Деформации образуются

Методы обработки основаны на использовании пластических свойств металлов, т. е. способности металлических заготовок принимать остаточные деформации без нарушения целостности металла. Отделочная обработка методами пластического деформирования сопровождается упрочнением поверхностного слоя, что очень важно для повышения надежности работы деталей. Детали становится менее чувствительными к усталостному разрушению, повышаются их коррозионная стойкость и износостойкость сопряжений, удаляются риски и микротрещины, оставшиеся от предшествующей обработки. В ходе обработки шаровидная форма кристаллов поверхности металла может измениться, кристаллы сплющиваются в направлении деформации, образуется упорядоченная структура волокнистого характера. Поверхность заготовки принимает требуемые форму и размеры в результате перераспределения элементарных объемов под воздействием инструмента. Исходный объем заготовки остается постоянным.

Для осуществления кузнечной сварки металл сначала нагревают (чаще всего в печи) до «сварочного жара». Применительно к стали эта температура составляет 1500...1600 К- Затем соединяемые детали подвергают совместной проковке и в ходе нее вследствие пластической деформации образуется сварное соединение.

Для систем, в которых образуются в равновесных условиях промежуточные интерметаллические фазы, при наложении импульсной деформации образуется только пересыщенные твердые растворы даже при достижении концентрации, соответствующего стихометрического состава интерметаллида, причем это справедливо для металлов с различным типом кристаллической решетки.

В работах [9, 275, 277, 298] при изучении субструктурного упрочнения материалов развиваются представления о качественном различии между структурными состояниями, формирующимися в металле в зависимости от степени, скорости и температуры деформации. При этом рассматриваются структуры, образованные как при холодной деформации (ниже 0,4ТПЛ), теплой деформации (0,4 — 0,6ТГШ) и горячей обработке (выше О.бГщ,), так и при крипе, горячей обработке с высокими скоростями и т. д. Так, известно, что при низкотемпературной деформации образуется среднего размера ячеистая структура, при быстрой горячей .обработке — мелкая субзеренная структура. Средние

При деформации образуется текстура с преимущественным направлением i[111] перпендикулярно поверхш> сти зеркала наконечника. Теоретические оценки по фактору Шмида допускают образование такой ориентировки для металлов с ОЦК решеткой при сжатии [5]. Распределение текстуры по объему образца приведено ниже (X — количество ориентировок [110] под углом 30°к оси деформации с углом рассеяния 20°).

Микроструктурные исследования композиций: Ni — 2,5 об. % ТЮ2 и Ni — 2,5 об.% НЮ2 показали, что их экструдированное состояние характеризуется мелким зерном (1—2 мкм), ориентированным в направлении экструзии. При дальнейшей холодной или тепловой деформации образуется типичная волокнистая структура с размером волокон в поперечном сечении менее 1 мкм. Отжиг при температурах 1300—1400° С приводит к возникновению структурной неоднородности, характеризующейся, с одной стороны, образованием крупных зерен с характерными двойниками отжига и, с другой стороны, сохранением участков волокнистой структуры. Внутри мелких зерен наблюдаются плотные сплетения дислокаций и дислокационные субграницы различного типа, стыкующиеся с высокоугловыми границами зерен. В рассматриваемых материалах увеличивается температурный интервал существования полигональной структуры, и в этом состоит особенность их рекристаллизации [55].

При волочении перлитных структур пластическая деформация происходит как в ферритных зернах, так и в цементитных пластинах и приводит к образованию дислокационных субструктурных барьеров на пути движения дислокаций или ячеек, размер которых в сечении, перпендикулярном оси волочения, уменьшается по мере возрастания деформации. В этом одна из причин упрочнения патентированных и холоднотянутых образцов. При исходном хаотичном расположении цементитных пластин по отношению к оси проволоки скольжение и утонение с образованием фрагментов происходит лишь в пластинах, расположенных примерно параллельно направлению вытяжки. В участках, где пластины не столь благоприятно ориентированы, происходит их дробление и изгибание. При больших степенях деформации образуется местное локальное скопление дислокаций на краях цементитных пластин, что несколько понижает прочность конечного продукта.

