Гомогенных материалов

Исследованиями особенностей превращения аустенита при сварке плавлением установлено, что скорость нагрева в интервале температур Acl — Ася и длительность пребывания металла околошовной зоны при температуре выше Ас3 оказывают существенное влияние на процесс гомогенизации аустенита и роста зерна. В условиях сварки наблюдаются две противоположные тенденции: высокая температура нагрева металла околошовной зоны способствует росту зерна, особенно при большой длительности пребывания металла при температуре выше Ас3, и одновременно увеличивает устойчивость аустенита; быстрый нагрев и малая длительность пребывания металла выше температуры Аса понижают степень гомогенизации и устойчивость аустенита.

Скорость гомогенизации аустенита в значительной степени определяется исходной структурой стали — от степени дисперсности цементита и его формой. Чем мельче частицы цементита и, следовательно, больше их суммарная поверхность, тем быстрее происходят описанные превращения.

Введение в сталь хрома, молибдена, вольфрама, ванадия и других карбндообразующих элементов задерживает аустепитизацию из-за образования легированного цементита или трудно растворимых в аустените карбидов легирующих элементов. Соответственно больше требуется времени п для гомогенизации аустенита. Легирующие эле

Процесс гомогенизации аустенита по содержанию легирующих элементов требует большего времени, так как диффузионная подвижность легирующих элементов в решетке у-фазы значительно меньше, чем углерода.

Частицы цементита, не растворившегося при нагреве, и микро-объемы с повышенной концентрацией углерода в аустените из-за недостаточно полной его гомогенизации служат центрами кристаллизации для цементита, выделяющегося при последующем охлаждении ниже точки А± и принимающего в этом случае зернистую форму. В результате нагрева значительно выше точки Лсг и растворения большей части цементита и более полной гомогенизации аустенита

Повышение температуры нагрева под закалку (или увеличение длительности нагрева) приводит к растворению карбидов, укрупнению зерна и гомогенизации аустенита. Это способствует повышению устойчивости переохлажденного аустенита, особенно в районе температур перлитного превращения, и уменьшению критической скорости закалки и увеличению прокаливаемое™ стали. Однако чрезмерное повышение температуры нагрева для закалки увеличивает количество остаточного аустенита (рис. 128, в), что снижает твердость стали (рис. 128, б), приводит к сильному росту зерна и увеличению деформации обрабатываемых изделий.

Широкое применение аустенитных сталей для наиболее горячей части пароперегревателей выявило чувствительность жаропрочных свойств этих сталей к их структурному состоянию. Ранее было показано, что аустенитные стали проявляют высокую чувствительность к пластической деформации (см. гл.1). Кроме пластической деформации жаропрочность аустенитных сталей зависит также от величины зерна. Так, большое число повреждений аустенитных пароперегревателей в первые 10—25 тыс. ч работы вызвано низкой жаропрочностью поставляемых труб, прошедших после холодной прокатки термическую обработку по режиму аустенизации при 1000—1050 °С, которая не приводила к гомогенизации аустенита. При такой термической обработке формировалось мелкое зерно с условным диаметром (l-j-2) • 10~2 мм (8—11 балл шкалы).

При сварке плавлением скорость нагрева в интервале температур ACI - Ас3 и длительность пребывания металла околошовной зоны при температуре выше Ас3 оказывают существенное влияние на процесс гомогенизации аустенита и рост зерна. Существует два возможных варианта развития процесса. Первый вариант, когда высокая температура нагрева металла околошовной зоны способствует росту зерна, особенно при большой длительности пребывания металла при температуре выше Ас3 и одновременно увеличивает устойчивость аустенита. Второй вариант, когда быстрый нагрев и малая длительность пребывания металла выше температуры Ас3 понижают степень гомогенизации и устойчивость аустенита.

При достижении конца превращения из каждого зерна перлита получается много зерен аустенита. Но эти зерна пока еще имеют неоднородный химический состав. Богаче углеродом те зернышки, на месте которых раньше были пластинки цементита. Зерна, расположенные по прежним участкам феррита, содержат меньше углерода. Выравнивание химического состава происходит процессом диффузии в течение определенного времени. Аустенит с однородным химическим составом называется гомогенным. Процесс гомогенизации аустенита ускоряется с ростом температуры.

Скорость гомогенизации аустенита в значительной степени определяется исходной структурой стали — от степени дисперсности цементита и его формой. Чем мельче частицы цементита и, следовательно, больше их суммарная поверхность, тем быстрее происходят описанные превращения.

Введение в сталь хрома, молибдена, вольфрама, ванадия и других карбидообразующих элементов задерживает аустенитизацию из-за образования легированного цементита или трудно растворимых в аустените карбидов легирующих элементов. Соответственно больше требуется времени и для гомогенизации аустенита. Легирующие эле

шлифов с покрытиями следует соблюдать следующие условия: расстояние от центра отпечатка до краев покрытия должно быть не менее двойного размера отпечатка; расстояние между центрами отпечатков, нанесенных на поверхность покрытия, должно превышать размер отпечатка более чем в три раза. Метод определения микротвердости отличается от метода Вик-керса значительно меньшими прилагаемыми нагрузками. Поэтому можно считать, что для гомогенных материалов численные значения Яд и HV совпадают.

стойкостью. Ряд работ [23, 132] посвящен теоретическому объяснению этого явления, а также исследованиям отдельных композиций при высоких температурах. Прочностные свойства композиционных материалов преобладают над свойствами чистых гомогенных материалов в случае сохранения гетерогенности при высоких температурах [132, с. 111—118]. Частицы второй фазы будут играть роль упрочнителей, если они инертны к матрице, не растворяются в ней и не коагулируют при рабочих температурах. Так, никель, упрочненный тугоплавкими оксидами с частицами размером 10—60 нм, сохраняет прочность при 1100—1200°С в течение 300—500 ч.

