Сплавы первое исследование их деформации

Результаты описанных выше исследований показали, что закономерности, наблюдаемые при кристаллизации полых слитков из легкоплавких металлов, имеют место и при затвердевании полых слитков из тугоплавких сплавов. Механизм уменьшения деформации и увеличения скорости затвердевания полых слитков под действием модификаторов возможно следующий. В первый момент соприкосновения немодифицированного расплава со стенкой изложницы вследствие большой работы образования зародышей центры кристаллизации возникают в узком слое расплава и не одновременно. Поэтому рост кристаллов происходит неравномерно, и затвердевающая корка деформируется из-за возникающих на- [c.153]

Линейное упрочнение на кривых нагружения сплавов с пониженной энергией дефекта упаковки сменяется параболическим, которое, как и для молибденовых сплавов, является стадийным, но имеет свои особенности [341]. Последнее подтверждается как обработкой кривых деформации в координатах 5 — (рис. 3.24, б), так и результатами структурных исследований [62, 339, 344]. У поликристаллического ванадия (рис. 3.24, б) с повышением температуры испытания первая параболическая стадия появляется при —90 С, вторая — при —50 °С и третья — лишь при 85 С. Следует отметить, что кривые 5 — с" при температурах 400 и 600 С из-за динамического деформационного старения (ДДС) идут намного круче, чем все остальные (не учитывая кривую деформации при —196 °С), причем при 600 °С третья параболическая стадия не успевает наступить. [c.148]

К настоящему времени изучен широкий класс эвтектических сплавов, обладающих свойствами композитных материалов. Несмотря на морфологическое разнообразие структур этих сплавов, большинство из них представляет собой распределенный в матрице ориентированный упрочнитель в виде стерженьков (или нитевидных кристаллов) либо ориентированную пластинчатую структуру (рис. 17). Тип структуры зависит, в основном, от объемной доли второй фазы, которая, таким образом, определяет и величину удельной поверхности раздела (общую площадь поверхностей раздела в единице объема). Как правило, эвтектики, содержащие более 30% второй фазы, имеют пластинчатую структуру [17, 39]. При исследовании роли поверхности раздела в процессе деформации эвтектических композитов в первую очередь необходимо изучать кристаллографию поверхности раздела, ее структуру и стабильность. [c.252]

Такая корректировка данных тензометрирования выполнена в работе 1229] при исследовании кинетики деформированного состояния при малоцикловом нагружении сферических оболочек с круговым неподкрепленным отверстием, изготовленных из циклически упрочняющихся алюминиевых сплавов и находящихся под внутренним давлением. Хотя измерения тензорезисторами деформаций на контуре отверстия оболочки показали возрастание показаний датчиков от цикла к циклу, учет фиктивных деформаций, связанных с наличием дрейфа нуля, позволил установить, что нагружение материала оболочки в зоне максимальной концентрации близко к жесткому. Размах деформации или незначительно уменьшается в течение первых десяти циклов нагружения, или остается постоянным. [c.154]

Основными критериями количественной оценки склонности сплавов к разрушению были приняты величина локальной деформации отдельных структурных составляющих в момент зарождения в них трещин, напряжения, при которых зарождаются первые микротрещины, время от момента зарождения трещин до полного разрушения образца и работа разрушения образца. Предварительно по единой методике проводились систематические исследования пластической деформации и разрушения алюминия, двойных, тройных и более сложных сплавов. Всего исследовано свыше 100 композиций сплавов систем А1—Mg, А1—Си, А1—Си—Mg. [c.121]

Параллельно с разработкой методов и средств микроструктурного исследования процессов пластической деформации в лаборатории высокотемпературной металлографии ИМАШ была создана аппаратура для изучения температурной зависимости макро- и микротвердости различных металлов и сплавов при вдавливании индентора в нагретые образцы. Одним из первых устройств для измерения твердости металлов и сплавов при нагреве в вакууме явилась разработанная автором совместно с инж. В. В. Гусаровым [c.7]

Деформация в условиях ползучести является сложным процессом и может одновременно идти различными механизмами. К ним относятся грубое скольжение, выявляемое при исследовании методами оптической металлографии по образованию полос скольжения тонкое скольжение, являющееся следствием выхода на поверхность не лавины дислокаций, как при грубом скольжении, а лишь отдельных дислокаций и поэтому не выявляемое существующими методами металлографического исследования и, наконец, деформации, локализующиеся у границ зерен и приводящие к проскальзыванию по ним. Вклад отдельных составляющих в общую деформацию ползучести зависит от большого числа факторов и, в первую очередь, от уровня температуры, напряжения, природы сплава и его структурного состояния, а также от стадии ползучести. [c.20]

