Упрочнение Построение диаграммы

Из сказанного, в частности, следует, что построение диаграммы деформирования в стабилизированном цикле при использовании варианта модели, учитывающего упрочнение, сопряжено с определенными затруднениями. Ее приходится определять с помощью интегрирования, используя функцию плотности распределения у (г). На рис. 5.5 утолщенными линиями показаны расчетные диаграммы деформирования в полуциклах после стабилизации при различных значениях размаха деформации As (точки реверсов совмещены). Как хорошо видно из рисунка, при наложении кривые не совпадают обычно то же отмечается и в экспериментах. [c.114]

Конструктивную прочность конструкционных сталей можно оценить по диаграмме конструктивной прочности, построенной в координатах предел текучести аод — вязкость разрушения Ki . На рис. 5.16 представлена обобщенная диаграмма конструктивной прочности конструкционных сталей различных классов и способов упрочнения. На диаграмме указаны области средне и высокоуглеродистых легированных сталей. Штриховой линией отмечено значение Оо 2 1 400 МПа, являющееся нижней границей для высокопрочных сталей. На диаграмме также указаны приблизительные области различных механизмов распространения трещины при испытаниях на Ki , построенные на основании фрактографических исследований. [c.363]

Рис. 10. пример построения диаграммы с линейным упрочнением, (римскими цифрами обозначены приближения) [c.15]

Большое влияние на коэффициент упрочнения оказывают трещины, возникающие при деформации образца. Как показал эксперимент, стронций во всем исследованном интервале температур является хрупким материалом. Причиной возникновения трещин является низкая пластичность стронция, а также имевшиеся еще до деформации трещины в теле исходного образца. В результате коэффициент упрочнения стронция оказался значительно ниже, чем предполагалось. Для построения диаграмм истинных напряжений 5г был использован только начальный участок индикаторных диаграмм — в основном до степени деформации 0,3, при которой чаще всего начинают появляться видимые трещины. [c.22]

Построение расчетной схемы можно расчленить на ряд простейших этапов. К первому этапу следует отнести построение модели среда. Приведенные примеры относятся именно к этому этапу. Кроме модели идеально упругого тела (рис. 1.9, а) в механике твердого тела широко используют следующие модели сред тело с линейным упрочнением, когда реальная диаграмма а—е заменя- [c.18]

Диаграмма растяжения, построенная с учетом изменения площади поперечного сечения, называется истинной диаграммой. При нагружении образца до предела текучести уменьшение площади его поперечного сечения столь незначительно, что истинная и условная диаграммы на этом участке практически совпадают. Заметное их отличие проявляется при напряжениях выше предела текучести, нарастая к концу стадии упрочнения. [c.58]

Рис. 94. Построение с помощью диаграммы деформирования зависимости интенсивности напряжений (Т от параметра упрочнения Удк-виста 9

В табл. 1—5 приведены параметры линейного и полигонального упрочнения для ряда материалов при различных температурах, характеризующие диаграммы однократного деформирования, так же даны значения модулей упругости и пределов пропорциональности (текучести), необходимые для перехода к абсолютным координатам диаграммы деформирования. В табл. 6 приведены параметры циклического деформирования, необходимые для построения кривых циклического деформирования на основе диаграммы, полученной при статическом нагружении. [c.417]

Если свойства материала действительно соответствуют линейному закону упрочнения, выбор для расчета точек на номинальных диаграммах деформирования не будет влиять на точность определения искомых величин все кривые, построенные по уравнениям (11,45) и (11.46), будут пересекаться в одних и тех же точках. Когда такого соответствия не наблюдается, весьма существенным становится вопрос о точности определения параметров действительной диаграммы деформирования, в первую очередь предела пропорциональности 8пц по рассмотренной методике. [c.108]

