Кривые постоянной структуры

Рнс. 1Л6. Типичные кривые постоянной структуры для различных значений параметра сопротивления у. Скачки напряжения и релаксации напряжений соответствуют перемещению характерной точки (сг, е) по одной и той же [c.44]

Харт [161, 162] предложил общее механическое уравнение состояния, которое учитывает все существенные реологические свойства твердых кристаллических веществ и хорошо описывает кривые постоянной структуры 1да(1 е), полученные методом релаксации нагрузки [c.46]

Возможен и второй вариант структурного развития линии — добавляется третий поток на втором участке, линия остается с жесткой связью. Диаграмма суммарных капитальных и эксплуатационных затрат при таком варианте структурного развития приведена на рис. 1Х-8. Как видно, автоматическая линия с переменной структурой (кривая /16) уже с первого года эксплуатации дает значительную экономию в текущих эксплуатационных затратах по сравнению с поточной и автоматической линиями с постоянной структурой. Автоматическая линия минимальной сложности (рис. 1Х-6, а) может обеспечивать заданный выпуск продукции в течение шести лет, после чего необходимо добавлять оборудование. Так как в автоматической линии добавление оборудования возможно только целыми технологическими участками, то можно добавить третий поток на втором участке (см. рис, 111-6, в) общей стоимостью около 90 тыс. руб. Диаграмма (рис. 1Х-8) показывает, что линия с переменной структурой обеспечивает окупаемость капиталовложений и при переменном нарастающем характере производственной программы. Заштрихованная область означает для каждого момента времени суммарную экономию на капитальных и эксплуатационных затратах благодаря переменной структуре линии ее величина к концу сроков службы в 10—12 лет составит более 200 тыс. руб. на одну линию. [c.352]

На продольном разрезе (фиг. 306) видно, что кривые, отвечающие одинаковой степени разрушения материала (кривые постоянной интенсивности окраски), имеют примерно ту же форму, что и на схеме фиг. 308. Более тщательное изучение таких разрезов показывает, что интенсивность разрушения материала (чем больше материал деформировался, тем светлее он кажется на фотографическом снимке) изменяется внутри образцов правильным образом. Усеченные конусы, образующиеся в материале, начиная с торцов образца, кажутся нри-липшими к нажимным плитам. (Чтобы усилить прилипание, парафиновые образцы сжимались между стальными дисками одинакового радиуса с грубо обточенными поверхностями.) Два таких конуса можно видеть, например, в темной части продольного разреза образна на фиг, 309. Сжатые области а (фиг. 310) в продольных сечениях характеризуются пестрыми, т, е. черными и белыми ), пятнами волокнистой структуры, перпендикулярными направлению сжатия. [c.377]

Сплав концентрации К, содержащий углерода меньше 0,01%. при температуре порядка 1000°С имеет структуру аустенита. При нормальной температуре железо существует в форме а, следовательно, пр И охлаждении происходит у а-превраще-иие или превращение аустенита в феррит. Для чистого, совершенно безуглеродистого сплава это превращение произошло бы при постоянной температуре в точке G (911°С). Для сплава концентрации К превращение происходит в интервале температур от точки 1 до точки 2. На кривой охлаждения это прев- [c.172]

При достижении сплавом точки 3 состав аустенита примет эвтектоидную концентрацию и при постоянной температуре будет происходить превращение аустенита в перлит (горизонтальный участок 3—3 на кривой охлаждения). После окончания превращения структура стали будет состоять из феррита и перлита. Она показана на рис. 143. [c.175]

Проводились экспериментальные исследования зависимости сечения захвата а нейтронов с энергией 1 Мэа атомными ядрами. Исследования показывают, что сечение захвата увеличивается с возрастанием массового числа примерно до Л = 100, а при более высоких значениях А оно становится примерно постоянным. Но на этот общий ход кривой а А) накладывается еще своеобразная тонкая структура, связанная с наличием магических ядер. Сечение захвата нейтронов магическими ядрами уменьшается (иногда даже на один-два порядка). Это также служит указанием на повышенную устойчивость магических ядер. [c.182]