Поиски способов, позволяющих придать железоникелевым и железомарганцевым сплавам свойство обратимого формоизменения со значительной величиной деформации и малым температурным гистерезисом, были предприняты в работе [170]. При этом изучали железоникелевые сплавы, содержащие от 24 до 33% Ni, с добавками молибдена (5%) и железомарганцевые сплавы, содержащие 18 и 80% Мп, легированные никелем (5%). Исследование проводили на плоскопараллельных пластинах толщиной 0,1—3,0 мм, шириной 3—10 мм, длиной 10—100 мм. Пластины подвергали двум способам обработки. В первом случае пластину изгибали в дугу при температурах, близких к температуре начала мартенситного превращения. При нагреве происходило восстановление ее формы, а при понижении температуры ее форма самопроизвольно приближалась к той, которая ей была придана в результате деформации (прямая при комнатной температуре, дуга — при пониженных температурах). Во втором случае, операция придания пластине исходной формы осуществлялась при повышенных температурах, а при пониженных температурах, близких к Мн, форма пластины восстанавливалась до первоначальной (прямая при комнатной температуре, дуга — при повыщенных температурах). Термоциклирование проводили в интервале температур ( —196)-ь (300) °С. [c.145]

Характер изменения ударной вязкости при испытаниях при комнатной температуре и температуре — 196°С указывает на резкое снижение деформационной способности сплавов промышленной чистоты по сравнению с чистыми сплавами (см. рис. 93, а). Методом дифракционной электронной микроскопии было проведено исследование причины изменения свойств с понижением чистоты выплавки, что является одной из первых попыток установить связь между топкой структурой и вязкостью разрушения железомарганцевых сплавов при испытании на динамический изгиб. Сравнение закаленных сплавов высокой и промышленной чистоты проводили в одинаковом структурном состоянии до деформации и после в области максимального ее развития — в зоне разрушения. Химический состав исследованных сплавов приведен в табл. 30. [c.232]

Во-первых, — отсутствие линий скольжения. Этот факт надежно установлен многими исследованиями [1—3, 6]. Линии скольжения удается обнаружить обычно только после деформации с высокими скоростями. Однако в работе [70] наблюдали образование следов скольжения после деформирования сплава МА8 в области [c.30]

Рассмотренные выше подходы по изучению стадийности процессов деформации рассматривают в основном эволюцию дислокационной структуры и не учитывают процессов накопления повреждений (например, зарождения субмикротрещин) и разрушения металлических материалов. Кроме того, поскольку основные исследования по стадийности деформации металлов выполнены на монокристаллах, в этих работах не рассматривались фазовые превращения, которые часто происходят в процессе пластической деформации метастабильных сплавов. Между тем повреждение есть сложный многостадийный процесс, зависящий как от характера внешнего воздействия, так и от исходного структурного состояния материала и изменения его во времени. Анализ этого вопроса показывает, что повреждение кристаллических твердых тел и эволюция их структурного состояния, в широком смысле слова, неотделимы и, что первое большей частью детерминированно последним [9]. [c.39]

Исследования по изучению закономерностей накопления повреждений и разрушения были выполнены в первую очередь на поликристаллических металлах и сплавах, поскольку этого требовала практика использования этих материалов в реальных конструкциях. Кроме того, несмотря на то, что процессы пластической деформации в поликристаллах более сложны, зарождение микротрещин и других дефектов у поликристаллических металлов происходит на более ранних стадиях деформиро- [c.39]

Для этих экспериментов используют обычные образцы ИМЕТ-1 длиной 150 мм, но без выточки. Например, при изучении влияния пластической деформации аустенита на его устойчивость в температурном интервале бейнитного превращения образцы, установленные в зажимы деформирующего устройства машины ИМЕТ-1, нагревают выше Лсз на 100—500° С и охлаждают с различными скоростями, обеспечивающими в отсутствие деформации получение чисто мартенситной структуры. Деформацию аустенита (растяжением) производят либо в процессе непрерывного охлаждения, либо после охлаждения до некоторой постоянной температуры с последующей выдержкой при ней в течение различного времени с дальнейшим резким охлаждением до комнатной температуры. В первом случае температуру деформации изменяют в интервале 850—400° С, а во втором 500—300° С. Аналогичную методику применяют и при исследовании термомеханической обработки сталей и сплавов титана, а также при термомеханической обработке, если режимы последней предусматривают деформацию при повышенных температурах или нагрев с целью полигонизации структуры. [c.88]