Происходящим одновременно незначительным изменением среднего нормального напряжения (а + < 2 + з)/3 оказывалось возможным пренебречь, так как его влияние в случае пластических металлов незначительно. Для одного и того же образца был снят ряд диаграмм напряжений —деформаций. При их построении по оси деформаций откладывалось одно из трех главных удлинений (например, относительное осевое удлинение образца), а по оси напряжений откладывалась разность между наибольшим и наименьшим главными нормальными напряжениями. Построенные таким образом кривые показаны на фиг. 188 искажающее влияние постепенного упрочнения металла, производимого прогрессирующей пластической деформацией (наклеп), оказалось при этом исключенным. Результаты различных испытаний показаны на фиг. 188, 189 и 190. На фиг. 189 и 190 абсцисса j. обозначает величину, характеризующую, согласно формуле (16.3), влияние среднего [c.274]

Ниже будет показано, что с развитием пластической деформации может меняться контролирующий ее механизм. Соответственно на диаграммах деформации, построенных в логарифмических координатах, следовало бы ожидать излом при степени деформации, отвечающей смене контролирующего механизма. Тем не менее почти во всех работах, за редким исключением [19], эти изломы не выявляются, и поэтому имеющиеся данные относятся, видимо, только к первой ветви с коэффициентом упрочнения Al (рис. 9), соответствующей, вероятно, небольшим степеням 20 [c.20]

Очевидно, по этим же причинам и в основном в результате окисления заниженным оказался коэффициент упрочнения Ах у церия. По-видимому, в результате этого на диаграммах деформации, построенных в логарифмических координатах, четкий излом, который хорошо выявляется у других металлов, в этом случае не наблюдался. Диаграмма деформации в истинных координатах у церия во всем интервале степеней деформации до е = 0,5 аппроксимируется прямой линией. [c.22]

Очень важна возможность получения точным или приближенным методом с достаточной для расчетов точностью различные перемещения, представляющие интерес как самостоятельно, так для разбора статически неопределимых случаев. С помощью идеализированной диаграммы с прямой, параллельной оси е, решить этот вопрос нельзя применение диаграммы с наклонной прямой упрочнения вызывает дополнительную ошибку уже по самому ее построению. [c.208]

Кривую напряжение —деформация (а—г) кристалла целесообразно строить в координатах приведенноз напряжение сдвига т [формула (63)] — приведенная сдвиговая деформация у [формула (67)]. Построение диаграммы в координатах т—7 уменьшает, хотя и не устраняет полностью, различие кривых, полученных для кристаллов, с различной ориентацией плоскостей и направлений скольжения по отношению к внешней нагрузке. Для всех металлов приведенное напряжение сдвига увеличивается с ростом деформаций (рис. 62), в чем и состоит явление деформационного наклепа или упрочнения (см. гл. IV). Однако степень упрочнения г. ц. к. металлических кристаллов намного больше, чем таких г. п. у. металлов, как кадмий, магний и цинк. Металлы с г. п. у. решеткой способны претерпевать очень большие сдвиговые деформации, но только в том случае, если кристаллы ориентированы подходящим образом. Для понимания этого различия в дальнейшем более подробно рассматривается геометрия скольжения г. ц. к. и г. п. у. кристаллов. [c.115]

Важным следствием обработки кривых нагружения в координатах 5 — является возможность экспрессного построения диаграмм структурных состояний материала [328]. Как показано на рис. 3.29 на примере сплава МТА, для этого необходимо на перестроенных кривых упрочнения 5 — соединить точки перегибов, соответствующих критическим деформациям вх и щ, при которых происходит изменение коэффициентов параболического деформационного упрочнения в процессе развития и перестройки дислокационной структуры. Таким образо.м, мы фактически получаем диаграмму структурных состояний сплава МТА (рис. 3.29). На рнс. 3.30 представлены в координатах деформация — температура диаграммы структурных состояний сплава МТА, а также однофазного сплава МЧВП с размером зерна 40 и 100 мкм. Диаграммы ограничены (из условий получения [328]) кривой температурной зависимости однородной деформации и включают три области / — относительно однородного распределения дислокаций // — сплетений, клубков дислокаций и /// — ячеистой дислокационной структуры. Области на диаграмме разделены линиями температурной зависимости критических деформаций и ба, которые являются верхней границей равномерного распределения дислокаций и соответственно нижней границей образования ячеистой структуры. Температурный ход этих кривых может быть объяснен [345] исходя [c.148]

