Результате упрочнения

Вместо эвтектики при температуре 1140° С и содержании палладия 33 ат. % [29] мы обнаружили минимум на кривой кристаллизации р-твердого раствора при 1120° С. Литые сплавы, содержащие 20— 40 ат.% Pd, имеют дендритную структуру твердого раствора, которая декорируется очень мелкими иглами превращения, протекающего в сплавах при охлаждении уже в твердом состоянии. Микроструктура закаленных от температуры 1050° С сплавов этих составов представлена полиэдрами, которые образовались во время кристаллизации из расплава. В пределах каждого полиэдра, даже в условиях жесткой закалки, имеются признаки начинающегося превращения, что свидетельствует об очень большой скорости образования фазы Ti2Pd; очевидно, эта фаза появляется в результате упорядочения р-твердого раствора. Ее структура, тетрагональная, типа Zr2Cu, гомологически возникает как тетрагональное искажение ОЦК-решетки. Протекание в условиях закалки гетерофазной пери-тектоидной реакции Р + Ti4Pd3 <^ Ti2Pd [29] невозможно.

Соединения Ti2Me образуются в системах с кобальтом, родием, никелем и палладием. При переходе от металлов группы железа к металлам группы платины ГЦК-структура типа Ti2Ni этих соединений сменяется тетрагональной типа Zr2Cu. При этом сами соединения Ti2Rh и Ti2Pd возникают в результате упорядочения р-твер-дого раствора.

Установленные в результате упорядочения и в результате (иногда неоднократных) исследований точности значения ох, аъ Й2, Gy ex принимаются для данной операции как исходные при выборе варианта. В дальнейшем такие значения ах, аг, az, a будем называть исходными. Нарушения исходных закономерностей именуются ненормальностями (см. гл. 10).

Фаза у ПРИ понижении температуры распадается согласно прилитой в работе [2] диаграмме на две изоструктурные с ней фазы. При этом за фазой, более богатой Se, оставлено обозначение у, а за фазой более бедной Se, — обозначение у'. Предполагается образование области несмешиваемости (у + у') с критической температурой, расслаивания около 390 °С. В результате упорядочения фазы у" при содержании 52—53 % (ат.) Se и температуре -300 °С образуется pFe7Se2, которая при 180 "С переходит в aFe7Se2.

На рис. 367 представлена компилятивная диаграмма состояния согласно работе [2], отличающаяся от приведенной в работе [Э]. По данным работы [2], непрерывный ряд твердых растворов существует и между а модификациями Gd и La, а фаза б образуется в результате упорядочения этого твердого раствора при температуре ниже 840 °С.

распределению. Гипотетическая диаграмма состояния системы Tc-Ti, представленная на рис. 637, построена по экспериментальным данным [1, 2]. В системе обнаружено два соединения: ТПГс и фаза х- Соединение TiTc кристаллизуется при -5Q % (ат.) Тс в результате упорядочения твердого раствора р, простирающегося практически до -70 % (ат.)Тс, имеет кубическую структуру типа CsCl. Фаза х образуется по перитекти-ческой реакции при ~$5 % (ат.) Тс, имеет кубическую структуру типа аМп с 5$ атомами в элементарной ячейке. В сплавах обнаружены также эвтектика (pTi) + х и эвтектоид TiTc + х-

Упорядоченные сплавы с дальним порядком обычно имеют более высокую скорость деформационного упрочнения по сравнению с разупорядоченными или частично упорядоченными сплавами того же состава. Для сплавов со структурой сверхрешетки Ы2 в результате упорядочения при температуре около 22 °С скорость деформационного упрочнения может возрасти вдвое, в то время как в сплавах с другой кристаллической структурой приращение скорости упрочнения будет меньше. Высокая скорость деформационного упрочнения, связанная с наличием дальнего порядка, позволяет путем холодной деформации или термомеханической обработки получать очень высокую прочность таких материалов, что на примере сплавов Ni3Al + В показано на рис. 19.2 [4]. Износостойкость сплавов в результате быстрого деформационного упрочнения также должна улучшиться, что открывает возможности для замены кобальтовых сплавов, работающих в условиях трения и износа, на упорядоченные сплавы с дальним порядком.