Текстуры. Изучение текстур представляет интерес и для регулирования свойств СП материалов, и для исследования действующих механизмов деформации. Чаще всего исходный материал имеет текстуру, возникающую при его предварительной обработке, используемой для перевода сплавов в СП состояние. Еще в первых исследованиях текстурных изменений [2, 3] установлено, что с увеличением степени деформации исходная текстура заметно размывается, причем наиболее сильно при скоростях, отвечающих области П, что иногда приводит к полностью бестекстурному состоянию. Такое размытие текстуры обычно объясняют хаотичным разворотом зерен при их относительных перемещениях как целых. В то же время систематические исследования [2, 3] показали, что наряду с размытием текстуры часто наблюдается образование новых максимумов на полюсных фигурах и сохранение интенсивности исходных. Эти данные важны для исследования внутризеренного скольжения в условиях СП и подробно рассмотрены в разд. 2. [c.28]

Многочисленные исследования показали, что одним из наиболее эффективных методов воздействия на состояние поверхности, приводящих к повышению циклической прочности, является предварительное поверхностное пластическое деформирование (ППД). При этом применение ППД повышает циклическую прочность не столько в области многоцикловой усталости, сколько при больших перегрузках. Известны примеры, когда применение методов ППД позволяет повысить долговечность деталей из титановых сплавов, работающих в области малоциклового нагружения, в 17 — 20 раз, а предел выносливости—в 2 раза [ 187, с. 35, 43]. Вместе с тем по сравнению с многоцикловой усталостью эффективность применения ППД для деталей, работающих в малоцикловой области, изучена меньше. До последних лет отсутствовало даже научно обоснованное объяснение влияния ППД при больших перегрузках (выше предела выносливости), так как при этом роль остаточных сжимающих напряжений не может быть решающей. Возникающие при ППД остаточные сжимающие напряжения при значительных циклических пластических деформациях неизбежно релаксируют при первых же циклах нагружения. С целью установления природы влияния ППД на малоцикловую долговечность титановых сплавов были поставлены специальные опыты по изучению влияния ППД на статическую прочность и характер деформации. Исследование проводили на цилиндрических образцах сплава ВТ5-1 диаметром 10 мм. После механической шлифовки и полировки часть образцов подвергали электрополированию до полного удаления наклепанного слоя. Поверхностное пластическое деформирование осуществляли в трехроликовом приспособлении для обкатки (диаметр ролика 20 мм, радиус профиля ролика г= 5 мм, усилие на ролик изменялось от 300 до 1200 Н при определении статической прочности и равнялось 900Н при оценке характера деформирования). Обкатку вели на токарном станке в 2 прохода при скорости вращения шпинделя 100 об/мин [c.193]

В направлении развития трещины на максимальную глубину формирование усталостных бороздок было отмечено, как указано выше, начиная с длины около 12 мм (рис. 12.7). Первая измеренная величина шага составила около 7 10" м (0,07 мкм). Указанная величина больше шага бороздок, который характеризует переход ко второй стадии роста трещины для алюминиевых сплавов в соответствии с единой кинетической кривой. Этот факт может быть объяснен влиянием коррозионной среды, что вызывает более существенное протекание процессов скольжения при разрушении материала, и переходом к ротационным модам деформации и разрушения при больших размерах зоны пластической деформации. На этот факт указывают результаты исследования сплава АВТ-1 в 3 % р-ре Na l в воде (см. главу 7). Переход к формированию усталостных бороздок имел место начиная с шага около 10" м, т. е. при еще большей его величине. [c.642]

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]