На кривой интенсивности изнашивания деталей, работающих в паре трения (рис. 6.1), можно выделить три стадии 1 — приработка, 2—установившееся изнашивание, 3 — ускоренное изнашивание. Первая стадия характеризуется ростом интенсивности изнашивания, что объясняется малой площадью контакта поверхности из-за макро-и микронеровностей и большими контактными нагрузками вследствие этого. В конце стадии приработки устанавливается равновесная, стабильная шероховатость поверхности. Одновременно происходят структурные превращения в поверхностном слое с образованием вторичных структур. В стадии установившегося изнашивания интенсивность изнашивания невелика и постоянна по величине. При ухудшении условий работы может наблюдаться третья стадия — ускоренное изнашивание. В реальных условиях эксплуатации какая-либо из стадий может отсутствовать. [c.92]

Таким образом, точка пересечения кинетических кривых близка к среднему размеру максимальной ячейки дислокационной структуры 2-10 м, формирующейся перед вершиной усталостной трещины в зоне пластической деформации, с точностью разброса экспериментальных данных. Эта величина разделяет два масштабных подуровня — мезо I и мезо II. Поэтому существование в середине кинетической диаграммы особой точки для сплавов на различной основе является общим синергетическим признаком нарушения принципа однозначного соответствия, когда происходит усложнение механизма поглощения энергии у вершины усталостной трещины, и это вызывает изменение кинетического процесса в случае реализуемого нагружения материала с постоянной нагрузкой. Именно в этот момент происходит изменение в закономерности роста усталостной трещины, которое определяется изменением формирования параметров рельефа излома и переходом от линейной к нелинейной зависимости скорости роста трещины или шага усталостных бороздок от длины трещины. Многочисленные измерения кинетических параметров роста трещины в виде шага уста- [c.195]

На рекристаллизованном сплаве высокой чистоты, как это показано на рис. 39, получены два участка с постоянной скоростью роста трещины (два плато скорости) и соответственно два участка зависимости скорости от максимальных значений коэффициента интенсивности напряжений. Новый участок на кривой о—К еще не наблюдался для промышленных высокопрочных алюминиевых сплавов, рассмотренных выше, хотя и является обычным для других сочетаний среда — материал. Поскольку это является аномальным явлением и поскольку рост трещины в сухом аргоне является исключением, для практического использования данный факт не играет большой роли и представляет только академический интерес, так как речь идет о сплаве высокой чистоты с ре кристаллизованной структурой и равноосным зерном. Промышленные алюминиевые сплавы высокой прочности обладают в этой среде очень высоким сопротивлением КР даже в наиболее чувствительном высотном направлении полуфабриката. [c.193]

ЖИМОВ длительного нагружения (циклически изменяющаяся и постоянная температура) на пластичность мало (разброс светлых и зачерненных точек относительно кривых на рис. 2.3). Однако в общем случае характер изменения деформационной способности конструкционных материалов зависит от режима термомеханического нагружения, формы температурного цикла и структуры сплава. [c.30]

Как показали экспериментальные исследования, разрушение угля носит прерывистый характер. При этом нагрузка на резце сначала монотонно возрастает, а затем при сколе очередной стружки резко падает до нуля, изменяясь приблизительно по пилообразной кривой. Струг представляет собой многорезцовый исполнительный орган и сколы угля на различных резцах не совпадают во времени, поэтому суммарная нагрузка, действующая на него, не падает до нуля, а будет колебаться вокруг некоторого среднего значения. Амплитуда и частота динамической составляющей представляют, вообще говоря, случайные величины, так как разрушаемый массив угля имеет обычно неоднородную структуру. Поскольку при исследовании динамики установившегося режима работы наибольший интерес имеет реакция машины на периодические возмущения, будем считать амплитуду динамической составляющей величиной постоянной, сохранив реальный пилообразный характер изменения усилий (рис. 8. 8). [c.303]