Упрочнение в твердых растворах возможно также в результате упорядочения. Сначала образуется антифазная (межфазная) граница, а затем сверхдислокации, которые, переходя в соседнюю систему скольжения, препятствуют перемещению других дислокаций.

Упрочнение в твердых растворах возможно также в результате упорядочения. Сначала образуется антифазиая (межфазная) граница, а затем сверхдислокацни, которые, переходя в соседнюю систему скольжения, препятствуют перемещению других дислокаций.

Высокие магнитные свойства могут быть получены также на сплавах Зо—Pt и Fe—Pt, находящихся в однофазном состоянии при размерах фисталлитов упорядоченной у -фазы не менее 0,1 мм, образующихся на тоздних стадиях упорядочения. В результате упорядочения у (ГЦК) -»у в у -фазе возникает специфическая полидвойниковая микроструктура, которая представляет собой полидвойниковые пластины толщиной до 3,5 мкм, состоящие из кристаллических микродоменов (С-доменов) двойниковой ориентации толщиной Ю...100нм. Соседние С-домены в полидвойниковых пластинах сопрягаются друг с другом по одной из шести плоскостей типа {НО}, образуя двойниковые когерентные границы. При этом тетрагональные оси (являющиеся осями легкого намагничивания) в соседних С-доменах разориентированы на угол 90°. Регулярной двойниковой микроструктуре соответствует регулярная магнитная доменная структура. С-домены одновременно являются магнитными микродоменами, разделенными малоподвижными 90-градусными доменными границами. Кроме того, внутри кристаллических С-доменов возникает макродоменная магнитная структура со 180-градусными доменными границами. В результате взаимодействия доменных границ двух типов смещение 180-градусных границ происходит в достаточно больших полях, что и обусловливает высокие значения коэрцитивной силы в сплавах с однофазной структурой. С реализацией регулярной структуры полидвойниковых кристаллов связано высококоэрцитивное состояние, полученное на сплаве Fe с 38,5 % (ат.) Pt после длительного отпуска (около 100ч) при 500 °С: Вг= 1,08Тл, ВНС = 340 кА/м, (ВН)тах= 159кДж/м3.

ням„п напРяжением сдвига; плотность таких дислокаций намного превышает плотность дислокаций в исходном (не на клепанном) материале. Упрочнение при этом обусловлено как упорядоченным расположением дислокаций в теле зерен ™к пи?н™Г увеличением критического напряжения для действия дислокационных источников, особенно в пограничных зонах Кпоме того ч результате упрочнения сами граЦьГст^овятся препятствием для развития процессов пластиче-Ции, при этом резко возрастает способность ма-сопротивляться межзеренному разрушению п пя.чтлпрмчта характерен -— ----- '

Виброобкатывание роликами не только 'Изменяет микрогеометрию обрабатываемых поверхностей трения, но и упрочняет тонкий поверхностный слой. Это упрочнение, как правило, оказывает влияние на процесс последующего изнашивания при трении. В результате упрочнения поверхностного слоя стального вала накаткой, по данным [30], иэнос капроновых подшипников

Фирма The Royal Airckraft Establishment (Англия) применяет углепластики для упрочнения древесины (рис. 5). По сообщению Вотта и Филипса [17], в результате упрочнения древесины допустимая нагрузка составила 267 % нагрузки, выдерживаемой неупрочненной древесиной. В некоторых странах ощущается дефицит в высокосортных породах древесины, поэтому ясно, что при значительном снижении стоимости углеродного волокна композиционный материал на основе древесины найдет применение для

Для образца диаметром 1 мм температурная кривая имеет два линейных участка. Второй участок появляется вследствие того, что в результате упрочнения материалов образца на процесс начинают оказывать влияние физико-механические свойства материала наковальни, на которой установлен образец.

