Температурная зависимость скорости превращения

Рис. 9.18. Температурная зависимость скорости превращения олова (металлическая модификация серое олово)

Температурная зависимость скорости превращения [c.684]

В результате детальных исследований мартенситного превращения ниже комнатной температуры действительно удалось обнаружить температурную зависимость скорости превращения [36], Оказалось, что в этой области температур исчезают некоторые явления, которые считались харак-терны.ми для мартенситного превращения. Было установлено 1) превращение здесь может длительное время протекать изо- [c.684]

Температурная зависимость скорости превращения определяется температурной зависимостью скорости образования зародышей мартенсита, а прекращение изотермического превращения — прекращением. образования зародышей, способных расти при данной температуре. Уменьшение скорости превращения с понижением температуры показывает, что тепловые колебания атомов играют важную роль в образовании зародышей мартенсита. Возможность переохлаждения аустенита некоторых сталей до температуры жидкого азота указывает на то, что при малой вибрационной энергии атомов зародыши не образуются. Превращение начинается при иагреве, как только энергия тепловых колебаний становится достаточно большой, и протекает тем быстрее, чем выше температура, т, е. чем выше эта энергия. Это свидетельствует о термическом характере образования зароды-щей. [c.684]

Температурная зависимость скорости превращения свидетельствует о том, что в образовании зародышей критического размера в подготовленных местах главную [c.690]

Характер изменения температурной зависимости скорости окисления железа в области аллотропического превращения (см. рис. 85) указывает на то, что при высоких температурах более [c.138]

Для того чтобы скорость химического превращения была конечна, необходимо сделать допущение о том, что пр и стремлении к нулю концентрации в зоне химического превращения одновременно растет множитель, характеризующий температурную зависимость скорости химической реакции, в результате чего имеем [c.333]

Установлено, что температурная зависимость скорости окисления сталей К в воздухе в координатах g К-- имеет вид ломаной прямой, а изломы прямой, сопровождающиеся соответствующим изменением энергии активации процесса окисления Р, имеют место в районе температур, соответствующих упомянутым выш е превращениям появление в окалине вюстита сопровождается увеличением Q, эвтектоидное и магнитное превращения вызывают повышение Q, аллотропическое превращение приводит к снижению Q. [c.51]

Поскольку скорость роста кристаллов мартенсита независимо от температуры громадная, то наблюдаемое с понижением температуры сначала увеличение, а затем уменьшение скорости изотермического превращения (рис. 138 и 139) обусловлено только температурной зависимостью скорости зарождения кристаллов мартенсита. [c.241]

Использование установки ИМАШ-9-66 открывает принципиально новые возможности для изучения влияния таких факторов, как температура, время и скорость растяжения, на процессы упрочнения и разупрочнения металлов и сплавов в различном структурном состоянии (после тех или иных режимов термической или термомеханической обработок). Измерение микротвердости может служить также одним из чувствительных методов изучения механизма деформации, закономерностей фазовых и структурных превращений широкого класса материалов. Например, в работах [66 67 ], выполненных на установке ИМАШ-9-66, показано, что метод измерения микротвердости позволяет на основании анализа температурной зависимости микротвердости устанавливать температурные интервалы для полупроводниковых материалов с различными механизмами деформации, а также определять природу этих механизмов и изучать влияние на них легирования и других факторов. С помощью полученных температурных зависимостей микротвердости проведено исследование кинетики процессов старения и разупрочнения ряда сталей и сплавов [48, с. 25—32 85—95 68 69], влияния фазового наклепа на упрочнение аустенита [50, с. 27—31 ], роли неметаллических включений в процессе высокотемпературного разрушения стали [50, с. 110—114 129—132] и др. [c.172]

По результатам исследования температурной зависимости нагрузки заедания на ЧШМ масел [50], был сделан вывод о наличии прямой связи между нагрузкой заедания, временем пребывания смазочного материала в зоне контакта и скоростью его разложения в данной зоне. Это означает, что заедание контактируемых поверхностей наступает тогда, когда скорость разложения (превращения смазочного материала из исходного состояния в продукты-газообразные и твердые, не способные выполнять функцию разделения поверхностей) становится равной или большей скорости поступления (подпитки) смазочного материала в зону контакта. Таким образом, скорость разложения смазочного материала в скользящем контакте является важной характеристикой его смазочной способности. [c.88]