Первые, наиболее обширные исследования поверхностных слоев металлов и сплавов при трении в условиях, когда основной причиной разрушения материала является пластическая деформация, проводились под руководством Ю. С. Терминасова [74, 75]. В большинстве случаев характер структурных изменений, определяемых по изменению ширины дифракционных линий и микротвердости, от пути трения имеет вид кривой с насыщением . В качестве примера на рис. 6 [74] приведена такая кривая для отож-женого технического железа, подвергнутого испытанию на износ. Зависимость микротвердости и весового износа имеет такой же вид. Аналогичный характер изменения ширины дифракционных линий наблюдается при изнашивании целого ряда цветных металлов и покрытий в условиях сухого трения и трения со смазкой после определенного числа циклов, тем большего, чем меньше нагрузка, ширина линий, а также микротвердость стабилизируются, причем их максимальные значения тем больше, чем больше нагрузка. Лишь в одном случае, при изнашивании стали У8, про- [c.27]

Первой испытательной машиной типа кулачкового пластометра явилась установка, созданная в начале 50-х годов по проекту Орована и Лоза [140]. Активным элементом установки являлся рабочий кулачок с логарифмическим контуром образующей, один оборот которого придавал образцу деформацию до 50 7о- На данном пластометре были проведены исследования ряда сталей, цветных металлов и сплавов [247, 248]. [c.44]

В связи с изготовлением биметаллических вкладышей начала успешно применяться новая группа высоколегированных алюминиево-оловянных сплавов. Особенностью этих сплавов (99,5% олова и 0,5% алюминия) является наличие в их структуре большого количества мягкой, легкоплавкой эвтектики, механические и физические свойства которой весьма близки к чистому олову. Антифрикционные свойства высокооловянистых алюминиевых сплавов близки к свойствам баббитов. Конструкционная прочность подшипника из такого сплава обеспечивается стальной основой, а усталостная прочность в большой мере — состоянием алюминиевого сплава с оловом. Рядом исследований показано, что от размера, количества и характера распределения оловянистой составляющей двойных и более легированных сплавов в значительной мере зависят их антифрикционные и механические свойства, особенно усталостная прочность. С увеличением содержания олова в сплавах наблюдается тенденция к образованию междендритной и межэеренной непрерывной сетки олова. Эту тенденцию в некоторой области концентрации можно устранить применением повышенной скорости кристаллизации, а также путем добавок никеля и меди. При содержании олова около 20% и более оловянистая эвтектика образует непрерывную сетку при всех условиях охлаждения и легирования. Большое влияние на структуру сплава оказывает режим термической обработки. В случае применения отжига выше температуры рекристаллизации сплава (350° С) оловянистая эвтектика в сплавах, содержащих даже менее 20% олова, распределяется в форме непрерывной сетки. Как показали исследования, применением холодной деформации с последующей рекристаллизацией можно добиться дискретного распределения оловянистой эвтектики в сплавах, содержащих до 30% олова. При этом характер и величина включений оловянистой фазы зависят от степени холодной деформации и температуры отжига. Чем выше первая и ниже вторая, тем более дискретна структура сплава. В случае дискретной формы оловянистой фазы усталостная прочность сплавов значительно возрастет, превышая усталостную прочность свинцовистых бинарных бронз. Антифрикционные свойства сохраняются на высоком уровне и характеризуются низким коэффициентом трения с высокой устойчивостью против заедания. [c.120]

Таким образом, проведенные исследования показали, что при внедрении детали из стали Х18Н9Т в алюминиевые сплавы АД1 и АМгЗ при температуре 400° С пластическая деформация стали на глубину порядка 500 А в первом случае и 10 ООО А во втором случае обеспечивает схватывание металлов по всей поверхности контакта с образованием соединения, равнопрочного алюминиевому сплаву (разрушение сварных соединений происходит по основному материалу с меньшим пределом прочности). При снижении температуры или изменении других параметров процесса сварки прочность соединения уменьшается. Анализ дислокационной структуры поверхностного слоя показал, что декорирование наблюдается не только в макроскопическом масштабе, но и в микроскопическом на отдельных единичных дислокациях (рис, 3). При этом на электронно-микрогжопических картинах наблюдаются мельчайшие клубки второй фазы, которые светятся при темнопольном изображении и декорируют дислокацию лишь с одного конца, а именно с того, который выходит на свободную контактную поверхность раздела материалов. Второй же конец дислокаций, выходящий на другую поверхность, образовавтнуюся в результате приготовления пленки и утонения образна, не декорирован фазой. [c.102]

