Структура стали при циклической деформации

В работе [60] образование мартенсита деформации при малоцикловой усталости изучали при температурах испытания 22, 93 и 116 °С на образцах из метастабильных аустенитных сталей типа 301 и 304 в условиях растяжения-сжатия с постоянной амплитудой деформации Ае после различных режимов термической обработки (7 - закалка с 1093 °С в масло 2 - охлаждение с печью с 954 до 204 °С в течение 3 ч. В исходном состоянии стали имели однофазную аустенитную структуру. Количество образующегося мартенсита деформации определяли непрерывно в процессе испытания с помощью магнитного метода. В процессе циклирования в сталях происходило образование двух типов мартенсита а и е. Количественное соотношение между этими типами мартенсита зависит от величины амплитуды циклической деформации и температуры испытания. Чем меньше амплитуда деформации и выше температура испытания, тем меньше образуется е-мартенсита. Общее количество мартенсита деформации непрерывно возрастает с ростом числа циклов (см. рис. 6.34). При одинаковых условиях испытания в стали 304 образуется больше мартенсит по сравнению со сталью 301. В зависимости от амплитуды деформации а-мартенсит оказывает противоречивое влияние на число циклов до разрушения. При комнатной температуре испытания при амплитуде циклической де- [c.239]

Если рассмотреть классическую диаграмму "напряжение-деформация", например, для рядовой конструкционной стали, то видно, что методы дефектоскопии оказываются состоятельными только на конечных стадиях эксплуатации металла, т.е. на стадии упруго-пластических или даже пластических деформаций, когда микродефекты структуры начинают сливаться и образовывать макродефекты, доступные для обнаружения дефектоскопами. Хотя общеизвестно, что уже с момента изготовления металлоконструкции в местах концентрации напряжений возникают, развиваются и накапливаются изменения структуры металла, которые в процессе эксплуатации и приводят к зарождению микродефектов, образующих впоследствии макродефекты -основной предмет изучения дефектоскопии. Скорость развития этих процессов в общем случае определяется интенсивностью нагружения, где параметрами являются величина и длительность нагрузок, их частота (при циклических воздействиях). Специфические факторы (температура, агрессивность среды и др.) только интенсифицируют процессы локальных структурных изменений и в данном случае не рассматриваются. [c.80]

Д/С = / ,Q, при котором размер циклической зоны пластической деформации становится близким к 1—2 размерам зерна, следует, что с ростом зерна должно возрастать значение Это хорошо подтвердилось опытами [117] в случае стали с феррито-перлитной структурой ( - 5% перлита). Было установлено, что связь между / j , и d имеет вид [c.117]

Влияние температуры испытания в интервале от 20 до -196 °С на образование мартенсита при малоцикловой усталости изучали в работе [59] на образцах из аустенитной нержавеющей стали Х18Н10Т в условиях чистого изгиба. Образцы подвергали закалке в атмосфере аргона от 1050 Деформирование в условиях малоцикловой усталости проводили при циклической деформации 0,87, 2,5 и 4% и количестве циклов п = (0,2-0,8) N , где Np - число циклов до разрушения. Фазовые превращения и образование субструктуры изучали методом электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа. Было показано, что при комнатной температуре при циклическом деформировании не наблюдали мартенситное превращение в структуре материала. Но при температуре испытания -30 °С было обнаружено образование а -мартенсита, причем максимальное его количество (до 40-60%) образуется при максимальной амплитуде деформации 4%. При -196 °С также максимальное количество а -мартенсита (80-90%) наблюдалось при деформации 4%. Было высказано предположение [59], что в этой стали мартенситное превращение за счет циклической деформации протекает по схеме у 8 а. [c.239]

Влияние температуры отпуска после ВТМО на предел усталости для разных степеней деформации кручения при ВТМО можно видеть на рис. 91. ВТМО особенно эффективна при температурах отпуска 110—300°, т. е. для мартенситной и троостито-мартенситной структуры стали. Более заметен эффект ВТМО, если сталь при циклической нагрузке подвергается действию коррозионно-агрессивных сред (в частности, в 3%-ном растворе ЫаС1). [c.126]