После превращения феррита, перлита или феррито-перлитной смеси в аустенит зерно аустенита имеет сложную структуру, характеризующуюся наличием внутренних поверхностей раздела. Такая структура сохраняется в нижней температурной зоне аустенитной области и исчезает лишь при 1000—1100°. Образовавшиеся поверхности раздела могут быть причиной наблюдаемой повышенной скорости диффузии в аустените в области температур ниже 1000—1100°. Выше этих температур структурные превращения феррита в аустенит при нагреве не оказывают существенного влияния на скорость диффузии. В табл. 48 приведены параметры температурной зависимости коэффициентов диффузии исследуемых элементов в железе и стали. Параметры диффузии в аустените вычислены из данных высокотемпературной области. [c.194]

Температурная зависимость истинного сопротивления Zr (99,8%), испытанного в интервале температур 20—1300° С и скоростей деформации 0,25—65 сек , нарушается в точке полиморфного превращения с уменьшением ст в 4—6 раз [84]. [c.85]

Проверим правильность определения температурной зависимости константы скорости превращения (Г) путем сравнения экспериментальных данных с данными, рассчитанными для некоторой постоянной скорости по формуле [c.154]

Сложный характер зависимости (1.6) позволяет предвидеть значительные колебания сил резания и трения при обработке в широком диапазоне скоростей. Кривые истинных напряжений с несколькими зонами перегиба свидетельствуют о возможности существования нескольких температурных зон фазовых превращений и, следовательно, критических скоростей деформации. При практических расчетах можно учитывать влияние скорости деформации в реальных интервалах температур с помощью коэффициента ку, показывающего, во сколько раз увеличивается касательное напряжение при росте скорости деформаций (табл. 1.1). [c.19]

По мнению А. П. Гуляева, это обусловлено тем, что температурная зависимость образующегося количества мартенсита определяется не разным числом зарождающихся центров, а различным размером возникающих мартенситных кристаллов [35]. Однако это плохо согласуется с данными об огромной и практически не зависимой от температуры скорости краевого роста отдельных мартенситных пластин в стали ( > 1 мм сек). Сторонники тепловой теории [5, 203] объясняют этот факт тем, что при постоянной скорости роста отдельных кристаллов объемная скорость мартенситного превращения должна определяться скоростью зарождения центров, которая зависит от температуры. При этом чем меньше скорость охлаждения, тем больше должно образовываться зародышей. Однако А. П. Гуляев [35] указывает, что при быстром охлаждении в области отрицательных температур ( < —50°) из-за резкого повышения упругопластических свойств аустенита не успевают развиваться пластическая деформация и связанный с нею процесс зарождения мартенситных кристаллов. Таким образом, точки зрения сторонников теории напряжений и тепловой теории по этому вопросу сблизились. Все же следует заметить, что с точки зрения теории напряжений удается найти более простое [c.183]

Отжиг I рода в зависимости от температурных условий выполнения устраняет химическую или физическую неоднородность, созданную предшествующей обработкой. Проводится при температурах выше или ниже температур фазового превращения и с очень медленной скоростью охлаждения (чаще всего вместе с печью). Существует три вида отжига I рода гомогенизирующий (диффузионный), рекристаллизационный и для снятия остаточных напряжений. [c.52]

Сохранить аустенит в углеродистой стали при охлаждении до комнатной температуры не удаётся даже при очень больших скоростях охлаждения. Изучение превращения аустенита при постоянной температуре (ниже Ас ) показало, что он обладает различной устойчивостью в разных температурных областях. Время устойчивости аустенита до начала его распада и время распада зависят от условий обработки и главным образом от состава стали. Кривые зависимости времени распада от температуры имеют характерную 8-образную (или С-образную) форму (фиг. 14) [2]. В соответствии с этим структуру перлита различной степени дисперсности или структуру мартенсита можно получить не только в результате непрерывного охлаждения, как это обычно практикуется, но и посредством процесса изотермического превращения, состоящего из быстрого охлаждения стали до заданной тем- [c.326]

