Поведение металлов при повышении температуры

ОГЛАВЛЕНИЕ

1. Влияние высокотемпературной термомеханической 3
обработки на тонкую кристаллическую структуру
аустенитных сталей и сплавов.
2. Закономерности роста зерен металлов и сплавов 8
при высоких температурах.
3. Влияние температуры на статистические 13
механические характеристики металлов.
Влияние высокотемпературной термомеханической обработки
на тонкую кристаллическую структуру аустенитных сталей и сплавов.
Исследование тонкой кристаллической структуры, возникающей при проведении ВТМО, было выполнено в совместной работе автора, Е. Н. Соколкова, К. В. Варли и Ю. А. Сивкова на образцах хромоникельмарганцовистой стали ЭИ481, а также сплава ЭИ437Б. При этом определялись изменение периода кристаллической решетки твердого раствора, размеры блоков, микродеформации, удельное электрическое сопротивление и текстура образцов, прошедших ВТМО в условиях прокатки и последующее старение, а также контрольных образцов, подвергнутых закалке и старению по стандартному режиму термической обработки данных материалов. Прокатку вели при скорости 1,5 м/мин с обжатием на 25% и закалкой в воде.
Заготовки стали ЭИ481 выдерживали в течение одного часа при 1150 oС и подвергали ВТМО при 1100 oС и старению в течение 4 час при 750 oС; заготовки сплава ЭИ437Б выдерживали 8 час. при 1080 °С и подвергали ВТМО по тому же режиму обжатия и при той же скорости прокатки при 1080oС Обработанные заготовки сплава проходили старение в течение 6 час.
при 700 oС.
Период кристаллической решетки измеряли по рентгенограммам, снятым с эталоном в размере «КРОС-1». Съемку рентгенограмм с образцов аустенитной стали ЭИ481 осуществляли на излучении Кα –Fe, а для съёмки с образцов сплава ЭИ437Б использовалось излучение Кα -Cu. Ошибка при определении периода решетки твердого раствора не превышала 0,001 кХ.
Оценка размера блоков производилась по эффекту первичной экстинкции и эффекту размытия линий на рентгенограммах. Первый метод был примечен для определения размеров блоков, превышающих 0,2 мк, а второй — для более дисперсных блоков. Следует отметить, что особенности» деформационной картины исследованных аустенитной стали и сплава не позволили в равной степени использовать указанные выше методы для обоих материалов. Это объясняется тем, что в процессе старения в сплаве ЭИ437Б выделяется упрочняющая фаза, обладающая структурой, близкой к структуре матрицы. Поэтому линии на рентгенограммах этой фазы и матрицы располагаются очень близко одна от другой, что затрудняет анализ. В связи с этим при исследовании данного сплава для оценки размера блоков был применен метод экстинкции, а для определения размера блоков и микродеформацпй в стали ЭИ481 использован метод гармонического анализа профиля линии рентгенограммы, а также метод анализа уширения этой линии.