2. Внешнее трение в значительной степени повышает сопротивление деформации. Коэ-фициент внешнего трения для одной и той же пары металлов значительно выше при трении с наличием пластической деформации, чем при трении с наличием скольжения, так как при пластической деформации образуется новая поверхность.

8% заметно ускоряет развитие коррозионного растрескивания [111,92; 111,100]. Металлографическое исследование подтвердило присутствие в этом случае в металле а-фазы (квазимартенсита). У сталей, характеризующихся двойной структурой, или у сталей, в которых при небольшой степени деформации образуется а-фаза, разрушение деформированного металла может произойти без критической нагрузки извне. Последнее обстоятельство свидетельствует о том, что нецелесообразно пытаться определить критическое напряжение, ниже которого коррозионное растрескивание не будет иметь место. Структурное превращение аустенита с образованием а-фазы сопровождается увеличением объема. В связи с этим сжатие приводит к менее интенсивному образованию а-фазы, чем растяжение и последнее, с точки зрения коррозионного растрескивания, более опасно. Выше уже говорилось, что при определенном содержании феррита в аустенитных сталях они становятся более стойкими к коррозионному растрескиванию. Х.Х. Улиг [111,134] отмечает, что аусте-нитные нержавеющие стали, близкие по своему химическому составу, существенным образом отличаются друг от друга по стойкости к коррозионному растрескиванию вследствие различия в структуре. Так, слабо магнитные и магнитные стали 18-8 не разрушались в процессе 200-часовых испытаний, в то время как немагнитные образцы разрушились за несколько часов. Именно с этой точки зрения следует рассмотреть влияние легирования кремнием на стойкость сталей к коррозионному растрескиванию. Е. Е. Денхард [111,101] указывает, что стойкость к коррозионному растрескиванию у стали 18-12, легированной 4% кремния, улучшается. Сталь 18-8, легированная 2% кремния, немагнитна и разрушается за 15 час. Та же сталь, легированная 1,1—2,7% кремния, слабо магнитна, т. е., очевидно, содержит а-фазу в количестве 5—10%, и не разрушалась по прошествии 250 час испытаний [111,134]. Высокая стойкость к коррозионному растрескиванию стали 18-8С небольшой концентрацией С (менее 0,002—0,004%) и азота (менее 0,002—0,004%) [111,134] объясняется тем, что уменьшение содержания этих аустенитообразующих элементов делает сталь двухфазной — с содержанием а-фазы до 10—15% [111,123]. С другой стороны, сталь 19-20 с концентрацией менее 0,01% азота и углерода полностью аустенитна и достаточно стойка против коррозионного растрескивания. Та же сталь, но с концентрацией 0,2% углерода, тоже стойка к растрескиванию, но увеличение азота доО,05% приводит к появлению трещин. Полагают, что в данном случае концентраторами напряжений были нитриды [111,142]. Сталь 18-8, закаленная при температуре 196° С, двухфазна и стойка к растрескиванию, в то время как без этой обработки она разрушалась за 6 час. Увеличение хрома в стали с 8 до 25% при концентрации 20% никеля делает сталь значительно более склонной к коррозионному растрескиванию вследствие уменьшения стабильности аустенита [111,134]. Учитывая изложенное выше, влияние легирующих элементов на коррозионное растрескивание нержавеющей стали

Проволока для исправления положения зубов. Для исправления положения зубов (например, неправильного прикуса зубов) применяют металлическую проволоку, создающую упругое усилие. Обычно используется проволока из нержавеющей стали или сплавов Со — Сг, однако недостатки этих материалов состоят в том, что их коэффициент упругости очень высок, а упругое удлинение мало. Следовательно, при небольшой деформации образуется большая сила коррекции положения зубов, но при этом легко происходит пластическая деформация. Поэтому для получения оптимальной корректирующей силы проволоку первоначально приходится деформировать в форме дуги. Для установки такой проволоки требуется высокая квалификация.