В практике расчетов теплозащитных покрытий используются многие соотношения, полученные теорией теплопроводности [Л. 3-1 3-2]. В настоящей главе мы уделим внимание лишь тем задачам, которые не затронуты классической теорией и отражают специфику поведения теплозащитных материалов. В основном они сводятся к определению влияния теплового потока на характер изменения температуры поверхности, нахождения зависимости температурного поля внутри теплозащитного покрытия от скорости разрушения внешней поверхности и переменности теплофизических свойств, а также наличия внутренних физико-химических превращений. [c.52]

Третий порядок и отсутствие зависимости константы скорости от степени превращения могут иметь место или в случае элементарной реакции, или в случае комплексного процесса с предравновесной стадией образования промежуточного соединения. Следовательно, можно предположить, что и реакция (1.90), и реакция (1.91) являются комплексными процессами с предравновесными стадиями образования промежуточных соединений. Допустимо также предположение, что одна из этих реакций протекает комплексно, а вторая — элементарно. Не вызывает при этом сомнения то, что во втором случае комплексным процессом может быть только реакция (1.90), а элементарным — реакция (1.91). Этот вывод очевиден. В противоположном случае пришлось бы допустить, что положительной температурной зависимостью скорости реакции обладает комплексный процесс, а отрицательной температурной зависимостью — элементарный процесс. [c.63]

Энергия активации превращения, определенная из температурной зависимости скорости мартенситного превращения, составляет 4,19 кдж1г-атом (1,0 ккал г-атом) [221]. [c.262]

Установлено, что скорость ползучести г ц к решетки существенно меньше, чем о ц к Для железа вблизи температуры полиморфного превращения о ц к решетка а-фазы становится неустойчивой, в ней происходит подготовка кпе рестройке в г ц к решетку 7 фазы, при этом усиливаются диффузионные процессы, что отрицательно влияет на жаропрочность Это положение иллюстрирует рис 176, где п >ед-ставлена температурная зависимость скорости ползучести железа [c.297]

Значительный интерес представляет и сопоставление кривых температурной зависимости скоростей охлаждения при закалке в воде н масле. На рис. 15 показано изменение скорости охлаждения при закалке стали в воде и масле. Скорость охлаждения в воде имеет максимальное значение (—750° С/с) при температуре 250—300° С. Охлаждение в масле дает максимум скорости при 450° С ( -200° С/с). В опасном интервале температур мартенснтного превращения при 200° С скорость охлаждения в воде более чем в 25 раз превышает скорость охлаждения в масле, что в соответствии с данными рис. 14 может пр вести к снижению прочности закаленной стали. При выборе закалочных сред следует учитывать эти явления. Принимая во внимание, что прокаливаемость обусловливается большой скоростью охлаждения в районе перлитного превращения (650—550° С), в ряде работ предлагается использовать для характеристики качества закалочных сред скорость при этих температурах и при температурах мартенснтного превращения 300—200° С (табл. 3 к 4). [c.179]

Несмотря на бездиффузионный механизм образования е-фазы, превращение у- г может развиваться и в изотермических условиях. В работе [47] дилатометрическим методом на сплавах Г20, Г23 и Г25С была установлена температурная зависимость скорости изотермического превращения. Шуман также наблюдал изотермическое 7- е-превращение в сплаве Г16 при комнатной температуре методами дилатометрии и электросопротивления при 20 °С это превращение протекает более 24 ч [48]. [c.33]

Для понимания природы превращения важно то, что температурная зависимость скорости образования зародышей такая же, как и при всех других фазовых превращениях скорость изотермического превращения ниже мартенситной точки вначале растет, при понижении температуры достигает максимума, а затем понижается (рнс. 14) [59], Однако измерить скорость изотермического превращения во всей области температур не удается, если мартенснтная точка не лежит при достаточно низкой температуре. На нисходящей ветви кривой эту скорость легко измерить при температурах, ниже —50°, Прн более высоких температурах энергия тепловых колебаний становится уже настолько большой, что при остановке охлаждения в этой области в короткий промежуток времени реализуются все зародыши, которые могут образоваться при данной температуре. [c.684]

