литую структуру. Обычно в металле шва содержится несколько меньше углерода и больше марганца и кремния, чем в основном металле. Прочность металла шва получается выше прочности основного металла, а пластичность — ниже. При испытании на растяжение разрушение происходит обычно по основному металлу. [c.205]

Заготовки, полученные методом пластической деформации в холодном или горячем состоянии, обычно имеют неоднородную твердость и неблагоприятную для резания структуру металла. Для устранения указанных недостатков заготовки перед механической обработкой подвергают нормализации, улучшению, отжигу, отпуску. Наилучших результатов при обработке заготовок из легированных сталей достигают при изотермическом отжиге. После изотермического отжига заготовки имеют крупнозернистую ферритно-перлитную структуру с твердостью НВ 156 — 207 и пределом прочности при растяжении Стд = = 520 -г 686 МПа. Если заготовки имеют пониженную твердость, то при обработке зубьев металл налипает на режущие кромки инструмента, параметр шероховатости поверхности повышается. Слишком твердый материал вызывает повышенное изнашивание инструмента. [c.356]

Длительный чрезмерный нагрев змеевиков пароперегревателя опасен не только тем, что при высокой температуре снижается прочность металла и может произойти постепенное растяжение и даже разрыв труб под действием внутреннего давления. Изменяется и структура стали, из-за чего уменьшается ее прочность и сталь может в дальнейшем оказаться непригодной и для работы в расчетных условиях. [c.114]

Вначале рассмотрим некоторые результаты экспериментальных исследований первой группы. Обширные исследования закономерностей подобия усталостного разрушения на образцах различных типов из среднеуглеродистой стали (0,35% С) были предприняты Массоне [82]. Испытывали при растяжении-сжатии плоские образцы с отверстиями различных диаметров (табл. 3.2), круглые гладкие образцы различных диаметров при растяжении-сжатии (табл. 3.3), круглые образцы диаметром 16 мм с глубокими гиперболическими надрезами различных радиусов при растяжении-сжатии (табл. 3.4), При знакопеременном изгибе в одной плоскости испытывали образцы прямоугольного сечения (табл. 3.5) Образцы круглого сечения различных диаметров (от 4 до 56 мм) испытывали также при изгибе с вращением (табл. 3.6). Приведенные в таблицах результаты соответствуют мелкозернистой структуре и механической полировке образцов. В таблицах даны [c.88]

Механические свойства серых чугунов зависят от свойств металлической основы и главным образом от количества, формы и размеров графитных включений. Прочность, твердость и износостойкость чугунов растут с увеличением количества перлита в металлической основе, которая но строению аналогична сталям. Решающее влияние графита обусловлено тем, что его пластинки, прочность которых ничтожно мала, действуют как надрезы или трещины, пронизывающие металлическую основу и ослабляющие ее. При растяжении (наиболее жестком виде нагружения) по концам графитных включений легко формируются очаги разрушения. По этой причине серые чугуны плохо сопротивляются растяжению, имеют низкие прочность и пластичность. Относительное удлинение при растяжении независимо от структуры основы не превышает 0,5 %. Чем крупнее и прямолинейнее форма графитных включений, тем ниже сопротивление разрыву. И, наоборот, чем мельче и разобщеннее графитные включения, тем меньше их отрицательное влияние. [c.295]

Значительно слабее влияние графита при изгибе и особенно при сжатии, т.е. при более мягких видах нагружения. Статическая прочность серых чугунов при изгибе примерно в 2 раза, а при сжатии — в 4 раза выше, чем при растяжении. Прочность при сжатии и твердость определяются в основном структурой металлической основы чугунов. Они близки к свойствам стали с той же структурой и составом, что и металлическая основа чугуна. [c.295]

Рис. 3. Кривые упрочнения при растяжении стали Юкп горячекатаной со структурой зернистого перлита (100 %) при разных значениях предварительной деформации е при волочении

