Образуется множество

Сварка на режимах, при которых скорость охлаждения околошовной зоны выше верхнего предела, вызывает резкое снижение пластичности металла зоны термического влияния за счет ее закалки; режимы, приводящие к слишком малой скорости охлаждения (ниже нижнего предела, указанного в табл. 61), снижают пластичность и вязкость вследствие чрезмерного роста зерна. Если сталь подвержена резкой закалке, то может оказаться, что при всех скоростях охлаждения в околошовной зоне образуется мартенситная структура в таком количестве, при котором пластичность металла будет низкой.

На рис. 121, б показано изменение температуры в точке 2, находящейся у поверхности листов. При выполнении каждого последующего слоя температура в точке 2 нарастает, при выполнении последнего слоя достигает максимума и после этого начинает снижаться. По прошествии ts (время пребывания металла в интервале температур ТАСЗ — ^м) температура точки 2 снижается до температуры мартенситного превращения и, если за это время не успеет произойти распад аустенита, то образуется мартенситная структура.

Наибольшей флокепочувствительностыо обладают более легированные стали, с более, высоким содержанием углерода, у которых при охлаждении после горячей обработки на воздухе образуется мартенситная или бейнито-мартенситная структура (например, 40Х2Н2МА, 18Х2Н4М(В)А, 25Х2Н4М(В)А, 38ХНЗМФА, 45ХН2МФА

На политермическом разрезе с 0,15% С аустенитная область простирается до 14,05% Сг включительно (рис. 3.9, а). При этом однофазная аустенитная структура во всем интервале температур наблюдается только в сталях с 2,12 и 3,89% Сг. В сталях с более высоким содержанием хрома при понижении температуры происходит выделение избыточной фазы — карбидов Сг23С6) располагающихся в основном по границам зерен. Вследствие недостаточной стабильности аустеннта сталей с 2—14% Ci образуется мартенситная структура, причем стали с 2,12 и 3,89% Сг имеют преимущественно структуру ос-мартенсита, стали с более высоким содержанием хрома — е-мартенсит+аустенит. Стали с 16—22% Сг в интервале

Типичным примером, характеризующим деформационное поведение монокристаллов, являются результаты исследования сплава Си — AI — Ni. На рис. 2.50 показаны [44] кривые напряжение — деформация, полученные при растяжении монокристаллических образцов сплава [% (по массе)] Си — 14,5 AI — 4,4 Ni в широком интервале температур, включающем Т превращения. При Г < Мs перед деформацией существует термически равновесная мартенситная 7-'фаза. Миграция поверхности раздела мартенситной и исходной фаз или двойниковой границы внутри мар-тенситных кристаллов обусловливает механизм деформации при низких напряжениях. Поэтому на кривых не наблюдается области упругой деформации и легко происходит пластическая деформация. В интервале М — Af наблюдается область упругой деформации исходной фазы до того, как под действием напряжений образуется мартенситная 7i -фаза. В тот момент, когда напряжения вызывают образование мартенсита, происходит значительное падение ••-^ряжений. Это явление связано с механизмом образования мартенситной у\-фазь\. Она образуется мгновенно в большом объеме, при этом высвобождается большая энергия деформации и происходит значительная релаксация напряжений. При Г < Af при снятии нагрузки деформация сохраняется частично или полностью, однако затем при нагреве происходит полный возврат деформации. В связи с этим восстанавливается форма, то есть сплавы проявляют эффект памяти формы. При Т > Af мартенситная 0^-фаза образуется под действием напряжений, поэтому при этих температурах (рис. 2.50) большого падения напряжений не происходит, однако вблизи точки

случае монокристаллических образцов, повышается с увеличением Г (см. рис. 2.51, б, в). В температурной области выше точки Af монокристаллические образцы проявляют полную псевдоупругость, однако в поликристаллических образцах происходит разрушение до достижения напряжения, при котором образуется мартенситная фаза (см. рис. 2.51, г). До разрушения обратимой является только упругая деформация и псевдоупругость не обнаруживается. При этом напряжение разрушения составляет ~280 МП а, что является довольно низким напряжением по сравнению с напряжением разрушения монокристаллов (600 МПа). Причиной этого является то, что в сплавах Си — Al — Ni происходит интер-кристаллитное разрушение. Оно является одним из существенных факторов, препятствующих практическому применению сплавов на основе меди. Причины интеркристаллитного разрушения и меры по предотвращению его подробно рассматриваются в последующих разделах.