Эффект торможения развития усталостной трещины в результате упрочнения зоны материала, прилегающей к вершине трещины, можно проиллюстрировать результатами испытаний на усталость образцов из низкоуглеродистой феррито-перлитной стали. Исходная микротвердость, которую определяли на приборе Виккерса при нагрузке 1,0 Н и выдержке 30 с, составляла: для феррита 1080, для перлита 2810 МПа. Испытания проводили на гладких образцах с диаметром рабочей части 5 мм, нагружение которых осуществляли по схеме чистого изгиба при вращении. Предел выносливости таких образцов на базе 107 циклов нагружения составил 190 МПа. После электрополирования образцов, прошедших 107 циклов нагружения при напряжении 190 МПа, на глубине 1—2 мкм были обнаружены усталостные трещины длиной (по поверхности образца) 0,1 мм и глубиной 20—25 мкм.

Явление торможения усталостной трещины в результате упрочнения материала у ее вершины подтверждается резуль-

татами испытаний стальных образцов, у которых после обнаружения трещин электрополированием удаляли поверхностные слои различной глубины. Снятие слоя, соответствующего глубине нераспространяющейся усталостной трещины, полностью ликвидирует эффект увеличения сопротивления усталости, вызванный указанным упрочнением (см. табл. 3, образцы 4—7). В этом случае необходимо учитывать и тот факт, что наряду с увеличением сопротивления росту усталостной трещины в результате упрочнения материала у ее вершины, действует также и эффект изменения жесткости напряженного состояния. Снятие слоя с поверхности образца несомненно влияет на оба эти фактора одновременно.

При напряжениях, близких к верхнему пределу текучести, локальное изменение скорости (величины) деформации ведет к понижению нагрузки, необходимой для дальнейшего деформирования в этой области (обычно в области концентрации напряжений у головки образца). Вследствие этого нагрузка на образец снижается, а деформация сосредоточивается в узкой области. Процесс локального течения и спада нагрузки продолжается до тех пор, пока в результате упрочнения материала с ростом деформации и возрастания коэффициента концентрации на границе с прилегающим участком образца не будут созданы условия, благоприятные для распространения деформации на близлежащую область. Распространение волны деформации на всю длину образца восстанавливает его цилиндрическую форму — дальнейшее деформирование идет равномерно (модуль М—да/дк положителен) до достижения предела прочности ств, после чего локализация деформации с образованием шейки вновь нарушает устойчивость равномерного деформирования.

Рис. 26. Схематическое представление изменения прочности при обычной термообработке (---------------) и термомеханической обработке ТМО (———). (ТМО заключалось в старении до состояния Т6, деформации до 15% при 465 К и дополнительном старении при 435 К. После ТМО стойкость к КР в состоянии Т73 сочетается с прочностью, соответствующей Т6, в результате упрочнения дислокационной субструктурой) [160]:

Упрочняющее накатывание дисков (при разных давлениях на ролик) производили однороликовым приспособлением на токарном станке. Результаты испытаний показывают, что упрочнение вызывает значительное повышение износостойкости дисков. При этом сопрягаемая не упрочненная поверхность обоймы также изнашивается меньше, если диски упрочнены. При испытаниях установлено, что режим упрочнения накатыванием играет существенную роль — нагрузка на ролик 200 кгс оказалась оптимальной. Было обнаружено также, что в результате упрочнения дисков коэффициент трения также существенно понизился. При анализе изменения твердости упрочненных дисков выявлено, что рост износостойкости в связи с упрочнением дисков определяется не столько увеличением их твердости (максимально на 12% при Р = 200 кгс), сколько повышением свойств поверхностных слоев.

Возможность приближенного определения скоростей резания по действительному пределу прочности без учета теплопроводности для стали различных марок с одинаковой основой обусловлена не только малой разницей в коэффициентах теплопроводности, но и тем, что обычно изменение действительного предела прочности стали различных марок с одинаковой основой отражает и изменение их теплопроводности. В результате упрочнения основы металла как путем легирования, так а путем термической обработки теплопроводность его снижается обычно тем сильнее, чем больше упрочнение. Такое влияние упрочнения на теплопроводность