Характер изменения внутреннего трения и динамического модуля упругости (рис. 5.67, в, е) указывает на существование второго критического уровня приложенных напряжений соответствующего напряжению начала микродеформации в стали, не подвергнутой электролитическому наводороживанию. При о > поглощение водорода металлом происходит после его микропластической деформации, приводящей к образованию в структуре стали локальных полей упругих напряжений. Согласно [185], поля упругих напряжений вызывают формирование областей объемного растяжения решетки - потенциальных водородных ловушек. Попадая в такие ловушки, водород частично теряет свою подвижность, что приводит к замедлению распространения стабильной трещины. Повышенное содержание остаточного водорода обусловлено, вероятно, накоплением водорода в областях объемного растяжения и формированием большого числа дефектов типа микротрещин. [c.297]

Трещины хорошо просматриваются на микрошлифах с литым слоем слабой травимости (рис. 3.7), который представляет собой структуру повышенной твердости и одновременно является относительно хрупким. Трещины на поверхности плазменного реза исследуемой стали не сказались на снижении механических свойств при растяжении образцов, вырезанных плазменным способом, а также при испытании образцов на изгиб (поверхность плазменного реза подвергалась растяжению). На растянутых участках с высокотвердым слоем произошел откол этого слоя (см. рис. 3.29), при этом образцы не разрушились при угле загиба 180°. [c.86]

После закалки и отпуска при 240 и 450 С все исследуемые стали приобретают структуру отпущенного мартенсита и троостита соответственно. В сталях, содержащих 0,2% С, структура после закалки образована в основном реечным (пакетным) мартенситом. Повышение в стали содержания углерода до 0,4% сопровождается увеличением в структуре доли пластинчатого (двойникованного) мартенсита. Влияние титана и бора на структуру сталей, выявляемую с помощью светового микроскопа, практически не заметно. Исключение составляют лишь возникп1ие в результате легирования титаном крупные (размером 0,09-0,21 мкм) нитриды титана TiN (рис. 5.75). Такие частицы весьма редко встречаются в сталях без титана. Введение титана и бора в сталь незначительно влияет на прочность стали при растяжении (см. табл. 5.12). [c.306]

Нержавеющая сталь. Из порошка готовой стали (типа Х18Н9) прессованием при давлении 800 Мн/м , спеканием в атмосфере водорода при 1300° С в течение 3 ч с последующим обжатием получают сталь с плотностью 97—98 7о- Структура стали после спекания состоит из одного аустенита. Предел прочности стали при растяжении равен 520 Мн/м , а твердость по Бринеллю — 1520 Мн/м. [c.201]

Наибольшее соответствие между действительным пределом прочности и скоростью резания наблюдается у жаропрочных сталей, легированных марганцем (например, сталь ЭИ388). По-видимому, деформация этих сталей при растяжении вызывает в их структуре фазовые превращения, аналогичные тем, какие происходят в процессе резания. Большинство хромоникелевых аустенитных сталей с низким и повышенным содержанием угле- [c.62]

Степень наводороживания обычно оценивают по изменению пластичности стали при растяжении, характеристик техноло лических проб на перегиб и скручивание, прочности стали и т. п. Для сталей с мартенситной структурой степень наводороживания удобно определять по изменению пластичности при растяжении и изгибе. [c.163]

Нормализацией обеспечивается мелкодисперсная структура со стабильными и высокими механическими свойствами (предел прочности при растяжении, предел текучести, удлинение, сужение и ударная вязкость). Время выдержки при указанных температурах норм ипизационного отжига зависит от марки стали. Для углеродистых сталей ориентировочно принимают минимальное время выдержки из расчета 1 ч на каждые 25 мм толщины стенки отливки. Для легированных сталей время выдержки увеличивают в несколько раз. [c.366]

Величина 80 эффекта может зависеть и не зависеть от степени деформации. Истинный 80 эс фект не зависит от деформации. Наблюдаемый 80 эффект используется с учетом уменьшения 80 с ростом деформации. У многих сталей 80 эффект не зависит от деформации [ 74, 75]. Как правило, он составляет 3 — 10 % от уровня напряжений при растяжений и зависит от температуры испытаний, структурного состояния и степени ле-гироеанности. В сталях со структурой сорбита с Оо,2 = 600- -700 МПа при 20°С 80 эффект слабо выражен. По мере возрастания прочности увеличивается и 80 эффект, особенно при переходе к структуре нижнего бейнита. [c.94]