Существуют в основном два способа определения способности металла к упрочнению 1) как dalde, т. е. по тангенсу угла наклона касательной к кривой упрочнения, построенной в обычных координатах, 2) как d Ig aid Ig e, т. e. no тангенсу угла наклона диаграммы деформации, построенной в логарифмических координатах. Первое отношение характеризует абсолютное приращение на единицу деформации и имеет размерность кПмм , второе является относительной безразмерной величиной и показывает, во сколько раз на единицу деформации возросло начальное напряжение [14]. [c.18]

Установленная закономерность деформационного упрочнения для широкого интервала деформаций, которую выражает уравнение (4.10), позволяет выполнять практически полный расчет диаграммы нагружения. Такой расчет выполняется в несколько операций. На первом этапе машинная диаграмма Р — t (А1) рассчитывается на участке, равномерной деформации по методике, подробно изложенной в разделе 3.5, и перестраивается в координатах S — Из перестроенной диаграммы определяются основные параметры деформационного упрочнения Оу, Ki, Кг, Кз, Vе-1, Vс помощью которых находится также величина Оу по уравнению (3.78). Необходимая для раечета величина параметра Ку определяется в предварительных испытаниях путем построения кривых Холла — Петча для предела упругости Оу. Учитывая, что вклад третьего слагаемого уравнения (4.10), в которое входит параметр Ку, обычно невелик (10—20 МПа), можно в первом приближении ограничиться литературными данными по Ку для предела текучести. [c.170]

Рассчитанная по уравнению (5.27) деформация, которая предшествует разрушению сколом в интервале хрупко-пластичного перехода, практически полностью совпадает с кривой 3. При расчете больших деформаций учитывался стадийный характер деформационного упрочнения через коэ( х шциент усреднения р (смотри выше). Кривые 4 и 5 на диаграмме ИДТ представляют диаграмму структурных состояний и соответствуют деформациям, при которых происходит изменение коэ4х))ициента деформационного упрочнения в процессе развития и перестройки дислокационной структуры. Эти кривые фактически являются верхней границей равномерного распределения дислокаций ( лес ) и соответственно нижней границей образования ячеистой структуры. Причем если при деформации выше 200 °С наблюдается равноосная ячеистая структура (5.19, г), то при более низких температурах ячеистая структура обнаруживает четкую связь с полосами скольжения (5.19, д), что свидетельствует об ограниченном характере поперечного скольжения. Кривые 7 н 9 построены с привлечением данных фрактографических исследований. При повторном изломе в продольном направлении охлажденных до —196 °С образцов, которые ранее были испытаны при 800 и 1000 С, в шейке образцов наблюдалось межзеренное хрупкое разрушение (рис. 5.19, б), причем размер зерен составлял 1—2 мкм. Поскольку после первичных испытаний ниже 600 С, несмотря на хорошо сформированную ячеистую структуру, такой вид разрушения не наблюдается, то предполагается, что в шейке образца при больших деформациях начинается динамическая рекристаллизация [435], хотя такие низкие температуры начала этого процесса (Тр 700 С, или 0,ЗЗГпл) еще пока не отмечались. Таким образом, кривая 7 нанесена в качестве нижней границы области динамической рекристаллизации. Кривая 9, построенная по данным фрактографических исследований, схематически показывает температурно-деформационную область, в которой имеет место расслоение по границам ячеистой структуры. [c.220]