Теория Гляйтера-Хорнбогена была видоизменена и в других работах [24, 25]. Результаты оценок, выполненных с помощью видоизмененной модели, были применены целенаправленно для сплава МАР-М 200, характеризующегося высокой объемной долей выделений з -фазы. Проведя тщательное электронно-микроскопическое исследование, нашли, что скорость пластической деформации в сплаве контролируется движением дислокаций от фазы у к фазе у. Авторы исходили не из условия равновесия сил для частичного прохождения первой дислокации сквозь частицу, как это показано на рис.3.5, а из убеждения, что первая дислокация обматывается вокруг частицы некоторой данной кривизны, пока вторая дислокация не протолкнет ее внутрь этой частицы. Условия статического равновесия для ведущей и замыкающей дислокаций дислокационной пары в сверхструктуре представляются как [c.99]

На первом этапе сваривают тугоплавкий слой ВТ 1-0 без присадочной проволоки на весу с полным проплавлением. Затем осуществляют автоматическую сварку наружного слоя АМгб + АД1 с увеличенным вылетом вольфрамового электрода на таких соотношениях параметров режима, которые обеспечивают натекание алюминия на активированную дугой поверхность титана, т.е. обеспечивают алитирование сплава ВТ1-0. На завершающем (третьем) этапе производят автоматическую аргонодуговую сварку слоя магниевого сплава МА2-1. Повышенная склонность магниевых сплавов к окислению требует увеличения расхода защитного газа и некоторого увеличения скорости сварки. Указанная последовательность сварки полуфабрикатов многослойного материала обеспечивает минимальную деформацию стыка, исключает возникновение трещин в слое магниевого сплава. Толщина образовавшихся интерметаллидных фаз типа TiAb не превышает 10 мкм и является критической. Возникающие в зоне сварки интерметаллидные соединения не снижают работоспособности и плотности металла соединения, что подтверждается металлографическими исследованиями сварных соединений. [c.514]

При наличии изотропного упрочнения R > О, см. 2.7) коэффициент подобия т в (2.81) для кривой деформирования при знакопеременном нагружении зависит от накопленной пластической деформации q поликристалла. По результатам анализа модели поликристалла при сжатии после предварительного растяжения для R — 0,02Go/t , где т — начальное значение предела текучести в системе скольжения, на рис. 2.29 кривой 1 соответствует т = 2,08, а кривой 2 — m = 2,50. Ширина петли гистерезиса при знакопеременном нагружении с амплитудой а/сту 2 в данном примере расчета достаточно быстро уменьшается. Штриховой линией для сравнения отмечена диаграмма растяжения при наличии только анизотропного упрочнения (G = 0,01Go, R = 0). На рис. 2.30 сплошной линией представлена расчетная зависимость т от q а нанесены точки, полученные при обработке экспериментальных данных по знакопеременному кручению тонкостенных трубчатых образцов из алюминиевого сплава АМгб при Т = 291- 523 К. Параметры модели В этом расчете также были подобраны иэ соответствия расчетных и экспериментальных кривых на первом этапе нагружения. В исследованном диапазоне температур коэффициент т практически [c.108]

На современном уровне вопросы создания новых материалов не могут быть успешно решены без знания фундаментальных процессов, происходящих на атомном уровне. За последние два десятилетия был достигнут существенный прогресс в разработке теории фазовых превращений, происходящих при перекристаллиза.ции и деформации железомарганцевых сплавов. Исследование тонкой (Структуры и анализ физической природы межатомного взаимодействия при фазовых переходах первого и второго рода существенно расширили и углубили знания о реальной структуре железомарганцевых сплавов. [c.6]

На основании проведенного исследования при назначении режимов пластической деформации железомарганцевых сплавов могут быть использованы два температурных интервала первый, когда пластичность высока второй, когда пластичность не максимальна, но минимально сопротивление пластической деформации,— интервал фазовых превращений следует исключить. Теплая деформация вблизи точки сплава Г17 позволяет получить высо- [c.133]

При использовании программ первых двух типов исследование деформационных характеристик (диаграмм циклического деформирования) часто совмещают с испытаниями па малоцпк-ловую усталость. В расчетах па прочность элементов конструкций некоторые авторы [24, 113] рекомендуют учитывать весь процесс эволюции кривой деформирования при циклическом де-формпровапии. Этот подход существенно увеличивает трудоемкость решения и поэтому может быть применен лишь в сравнительно простых задачах. Дополнительные трудности возникают, если в процессе нагружения конструкции могут меняться амплитуды деформации (или папряжепия) п тем более форма цикла. Поэтому во многих случаях расчеты основывают на диаграмме стабилизированного цикла. У значительного числа когютрукци-онных сплавов диаграмма деформирования практически перестает изменяться после относительно небольшого числа (10— 20) циклов нагружения. Если циклическое упрочнение (или разупрочнение) продолжается непрерывно, то в качестве расчетной принимают диаграмму, отвечающую половине долговечности при рассматриваемых параметрах цикла. [c.102]