Характер изменения температурной зависимости скорости окисления железа в области аллотропического превращения (см. рис. 19,6) указывает на то, что при высоких температурах более жаростойкой является аустенитная структура, при которой наблюдается более медленный рост скорости окисления с увеличением температуры. Опытные данные по окислению на воздухе однофазных и двухфазных аустенито-ферритных хромоникелевых сталей указывают на то, что хромоникелевые стали с однофазной аустенитной структурой более устойчивы против окисления, чем с двухфазной аусте-нито-ферритной структурой, и что с увеличением содержания феррита жаростойкость двухфазных сталей в воздухе ухудшается. [c.56]

Первое допущение обусловливается тем, что для большинства явлений распространения пламени температурная зависимость скорости химической реакции существенно сильнее концентрационной, и поэтому толщина зоны хилхическо-го превращения мала но сравнению с толщино] зоны прогрева. Данное обстоятельство позволяет 1ше зоны химического превращения использовать ли]1ейные двухМерные уравнения тенлонроводности и диффузии, записанные в системе координат, движущейся с фронтом пламени, а зону считать математической поверхностью. [c.127]

При нагреве и охлаждении стали в процессе термической обработки ее структура претерпевает ряд последовательных превращений, которые определяются диаграммой состояния системы Fe-Fe . Следует представлять за символами отдельных фаз и структур реальные кристаллы с особенностями их строения и состава. Для этого необходимо знать механизм кристаллизации и перекристаллизации, который включает образование центров новых кристаллов и их рост в соответствии с температурными зависимостями изобарных потенциалов жидкой G и твердой Gy фаз. В процессе охлаждения стали, нагретой выше температуры аустенитного превращения, происходят фазовые превра1цения в зависимости от скорости охлаждения. При этом при любом виде термической обработки реализуются четыре основных превращения. Рассмотрим эти превращения для звтектоидной стали (содержание углерода 0,8%). [c.160]

Анализируя результаты, полученные при термоциклировании стали Юкп, следует предположить, что внутреннее окисление способствует формоизменению образцов. С целью выяснения причин этого влияния проследили за размерными изменениями на различных этапах термоцикла. Дифференциальные дилатограммы получали с исходных образцов стали 10 кп и после двухчасового предварительного отжига при 960° С и разрежении 10 мм рт. ст. Скорость нагрева составляла 100 град/мин, охлаждения — 200 град1мин. Оказалось, что предварительная обработка в слаборазреженной атмосфере сказывается на температурах и объемном эффекте полиморфных превращений. На рис. 68 представлена температурная зависимость относительного изменения длин исходного и отожженного образцов. Заштрихованные области соответствуют сдвигу температур начала и окончания фазового превращения, вызываемого обезуглероживанием и окислением образцов. Площади этих областей характеризуют уровень деформаций, [c.173]

Рис. 119. Температурная зависимость начальной скорости изотермического мартенситного превращения в железоникельмарганце-вом сплаве (Fe -I- 23,8 /о Ni 3,2 /о Мп), М --55° С [241]