Таким образом, при циклическом упруго-пластическом деформировании аустенитной стали Х18Н10Т развитие процессов деформационного старения зависит от условий нагружения (температура испытания, уровень нагрузки и форма цикла). При испытании в условиях интенсивного деформационного старения (650° С) процессы упрочнения и охрупчивания материала связаны с образованием карбидной фазы (в основном карбида МегзСб), при других температурах нагружения (например, 450° С) процессы упрочнения и изменения пластичности материала могут быть связаны с формированием блочной структуры. При этом карбидообразование протекает менее интенсивно и существенно зависит от формы цикла (причем в отличие от испытаний при 650° С при 450° С наблюдается в данной стали преимущественно карбид МеС). Развитие карбидообразования и формирования блочной структуры в зависимости от уровня нагрузки при 450° С, так же как и при 650° С, может приводить к возникновению хрупких состояний, и излом при этом носит хрупкий характер. В связи с изложенным, наблюдающееся изменение циклических характеристик (ширина петли гистерезиса, односторонне накапливаемая деформация, пре-де.л текучести и др.) при температуре 650° С может быть связано в основном с развитием деформационного старения (выпадением карбидных частиц), а при 450° С — с формированием блочной ( решетчатой ) структуры. [c.71]

Исследования на установке ИМАШ-10-68 образцов двухслойной стали СтЗ + Х18Н10Т, изготовленной по методу литого плакирования, показали, что микрорельефы, возникающие как в материале основы, так и в плакирующем слое, при воздействии циклической нагрузки имеют характер, во многом аналогичный изменениям структуры, происходящим в условиях статического растяжения. Например, в интервале температур от 20 до 400° С в обоих слоях биметалла, как и при статической деформации, наблюдаются преимущественно процессы сдвигообразова-ния. На рис. 134, а—е приведены микрофотографии полос скольжения, образовавшихся на поверхности основного слоя биметалла СтЗ + -f- Х18Н10Т, подвергнутого испытанию на усталость при 20,400 и 800°С после воздействия = 6 -10 циклов нагружения. Возникновение более широких по сравнению со статической деформацией грубых полос [c.227]

В случае испытания хромистой стали на режимах, соответствующих данным рис. 2.11, а, также происходит одностороннее накопление деформаций циклической 1толзучести (рис. 2.14, s). Особенно быстро деформации накапливаются в рел име длительного статического нагружения при циклическо нагружении с высокой частотой без выдержек этот процесс протекает менее интенсивно. Из данных, приведенных на рис. 2.14, в [17], следует, что значение накопленной деформации циклической ползучести на стадии разрушения для данного напряжения (атах = 390 МПа) является относительно постоянным, хотя время до разрушения может быть различным. Это, по-видимому, связано с режимом термомеханического нагружения (отнулевой цикл) и механизмами формирования необратимых изменений в структуре материалов для данного и симметричного (рис. 2.14, б) режимов малоциклового деформирования. Однако малоцикловая долговечность и в этих условиях (см. рис. [c.60]

Пружинные стали. В пружинах, рессорах и других упругих элементах используются только упругие свойства стали. Возникновение пластической деформации в них недопустимо, поэтому высоких требований к пластичности и вязкости не предъявляется. Основное требование к пружинной стали — высокий предел упругости (см. раздел 1.5). Кроме того, многие пружины и рессоры подвергаются воздействию циклических нагрузок. Поэтому от пружинных сталей также требуется высокий предел выносливости. Хорошие упругие свойства стали достигаются при повышенном содержании углерода (0,5 -0,7 % ) и применении термообработки, состоящей из закалки и среднего отпуска при температуре 350-450°С. После такой термообработки сталь имеет троститную структуру. Пружинные стали должны иметь хорошую закаливаемость и прокаливаемость. Мартенситная структура после закалки должна быть по всему сечению. Наличие немартенсит-ных продуктов превращения аустенита после закалки снижает упругие свойства стали. [c.165]

Такие же изменения структуры наблюдали и при усталости под действием циклической деформации. На рис. 6.2. приведены мик-кроструктуры и дифракционные рентгенограммы в узком пучке, полученные вблизи зоны повреждения образцов из малоуглеродистой стали S15 при испытаниях на высокотемпературную малоцикловую усталость растяжением—сжатием с постоянной деформацией. При 450 °С, и особенно при 500 °С довольно отчетливо наблюдается образование ячеек рентгенограмма в отличие от наблюдаемых при низкой температуре сплошных колец состоит из неоднородных пятен, [c.196]

Для уточнения этого вопроса нами были проведены механические испытания стальных образцов после их циклического нагружения в коррозионных средах (изгиб при вращении, симметричный цикл) при напряжениях, меньших или равных пределу усталости при данной базе испытаний. Механические испытания проводились на 50-тонной универсальной разрывной машине Шопера при скорости деформации 10 мм/мин. В табл. 5 приведены данные этих испытаний для стали 20Х перлито-ферритной структуры, а в табл. 6 —те же данные, полученные для 40Х сорбитной структуры. В таблицах указаны числа циклов и время пребывания образца в данной среде при данном напряжении где а , — [c.69]

