Плотностью дислокаций

Допуск плоскостности ' ржз Допуск плоскостности поверхности 0,1 мм

Допуск плоскостности поверхности 0,1 мм на площади 100 X X 100 мм

Суммарный допуск параллельности и плоскостности Суммарный допуск параллельности и плоскостности поверхности относительно основания 0,1 мм

Суммарный допуск перпендикулярности и плоскостности pi И^тшл Суммарный допуск перпендикулярности и плоскостности поверхности относительно основания 0,02 мм

Суммарный допуск наклона и плоскостности ргтТЩ-А] Суммарный допуск наклона и плоскостности поверхности относительно основания 0,05 мм

Рис. 70. Проверка плоскостности поверхности техническим методом интерференции

При наличии отклонения от плоскостности поверхности / до 0,1 мм шабрить опорную плоскость планшайбы по плите, проверяя ее параллельность плоскости А станины индикатором. При износе поверхности 1 более 1,0 мм планшайбу снять и передать для проточки и расточки отверстия 2 под переходную втулку а на токарном станке. За базу при установке планшайбы на токарном станке принимаются поверхности 3 и •/

Длина образца, мм плоскостности поверхности параллельности верхней поверхности основанию

Неплоскост-вость , mm Отклонение от плоскостности поверхности А не более 0,02 мм на длине 100 мм

Допуск плоскостности поверхности Г - по 10-й степени точности ГОСТ 24643-81.

Допуск плоскостности : Допуск плоскостности поверхности составляет 0,1 мм на площади ЮОХ XJOO мм

Кроме дислокационной структуры (она весьма разнообразна), о чем упомянуто выше (рис. 10), важное значение имеет суммарная характеристика количества дислокаций, именуемая плотностью дислокаций. Под последней понимают суммарную длину дислокаций в сантиметрах, приходящихся на 1 см3, т. е.

вначале. Достигнув минимального значения при некоторой плотности дислокаций, реальная прочность вновь начинает возрастать. Такого .рода зависимость между реальной прочностью и плотностью дислокаций (и других несовершенств) схематически

Ж. Фриделем установлено, что упрочнение неоднозначно связано с плотностью дислокаций, находящихся на расстоянии I друг от друга определяется по формуле: ст = Овл/п7р/2тг, где в - вектор Бюргерса. В трехмерной сетке изолированных дислокаций, отстоящих друг от друга на расстоянии С.: ст = Ов^р /4. В сетке диполей высотой h, отстоящих друг от друга на расстоянии сопротивление деформации описывается выражением: ст = ОвЬд/р / 2к1. Примечательно, что независимо от типа дислокационной структуры плотность дислокаций р в этих формулах имеет степень 1/2. Здесь под ст следует понимать приращение сопротивления деформации:

Ж. Фриделем установлено, что упрочнение неоднозначно связано с плотностью дислокаций. Сопротивление деформированию при наличии сетки скоплений из п дислокаций, находящихся на расстоянии i друг от друга, определяется по формуле;

Как видно из рис. 36, до температуры /„. р сохраняется деформированное зерно. При температуре ^7. р в деформированном металле растут зародыши (рис. 36) новых зерен с неискаженной решеткой, отделенные от остальной части матрицы границами с большими углами разориентировки (большеугловыми границами) Новые зерна, вероятно, возникают в участках с повышенной плотностью дислокаций, где сосредоточены наибольшие искажения решетки, т. е. у границ деформированных зерен или плоскостей сдвига внутри зерен; затем они растут в результате перехода к ним атомов от деформированных участков.