Из многих источников, в том числе из большого числа работ Борелиуса и его коллег, следует, что в закаленных сплавах кластеры образуются очень быстро, причем наиболее значительные изменения физических свойств часто предшествуют структурным изменениям, фиксируемым рентгеновским или электронномикроскопическим методом. Калориметрические измерения и измерения электросопротивления, проведенные на сплаве алюминия с 1,9% меди [27], показали, что кластеры образуются в процессе изотермических выдержек даже при температуре —45° С. Скорость перемещения атомов меди в этих экспериментах по крайней мере в 10 превышала величину, рассчитанную на основании данных о коэффициенте диффузии при высоких температурах. Было установлено, что скорость превращения увеличивается при увеличении скорости закалки, а прерывание охлаждения при 200° С на несколько секунд снижает скорость превращения в 10— 100 раз, хотя никаких заметных изменений во время этой кратковременной выдержки при 200° С не происходит. Эти данные находятся в полном соответствии с представлением о зависимостщ скорости превращения от числа зафиксированных закалкой вакансий, а анализ температурной зависимости дал для энергии активации величину около эв на атом. Эта величина почти точно совпадает с энергией активации, установленной в аналогичных экспериментах по старению сплавов алюминий — серебро и с энергией активации отжига вакансий в чистом алюминии. Электронно-микроскопические исследования, проведенные на закаленных чистых металлах и разбавленных сплавах, пока зали, что избыточные вакансии собираются в диски, которые захлопываются с образованием дислокационных петель. В сплавах алюминий — медь, содержащих более 2% меди, дислокационные петли обнаружены не были, и вакансии, вероятно, осаждаются на винтовых дислокациях, приводя к образованию геликоидов. В сплавах, пересыщенных и по отношению к вакансиям, и по отношению к растворенным атомам, ситуация, безусловно, более сложна. По-видимому, в этом случае должно существовать сильное взаимодействие между вакансиями и растворенными атомами. Образование комплексов вакансия — атом растворенного элемента могло бы привести к быстрой миграции растворенных атомов и объяснить очень быстрое образование сегрегатов, предшествующее, по-видимому, формированию зон. Если это предположение верно, вакансии, движущиеся к винтовым дислокациям, должны переносить с собой атомы растворенного элемента имеются экспериментальные данныё, показывающие, что 0 -пластинки [c.307]

Здесь а> — частота, к — волновое число, г = т / J, — время релаксации вязко-упругой среды с динамической вязкостью п и модулем сдвига ц, с = у/(л/р — скорость звука, р — плотность среды, Х = и/с — характерный масштаб среды, обладающей кинематической вязкостью и = г /р. В длинноволновой области к к , фиксируемой фаничным значением к = (2А)", получаем обычный закон дисперсии ш = -г/г диссипативной среды со временем релаксации т при к > к частота (3.1) приобретает действительную составляющую, и при < А < а , где а — характерное расстояние между атомами, реализуются колебания с частотой ск и временем затухания 2т, Это означает, что на малых расстояниях г < А, где проявляются только колебания атомов, среда ведет себя упругим образом. На гораздо ббльших масштабах г > А начинает сказываться перестройка потенциального рельефа, и среда проявляет вязкие свойства (рис. 65), Отметим, что масштаб А играет роль параметра обрезания в известной формуле, определяющей энергию дислокации Е 1п I [196]. Температурная зависимость сдвиговой вязкости т] = ир обеспечивает изменение величины А(Г). Это может привести к вязко-упругому переходу неоднородной среды, характеризуемой мезоскопическим масштабом Ь > а. Точка такого превращения фиксируется условием А(Г) = Ь. [c.226]

В некоторых случаях зависимости 1пе от 1 /Т могут быть криволинейными. Если не принимать во внимание тот факт, что в данном температурном интервале скорость ползучести примерно в равной степени определяют два разных мехшизма и что в случае ферромагнитных материалов происходят магнитные превращения, то температурная зависимость 2 может вы-текать из температурной зависимости предэкспоненциального множителя 0 Из уравнений (3.1) и (3.9) следует, что если = (Г), то [c.47]

Превращение кварца определяет скорость обжига динаса, его конечные температуры, количество брака и свойства изделий. Как излагалось, при нагревании кварца в температурной области стабильности тридимита образуется кристобалит. Это объясняют [389] тем, что сравнение электростатической энергии кристаллов с электростатической энергией малых групп тетраэдров указывает на большую стабильность последних, сочлененных по кристобалитовому типу. По структурным соображениям превращение кварц-жристобалит также проще, чем кварц- тридимит. Поэтому при обжиге динаса кристобалит является первой образующейся из кварца фазой. В зависимости от условий (минерализатор и время воздействия высокой температуры) кристобалит в большей или меньшей степени превращается в тридимит [190]. Считают [390, 391], что скорость превращения кристобалита в тридимит определяется степенью активности кристобалита. Активным кристобалит должен становиться при низких температурах нагрева кварца в результате образования введенной добавкой в кристобалите твердых растворов замещения. При дальнейшем нагревании активный кристобалит быстро переходит в тридимит. [c.124]