Сохранить аустенит в углеродистой стали при охлаждении до комнатной температуры не удаётся даже при очень больших скоростях охлаждения. Изучение превращения аустенита при постоянной температуре (ниже Ас ) показало, что он обладает различной устойчивостью в разных температурных областях. Время устойчивости аустенита до начала его распада и время распада зависят от условий обработки и главным образом от состава стали. Кривые зависимости времени распада от температуры имеют характерную 8-образную (или С-образную) форму (фиг. 14) [2]. В соответствии с этим структуру перлита различной степени дисперсности или структуру мартенсита можно получить не только в результате непрерывного охлаждения, как это обычно практикуется, но и посредством процесса изотермического превращения, состоящего из быстрого охлаждения стали до заданной тем- [c.326]

Для кристаллических полимеров зависимость напряжения от деформации выражается линией с четкими переходами (рис. 203). На первой стадии (участок /) удлинение пропорционально действующей силе. Затем внезапно на образце возникает шейка , после чего удлинение возрастает при постоянном значении силы до значительной величины. На этой стадии шейка (участок //) удлиняется за счет более толстой части образца. После того как весь образец превратился в шейку, процесс переходит в третью стадию (участок ///), заканчивающуюся разрывом. По структуре и свойствам материал шейки отличается от структуры и свойств исходного образца элементы кристаллической структуры ориентированы в одном направлении (происходит рекристаллизация). Зависимость напряжения от деформации при разных температурах и постоянной скорости растяжения для аморфного и кристаллического полимеров приведена на рис. 204. При I < /с кривые напряжение — деформация для кристаллического полимера подобны кривым для стеклообразного полимера. [c.442]

На рис. 2.57 показано [57] изменение кривой напряжение — деформация при циклическом деформировании поликристаллических образцов из сплава Си — 2п — 5п. Если превращение начинается при однократной деформации, то имеется область, в которой деформация осуществляется при почти постоянном напряжении. После двукратного нагружения деформация развивается при монотонном увеличении напряжения. Это обусловлено следующей причиной. Несмотря на то, что при однократном нагружении деформация происходит при Т > А . даже при снятии нагрузки остается определенная деформация, что свидетельствует о наличии деформации скольжением, Поле напряжений, обусловленное дислокационной структурой, возникающей в процессе деформации скольжением, содействует образованию мартенсита при последующей деформации. Поэтому при деформации после двукратного [c.113]

Кривая эрозии обычно имеет три выраженных зоны, характеризующие различные стадии процесса эрозии. На стадии /, называемой инкубационным периодом, происходит наклеп материала, появление первых трещин усталости и их рост до некоторого критического размера, при котором растекающиеся капли выкрашивают кусочки поверхности. На стадии I уноса материала практически не происходит, и скорость эрозии равна нулю. Затем процесс быстро переходит в стадию II, когда скорость эрозии максимальна (или быстро увеличивается, проходит через максимум и затем быстро уменьшается). На стадии II происходит формирование устойчивой горной структуры. С ее возникновением скорость эрозии уменьшается и выходит на постоянное значение (стадия III) поверхность [c.457]

