Наблюдается разрушение

У сталей данной группы наблюдается равномерное распределение карбидов (рис. 14.7). Между тем при содержании более 1,2% С усиливается карбидная неоднородность, а с повышением количества легирующих элементов уменьшается содержание С (сдвиг эвтектоидной концентрации) и увеличивается количество карбидной фазы.

Результаты исследований, проведенных авторами совместно с Д.И. Проскуровским, В.П. Ротштейном, Ю.Ф. Ивановым методом ПЭМ на тонких фольгах, показали, что в исходном (необлученном) состоянии в сплаве Т15К6 наблюдается равномерное распределение карбидных зерен микронных размеров, разделенных прослойками связующей фазы (рис. 6.15, а). Связующая фаза низкодефектна (рис. 6.15, б) и

Как показали авторадиографич. исследования, примеси концентрируются преимущественно по границам зерна и в междендритных участках. Напр., сера, фосфор, олово, свинец, сурьма обогащают границы зерен никелевых и железных сплавов (рис. 3). Однако в случае содержания серы меньше предельной растворимости наблюдается равномерное распределение серы в никеле. Последнее подтверждает, что сера до 0,006% не увеличивает хрупкости никеля. Вместе с тем анализ авторадиограмм показал, что после холодной пластич. деформации (прокатки) и последующего диффузионного отжига (700—1200°) сера распределяется внутри отдельных кристаллов никеля неравномерно, что объясняется неравномерной диффузией, идущей предпочтительно в сильно деформированных (сжатых) зернах. Диффузионный отжиг вместо увеличения однородности приводит в нек-рых случаях к увеличению гетерогенности сплава. Так, при длит, отжиге никелевого сплава (1000°—100 час.) наблюдалось постепенное образование фос-фидной сетки по границам зерен, что объясняется укрупнением зерна при отжиге и соответственно уменьшением протяженности границ зерен. Этот факт объясняет, почему после гомогенизирующего отжига иногда отмечается ухудшение механич. св-в жаропрочных сплавов.

Микроструктурные исследования показали, что при испытании на усталость образцов мелкозернистого технически чистого железа, имеющих третий тип диаграмм, микроскопическая усталостная трещина появляется в начале первого участка второй стадии, когда наблюдается равномерное увеличение прогиба. Длительное время трещина развивается медленно, а затем с некоторого момента происходит ее ускоренное развитие.

в Нем устанавливается на высоте 50—100 мм над материалом. После этого через нижнее дренажно-рас-пределительное устройство подается небольшое количество воздуха. Если сопротивление слоя материала примерно одинаково, наблюдается равномерное «кипение» воды. В противном случае на поверхность вырываются в отдельных местах «фонтаны».

Пример 3.2. Эмпирические распределения, близкие к распределениюс линейной функцией а (С), имеют место в случае, когда за время изготовления партии деталей наблюдается равномерное изменение доминирующего фактора, например, износа режущего инструмента, температурных деформаций и т. п.

На рис. 3.15 показана точечная диаграмма изменения размеров при обработке деталей на холодновысадочном автомате (по данным, приведенным в работе [2]). Анализ диаграммы показывает, что в процессе обработки деталей наблюдается равномерное увеличение размеров во времени. Для рассматриваемого примера эмпирическая функция a (t) близка к линейной, при этом значение параметра Ка — 24. ' ' .

Рассмотрим с этих позиций описанные в предыдущем разделе особенности поведения сталей при а -> 7-превращении, осуществляемом в условиях разных скоростей нагрева. Прежде всего следует обратить внимание на существенные различия в морфологической картине развития а -> 7-превращения при переходе от медленного к ускоренному нагреву (см. гл. III). При нагреве с малыми скоростями наблюдается равномерное распределение зародышей аустенита по объему образца, что должно приводить к однородному фазовому наклепу ферритной матрицы. При ускоренном же нагреве а -^-превращение связано с локальными наиболее искаженными участками матрицы. Следствием такого процесса должно быть неоднородное распределение дислокаций. А как уже отмечалось, чем менее однородное распределение дислокаций, тем труднее осуществляется их последующее перераспределение с образованием малоугловых границ. Поэтому можно ожидать, что характер дислокационной структуры, создаваемый в результате а-* у-превращения при медленном нагреве, должен способствовать протеканию по-лигонизационных процессов, при ускоренном же нагреве — рекристал-лизационных.

нительный нагрев со скоростью 4 град/мни в интервале температур от 20 до 900° С не вызывает дальнейших изменений в структуре. На дилатометрической кривой (рис. 83, кривая 2) с повышением температуры наблюдается равномерное увеличение объема, а при температуре 920—950° С уменьшение объема, связанное с фазовой перекристаллизацией и образованием однородного Р-твердого раствора. Подобные кривые получены при испытании образцов после обычного при 800° С отжига или изотермического отжига.

Полосы скольжения и дислокационная структура, наблюдаемая с помощью просвечивающего электронного микроскопа, при испытаниях монокристаллов никелевого сплава Маг-М200 (см. табл. 1.4) на малоцикловую усталость при комнатной температуре показана на рис. 6.9, а при 844 °С на рис. 6.10. При малой скорости деформации (рис, 6.10, а) наблюдается равномерное распределение дислокаций, существенно отличающееся от картины расположения дислокаций, показанной на рис. 6.9. При циклической деформации со скоростью 300 %/мин даже при высокой температуре наблюдается (рис. 6.10, б) прямолинейная дислокационная структура. Кроме того, следует указать, что при многоцикловой усталости с высокоскоростной циклической деформацией при высокой температуре отчетливо наблюдаются полосы скольжения (рис. 6.11). .