К настоящему времени в СССР и за рубежом усилиями многих ученых осуществлены важные исследования явлений хрупкого разрушения твердых тел как в плане решения соответствующих краевых задач механики и создания физически более обоснованных критериев разрушения, так и в области разработок методов оценки склонности конструкционных материалов к хрупкому разрушению (см., например, обзоры в работах [9, 82, 118, 145]). Необходимость в таки исследованиях обуслоЬ-лепа, с одной стороны, тем, что высокопрочные конструкционные материалы (например, жаропрочные сплавы, упрочненные стали, металлокерамические материалы, некоторые пластмассы), как правило, являются хрупкими материалами, т. е. такими, которые уже при нормальных температурах и малых скоростях нагружения разрушаются путем распространения трещины без предварительных пластических деформаций макрообъемов тела. (При низких температурах, повышенных скоростях нагружения, воздействии некоторых поверхностно-активных сред, наводороживании и в других условиях, приводящих к ограничению пластического течения конструкционного материала, его разрушение путем распространения трещины доминирует). С другой стороны, реальные условия эксплуатации конструкции всегда предусматривают наличие некоторой жидкой или газовой среды. Эта среда проникает в деформируемое тело (элемент конструкции) через его структурные несовершенства — дефекты (макро- или микротрещины, границы зерен, включений) и особенно интенсивно взаимодействует с участками тела, деформированными за предел упругости. К таким участкам относятся окрестности резких концентраторов напряжений (трещины, остроконечные полости или жесткие включения и др.). Именно в окрестности подобных дефектов среда, изменяя физико-механические свойства деформируемого материала, в первую очередь его сопротивление зарождению и развитию трещины, оказывает существенное влияние на служебные свойства (несущую способность) рабочего тела в целом. [c.9]

Основной результат исследований Сэйра состоял в том, что если деформации измерялись с достаточной разрешающей способностью, то касательный модуль углеродистой стали, никелевой стали, алюминиевого сплава и холоднокатаной фосфористой бронзы линейно убывал с возрастанием напряжения, т. е. подчинялся закону Хар-тига. Результаты из первой серии экспериментов с короткими образцами даются Б табл. 30 для указанных там твердых тел. [c.181]

Отжиг при 1100° С приводит к значительному изменению структуры и свойств сплавов. Резкое падение твердости, появление первых точечных рефлексов на фоне сплошного дебаевского кольца, разрешения дублета на рентгеновских линиях — все это свидетельствует о начале рекристаллизации. Это подтверждается результатами электронно-микроскопических исследований. После отжига при 1100° С на фоне преимущественно холоднокатаной субструкту-ры появляются (см. рис. 90, в) рекристаллизованные зерна размером <),1Ь-0,2 мкм (1000—2000 А). По результатам измерения твердости и рёнтгеновским данным температура начала рекристаллизации для всех изученных сплавов меняется от 1100 до 1150° С в зависимости от степени деформации. [c.234]

Первый метод, включающий предварительную холодную либо теплую деформацию, наиболее универсален. Второй, основанный на использовании динамической рекристаллизации, применим к ограниченному числу алюминиевых сплавов. Сюда относятся, например, супрал [267], Д20 [192, с. 99—100 287], 1201 [279], ВА708 [280] и, по результатам нашего исследования, 1420. Супрал и 1201 могут быть отнесены к природно сверхпластичным сплавам, у которых получение УМЗ структуры возможно за счет динамической рекристаллизации во время формообразующей операции — горячего прессования прутков или слитков, а у су-прала и сплава 1201 —также в ходе горячей деформации до наступления установившегося СП течения [267, 279]. [c.169]