Повышению вязкости разрушения стали со структурой бейнита способствует реализация оптимальных режимов регулируемого термопластического упрочнения. Суть этой обработки заключается в создании горячей деформацией с последующей выдержкой мелкозернистой структуры аустенита и образовании субзеренных построений в мелком зерне аустенита за счет окончательной деформации. Анализ диаграммы конструктивной прочности стали со структурой бейнита свидетельствует о том, что с понижением температуры изотермического превращения эффект РТПУ, заключающийся в повышении показателей конструктивной прочности, проявляется более заметно. В диапазоне предела текучести от 1300 до 1900 МПа величина вязкости разрушения стали, обработанной по режиму РТПУ [245], существенно превышает вязкость разрушения образцов, подвергнутых высокотемпературной термомехани ской изотермической обработке (ВТМИЗО) и обычной изотермической обработке (ИЗО). [c.150]

Основное отличие диаграмм циклического деформирования от диаграмм статического деформирования заключается в том, что в первом случае отмечается упрочнение и разупрочнение, тогда как во втором — всегда только упрочнение. Второе отличие диаграмм циклического от статического деформирования заключается в несравнимо меньших значениях неупругих деформаций (при напряжениях предела выносливости неупругие деформации за цикл не превышали 0,018%, а во всем диапазоне вплоть до области малоцикловой усталости были меньше 0,12%) [3]. Значения предела выносливости (при растяжении-сжатии и изгибе) близки к значениям соответствующих циклических пределов пропорциональности для стали, алюминиевых сплавов, меди (рис. 55) [3]. Это позволяет оценивать значения предела вы.чослявости путем исследования закономерностей необратимого рассеяния энергии. С достаточно высокой точностью предел выносливости может быть найден как циклический предел пропорциональности по диаграмме деформирования, построенной для стадии стабилизации процесса неупругого деформирования i[3]. [c.106]

Экспериментально диаграмма [286] получена при симметричном цикле жесткого нагружения для циклически стабильных материалов. Аналогичное построение может быть выполнено и для циклически нестабильных материалов, когда по параметру числа полу-циклов нагружения образуется серия диаграмм [286], отражающих циклическое упрочнение или разупрочнение в зависимости от свойств материалов. Однако в общем случае нагружения диаграмма деформирования [286] не подтверждаетч я. Как известно, при циклическом упругопластическом нагружении обычно происходит перераспределение пластических деформаций от цикла к циклу, и интенсивность этого процесса существенно зависит от циклической анизотропии свойств [63], а также асимметрии напряжений [105]. В результате не удается получить диаграмму циклического деформирования, единую для различных типов нагружения (рис. 2.2.1, б), что, как отмечалось выше, затрудняет использование диаграммы в формулировке [286] для решения соответствующих задач циклической пластичности. [c.79]

Обобщенная диаграмма циклического деформирования строится для каждого отдельного полуцикла нагружения в координатах S—е с началом в точке разгрузки и для каждого рассматриваемого состояния нагружения. Для первого (к — 1) полуцикла нагружения (при исходных уровнях напряжений о и начало координат S—Ё находится в точках А, В, С. При этом кривая деформирования рассматриваемого полуцикла включает участок нагружения этого полуцикла и участок разгрузки предыдущего. Для построения обобщенной диаграммы циклического деформирования точки начала разгрузки для данного полуцикла нагружения совмещают. На правой части рис. 37 для k — 1 точки А, В, С совмещены и образована единая зависимость между напряжениями и деформациями AB DKN. Аналогичные построения делают и для последующих полуциклов нагружения. В общем случае, в связи с процессами циклического упрочнения или разупрочнения материала обобщенные диаграммы деформирования для различных полуциклов нагружения отличаются друг от друга. Обобщенная диаграмма циклического деформирования оказывается неизменной (начиная с fe = 1) только [c.111]