Коррозионная стойкость снижается, когда сталь с мартенсит-ной структурой нагревают до температуры выше 400° С, при которой по границам зерен .наблюдается выделение карбидов (старение при 475—550° С). После старения нормализованной при 600° С стали наблюдается равномерное разъедание коррозией, а не межкристаллитное. В работе [114] изучалась коррозионная стойкость стали Х15Н9Ю не только в азотной кислоте, но и в 20%-ной Н3РО4, 5%-нрй НСООН, 43%-ной NH4NO3 +5% H2SO4 и 30%-ном КОН.

При приближении уровня упругих напряжений к пределу текучести рост доменов заканчивается формированием упорядоченной, ориентированной в направлении нагрузки структурой. Этому моменту соответствует максимальное значение рощ. Далее на характер кривой оказывают влияние два процесса. Во-первых, в начальной стадии пластического деформирования происходит вытягивание зерен в направлении нагрузки. Однако одновременно с этим интенсивно растет число барьеров на пути электронов проводимости, что приводи! к повышению удельного электрического сопротивления. На последующих стадиях наблюдается разрушение сформировавшейся упорядоченной доменной структуры, что приводит к уменьшению магнитной проницаемости ц...

Кроме поломок в ряде случаев наблюдается разрушение рабочих поверхностей деталей, вызываемое так называемыми контактными напряжениями. Контактными называются напряжения в месте соприкосновения двух деталей, когда площадки касания малы по сравнению с размерами детали. При статическом характере нагружения контактные напряжения, превышающие допускаемые значения, приводят к появлению на поверхности деталей вмятин и трещин.

щим перекосы колец, заклинивание тел качения и т. п. При нормальной эксплуатации этот вид разрушения не наблюдается. Разрушение сепараторов. Характерно для быстроходных подшипников. Оно дает значительный процент выхода из строя подшипников. Происходит от действия центробежных сил и воздействия на сепаратор тел качения

Разрушение сколом в ОЦК-металлах чаще происходит по плоскостям (100), хотя в некоторых случаях наблюдается разрушение по плоскостям (ПО) и другим. Были высказаны разные предположения по определению плоскости скола. Гилман [382] (его мнения в настоящее время придерживается большинство исследователей) предположил, что плоскостями скола в кристалле являются плоскости с минимальной поверхностной энергией. Из геометрического рассмотрения следует, что плоскостями с минимальной поверхностной энергией должны быть плоскости с наиболее плотной упаковкой атомов. Наиболее плотноупакованной плоскостью в ОЦК-структуре является плоскость

Таким образом, в дисперсноупрочненных сплавах переход от хрупкого разрушения к пластичному совершается в три этапа: на первом этапе скол вытесняется хрупким межзеренным разрушением; на втором — механизмом слияния пор. На третьем этапе скол более не наблюдается, разрушение носит пластичный характер, по вследствие локализации пластической деформации в узком слое пластичность сплавов незначительна. Полностью пластичное разрушение в дисперсноупрочненных сплавах начинается в области температур, при которых становится возможным обход дислокациями частиц путем поперечного скольжения и появляется пластичность у самих частиц второй фазы.

В качестве примера на рис. 5.17 приведена карта механизмов разрушения для молибдена [435]. Отметим, что при разрушении ОЦК-ме-таллов в интервале от абсолютного нуля до температуры плавления Эшби различает семь механизмов разрушения: скол, межзеренное разрушение, низкотемпературное пластичное разрушение, внутри-зеренное разрушение при ползучести, межзеренное разрушение при ползучести, разрыв и динамическое разрушение. В разрушении сколом Эшби выделяет три вида: скол / — разрушение сколом, когда не наблюдается общая пластичность, хотя микропластичность в вершине трещины может быть, скол / — это скол от существующих дефектов;

фаза у поверхности, залегающая сплошным фронтом, а глубже — распространяющаяся по границам зерен, то на образцах с перспективными покрытиями либо совсем не обнаруживается разрушение, либо оно составляет менее 50 мк. Причем микроструктурная картина разрушения покрытий качественно иная: интер-кристаллитная коррозия в покрытиях не наблюдается, разрушение носит точечный характер.

При хорошем качестве нанесенного ионно-плазменного покрытия и его высокой прочности соединения с основой при скрайбирова-нии наблюдается пластическая деформация покрытия и основы (см. рис. 4.19, а). Глубина внедрения индентора рассчитывается по формуле h = 0,29 6, где h — глубина, Ъ — ширина риски в мкм. Качество соединения покрытия с основой оценивается минимальной глубиной риски umin, при которой наблюдается разрушение покрытия и его отслаивание от основы (см. рис. 4.19, б).

Таким образом, при исследовании сплавов с присутствием циркония и титана сапфировый индентор может быть использован до 1100—1200 К, после чего вследствие химического взаимодействия наблюдается разрушение индентора.

ние ресурса гибов. Так, в начальный период эксплуатации наблюдается разрушение холоднозагнутых гибов через 5—10 тыс. ч работы.

Хорошая свариваемость стали и молибдена наблюдается в тех случаях, когда общая толщина биметаллического листа составляет 20 мм при тол-шине молибдена 1—2 мм (прокатка при 950 и 1200°С) и 3,5—6 мм (прокатка при 950°С); при толщине молибденового покрытия 10 мм листы не свариваются. Другими словами, при небольшой толщине молибден хорошо сваривается со сталью и в случае прокатки при 1200° С. Это можно объяснить тем, что условия прокатки недостаточно изотермичны. При контакте с холодными валками тонкий теплопроводный молибденовый слой "охлаждается" и фактически температура на границе молибден—сталь ниже, чем температура в камере. Использование в качестве подложки различных сталей (0,03—0,16% С) не оказывает заметного влияния на прочность на срез биметаллического композита, так как при испытаниях на срез, как правило, наблюдается разрушение по молибдену.