Исследования были проведены на аустенитной нержавеющей стали Х18Н10Т, склонной к интенсивному деформационному старению. Трубчатые образцы диаметром 21 мм и толщиной стенки 1,5 мм испытывали при растяжении-сжатии (частота нагружения приблизительно 1 цикл/мин) на установке типа УМЭ-10 т, снабженной вакуумной системой и средствами исследования микроструктуры на поверхности образца [1]. Указанная установка оборудована также системой управления силовозбудителем для получения двухчастотного режима нагружения (частота около 20 цикл/мин) и автоматическим устройством для программного нагружения с временными выдержками на экстремальных уровнях нагрузки в полуциклах нагружения. Испытания были проведены при моногар-моническом малоцикловом нагружении, при нагружении с выдержкой 5 мин при максимальной (по абсолютной величине) нагрузке в полуциклах, а также с наложением нагрузки второй частоты в процессе выдержки при температурах 450° С и 650° С [2]. При исследованиях структуры использованы методы световой (для определения числа, размера и характера расположения частиц), ионной и просвечивающей электронной микроскопии (для определения характера распределения карбидов и легирующих элементов), электронной микроскопии со снятием реплик с зон изломов, а также методы рентгеноструктурного (для определения степени искаженности кристаллической решетки в зависимости от уровня нагрузки) и рентгеноспектрального анализа. Образцы исследовались в зонах разрушения. [c.67]

Изменение степени и скорости деформирования растяжением и сжатием существенно влияет на дислокационную структуру и характер карбидных выделений, определяющих механизм деформационного старения сталей Х18Н10Т и ОХ 18Н10Ш при, повышенной температуре. При этом механизм протекания деформационного старения указанных сталей в зависимости от степени предварительной деформации при растяжении и сжатии характеризуется различными микроструктурными особенностями. [c.204]

Хромистая сталь с содержанием 16—18 /оСг может иметь как однофазную (ферритную) структуру, так и двухфазную (ферритно-мартенситную) структуру. Однофазная хромистая сталь с содержанием 16—18< /о Сг более устойчива против коррозии, чем хромистая сталь с содержанием 12—14% Сг. Она применяется в химической промышленности—для абсорбционных башен, теплообменников, коммуникаций, труб, баков для хранения и цистерн для перевозки азотной кислоты в автотракторной — для газогенераторов в других отраслях промышленности—для всевозможной аппаратуры и деталей с низкой твёрдостью, не работающих на удар, а также для предметов домашнего обихода. При содержании 0,08—0,12 /о С в отожжённом состоянии эта сталь имеет следующие механические свойства предел прочности при растяжении 45—60 кг мм , предел пропорциональности 25—30 кг1мм , удлинение 65 = 25—30%, сужение 55— 70%. [c.489]

Нестабильность структуры стали ускоряет процесс ползучести. Так, сталь, закаленная на мартенсит и отличающаяся высокой прочностью при испытании на растяжение при комнатной и повышенной температурах, хара ктеризуется низким пределом ползучести и пониженной жаропрочностью. В процессе ползучести такой стали происходит распад мартенсита (пересыщенного раствора углерода в а-железе), ускоряющий пластическую деформацию вследствие того, что при распаде мартенсита повышается диффузионная подвижность атомов. [c.86]

Сопоставляя усталостную прочность сплавов Ti—5А1—2,5Sn (типа ВТ5-1) и Ti—6А1—4V (типа ВТ6) в листах толщиной 4 мм и кованых прутках диаметром 12—18 мм авторы работы [119] приходят к выводу, что листовой материал, обладающий более измельченной структурой, имеет выше предел усталости, хотя и показывает большой разброс данных. Этот разброс можно объяснить травлением листов, что резко действует на усталостную прочность. Понижение усталостной прочности при огрублении макроструктуры было получено и для сплава АТЗ. В работе [73] сопоставлялись две характерные структуры теплопрочных сплавов ВТЗ-1 и ВТ18 мелкозернистая и пластинчатая. В условиях пульсирующего циклического растяжения при 20° С оказалась лучшей мелкозернистая структура при 450° С и асимметричном циклическом растяжении обе структуры стали равноценными при 600° С и асимметричном циклическом растяжении у сплава ВТ18 оказалась лучшей уже пластинчатая структура. Эти опыты показали на необходимость оценки влияния структуры конкретных условий испытания. [c.147]