Имеются сведения о вероятности структурных переходов для ряда других жидких сплавов на основе железа [11]. Например, особенности температурных зависимостей вязкости сплавов Ре— N1 [12] можно трактовать как свидетельство возможности одновременного существования в расплаве цри содержании до 45 вес. % N1 ГЦК- и ОЦК-подобных кластеров. Авторы работ 13, 14], изучая плотность жидких сплавов железа и интенсивность их светового излучения, пришли к выводу о реализации струк-турно-перитектических превращений в расплавах систем Ре—Си, Ре— Мп, Ре—N1 и Ре—Со. В ряде случаев некоторые сведения о структуре расплава может дать изучение скорости процессов, протекающих в нем [15]. Можно, например, предположить, что экстремумы на кинетических кривых окисления примесей железа [1, 16] характеризуют в какой-то мере структурные превращения в расплавах Ре—С, Ре—Мп, Ре—51. Подобный подход позволил авторам работ [17, 18] объяснить ускорение процесса обезуглероживания при 0,2 ,3% С и изменение его характера при добавлении меди и никеля. Некоторые выводы цитируемых вы- [c.93]

Для определения температурной зависимости константы скорости превращения были проведены испытания образцов в изотермических условиях. Это не совсем точно, так как режим Т = onst устанавливается только после завершения переходного режима нагрева, на протяжении которого температура материала возрастает с той или иной скоростью. [c.150]

Рис. 14. Температурная зависимость начальной скорости изотермического мадтенситного превращения железоникель-марганцевых сплавов, имеющие различные

Сопоставление результатов приближенного расчета сегрегации углерода в аустените на дислокациях и их скоплениях с опытными данными о влиянии пластической деформации на снижение устойчивости аустенита в температурной области бейнитного превращения позволяет рассматривать процесс сегрегации углерода в качестве одного из реальных элементарных процессов, посредством которых пластическая деформация инициирует и ускоряет бейнитное превращение. Температурный интервал, в котором процесс сегрегации может играть существенную роль, по-видимому, ограничен сверху — температурами, выше которых отношение предельных концентраций углерода на дислокациях и в неискаженных областях кристаллической решетки Сд/С становится достаточно малым и начинают активно развиваться процессы преимущественного разрушения облаков Коттрелла и рекристаллизации ( >500— 550°) снизу — температурами, ниже которых диффузия углерода к дислокациям из удаленных от них микрообъемов резко ограничена по времени ( < 300—350° в зависимости от содержания углерода и легирующих элементов). Поэтому процесс сегрегации углерода при невысоких температурах в изотермических условиях развивается полнее, чем при непрерывном охлаждении даже с относительно невысокими скоростями. [c.182]

На рис. 5.5 представлены схемы выполнения сварки по суперпроходам, принятые при расчете ОСН. Последовательность наложения суперпроходов соответствовала последовательности выполнения проходов в реальном процессе сварки. Основной металл (перлитная сталь 12НЗМД) и аустенитный сварочный материал принимались для всех анализируемых соединений одинаковыми. Теплофизические свойства — теплопроводность X и объемная теплоемкость су — принимались независимыми от температуры, равными Я = 32,3 Вт/(м-град), су = 3,8-10 Дж/(м -град) для основного металла и i = 14,7 Вт/(м-град), су = 4,6- 10 Дж/(м -град) для аустенитного металла шва. Используемые при решении термодеформационной задачи зависимости температурной деформации е , модуля упругости Е (одинаковая зависимость для основного металла и металла шва) и предела текучести ат приведены соответственно на рис. 5.6. и 5.7. Так как аустенит не претерпевает структурных превращений, для него зависимости От и е от температуры на стадии нагрева и охлаждения одинаковые. Основной металл претерпевает структурные превращения, и, так как сварочный термический цикл далек от равновесного (большие скорости нагрева и охлаждения), температурный интервал Fe — Fev-превращения от T l до Ти (см. рис. 5.6) при нагреве не совпадает с интервалом [c.282]