При теоретическом исследовании указанных особенностей представляются возможными два подхода. Первый основывается на рассмотрении микромеханизмов дислокационно-вакансионного взаимодействия, включающих процессы генерации и размножения вакансий и дислокаций, их аннигиляции и поглощения стоками, которые определяются особенностями микроструктуры сплавов, условиями деформации и т.д. Несмотря на наглядность и предсказательность такого подхода, он основывается на конкретных механизмах, а это может привести к недооценке наиболее существенных из них и излишней детализации несущественных. В результате усложняется математическая схема и могут возникнуть непреодолимые формальные трудности. В рамках второго подхода, имеющего феноменологический характер, используется определенный алгоритм, позволяющий найти структуру уравнений движения для основных величин, характеризующих поведение системы. Очевидные недостатки такого подхода вытекают из недооценки микромеханизмов явления и заключаются в трудности отбора физических параметров, влияющих на поведение системы (параметров микроструктуры материала, условий деформации и т.д.). [c.242]

Изучение кристаллического состояния является всего лишь первым шагом в исследовании поведения твердых тел. Обычно встречающиеся металлы и сплавы не являются совершенными кристаллами даже монокристаллы могут обладать пороками, сильно влияющими на их свойства, а спектроскопические чистые металлы представляют собой очень сложные структуры. Вследствие чрезмерной близости многих соседей атом или молекула металла в конденсированном состоянии подвергаются действию силового поля нескольких электронных оболочек, в результате чего ок не находится в термодинамическом равновесии со средой. При совершенно определенных условиях температуры и давления чистые металлы могут обладать различными свойствами, существенно зависящими от их предварительной обработки. Это особенно относится к механическим свойствам, в высшей степени зависящим от структуры. Так, например, в зависимости от структуры, полученной при обработке, определенные сорта марганцовистой стали могут быть вязкими, дуктильными и немагнитными или же твердыми, хрупкими и магнитными. Такие термины, как закалка старением, дисперсионная закалка. Механическое упрочнение, упругая деформация и рекристаллизация, легко напоминают многие явления, с которыми металлист встречается при различной обработке металлов. [c.164]

При подготовке монографии мы стремились сделать ее полезной как для специалистов, так и для заинтересованных представителей смежных профессий и студентов. Для полноты представления материала в первых двух главах кратко изложены сведения из механики сплошных сред в объеме, необходимом для обсуждения экспериментов, и обзор современных экспериментальных методов. В третьей и четвертой главах обсуждаются результаты экспериментальных исследований вязкоупруго-пластической деформации материалов различных классов в ударных волнах и расчетные модели неупругого деформирования. Сопротивление разрушению конденсированных сред в субмикросекундном диапазоне длительностей нагрузки изучается путем анализа откольных явлений при отражении импульса ударного сжатия от поверхности тела. Механизм и динамика откольного разрушения в конструкционных металлах и сплавах, пластичных и хрупких монокристаллах, керамиках и горных породах, стеклах, полимерах, эластомерах и жидкостях обсуждаются в пятой главе. В шестой главе представлено несколько наиболее важных примеров полиморфных превращений веществ в ударных волнах. Некоторые вопросы взаимодействия импульсов лазерного и корпускулярного излучения с веществом, что является одним из новых приложений физики ударных волн, обсуждаются в гл.7. Восьмая глава представляет собой обзор уравнений состояния и кинетики разложения взрывчатых веществ в ударных и детонационных вол- [c.7]

Среди многочисленных работ по вопросам старения выделяются труды советского ученого С. Т. Конобеевского, выполненные им на протяжении 1933—1943 гг. С. Т. Конобеевский творчески использовал достижения отечественной науки и, в частности, замечательные работы Н. В. Калакуцкого и его последователей о внутренних напряжениях. С. Т. Конобеевский первый указал на основную роль внутренних напряжений в твердом растворе, на самопроизвольное зарождение центров кристаллизации при старении и на процесс роста кристаллов вокруг них. Он провел обстоятельные и детальные исследования влияния напряжений и вызываемого ими деформирования на ход процесса старения. Оказалось, что в ряде сплавов (А1—Си, А1—81, Mg—А1) напряжения и деформации уже при комнатной температуре вызывают старение, в то время как у недефор-мированных образцов процесс ограничивается только инкубационным (подготовительным) периодом. Таким образом, образование кристаллических центров при старении и их рост требуют наличия напряженной и деформированной решетки. Исследования влияния напряжений на процессы старения не только позволяют получить более точные диаграммы сплавов, но и создавать новые сплавы с высокой прочностью, устойчивой при повышении температуры. [c.226]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...