Сварка на режимах, при которых скорость охлаждения околошовной зоны больше верхнего предела, вызывает резкое снижение пластичности металла зоны термического влияния за счет ее закалки; режимы, приводящие к слишком малой скорости охлаждения (меньше нижнего предела, указанного в табл. 7.1), снижают пластичность и вязкость вследствие чрезмерного роста зерна. Если сталь подвержена резкой закалке, то возможно, что при всех скоростях охлаждения в околошовной зоне образуется мартенситная структура в таком количестве, при котором пластичность металла будет низкой.

го превращения и, если за это время не успеет произойти распад аустени-та, образуется мартенситная структура.

На структуру сплавов, имеющих у -> «-превращение, большое влияние оказывает содержание углерода, даже когда он присутствует в небольших количествах. В таких сплавах при быстром охлаждении образуется мартенситная структура, обладающая высокой твердостью, а при медленном охлаждении — перлитная, имеющая наиболее низкую твердость. Благодаря этому такие сплавы часто называют мартенситными или перлитными.

в. Свойства после термической обработки. В результате закалки алюминиевой бронзы с содержанием от 10 до 12 % А1 из р-области образуется мартенситная структура с высокой прочностью. В результате отпуска с нагревом в (а + р)-область можно значительно увеличить пластичность и вязкость (без практически заметного изменения прочности).

в. Свойства после термической обработки. В результате закалки алюминиевой бронзы с содержанием от 10 до 12 % А1 из fl-области образуется мартенситная структура с высокой прочностью. В результате отпуска с нагревом в (а+р)-область можно значительно увеличить пластичность и вязкость (без практически заметного изменения прочности).

Зерна, растущие с большой скоростью, можно условно рассма тривать как зародышевые центры и поэтому процесс их роста получил название вторичной рекристаллизации. В результате вторичной рекристаллизации образуется множество мелких зерен и небольшое число очень крупных зерен. Вторичная рекристаллизация, вероятно, вызывается благоприятной для роста кристаллографической ориентировкой отдельных зерен, меньшей чем у других зерен концентрацией дефектов (величиной объемной энергии) и более высокой подвижностью границ в результате неравномерного выделения примесей. В большинстве случаев причиной вторичной рекристаллизации является торможение роста большинства зерен, образовавшихся при первичной рекристаллизации, дисперсными частицами примесей. Вторичная рекристаллизация, вызывающая образование крупного зерна и разнозернистости, способствует снижению механических свойств металлов.

(точки со штрихами). При определенном числе циклов и уровне напряжений (кривая 1) образуется множество трещин, видимых под оптическим микроскопом (заштрихованные точки). Начало образования металлографически обнаруживаемых трещин условно считают порогом трещинообра-з о в а н и я. У низколегированных и углеродистых сталей первые трещины появляются при напряжениях, равных 0,7 — 0,8 разрушающего напряжения; у высоколегированных сталей и сплавов алюминия и магния микротрещины обнаруживаются уже при напряжениях, равных 0,4—0,6 разрушающего напряжения. Порог трещинообразования снижается с укрупнением зерна. Микротрещины могут длительное время оставаться в пределах кристаллических объемов (нераспространяющиеся трещины), не вызывая заметного снижения прочности.

В факеле образуется множество промежуточных продуктов окисления серы, являющихся нестабильными и существующих лишь короткое время. Наличие промежуточных продуктов окисления серы свидетельствует о цепном характере реакций горения серы. Наиболее заметными промежуточными компонентами реакций окисления серы являются сероводород H2S, свободные радикалы SO, S, SH, двухатомная сера и некоторые другие соединения [16, 17].