Сталь 09Г2 (рис. 3) после обработки на двухфазную структуру имеет повышенный предел выносливости одновременно примерно в 3—3,5 раза увеличивается число циклов до разрушения в области малоцикловой усталости. Соответствующие механические свойства при растяжении приведены в табл. И. [c.21]

Управляющим параметром в данном процессе является градиент колебательного давления на границе раздела твердая—жикая фаза, который при достижении критического уровня становится параметром порядка, контролирующим конвективные и аномальные диффузионные потоки, обеспечивающие диспергирование растущих кристаллов. Следует при этом иметь в виду, что градиенты колебательного давления в переходном слое и в жидком металле резко различны из-за особых свойств переходного слоя. Анализ фрактальной размерности структуры при растяжении сталей различных классов показал эффективность УЗО только для сталей аустенитного класса (табл. 23). [c.227]

Предлагаемый читателю первый том справочника Металловедение и термическая обработка стали посвящен изложению методик изучения тонкого строения и структуры сталей и определению их разнообразных свойств (механических, физических, эксплуатационных). Такое построение многотомного справочника представляется правильным, если иметь в виду преимущественно экспериментальный характер науки о металлах. В этом томе, наряду с традиционными методами изучения структуры и свойств (макро- и микроанализ, рентгеновская дифракто-метрия, электронная микроскопия, определение механических свойств при растяжении, ударе, циклическом нагружении и т.п.), рассмотрены развитые в последние годы тонкие методы структурых исследований (спектроскопические, резонансные, микроспектральные и др.) и методы определения сопротивления разрушению в различных условиях нагружения (параметры вязкости разрушения, кавитационное разрушение, износостойкость, сопротивление газовой коррозии) в сочетании с подробным изложением методик фрактографического анализа. Все эти новые разделы отличают настоящее издание от предыдущих. [c.8]

Разрушение аустенито-ферритных сталей при КР начинается транскристаллитно, перпендикулярно направлению растягивающих напряжений. Однако при последующем развитии трещина может ветвиться вдоль направления растяжения по границе аустенит — феррит рис. 1.050, б). В стали с преобладанием аусте-нитной структуры рис. 1.050, д, е) наличие феррита в аустенитной матрице может затормозить или изменить направление развития трещины. Трещины КР на образцах, модифицированных 0,3 % Ypa 4> локализуются непосредственно вблизи разрыва образца рис. 1.050, г), остальная поверхность — без разрушения. [c.41]

Таким образом, после закалки такие стали имеют аустенитную структуру. Аустенитная структура обладает высокой вязкостью, но низким пределом текучести. Для получения повышенных прочностных свойств стали подвергают пластической деформации в интервале температур 250-550 °С (ниже температуры рекристаллизации) с большими степенями обжатия (до 80 %). При этом мартенситные точки М и Мд повышаются, и точка Мд становится выше комнатной температуры (точка М остается ниже комнатной температуры). Дополнительное повышение мартенситной точки Мд может быть усилено посредством легирования стали мартенситообразующими элементами, выделения карбидов при пластической деформации, изменения состава мартенсита. После охлаждения от температуры теплого деформирования сталь сохраняет структуру деформированного аустени-та, но этот аустенит уже становится метастабиль-ным по отношению к пластической деформации при комнатной температуре. Деформация такого аустенита (например, при механических испытаниях) приводит к образованию мартенсита деформации (у— а-превращение) во время испытания, что сопровождается увеличением прочностных свойств и значительным ростом относительного удлинения. В этом случае образующийся мартенсит затрудняет образование шейки при растяжении благодаря упрочнению в месте ее образования, и деформация образца долгое время носит равномерный характер. Наблюдается так называемый эффект бегущей шейки . [c.370]

На основании исследований В. Т. Степуренко, проведенных в лаборатории Института машиноведения и автоматики АН УССР, которые описаны в работе [57], можно сделать вывод о том, что механическая обработка (токарное точение, шлифование, полирование и накатка роликами), дающая различные чистоту поверхности, величину остаточных напряжений, а также глубину и интенсивность наклепа, не влияет на механические характеристики стали, получаемые при простом одноосном растяжении кратковременно действующими статическими силами. Механические характеристики стали для всех видов механической обработки поверхности оказались в этом случае практически одинаковыми и зависящими только от химического состава и структуры стали. [c.141]

