Дефектности структуры

Разрушение может быть частичным или полным. При частичном разрушении в теле возникают повреждения материала в виде отдельных трещин или в виде распределенной по объему дефектности материала, выражающейся в изменении (в неблагоприятную для прочности сторону) его механических свойств. При полном разрушении происходит разделение тела на части.

Разрушение может быть частичным или полным. При частичном разрушении в теле возникают повреждения материала в виде отдельных трещин или в виде распределенной но объему дефектности материала, выражающейся в изменении (в неблагоприятную для прочности сторону) его механи-

Таким образом активирование диффузионной гомогенизации порошковых Ni-Mo сталей в случае использования оксидов Ni и Мо объясняется повышением уровня интегральной дефектности материала, более высокой дисперсностью частиц Ni, о также существенным увеличением контактной поверхности Fe-Ni, Fe-Mo.

Неоднородность поверхности излома, обусловленная наличием :.в материале зон с различным составом, структурой и свойствами, учитывается для оценки дефектности материала, для различных видов технологического контроля (выявление крупных неметаллических включений, рыхлот, флокенов, расслоений, «серых» пятен, глубины альфированного, цементированного и других слоев).

Для однократного нагружения возрастающей вплоть до временного сопротивления разрушению нагрузкой, т. е. при отсутствии преждевременного разрушения, характерным является внутризеренное распространение трещины. Вместе с тем наличие межзеренного разрушения не всегда является признаком дефектности материала. Но при межзеренном прохождении трещины вследствие большей локализации разрушения возможности для развития пластической деформации ограничиваются. Правда, такому разрушению может предшествовать значительная деформация в теле зерна, но при фрактографическом анализе это выявляется с большим трудом, например, по степени формоизменения зерна, по наличию на поверхностях границ зерен выходов полос скольжения и т. п. На макроскопические характеристики излома (его ориентированность относительно направления главных напряжений, матовость поверхности) характер прохождения трещины влияет мало.

Межзеренное разрушение деформируемых жаропрочных ни-кельхромовых сплавов при однократном нагружении в условиях комнатной и повышенной температур, как правило, не является браковочным признаком материала. Но преимущественно межзеренное разрушение в сочетании с крупнозернистой структурой следует считать признаком дефектности материала, поскольку с увеличением размера зерна при нормальном состоянии границ зерен увеличивается тенденция к внутризеренному разрушению. Рост зерна и охрупчивание его границ часто бывает следствием перегрева при штамповке или термической обработке.

тационный излом имел резко выраженный шиферный характер — излом вдоль волокна, со ступеньками и уступами, образовавшимися на разной длине (рис.31). По «сухости» строения излома, т. е. отсутствию вязких волокнистых участков между ступеньками судят о степени дефектности материала и степени Хрупкости разрушения. Излом той же детали, произведенный искусственно в другом сечении, имел нормальное волокнистое строейде; резкое различие по микроструктуре имел материал в разных' зонах детали, соответственно различались механические свойства, определенные на микрообразцах (ffB = 0,43 и и 0,37 ГН/м2; 6 = 24 и 11%; if = 9 и 3% соответственно).

настоящёе время проводится широкий круг исследований по опоеделе чию предельной пластичности металлов и сплавов. Надежные данные по предельной пластичности труднодеформируемых металлов и сплавов крайне необходимы для расчета технологии их обработки, снижения дефектности материала и управления качеством металлопродукции.

можностей, достоинств, области применения и ограничений вероятностных методов и в отсутствии четких представлений об остаточной дефектности материала конструкции и количественных методов ее оценки.

На статистический разброс характеристик прочности и ресурса конструкции влияет большое число факторов, однако, можно выделить несколько из них, оказывающих решающее влияние. Например, статистический разброс прочностных характеристик материала, характеристик условий эксплуатации, прежде всего термосиловых и коррозионных, а также характеристик остаточной дефектности материала конструкции, содержащей сварные соединения, литые или другие элементы, в которых под действием технологии изготовления или условий эксплуатации могут возникнуть несплошности.

5.3.1. Уравнения для количественной оценки остаточной дефектности материала конструкции

Кроме того, данные о прочности структурных составляющих очень четко дают представление об истинной истории образцов. Так, волокна с температурой термической обработки 900 °С, 1500 °С, 2000 "С, 2600 °С изготовлялись из одной партии исходного волокна. Поэтому для них характерно увеличение механической прочности с ростом температуры обработки. Высокотемпературный отжиг в среде фтора несколько уменьшает механическую прочность, что связано, по-видимому, с увеличением количества дефектов в структуре волокна за счет выжигания примесей. Неожиданно невысокую прочность структурных составляющих для волокна с температурой термической обработки 3200 °С можно объяснить развитием дефектности структуры волокна в процессе длительного хранения.

Установлено, что наилучший уровень механических свойств псевдосплавов обеспечивается пропиткой в среде аргона. Свойства псевдосплавов Fe-Cu в значительной мере зависят от степени дефектности структуры. Материалы из взаиморавновесных фаз обладают более совершенным строением межфазных границ и, соответственно, более высокими показателями прочности и пластичности. Наряду с применением только двух компонентов для получения псевдосплавов Fe-Cu в качестве составляющих используют сплавы железа и меди с другими элементами. Так, тугоплавкий каркас изготовляют из смеси порошков железа и графита, железа и марганца. Железную основу легируют также Mo, Ni, Zn, Co, A1 и др. Для пропитки применяют сплавы меди с Мл. Zn, Sn, Al, Co.