Состав кристаллов ai при тех же условиях соответствует точке . В момент, определяемый точкой 5 на кривой охлаждения, жидкость начинает превращаться в эвтектику. Процесс превращения протекает при постоянной температуре с непрерывным выделением тепла. На кривой охлаждения появляется площадка 5 — 5. Эвтектика в данном случае образуется из кристаллов твердых растворов а и р, В момент, определяемый точкой 5, сплав состоит из кристаллов ai и эвтектики. При температуре эвтектической кристаллизации кристаллы ai насыщены металлом В. По мере снижения температуры из кристаллов щ выпадают кристаллы рп в связи со снижением растворимости. Кристаллы аир, входящие в эвтектику, в момент конца эвтектической кристаллизации насыщены до предела. При охлаждении из кристаллов а, входящих в состав эвтектики, начинается выпадение твердого раствора рп так же, как и из кристаллов ai. Но эти выделения твердого раствора в структуре не обнаруживаются. Новые порции твердого раствора р нарастают на уже имеющихся кристаллах р, входящих в состав эвтектики. Аналогично при охлаждении кристаллов р, входящих в эвтектику, происходит выделение твердого раствора ац. Он также оседает на уже имеющихся а-кристаллах эвтектики. При комнатной температуре структура доэвтектического сплава II состоит из кристаллов твердого раствора ai, эвтектики и кристаллов Ри- [c.49]

Большая плотность дефектов обусловливает - сильную метастабильность структуры поверхностного слоя металла. Это приводит к сложному характеру изменения коэффициента диффузии в шлифованном поверхностном слое металла в процессе изотермического нагрева. На рис. 52 приведена временная зависимость коэффициента самодиффузии никеля при 600° С. С увеличением времени диффузионного отжига т коэффициент диффузии D вначале растет, достигает максимума (при выдержке 30 мин), а затем монотонно уменьшается. Качественно аналогичная зависимость была получена для никеля при 500°С и для никелевого сплава при 700°С. В никеле, находящемся после высокотемпературного отжига (1000° С, 3 ч) в равновесном состоянии, D остается постоянным, т. е. не зависит от времени выдержки. Уменьшение плотности дислокаций позволяет объяснить ход кривой на рис. 52 после максимума. Труднее объяснить левую, часть кривой — увеличение коэффициента диффузии на начальной стадии. [c.131]

В случае аллотропического превращения, как и при затвердевании жидкого сплава, выделяется тепло, и, на кривых охлаждения наблюдаются температурные остановки в виде горизонтальных площадок. Однако тепла здесь выделяется в несколько раз меньше, чем при затвердевании. Изменение кристаллической структуры при аллотропическом превращении совершается в твердом состоянии, поэтому называется вторичной кристаллизацией. В простейших случаях, например, когда аллотропическое превращение происходит в чистом металле, входящем в структуру затвердевшего сплава, оно происходит для любого состава сплава при постоянной температуре (фиг. 65, б) на горизонтальной линии NM. [c.105]

Кривая охлаждения эвтектического сплава — белого чугуна с 4,3% С (фиг. 75, в) — показывает, что его затвердевание происходит при постоянной температуре 1130° С (большая температурная остановка на кривой), при этом образуется ледебурит, аустенит которого в точке превращается в перлит, и в результате получается структура, состояш,ая из одного ледебурита. [c.127]

Превращения аустенита при постоянных температурах ниже Ar описываются кинетическими кривыми (рис. 3.4, а), показывающими количество распавшегося аустенита в зависимости от времени, прошедшего с момента начала его распада. Как видно из рисунка, после охлаждения стали до температур ниже критической точки должен пройти инкубационный период 0-Н, в течение которого сохраняется метастабильный аустенит. По истечении этого периода аустенит начинает распадаться с образованием более стабильных структур. [c.39]

Этот качественно новый тип течения в ударном слое хорошо прослеживается по распределению энтропийной функции (кривые 4, на рис. 1 и 2) в плоскости симметрии течения (рис. 2). Наблюдаются две полки с постоянными значениями энтропии одна — в окрестности ребра крыла с уровнем энтропии, совпадающим с ее значением на стенке крыла (рис. 1), вторая — за ударной волной К2. Переходный участок между двумя указанными уровнями энтропии в окрестности центра эллиптической области течения соответствует размазыванию особой точки Ферри в численном решении. Картина изэнтроп (рис. 3) подтверждает наличие структуры линий тока в коническом течении с всплывшей точкой Ферри, качественно изображенной слева от линии симметрии. Заметим, что интерпретация результатов расчета, данная в [7] на основе распределения компонент полной скорости в плоскости, нормальной хорде У-образного крыла, и приведенная схема линий тока во внутренней области течения неверны. [c.655]

Рис. 1.17. Кривые постоянного деформационного упрочнения ( =соП81), в том числе кривая установившегося состояния (у=0), не дают той же самой величины чувствительности к изменению скорости деформации, что кривые постоянной структуры ( /=соп81).