СОПРОТИВЛЕНИЕ ОТРЫВУ — среднее растягивающее напряжение в момент разрушения путем отрыва. Хотя одновременный отрыв по всему сечению соответствует бесконечной скорости развития трещины и потому никогда не осуществляется, С. о. является полезной хар-кой кон-струкц. материалов. При прочих равных условиях с ростом С. о. склонность к хрупкости падает, а конструктивная прочность растет. С. о. для хрупких при растяжении материалов совпадает с обычным пределом прочности. Для оценки С. о. материалов, пластичных при растяжении, необходимо воздействие охрупчивающих факторов понижение темп-ры или увеличение скорости нагружения введение надрезов или трещин переход к двухосному растяжению. В этих случаях оценка С. о. не всегда является бесспорной. С. о. большей частью сильно повышается с измельчением структуры. Многие факторы различно, иногда противоположно, влияют на С. о., и сопротивление пластич. деформации, напр., с повышением содержания углерода в низко-отпущенных сталях С. о. падает, а твердость растет (см. Отрыв, Излом отрыва). [c.180]

Теплостойкость стали марки W3, которая в результате термической обработки обладает высоким временным сопротивлением на разрыв, в определенном интервале температур существенно больше, чем у сталей с меньшим значением временного сопротивления. На рис. 214, кроме предела текучести при растяжении стали марки W3, изображены еще пределы текучести при нагреве в зависимости от температуры испытания двух марок обработанных термическим путем на различные пределы прочности при растяжении вольфрамовых штамповых сталей для горячего деформирования, а также стали К12 и мартенситно-стареющей стали. Однако относительное сужение площади поперечного сечения образца в случае инструментальных сталей с 5— 10% W и стали W3, имеющей предел прочности при растяжении более 1200 Н/мм в интервале температур, превышающих 500° С, резко уменьшается, возникает охрупчивание при нагреве. Довольно часто можно наблюдать межкристаллитное разрушение вследствие образования вдоль границ зерен интерметаллидов, нитридов и других выделений. В сталях, полученных переплавом, этот вид охрупчивания встречается реже. Величина охрупчивания при нагреве тем больше, чем выше прочность стали и чем большей температурой закалки эта прочность была достигнута (рис. 215). Вязкость при нагреве вольфрамовых сталей в большей степени зависит от скорости охлаждения. Чем меньше скорость охлаждения или чем больше можно обнаружить в структуре стали бейнита, возникающего при температуре выше 400—420° С, тем меньше вязкость стали при нагреве. Если переохлажденный аустенит превращается при температуре ниже 360—380° С, то опасность возникновения охрупчивания при нагреве также меньше. Повышение температуры испытания (а следовательно, и инструмента) до 500° С значительно увеличивает сопротивление хрупкому разрушению и энергию распространения трещин в сталях (рис. 216), закаленных в основгюм при пониженных температурах, а также полученных электрошлако -вым переплавом. Однако при температуре нагрева, превышающей [c.270]

В процессе длительного статического нагружения в результате-действия высокой температуры и накопления деформаций ползучести в большинстве конструкционных материалов, особенно в жаропрочных никелевых сплавах, являющихся метастабильными, происходят структурные изменения, связанные с выпаданием, коагуляцией и растворением упрочняющих фаз, в результате чего изме-HHef H соотношение между прочностью зерен и их границ, происходит охрупчивание материала, изменяется тип разрушения. При-наличии указанных изменений в механизме разрушения, трудно ожидать, что критерий длительного разрушения при сложном напряженном состоянии окажется независимым от температурно-временного диапазона испытаний и свойственных ему изменений в структуре и особенностях разрушения материала. Большая серия опытов Джонсона, проведенных при сочетании растяжения с кручением на молибденовой стали при Г=500°С, меди при 7 = 250°С [c.12]

На демпфирующую способность металла влияют структура материала, температура, частота циклических напряжений, наличие и характер предварительно образованных напряжений. Некоторые исследователи нашли, что способность демпфирования мягкой стали может увеличиться в 10—20 раз в результате повторных напряжений при растяжении — сжатии около 25 кПмм . Y холоднотянутых деталей наблюдалась обратная картина, т. е. демпфирующая способность уменьшалась после воздействия переменных напряжений [111]. [c.12]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...