Процессы растворения и выделения фаз могут и не сказываться на фазовом составе сплава. Если растворимость компонентов мало меняется в рабочем интервале температур, фазовый состав сплава сохранится. Однако вследствие зависимости растворимости фаз от геометрии межфазной поверхности и дефектности структуры в сплавах происходят процессы коалесценции и сфероидизации избыточных фаз, в результате которых меняется форма кристаллов, их число и характер размещения упрочняющей фазы. Происходящее при этом изменение структуры и свойств может сказаться и на формоизменении при термоциклировании.

Как и при других фазовых превращениях, роль дислокационных скоплений и искажений кристаллической решетки должна проявиться при плавлении. Дефекты структуры облегчают зарождение фаз, поскольку уменьшают работу образования зародыша критического размера. Они способствуют развитию диффузионных и релаксационных процессов, с которыми связано продвижение межфазной поверхности. При нагреве, например, двух, соприкасающихся друг с другом металлов, образующих эвтектическую систему, плавление ускоряется, если предварительной обработкой увеличена степень дефектности структуры [39, 212]. Можно ожидать, что и при термоциклировании с оплавлением накопление дефектов у межфазной поверхности приведет к локальному образованию жидкой фазы.

Для объяснения всего многообразия свойств кристаллов представлений о совершенной решетке оказалось недостаточно. Потребовалось ввести понятие о дефектности структуры. Уже учет тепловых колебаний решетки содержит отступление от представлений о совершенной структуре.

Из этих данных вытекает естественный вывод об эффекте «наследственности» — возможности сохранения исходной дефектности структуры при последующих те-пловых обработках.

Этот вопрос был исследован методом авторадиографии [59]. Степень дефектности структуры оценивалась по ее диффузионной проницаемости. Образцы железа технической чистоты, деформированного на 55%, подвергали нагреву выше температуры рекристаллизации — при 650, 700 и 750° С, а затем насыщали радиоактивным углеродом при 600° С. Выбранная температура насыщения обеспечивала проникновение углерода по границам зерен без дальнейшего развития рекристаллизации. Авторадиограммы и микрофотографии снимали с одних и тех же участков шлифа. Исследование показало, что после рекристаллизации при 650° С в течение 45 мин углерод предпочтительно диффундировал по границам «старых» (дорекристаллизацион-ных) зерен, хотя металлографически обнаруживались только новые границы (рис. 84). После рекристаллизации при более высокой температуре (700° С, 30 мин) на авторадиограмме видна двойная сетка границ и, как показывает сопоставление с микрофотографией того же участка, диффузия углерода шла в областях зерна, где до рекристаллизации проходили границы, и по границам рекристаллизованных зерен'(рис. 85). Привлекает внимание то обстоятельство, что очертания старых границ на авторадиограмме, во-первых, не образуют замкнутой сетки (очевидно, залечивание дефектов происходит неравномерно, а распределение примесей неоднородно) и, во-вторых, как правило, они

степени деформации 10 % количество аустенита достигало 16 %, при е = 30 % - 22 %. Таким образом, количество аустенита, образующееся в межкритическом интервале температур, может служить качественной мерой степени дефектности структуры, в которой реализуется а -> у-пре-вращение.

Термическая обработка и холодная деформация металлов могут оказывать влияние на их склонность к питтинговои коррозии вследствие изменения дефектности структуры, причем степень и направление влияния могут быть различными и зависят как от свойств самого металла, так и от конкретного типа его обработки. Так, например, слабые деформации могут приводить к росту склонности металлов к питтинговои коррозии вследствие повышения плотности дислокаций, появления линий скольжения и т.п., а сильные деформации, повышающие однородность его структуры, могут, напротив, способствовать увеличению питтингостойкости.

Специфической термообработкой является закалка из расплава, ко-рая вносит существенные изменения в фазовое состояние, структуру свойства СПФ по сравнению с обычной закалкой массивных образ-в. Эти изменения определяются неоднородным распределением эле-нтов, резким измельчением аустенитного зерна и кристаллов мартен-га, возникновением высокой плотности дислокаций, а также кристал-графической текстуры. Упрочнение преимущественная ориентировка зе-н аустенита способствует повышено силовых характеристик, обрати->й деформации, степени восстанов-ния формы, а измельчение зерна и сличение дефектности структуры ижает мартенситный интервал. Старение. Большинство практичес-

Решением технологических проблем может стать закалка из расплава со скоростью - 106 К/с, которая позволяет получить из сендаста микрокристаллические ленты толщиной от 20 до 100 мкм. В микрокристаллическом состоянии сендаст приобретает удовлетворительную технологическую пластичность, а после оптимальных термических обработок (высокотемпературного отжига при 1040... 1220 °С с регулируемой скоростью охлаждения) уровень его магнитных свойств не уступает уровню свойств сплава, полученного по традиционной технологии. При отжиге происходит уменьшение дефектности структуры (плотности дислокационных петель, концентрации вакансий закалочного происхождения, плотности субмикропор), выравнивание концентрационной неоднородности внутри зерен (и, следовательно, приближение химического состава в каждом микрообъеме закаленного сендаста к среднему составу, отвечающему нулевым значениям Кг и ks), рост среднего размера зерна (на порядок и более). В процессе охлаждения при температурах около 1000 °С в сендасте происходит фазовый переход типа порядок—беспорядок (сверхструктура В2 со стехиометрическим составом АВ сменяется сверхструктурой D03 со стехиометрическим составом А3В). Предполагают, что пе-