Рис. 1.18. Кривая минимальной скорости ползучести А и кривая постоянной структуры В для монокристаллов Ag l [301]. Наклон кривой А 1/п=1/3,

Ясно, что при больших скоростях работы носители в канале ПЗС-структур должны испытывать влияние значительной компоненты поля Е, параллельной направлению переноса. Численные расчеты показывают, что максимум поля, переносящего заряд, возникает на расстоянии около 0,4 L в глубь канала, где L — длина затвора [25]. Наоборот, это поле стремится иметь низкие значения под центром затвора вблизи поверхности полупроводника из-за закорачивающего действия металла. Это предполагает, что при работе с большими скоростями канальный слой должен быть довольно толстым, обычно микрон или более. Однако использование толстого слоя вступает в противоречие с двумя другими аспектами конструкции устройства. Во-первых, толстый слой будет иметь в соответствии с уравнением (3.2) высокое напряжение отсечки, и это сделает необходимым соответственно высокий размах тактовых напр5Гжений. Напряжение отсечки может быть уменьшено при снижении N, но за счет приносимой в жертву емкости, определяемой зарядом (пропорциональной NT) и, следовательно, динамического диапазона. Вторая проблема состоит в том, что для работы с большой скоростью размещенные на чипе вспомогательные цепи, такие как выходные полевые транзисторы или формирователи тактовых импульсов, требуют применения тонких канальных слоев. На рис. 3.11 изображены эти противоречивые требования к п-слою с концентрацией доноров N на полубесконечной подложке. Кривая В — это линия постоянного напряжения отсечки, составляющего 3,5 В. Это значение выбрано потому, что для применений при гигагерцевых тактовых частотах максимальный размах тактового напряжения не должен выходить за пределы от 5 до 7 В. Кривые постоянной, определяемой зарядом емкости NT, показаны пунктирными линиями, и ясно, что динамический диапазон быстро уменьшается для толстых слоев. Участок, обозначенный Л, однако, является типичной областью параметров для конструкций полевых транзисторов на широкозонном GaAs и, следовательно, является желательной областью режимов для вспомогательных электронных цепей- на полевых транзисторах. Таким образом, требования к ПЗС-струк- [c.90]

Резина также является неупорядоченной структурой, поэтому следует ожидать, что Г будет постоянно ири высоких частотах. Шаламач [166] измерил теплопроводность образца резины в области температур от 100 до 290° К. Она оказалась приблизительно пропорциональной теплоемкости и / 0 = 6-10 см сек. На кривой зависимости 5 от Т имеется ступенька при 210° К, которая свидетельствует [c.245]

Смесь двух фаз (или более), одновременно или попеременно кристаллизующихся из жидкой фазы при постоянной температуре, называется эвтектикой. Число степеней свободы при кристаллизации эвтектики равно нулю (с = 2 — 3+1=0). Это свидетельствует о том, что ни один из факторов равновесия (температура, концентрация) не может быть изменен без нарушения числа фаз системы. Поэтому на кривой охлаждения наблюдается горизонтальный участок (/—/ ). Температура, при которой возникает эвтектика, называется эвтектической, а состав сплава, соответствующий точке С — звшешичесшм. Изотермический процесс кристаллизации эвтектики свидетельствует о выделении теплоты кристаллизации. Таким образом, эвтектическая структура в рассматриваемой [c.98]