Для охлаждения при обычной закалке в зависимости от марки стали применяются различные охладители. Для закалки основным является скорость охлаждения в двух температурных интервалах 650—450° С (зона наименьшей Зстойчивости аустенита) и 300—200° С (зона мартенситного превращения), причем в первом интервале требуется боль-илая скорость охлаждения (не ниже критической, равная 150—500° С/сек) 110 избежание превращения аустенита в феррнтно-цементитну ю смесь, а во втором интервале требуется замедленная скорость охлаждения (10—20° С/сек) во избежание возникновения значительных напряжений и связанных с ними деформаций и закалочных трещин. В табл. 2 приведены скорости охлаждения стали в различных охладителях. [c.674]

В предыдущей главе были рассмотрены различные виды температурных остановок, встречающихся при снятии кривых охлаждения, которые дают зависимость изменения температуры образца от времени. Кривые такого вида могут быть названы простыми или прямыми кривыми охлаждения. Простые кривые снимают, записывая температуру через равные (промежутки времени. В момент наступления остановки KOipo Tb падения температуры уменьшается и преимуществом кривых, записанных таким образом, является то, что температурные интервалы между двумя следующими друг за другом отсчетами уменьшаются. Это дает возможность более точно определять температуру остановки. Неудобство описанного метода — его длительность, особенно в связи с уменьшением скорости охлаждения печи по lepe понижения температуры. Такое затруднение имеется даже если есть устройство для поддержания постоянной скорости охлаждения. Мы сначала рассмотрим фазовые превращения, сопровождающиеся поглощением скрытого тепла. Наиболее обычная форма производной кривой получается методом снятия обратных кривых охлаждения, который был впервые применен Осмондом еще в 1887 г. [c.137]

Авторы работы [324] привели многочисленные примеры размерной нестабильности различных углеродистых и легированных сталей при термоциклировании, сопровождающемся полиморфными превращениями. Литые образцы мало изменяли свои размеры, горячедеформированные — сильно. В зависимости от того как вырезанный образец ориентирован относительно направления деформации, при термоциклах длина его увеличивалась или уменьшалась. Авторы [324] не обнаружили влияния скорости нагрева и охлаждения на формоизменение стали при термоциклировании. Линейные изменения образцоз при варьировании темпа смены температуры 12 и 80 град/сек были близкими. Коэффициент роста составлял приблизительно 0,1%, и наблюдалась относительная независимость его от числа циклов. Приведенные в работе [324] данные свидетельствуют о том, что при термоциклировании технических сталей возникают факторы, действие которых перекрывает эффект температурных градиентов. Причины необратимого формоизменения деформированной стали в указанной работе не обсуждаются, возможно, они связаны с текстурой и химической неоднородностью образцов. [c.61]

Регистрируемое на различных этапах термоцикла изменение размеров образцов является суммарным и состоит из деформации нормальной ползучести (внешние напряжения не превышают предел текучести ни одной из фаз), объемного эффекта фазового превращения и трансформационной деформации. Поэтому величина деформации за цикл должна зависеть от темпа смены температур и величины температурных градиентов. Авторы работы [294] такой зависимости не обнаружили. Однако в железе высокой чистоты, например при термоциклировании с перепадом температур, появляются деформации, которые не являются следствием внешней нагрузки [331]. В связи с этим авторы работ [287, 348] при изучении эффекта внешней нагрузки предприняли меры с целью устранения влияния продольных температурных градиентов. В отличие от работы [294], на железе и стали обнаружена зависимость остаточной деформации от скорости фазового превращения. Клинард и Шерби [287] дифференцировали размерные изменения, обусловленные трансформационной деформацией, нормальной ползучестью и различием удельных объемов феррита и аустенита как и авторы [294], они пришли к выводу, что трансформационная деформация при нагреве образца значительно больше, чем. при охлаждении. Петче и Штанглер [348] варьировали в широком диапазоне длительность термоцикла, интервал температурных колебаний и скорость изменения температуры. Ими показано, что при широком температурном интервале (примерно 200° С), в котором полиморфные превращения железа происходят полностью, деформация за определенное время пропорциональна числу циклов и трансформационная пластичность почти не зависит от скорости изменения температуры и длительности цикла. При узком интервале температурных колебаний (примерно 60° С) деформация за одно и то же время испытания почти одинакова и не зависит от числа циклов и скорости изменения тем- [c.69]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...