Это объясняется тем, что с развитием деформации возрастает число участков с повышенной плотностью дислокаций и, следовательно, увеличивается возможность образования рекристаллизован-ных объемов. При высоких степенях деформации скорость образова-

кристаллографических направлениях неодинакова. Вследствие этого кристаллы мартенсита имеют форму пластин,которые закономерно ориентированы в исходном аустените: (011) мартенсита (1П) аустенита, [ПО] аустенита 1111 I мартенсита. Кристаллы мартенсита в зависимости от состава стали (в первую очередь в зависимости от содержания углерода), а, следовательно, и от температуры своего образования могут иметь разную морфологию и различную субструктуру. Различают два основных морфологических типа мартенситных кристаллов: пакетный (или реечный) и пластинчатый (двойникованпый). Пакетный мартенсит образуется в углеродистых и легированных конструкционных сталях (содержащих не более 0,5 % С), у которых точка М лежит при сравнительно высоких температурах (рис. 108). Кристаллы пакетного мартенсита имеют форму тонких (0,1—0,2 мкм) пластин (реек). Группа параллельных кристаллов образует вытянутый пакет (рис. ПО, о, 109, б и г). В каждом зерне аустенита обычно возникает несколько (2—4) пакетов мартенсита (рис. 110, а). При увеличениях светового микроскопа отдельные кристаллы (монокристаллы) мар-генсита в пакете не видны и выявляются лишь границы пакетов. Реечные кристаллы мартенсита обычно разделены прослойками остаточного аустенита (рис. ПО, а). Так как пакетный мартенсит в низкоуглеродистых сталях образуется при высоких температурах, он претерпевает частичный распад (самоотпуск). Внутри кристаллов мар-гепсита выделяется некоторое количество карбидных частиц, что приводит к образованию кубического мартенсита. Субструктура пакетного мартенсита сложная и характеризуется большой плотностью дислокаций (~10'- см"2).

Получающийся в результате распада аустенита в нижней области промежуточного превращения (см рис. 104) бейнит обеспечивает высокий уровень механических свойств: прочности, пластичности и вязкости. По сравнению с продуктами распада аустенита в перлитной области (сорбит, троостиг) нижний бейнит имеет более высокую твердость и прочность при высокой пластичности и вязкости. Это объясняется повышенным содержанием углерода и большой плотностью дислокаций в бейнитной а-фазе, а также образованием дио персных карбидов, расположенных в кристаллах этой фазы.

Высокие механические свойства после термической обработки объясняются большой плотностью дислокаций в мартенсите, дроблением его кристаллов на отдельные субзерна величиной в доли микрона со взаимной разориентнровкои от 1-2 до 10 15'. Дислокационная структура, формирующаяся в аустепите при деформации, «наследуется» после накалки мартенситом. После деформации аустенита последующая закалка приводит к образованно более1 фрагмептп рованпого и однородного по размерам мелкокристаллического мартенсита. Высокая сопротивляемость распространению трещины, объясняется меньшим уровнем и более легко!! релаксацией пиковых напряжений благодаря повышенной плотности подвижных дпсло каций.

Температура рекристаллизации некоторых сплавов алюминия с марганцем, хромом, никелем, цирконием, титаном и другими переходными металлами, подвергнутых по определенным режимам горячей, а в некоторых случаях и холодной обработке давлением, превышает обычно назначаемую температуру нагрева под деформацию или закалку. Поэтому после закалки и старения таких сплавов в них сохраняется нерекристаллизованная (полигонизованная) структура с высокой плотностью дислокаций, что значительно повышает прочность по сравнению с рекристаллизованной структурой. Это явление получило название структурного упрочнения1.

Упрочняющая термическая обработка (закалка с высоким, средним и низким отпуском, изотермическая закалка) вызывает образование неравновесных структур с повышенной плотностью дислокаций и сильно деформированной атомно-кристаллической решеткой (сорбит, троостит, мартенсит, бейнит). Регулируя режимы термообработки, можно получать стали с различными содержаниями этих структур, размерами и формой зерен и соответственно с различными механическими свойствами. Для конструкционных сталей чаше всего применяют улучшение (закалка с высоким отпуском на сорбит), обеспечивающее наиболее благоприятное сочетание прочности, вязкости и пластичности.