Эти графики показывают, что структура факела меняется в зависимости от вязкости, расхода жидкости и дпаметра отверстия сопла. Для не очень вязких жидкостей нрн изменении расхода л идкостн угол раснылнваи ня остается практически постоянным и меняется лишь характер кривой распределения плотности орошения. У вязких жидкостей расход влияет на угол распыливания. Кроме того, в этом случае возрастает влияние сил трения и в центре факела возникает максимум плотности орошения. [c.246]

Магнитный метод имеет две разновидности. Отрывной магнитный метод (рис. 5.1, а) основан на измерении с помощью пружины 4 усилия, которое необходимо приложить к магниту для отрыва его от поверхности покрытия 2, нанесенного на основной металл 1. Сила отрыва магнита коррелирует с толщиной покрытия. Метод хорошо зарекомендовал себя в производственных условиях при серийном и массовом выпуске изделий [134]. Для определения толщины покрытий предварительно строятся градуировочные кривые для эталонных юбразцов с известной то.чщиной покрытия, К недостаткам метода следует отнести влияние чистоты и структуры покрытия, а также термической обработки и химического состава основного металла на результаты измерений. Метод применяется для оценки толщины немагнитных покрытий, нанесенных на ферромагнитную основу, возможно использование его и в тех случаях, когда магнитные свойства материалов резко различаются. Некоторые приборы, основанные на этом методе, выпускаются серийно (толщиномер конструкции Н. С. Акулова, ИТП-5 и др.) и характеризуются простотой конструкции и портативностью. Пределы измерения этими толщиномерами О—2000 мкм. Наибольшая погрешность измерения 10% продолжительность измерения 5—6 с. В некоторых конструкциях приборов постоянный магнит заменен на электромагнит, и усилие измеряется не пружинными динамометрами, а изменением силы тока намагничивания. [c.82]

Сравнивая кривые на рис. 8-3, следует подчеркнуть, что обычно используемое для расчета расхода влажного пара через сопло значение коэффициента истечения В = 2,035 (среднее значение по опытам Бендемана) отвечает только сухому насыщенному пару при докритических режимах. В этой области данные Бендемана удовлетворительно совпадают с данными опытов МЭИ. При значениях влажности уо>0 коэффициенты истечения существенно зависят от уо и отнощения давлений еа. Характерным является тот факт, что при малых степенях влажности увеличение В отмечается при значениях Еа, существенно меньших критического (кривые для уо = Ои уо = 5% на рис. 8-3). Следовательно, при малой влажности пленка жидкости не оказывает заметного влияния на расход и определяющими являются изменения в структуре парового пограничного слоя (сброс слоя). При большой начальной влажности Уо>5% определяющее влияние на расход оказывает жидкая пленка, толщина которой в выходном сечении сопла слабо зависит от перепада давлений коэффициенты истечения при 8а<8кр сохраняются практически постоянными. [c.212]

В диапазоне углов 45° < ф < 90° нарушение монолитности материала приводит к исчерпанию его несущей способности без разделения образца на отдельные части. В этом диапазоне структур армиро--вания материалы также весьма податливы (сказанное относится" к поведению в эксперименте трубчатых образцов плоские образцы в этом диапазоне углов армирования после нарушения монолитности разрушаются). Однако в отличие от предыдущего диапазона после-нарушения монолитности на экспериментальных кривых не отмечено увеличения нагрузки. В ряде случаев (см. рис. 2.21, г) она падает. По-видимому, этот вид исчерпания несущей способности материала" можно трактовать как проявление неустойчивости процесса деформирования. Осевое растяжение материалов в диапазоне углов армирования 45° < ф < 90° после нарушения сплошности материала (ag > >0, 2 = G12 = 0) происходит при постоянной нагрузке, которая и считается предельной. [c.62]