Характер высокотемпературной ползучести материалов отличается от аналогичных процессов в области умеренных температур. При этом есть некоторые особенности деформационного поведения, упрощаюш ие подходы к построению системы определяющих уравнений, и в то же время могут проявиться особенности противоположного характера. Так, в области умеренных температур общепринятые диаграммы упруго-пластического деформирования а-Е имеют четко выраженные участки упрочнения, как и при комнатной температуре. При высоких температурах материал деформируется как идеально-пластическая среда. Па рис. 1а представлены диаграммы а- циркониевого сплава Zr-2,5%Nb при растяжении плоских образцов со средней скоростью деформирования е 10 с в диапазоне температур 18 Т 700 °С. Из диаграмм видно, что при Т > 600 °С деформационное упрочнение отсутствует, а диаграммы имеют характерный для идеальной пластичности вид. [c.727]

Основную группу деформируемых магниевых сплавов представляют сплавы, построенные на основе системы магний — алюминий — цинк с добавками марганца. Типичным для этой группы является сплав МА5(7,8— 9,2%А1 0,2—0,8%2п 0,15—0,5%Мп). Как видно из диаграммы состояния магний — алюминий (см. рис. 59), сплавы с 5—10%А1 способны поддаваться закалке и старению. Действительно, такая термообработка используется для повышения свойств снлава МА5, прн этом чаще применяют одну закалку с 405—415° С с охлаждением на воздухе. После такой обработки получают ав = =310 МПа, ао,2 = 220 МПа, 6 = 8%. Другая группа магниевых сплавов построена на системе магний — цинк — цирконий, например сплав ВМ65-1 (4,0—5,5%2п 0,3— 0,9% 2г). Сплав также термически обрабатываемый и после обработки по режиму Т1 (искусственное старение при 175+5° С, 24 ч) имеет ав=350 МПа, ао,2 = 300 МПа, 6=8%. Разработаны также магниевые сплавы с добавками редкоземельных металлов (церия, лантана) в количестве 0,3—1%. Основная цель, которую преследуют при разработке новых магниевых сплавов,— получить наибольшее упрочнение при температуре выше 170° С. Горячая обработка магниевых сплавов проводится при 350—400° С, рекристаллизационный отжиг — при 300— 350° С. [c.209]

Наиболее удобными для построения в логарифмических координатах являются диаграммы деформации, полученные при температурах ниже температуры рекристаллизации. При температурах выше температуры рекристаллизации (гомологическая температуре 9 >0,5) на индикаторных диаграммах и осциллограммах появляются провалы сама индикаторная диаграмма становится неровной и мало пригодной для Исследования в логарифмических координатах. Зависимость напряжения течения от степени деформации в этом случае усложняется фактором роста зерна в процессе пластической деформации, что, в соответствии с известным соотношением Петча [23], приводит к понижению уровня напряжения со степенью деформации и, следовательно, к падению коэффициента упрочнения. Это особенно характерно для низких скоростей деформации (е = Ю -т-Ю се/с ). На ходе кривой упрочнения, очевидно, также сказывается проскальзывание по границам зер н, что характерно для облает эквиког -зивных температур. [c.21]

Второе издание книги полностью переработано. В нем в отличие от первого издания более подробно изложены общие вопросы теорйи пластичности,, а также рассмотрены теория пластичности с анизо- тропным упрочнением, условие пластичности и теория пластичност для анизотропных материалов, напряженное состояние в шейКе образца при растяжении, новые методы построения действительной диаграммы деформирования, большие деформации и пластическая устойчивость цилиндрических и сферических оболочек, численные методы решения краевых задач плоской деформации и примеры йри-менения их, теория ползучести с анизотропным упрочнением, кратковременная ползучесть, использование критерия Треска—Сен-Венана, в решении задач установившейся ползучести, методы решения задач неустановившейся ползучести и примеры их применения, определение времени разрушения в условиях ползучести, вязкоупругость. [c.3]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...