ЛИ sus 304N с повышенным содержанием азота выше, чем у стали SUS 304. В то же время предел выносливости стали YUS 170 значительно ниже, чем у стали SUS 304, хотя концентрация азота в стали YUS 170 значительно больше. Такое различие в поведении данных сталей авторы [35] связывают с эффектами деформационного старения и мартенситного превращения при пластической циклической деформации. Сталь YUS 170 имеет стабильную аустенитную структуру и не склонна к мартенситно-му превращению при деформации. Вместе с тем сталь SUS 304 [c.221]

В работе [63] исследовали особенности мартенситного превращения при малоцикловой усталости стали 73СК18-10 (типа 304Ь с 18% Сг и 10% N1) при температурах 20 и -196 и при амплитудах общей деформации за цикл 0,6-1,6%. Показано, что на кривых циклического упрочнения при температуре испытания 20 °С можно выделить три стадии 1. Материал упрочняется, но не наблюдается мартенситного превращения 2. Материал слабо разупрочняется и начинается мартенситное превращение 3. Наблюдается сильное циклическое деформационное упрочнение, вызванное у е а превращением. При максимальной амплитуде циклической деформации образуется 30% мартенсита. Процентное содержание получаемого в ходе превращения мартенсита зависит от числа циклов нагружения, амплитуды деформации и температуры испытания. При температуре испытания -196 °С уже после первых трех циклов нагружения наблюдается сильное деформационное упрочнение, вызванное интенсивным мартенситным превращением. При амплитуде циклической деформации 1 % при низкой температуре испытания за 10 циклов в структуре ста- [c.240]

Сосредоточение деформации металла иа границах зерен при прохождении через высокотемпературный участок термического сварочного цикла, особенно ту его часть, где уже прекратилась миграция границ и достройка зерен, должно привести к большой искаженности кристаллической решетки в приграничных зонах. Такой сдвиг должен сопровождаться существенным ростом плотности дислокаций и вакансий иа границах. Особенно велик он должен быть на границах, расположенных нормально к направлению растяжения. При особо высокой степени локального сосредоточения деформации на таких участках границ могут образоваться микронесплошности типа трещин. Следовательно, меж-зеренный сдвиг в высокотемпературной области должен значительно расширить зону разрыхления границ, увеличить ее свободную энергию и склонность к адсорбции атомов инородных элементов. Ширина зоны разрыхления определяет реальную ширину границ, наблюдаемую на шлифах после травления металла. Такие реальные границы значительно шире (до 10 — 10- см) границ, предполагаемых теоретически (до 10 см). Расчеты показывают, что высокотемпературная зернограничная деформация может пройти только в том случае, когда ширина границ незначительно больше теоретической. Экспериментальным и расчетным путем М. А. Криштал и Ю. И. Давыдов получили, что соответствующая ширина эффективной границы зерен при 700°С в железе со средним размером зерен около 50 мкм равна 10 см. Экспериментально было также установлено, что зона адсорбции углерода на границе зерен в а—Fe равна 0,2 мкм [10]. Столь значительное увеличение ширины реальных границ зерен происходит в результате стока и накопления точечных и линейных дефектов, образующих благодаря лесу дислокаций и пор типа объединенных поливакансий широкую зону нарушенной структуры. Плотность нарушений возрастает вследствие локализации сдвига по границам. Скопление дислокаций у границы видно на микроструктуре (рис. 69), выявленной при электронной микроскопии на просвет околошовной зоны сварного шва фольги из коррозионно-стойкой стали. Аналогичный результат отмечен и при травлении декорированных дислокаций на шлифах сварных соединений листов большей толщины. Ширина зоны травимости -самой дислокации всего лишь немного больше 10 см (около 30 атомных диаметров) [40]. Но, по-видимому, при плотном скоплении дислокаций на границах образуется фронт травимости, равный всей площади их скопления размером до 10 см. А. Хейденрейх [62] считал, что при циклическом нагружении дислокации могут концентрироваться у границ в слое толщиной около 0,2 мм. [c.111]

Метастабильные хромомарганцевые аустенитные стали, стойкие к кавитационному и циклическому контактно-ударному воздействию. Сталями, стойкими в условиях динамического контактного нагружения (циклическое контактно-ударное нагр5 жение, кавитационное, гидроабразивное или газоабразивное воздействие), являются аустенитные стали системы Ре-Сг-Мп-С. При соответствующем химическом составе (температура эксплуатации должна находиться в интервале М -М хромомарганцевые стали со структурой метастабильного аустенита обладают низкой энергией дефектов упаковки и отличаются сложной кинетикой у - - е - а -мартенситных превращений и деформационного двойникования, развивающихся достаточно интенсивно и сопровождающихся релаксацией напряжений. В результате рабочая поверхность деталей машин сильно упрочняется за счет дисперсных выделений мартенсита деформации и наклепа существующих и вновь образующихся фаз, что обеспечивает равномерную эрозию и высокую стойкость сталей при динамическом контактном нагружении, в частности кавитационную стойкость. [c.227]