Коэффициенты взаимодиффузии не являются постоянными во время обмена, а постоянно уменьшаются. Наиболее сильное снижение наблюдается у трехзарядного цитрат-иона. Найдено также, что кинетические кривые обмена NOg-ионов из 0,001-н. нейтральных растворов на ОН-ионы анионитов гелевой (АВ-27X Х8) и макропористой (АВ-57) структур располагаются сравнительно близко друг к другу. Проведенные исследования позволили рассчитать толщины гидродинамических пленок. Оказалось, что толщина пленки для зерен 0,61—0,7 мм (АВ-27) с 4 8 [c.69]

Во многих случаях приложения термического анализа достаточно определить температуру остановок и указать их относительные величины в серии сплавов. Однако для определения природы превращения бывает необходимо более детальное знание термических эффектов. Примером явл1яется превращение порядок — беспорядок , происходящее при высокой температуре, которое не может быть обнаружено обычными рентгеновскими методами вследствие того, -что изменение структуры произошло уже при низких температурах или из-за очень малого различия в величине атомных радиусов компонентов сплава. Качественные методы, описанные в главе 11, полезны, но доказательство является более убедительным, если для области превращения установлено соотношение между удельной теплоемкостью и температурой. В принципе терми-чтекий анализ может быть использован для измерения скрытой теплоты и теплоемкости, но на практике очень трудно получить количественные данные из кривых охлаждения, снятых обычным путем. Даже если поддерживается постоянная скорость нагрева или охлаждения, тепловой поток к образцу или От образца не является постоянным, так как разность температур между образцом и окружающей его средой меняется во премя остановку а с температурой меняется излучательна [c.159]

Для большинства сплавов вполне удовлетворительные результаты дает нормальный процесс шлифовки на наждачной бумаге, влажная полировка и травление погружением или смачиванием. Однако -в ряде случаев предпочтение нужно отдать электрополировке, особенно если имеется опасность, что наклеп, полученный в процессе полировки, повлияет на структуру поверхности. Первым электрополировку для металлографической работы применил, повидимому, Жаке [126]. Его метод вьдючает обычную на первом этапе механическую обработку образца для получения достаточно гладкой поверхности. Затем составляют цепь, в которой образец делают анодом электролит подбирают так, чтобы в нем металл образца был растворим только слегка. При этих условиях концентрация металлических ионов на поверхности быстро достигает насыщения, после чего ток в основном зависит от градиента концентрации металлических ионов перпендикулярно поверхности. Выступы на поверхности связаны с большим градиентом концентрации и имеют тенденцию растворяться быстрее, чем впадины. Таким образом, электролиз приводит к сглаживанию, и при соответствующих условиях прекрасная полированная поверхность может быть получена без пластической деформации. Процесс регулируется в основном концентрацией поляризованных ионов, а это обусловливает характерную зависимость между плотностью тока и приложенным напряжением (рис. 132). При возрастании напряжения плотность тока сначала возрастает до некоторого максимума, затем несколько снижается и остается постоянной, пока в электролите не начнется новый процесс (обычно выделение кислорода). Наиболее удовлетворительные результаты обычно получаются при напряжении, которое соответствует правому краю горизонтального участка приведенной кривой, как показано стрелкой на рис. 132. [c.243]

С увеличением Де, плотность полос скольжения возрастает, и в конце концов циклическое упрочнение становится выше по мере того, как все новые системы скольжения вынуждены действовать, а деформация становится все равномернее. Полная кривая "циклическое напряжение — циклическая деформация" для монокристаллического суперсплава при комнатной температуре аналогична этим кривым у чистых металлов со структурой г.ц.к. [12]. При очень низких и очень высоких значениях Де, с ростом Де, растет и величина Дсг, однако при промежуточных Де , величина ДсХ относительно постоянна. Думают, что это плато характеризует сдвиговое напряжение, необходимое для создания устойчивых полос скольжения, каждая из которых вносит свою малую долю деформации. Аккомодация роста Де, может идти при неизменном уровне До" до тех пор, пока не будет достигнута некоторая критическая плотность устойчивых полос скольжения. У поликристаллических материалов зона плато имеет некоторый положительный наклон, так как из-за различия в ориентицовках приведенное сдвиговое напряжение у одних зерен больше, чем у других. [c.343]