Практически в любом материале, как бы он ни был пластичен при статических испытаниях, может произойти хрупкое разрушение, если в нем при нагружении одновременно образуется множество «активных» дефектов — несовершенств кристаллической решетки, дислокаций. Такое условие выполняется, например, для взрывной нагрузки. Разрушение в этих случаях состоит из многих, достаточно далеко отстоящих одна от другой трещин, соединяющихся между собой в более или менее правильной последовательности. Отрицательное влияние перечисленных и подобных им факторов усиливается при наблагоприят-ном структурном состоянии материала (крупный размер зерна, наличие наклепа, распад твердого раствора и т. д.). Влиянию режимов термической обработки и дефектов материала на склонность к хрупкому разрушению посвящены работы [55, 103, 106, 116 и др.]

Группировки атомов с определенной симметрией служат как.бы центрами кристаллизации. Образуется множество прочно сцепленных однокристальных частиц-зерен, которые в совокупности образуют поликристаллическую структуру металла.

(точки со штрихами). При определенном числе циклов и уровне напряжений (кривая 1) образуется множество трещин, видимых под оптическим микроскопом (заштрихованные точки). Начало образования металлографически ' обнаруживаемых трещин условно считают порогом трещинообра-з о в а н и я. У низколегированных и углеродистых сталей первые трещины появляются при напряжениях, равных 0,7—0,8 разрушающего напряжения; у высоколегированных сталей и сплавов алюминия и магния микротрещины обнаруживаются уже при напряжениях, равных 0,4—0,6 разрушающего напряжения. Порог трещинообразования снижается с укрупнением зерна. Микротрещйны могут длительное время оставаться в пределах кристаллических объемов (н е р а с п р о с т р а н я to щ и е с я трещины), не вызывая заметного снижения прочности.

При большой начальной концентрации газов в воде (более 1 мг/л) ъ результате ее нагрева в ней образуется множество мелких пузырьков газа, выделяющихся в паровую фазу в верхней части колонки. В нижней части деаэрационной колонки (а при малой начальной концентрации газов в воде — по всей высоте колонки) происходит десорбция газов путем диффузии их через слой жидкости в паровую фазу.

В этом случае в сечении 2—2 начинается интенсивный переход капельной жидкости в газообразное состояние, т. е. образуется множество парогазовых пузырьков. Такое явление в быту называют кипением, а в гидромеханике его принято называть кавитацией. Это приводит к нарушению сплошности потока и образованию «воздушных пробок».

Зерна, растущие с большой скоростью, можно условно рассматривать как зародышевые центры, и поэтому процесс их роста получил название вторичной рекристаллизации. В результате вторичной рекристаллизации образуется множество мелких зерен и небольшое число очень крупных зерен. Вторичная рекристаллизация, вероятно, вызывается благоприятной для роста кристаллографической ориентацией отдельных зерен, меньшей чем у других зерен концентрацией дефектов (величиной объемной энергии) и более высокой подвижностью границ, в результате неравномерного выделения примесей. Вторичная рекристаллизация, вызывающая образование крупного зерна и разнозернистости, способствует снижению механических свойств металлов.

При анализе картины линий скольжения предполагалось, что каждая линия (1, 2,.., «) образуется в результате сдвига в соответствующей единственной плоскости скольжения. Тогда при пересечении линий скольжения с прямой линией единичной длины образуется множество точек (с топологической размерностью DT = 0 и фрактальной размерностью 0 < < D < 1), каждая из которых соответствует "источнику" подвижных дислокаций. Используемые методы получили следующие названия:

Зерна, растущие с большой скоростью, можно условно рассматривать как зародышевые центры и поэтому процесс их роста получил название вторичной рекристаллизации. В результате вторичной рекристаллизации образуется множество мелких зерен и небольшое число очень крупных зерен. Вторичная рекристаллизация, вероятно, вызывается благоприятной для роста кристаллографической ориентировкой отдельных зерен, меньшей чем у других зерен концентрацией дефектов (величиной объемной энергии) и более высокой подвижностью границ в результате неравномерного выделения примесей. В большинстве случаев причиной вторичной рекристаллизации является торможение роста большинства зерен, образовавшихся при первичной рекристаллизации, дисперсными частицами примесей. Вторичная рекристаллизация, вызывающая образование крупного зерна и разнозернистости, способствует снижению механических свойств металлов.