Важно подчеркнуть, что пороговая величина скорости роста усталостной трещины получена равной Vis 2,5-10 м/цикл, что близко к статистически среднему размеру ячейки дислокационной структуры на границе перехода в процессе пластической деформации от мезоуровня I к мезо-уровню II (см. главу 3). Указанные данные по монотонному растяжению образцов подтверждаются результатами экспериментальных исследований сталей в области малоцикловой усталости при постоянном уровне пластической деформации [61]. В испытанных образцах исследовали дислокационную структуру, оказалось, что фрагментированная дислокационная структура представляет собой ячейки и стенки дислокаций. Выполненный статистический анализ размеров фрагментов показал, что при всех уровнях циклической пластической деформации размер ячейки (1,5-2,0) 10 м встречается наиболее часто (см. рис. 3.13). Важно подчеркнуть, что с возрастанием длительности нагружения до разрушения относительная частота формирования ячеек или стенок с указанным размером также возрастает. Это дает основание полагать, что прирост усталостной трещины в пределах указанного размера контролируется одним механизмом разрушения, а далее происходит усложнение механизма разрушения, что должно иметь отражение в кинетическом процессе и описывающих этот процесс кинетических уравнениях. [c.193]

При коррозионной статической усталости (коррозионном растрескивании) происходит макроскопически хрупкое разрушение, причем в отличие от разрушения при коррозионной усталости от действия циклических напряжений развивается лишь одна или небольшое количество трещин. На фиг. 37 показано разрушение образца стали 45 трооститной структуры в воздухе при кратковременном действи растягивающей статической силы и в сероводородной воде (80 мг/л H2S) при длительном действии напряжения с = (0,11—0,12) В воздухе наблюдалась пластическая деформация в сероводородной воде — хрупкое разрушение при образовании лишь одной трещины. Дополнительное растяжение образцов, которые длительное время нагружались в сероводородной воде, показало, что никаких добавочных трещин, кроме основной трещины, не появилось. [c.103]

Второй и третий типы зависимости Двн = / N) проявляются в материалах на основе ГЦК-металлов, упрочненных пластической деформацией или дисперсными частицами, а также в чистых ОЦК-металлах (в том числе в монокристаллах) и некоторых сталях (как с ОЦК-, так и с ГЦК-рещеткой). Причиной повышения Дбн в процессе испытания в упрочненных металлах является некоторое упорядочение дислокационной структуры при действии циклически изме-няюш,ейся нагрузки, способству-юш,ее увеличению длины свобод-ного пробега двилчущихся дислокаций [461. [c.136]

На стадии циклической микротекучести в приповерхностном слое низкоуглеродистой стали была обнаружена полоса скольжения (рис. 3.7), которая простиралась на все ферритное зерно [12]. В работе Д. Якобсона [27] и A.B. Гурьева с соавтор. [28] полосы скольжения на поверхности углеродистой стали были также обнаружены уже на стадии микротекучести. Орловым Л.Г. и Большаковым В.И. при статическом деформировании монокристаллов кремнистого железа на 0,5 и 1,0% было показано, что наблюдаются различия в характере дислокационной структуры внутренних и приповерхностных слоев металла [29]. Интенсивность микропластической деформации на этой стадии циклического деформирования в приповерхностных слоях металла выше, чем во внутренних объемах. Об этом свидетельствуют данные рентгеноструктурного анализа [15] с использованием послойного удаления металла и сравнение плотности дислокаций в объеме и приповерхностных слоях металла. Причина такого поведения связана с рядом факторов особенностью закрепления приповерхностных источников дислокаций (имеющих одну точку закрепления), у которых критическое напряжение начала их работы значительно ниже, чем у источников в объеме наличием в поверхностном слое более грубой, чем в объеме, дислока- [c.65]

В работе [52] изучено влияние деформации кручения при ВТМО на циклическую прочность стали 45. Результаты испытаний (рис. 90) показали, что малая деформация при ВТМО повышает предел усталости до 84 кГ1мм , т. е. более чем на 20%, по сравнению со сталью, подвергнутой обычной термообработке. Однако увеличение деформации кручением (удельного угла скручивания) приводит к понижению предела усталости до 78 кГ1мм . Это снижение авторы работы [52] объясняют интенсификацией процесса рекристаллизации деформированного аустенита при ВТМО и появлением в структуре закаленной стали продуктов немартенситного превращения. [c.126]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...