Наибольшая чувствительность эхо-метода достигается при контроле изделий из гомогенных материалов с мелкозернистой структурой. Контроль крупнозернистых материалов (напр., литья) затрудняется мешающими отражениями от границ отдельных кристаллитов и сильным рассеянием УЗ волн. С уменьшением частоты УЗ колебаний (увеличением длины волны Я) уровень помех падает и условия прохождения волн улучшаются. Однако при этом возрастает и размер миним. выявляемого

Для хрупких гомогенных материалов, у которых предел прочности при сжатии в большинстве случаев отличается от предела прочности при растяжении, рекомендуется пользоваться гипотезой Мора, которая при двухосном напряженном состоянии выражает условие прочности зависимостью

миниевые сплавы). Металлоком-позит марки ВКА-1Б обладает наиболее высокой среди всех металлических гомогенных материалов прочностью при сжатии. Ограниченный предел усталости его на базе 2 • 106 циклов составляет = 0,7 предела прочности при растяжении (ав>700МПа), в то время как для гомогенных металлических конструкционных материалов он не превышает 0,4ав.

В случае композиционных материалов, особенно волокнистых, для определения энергии разрушения наиболее часто используют изгиб брусков с треугольным надрезом (рис. 2.6,а), разрушение которых происходит не катастрофически, т. е. с контролируемой скоростью. При таком разрушении внешние потери энергии очень малы. Образцы композиционных материалов, которые без надреза разрушаются катастрофически, можно заставить разрушаться квази- или полностью контролируемым образом и при прямом надрезе (рис. 2.6, б), если надрез достаточно глубокий, а отношение длины надреза к глубине достаточно велико (рис. 2.7). При контролируемом разрушении, если материал упругий вплоть до разрушения, или разрушение сопровождается необратимыми деформациями, делением площади под кривой нагрузка — прогиб, равной работе, затраченной на разрушение образца, на площадь поверхности разрушения (для хрупких, гомогенных материалов равную

В существующих определениях ударной вязкости и вязкости разрушения материала существует некоторая нечеткость. В общем случае при ударных нагрузках материалы разрушаются хрупко, т. е. с небольшими пластическими (неупругими) деформациями до разрушения или при их полном отсутствии. Наиболее просто при высокоскоростных испытаниях, таких как ударные испытания по Шарпи или по Изоду, измеряется энергия маятника, затрачиваемая на разрушение, или общая площадь под кривой нагрузка — время, если испытательный прибор снабжен приспособлением для записи усилий в маятнике. Хорошо известно, что маятниковые методы дают результаты, очень чувствительные к форме и размерам образца и обычно трудно коррелируемые с поведением материала в реальных условиях. В принципе, эти методы являются первой попыткой измерения стойкости материала к росту трещины, а нанесение острого надреза в образце — попыткой исключения энергии инициирования трещин из общей энергии разрушения. Надрез в образце также обусловливает разрушение по наибольшему дефекту известных размеров и исключает влияние статистически распределенных дефектов в хрупком теле. Развитие механики разрушения поставило методы оценки вязкости разрушения хрупких тел на научную основу, однако ударные маятниковые методы все еще широко используются и при соблюдении определенных условий могут давать для композиционных и гомогенных материалов результаты, сравнимые с по-

Известные соотношения между модулями и податливостями, существующие для изотропных макроскопически гомогенных материалов в линейной теории упругости, применимы также к вяз-коупругим функциям — модулям и податливостям. Кроме того, существуют формально точные соотношения между вязкоупруги-ми функциями, зависящими от времени и частоты, а также приближенные методы их взаимного пересчета. Эти соотношения и примеры сравнения различных вязкоупругих функций типичных полимеров даны в книге Ферри [1].

В соответствии с элементарной теорией изгиба гомогенных материалов модуль упругости при изгибе имеет такую же природу, как и модуль упругости при растяжении. Следовательно, формулы, выведенные ранее для расчета модуля упругости при растяжении с учетом объемных долей компонентов, должны быть справедливы и при расчете модуля упругости при изгибе. Однако следует учитывать ошибки, которые вытекают из негомогенности материала, как, например, в случае листовых стеклопластиков с покрытием из слоя отвержденной полиэфирной пасты или композиционных материалов со смешанным типом наполнителя, когда армирующий наполнитель состоит из компонентов с резко различной жесткостью. Так, для листового полиэфирного стеклопластика с хаотическим распределением волокон, имеющего на поверхности слой отвержденной полиэфирной пасты (гелевый слой), расчетный модуль упругости при изгибе на 7% меньше расчетного модуля упругости при растяжении (см. раздел 4.8.4).

При расчете жесткости при изгибе трехслойной конструкции, невольно напрашивается вопрос, можно ли рассчитать «модуль упругости» при изгибе для таких конструкций по аналогии с модулем упругости при изгибе простых гомогенных материалов делением жесткости при изгибе D на момент инерции всего поперечного сечения, равный W3/12, где теперь t — сумма толщин обеих оболочек и заполнителя.

Хотя «модуль упругости», рассчитанный таким образом, может упростить сравнение свойств различных типов трехслойных конструкций между собой и с обычными композиционными материалами при допущении различия их общей толщины, но полученные данные можно неправильно понять или неправильно использовать. Например, если соединить вместе две одинаковые трехслойные конструкции с целью увеличения общей толщины в 2 раза, то жесткость при изгибе не будет увеличиваться в 8 раз, как это произойдет в случае гомогенных материалов. В соответствии с расчетными уравнениями жесткость увеличится только в 4 раза, а «модуль упругости» при этом уменьшится в 2 раза (рис. 4.7, справа).