стойкость и износостойкость сопряжений, удаляются риски и микротрещины, оставшиеся от предшествующей обработки. В ходе обработки шаровидная форма кристаллитов поверхности металла может измениться, кристаллиты сплющиваются в направлении деформации, образуется упорядоченная структура волокнистого характера. Поверхность заготовки принимает требуемые формы и размеры в результате перераспределения элементарных объемов под воздействием инструмента. Исходный объем заготовки остается постоянным.

При скольжении дислокации испытывают тормозящее воздействие со стороны леса дислокаций, дислокаций Ломера-Коттерелла и др. Поэтому при деформации образуются дислокационные скопления. Причем на головную дислокацию действует напряжение TI = тп. Концентрация напряжений равна п заторможенных дислокаций. Таким образом, по мере развития деформаций по разным причинам усиливается торможение дислокаций, вызывающее рост напряжений (деформационное упрочнение). С позиции дислокационной теории рассмотрим основные уравнения для оценки деформационного упрочнения сталей.

При превышении температурой порогового значения Т,^ (первой критической температуры) металл переходит в вязкое состояние. Долгое время считалось, что микромеханизм вязкого разрушения представляет собой процесс слияния пор, возникающих около частиц второй фазы [47]. Однако электронно-микроскопические и рентгеновские исследования микроразрушения кристаллических материалов выявили более сложный механизм развития трещины, включающий две стадии повреждаемости. На первой стадии при незначительной степени деформации образуются субмикроскопические кристаллографические трещины, обусловленные эволюцией дислокационной структуры. Затем эти зародышевые трещины сливаются в критическую трещину, что означает переход от дислокационного механизма повреждаемости к вакансионному, т. е. образованию пор около групп вакансий, а при высоком уровне напряжений-около частиц второй фазы [47].

При ЭШС наблюдается крупною выделения второй фазы как внутри, так и по границам зерен, при ЭЛС и АДС размер фазы значительно меньше и выделяется она преимущественно внутри зерен. Зарождение разрушение (трещины) при деформации происходит по границе раздела фаза-матрица, либо по самой фазе. В случае выделения крупных фаз по границам зерен (ЭШС) наблюдается зарождение и развитие зерногра-ничвых трещин и межкристоллитное разрушение при пониженных значениях прочности и пластичности. В случае выделения второй фазы преимущественно внутри зерна (ЭЛС); при деформации образуются единичные мелкие трещины и наблюдается внутризеренное разрушение при высоких значениях прочности и пластичности.

При превышении температурой порогового значения ТГО1 (первой критической температуры) металл переходит в вязкое состояние. Долгое время считалось, что микромеханизм вязкого разрушения представляет собой процесс слияния пор, возникающих около частиц второй фазы [43]. Однако электронно-микроскопические и рентгеновские исследования микроразрушения кристаллических материалов выявили более сложный механизм развития трещины, включающий две стадии повреждаемости На первой стадии при незначительной степени деформации образуются субмикроскопические кристаллографические трещины, обусловленные эволюцией дислокационной структуры. Затем эти зародышевые трещины сливаются в макротрещину, что означает переход от дислокационного механизма повреждаемости к вакансионному, т. е. образованию пор около групп вакансий, а при высоком уровне напряжений- около частиц второй фазы [37].

Наряду с анализом наблюдаемых длин линий скольжения делались попытки развить теорию второй стадии упрочнения [8, 237] на основании данных электронно-микроскопических исследований структуры. Так, подобно Зегеру [253], Хирш [237] и Фридель [8] полагают, что плоские скопления дислокаций образуются, но затем релаксируют путем вторичного скольжения, формируя наблюдаемые сплетения, которые и являются главным препятствием для дальнейшего скольжения. На основе дислокационных сплетений (клубков) при дальнейшей деформации образуются свободные от дислокаций ячейки, окруженные стенками с высокой плотностью дислокаций.