Например, кривая охлаждения для сплава (стали) с 0,6% XZ (фиг. 75, 6) показывает, что при его затвердевании по мере охлаждения выделяется большое количество скрытой теплоты кристаллизации, что значительно уменьшает скорость охлаждения. В это время из жидкого сплава выделяются кристаллы аустенита до тех пор, пока он не превратится в один аустенит. Тогда начнется ускоренное падение температуры аустенита вплоть до точки А , ниже которой из него начнет выделяться феррит, что также вызывает выделение тепла, но сравнительно небольшое. Так продолжается до точки Ai, где при постоянной температуре происходит эвтекто-идное превращение, отвечающее температурной остановке на кривой охлаждения, когда оставшийся аустенит с 0,8% С переходит в перлит, и затем температура образовавшейся перлито-ферритной структуры снова понижается. / [c.125]

Для доэвтектического сплава (белого чугуна), например, с 3% С кривая охлаждения (фиг. 75, в) вначале показывает, что из жидкого сплава выделяется аустенит до тех пор, пока оставшийся жидкий сплав не получит эвтектический состав с 4,3% С. Затем он затвердевает при постоянной температуре 1130° С в цементитную эвтектику — ледебурит. В дальнейшем при охлаждении ниже 1130° С из аустенита выделяется вторичный цементит, что вызывает очень незначительное замедление скорости охлаждения, а в точке весь оставшийся аустенит превращ,ается в перлит при постоянной температуре, что соответствует горизонтальному участку на кривой охлаждения. Образовавшаяся структура доэвтектического сплава (белого чугуна), состояш,ая из перлита, вторичного цементита и ледебурита (ледебурит будет состоять из перлита, цементитаэвтекти-ческого и цементита вторичного), при дальнейшем охла>кдении уже изменяться не будет. [c.127]

По магнитометрическим кривым можно оценить объемную скорость образования аустенита в образцах с различным исходным состоянием. В компактных образцах а 7-превращение сначала развивается с практически постоянной скоростью, тем большей, чем более равновесна исходная структура. Так, при 750 С в отожженной стали скорость образования аустенита составляет 2, в закаленной 3,8 и в деформированной на 50 % 7,5 %/мин. Строго говоря, на самых начальных стадиях превращения магнитометрические кривые отклоняются от прямых, превращение вначале развивается медленно. Поскольку количество 74j>a3bi мень- [c.40]

Обычно изучают изотермическое превращение аусте-нита (нроисходящее при выдержке при постоянной температуре) для эвтектоидной стали. Влияние температуры на скорость и характер превращения представляют в виде диаграммы изотермического превращения аустени-та (рис. 4.2). Диаграмма строится в координатах температура — логарифм времени. Выше температуры 727°С на диаграмме находится область устойчивого аустенита. Ниже этой температуры аустенит является неустойчивым и превращается в другие структуры. Первая С-образ-ная кривая на диаграмме соответствует началу превращения аустенита, а вторая — его завершению. При небольшом переохлаждении — приблизительно до 550°С происходит упомянутое выше диффузионное перлитное превращение. В зависимости от степени переохлаждения образуются структуры, называемые перлит, сорбит и тростит. Это структуры одного типа — механические смеси феррита и цементита, имеющие пластинчатое строение. Отличаются они лишь степенью дисперсности, т.е. толщиной пластинок феррита и цементита. Наиболее крупнодисперсная структура — перлит, наиболее мелкодисперсная — тростит. По мере увеличения степени дисперсности структур изменяются и механические свойства стали—возрастают твердость и прочность и уменьшаются пластичность и вязкость. Твердость перлита составляет 180-250 НВ, сорбита 250-350 НВ и тростита 350-450 НВ. В отличие от перлита, сорбит и тростит могут содержать углерода больше или меньше 0,8 %. [c.115]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...