Для трехстадийной кривой упрочнения монокристаллов с ОЦК-решеткой характерен другой тип дислокационной структуры [9]. На •первой стадии деформации образуются скопления из диполей краевых дислокаций. Наряду с диполями наблюдаются и винтовые дислокации, а также небольшие дислокационные сплетения. Накопление таких конфигураций вызывает слабое линейное упрочнение, аналогичное наблюдаемому в ГЦК- и ГПУ-монокристаллах.

через все субзерно. Ранее [3] было показано, что искаженный поверхностный слой в монокристаллах вольфрама, деформированных изгибом, имеет толщину около 20 мкм; под этим слоем находится материал в менее искаженном состоянии (рис. 3, а, б). При отжиге кристаллов, у которых искаженный поверхностный слой удален после деформации, образуются четкие прямолинейные полигональные границы (рис. 3, в, г), аналогичные тем, которые образуются при отжиге кристаллов, деформированных в процессе полировки (рис. 2, в, г).

объединяются. Это приводит к образованию крупных зерногранич-ных трещин и межкристаллическому разрушению со снижением пластичности и прочности. При отсутствии выделений в приграничных зонах образовавшиеся трещины также уменьшают прочность и пластичность металла шва, но в меньшей степени, и разрушение носит смешанный характер (АрДС, автоматическая с размером фазы 12,5 мкм). На рис. 2 показано развитие трещины при увеличении напряжения. Первоначально возникшие трещины растут преимущественно в ширину. Если при сварке вторая фаза выделяется преимущественно внутри зерен, при деформации образуются единичные мелкие трещины и разрушение происходит по телу зерна при высокой пластичности и прочности металла (АрДС ручная).

На рис. 131 представлены микрофотографии, снятые в процессе растяжения на установке ИМАШ-5С-65 с поверхности образцов биметалла СтЗ + + Х18Н10Т, изготовленного горячей прокаткой и (для сравнения) непосредственным импульсным плакированием. Рис. 131, а иллюстрирует микростроение, возникающее в переходной зоне биметалла, полученного способом горячей прокатки и испытанного на растяжение в интервале температур 20—400° С со скоростью перемещения захвата 10 мм/мин. В данных условиях испытания как в материале основы, так и в плакирующем слое образуется внутризеренный сдвиговый микрорельеф, отражающий одинарное и множественное скольжение. Судя по изменению микрорельефа, в непосредственной близости от границы раздела слоев деформация распределена весьма неравномерно. Сдвиговый микрорельеф в науглероженной прослойке плакирующего слоя выражен наименее четко, что объясняется блокированием полос скольжения многочисленными дисперсными частицами. В обезуглероженнои зоне стали СтЗ происходит локализация пластической деформации,, сопровождающаяся образованием развитых полос скольжения. В этом участке с увеличением степени деформации образуются трещины, которые и приводят к разрушению композиции.

Трение в вакууме никелевых жаропрочных сплавов (ЖС6К, ЭИ929, ЭИ867, ВЖ101) не сопряжено со значительным износом. У многофазных твердых никелевых сплавов, в структуре которых присутствует большое количество интерметаллидов (ВЖЛ-2, ВЖ-1, ВЖЛ-15), наблюдается некоторая тенденция к снижению склонности к схватыванию при снижении пластичности. При высоких температурах по мере нарастания степени деформации образуются

Продольные и поперечные деформации образуются при выполнении всех типов швов и соединений. Это сокращение размеров сваренных элементов по длине и ширине. Остаточные продольные деформации зависят от ширины и толщины свариваемых элементов, способа сварки, размеров швов и других факторов. Поперечные деформации в пластинах конечных размеров зависят от длины швов.