Пор зарождение скорость

Не установлено закономерной связи между склонностью металла к радиационному распуханию и его кристаллографическим строением. Различие развития радиационного распухания в ГЦК- и ОЦК-металлах проявляется в различии соотношения скорости зарождения пор и скорости их роста. Как правило, в ОЦК-металлах концентрация пор выше, а их размер меньше [104]. Исключение составляет железо, в котором наблюдаются немногочисленные поры большого размера [63, 104, 108]. Указанное различие может быть обусловлено, во-первых, тем, что все исследованные ОЦК-металлы, за исключением железа, — тугоплавкие металлы, для них характерно другое соотношение энергетических параметров точечных дефектов структуры во-вторых, различием в кристаллографии, дефектности, подвижности и стабильности зарождающихся дислокационных петель [39, 44]. [c.143]

В чистых материалах конгломерат пор, при котором реализуется микропластическая неустойчивость структурного элемента, в основном состоит из зародышевых и незначительно выросших пор, так как темп зарождения нор растет с увеличением пластической деформации. Поэтому в чистых материалах вязкое разрушение в основном обусловлено процессом зарождения пор и в значительно меньшей степени — процессом их роста. В конструкционных материалах наблюдается обратная картина — основной вклад в разрушение вносит процесс роста пор. Поскольку жесткость напряженного состояния влияет практически только на скорость роста пор, то чувствительность ef к этому параметру для чистых материалов значительно меньше, чем для конструкционных. [c.148]

В настоящее время предложены различные модели зарождения пор на границах зерен, которые позволяют качественно объяснить экспериментальные результаты, однако их использование для количественного описания процесса зарождения кавитационного повреждения весьма проблематично [256]. В связи с этим обратимся к анализу общих закономерностей зарождения пор на границах зерен [61, 345, 431]. Такой анализ можно провести на основе классической теории гетерогенного зарождения [256], из которой следует, что поры могут зарождаться на стыках трех или четырех зерен, у выступов и на включениях, расположенных на границах. Полученное в рамках указанной теории уравнение для скорости зарождения пор имеет вид [216, 256] [c.157]

Рис. 3.4. Зависимости коэффициента зарождения межзеренных пор Ом от скорости пластической деформации (схема)

При вычислении долговечности гесь процесс деформирования и повреждения материала разбивается на временные этапы Ат, на которых скорость деформирования и площадь пор предполагаются постоянными. Вводится понятие о типах пор поры одного типа — это поры, зародившиеся на одном и том же временном этапе. Очевидно, что радиусы пор одного типа одинаковы, а количество типов пор равно количеству временных этапов до момента зарождения разрушения. В процессе деформирования количество пор одного типа неизменно, а меняется только их радиус. [c.172]

С целью более полной проверки модели был выполнен расчетный анализ долговечности одноосных образцов при двух режимах нагружения с различными скоростями деформирования на стадиях растяжения и сжатия. В первом режиме скорости деформирования i = lO-s с-, Il2 = с во втором— gi = 10- с-, 2 =10-2 с в обоих режимах нагружения размах деформаций Де = 2%. Результаты расчетов показали, что с увеличением по модулю скорости деформирования 2 (сжимающая часть цикла) при неизменной i (растягивающая часть цикла) долговечность до зарождения межзеренного разрушения уменьшается (рис. 3.12). Такой эффект связан с уменьшением залечивания пор при сжатии (с увеличением Ibl темп уменьшения радиуса пор падает), что достаточно хорошо согласуется с имеющимися экспериментальными данными [240, 273]. [c.185]

Недостатки. 1. Температурный сдвиг, обусловленный необходимостью сохранения соотношения скоростей возникновения и исчезновения точечных дефектов. В результате не воспроизводятся условия зарождения пор и не имитируются сопутствующие радиационному распуханию диффузионные процессы. [c.119]

В теории гомогенного зарождения пор скорость образования пор Пг) определяется установившимися в облучаемом материа- [c.124]

Исследование образцов ванадия, облученных ионами никеля, показало, что эффективность влияния предварительно введенного гелия на распухание ванадия снижается с увеличением скорости смещения атомов [130]. Это подтверждает теоретически предсказанную закономерность [27, 131], согласно которой с увеличением температуры облучения и с уменьшением скорости смещения атомов должна повышаться эффективность содействия гелия зарождению пор. [c.152]

Поскольку разрушение есть процесс зарождения и роста трещин и пор, оно характеризуется скоростью или временем т от момента приложения нагрузки до момента разрыва, т. е. долговечностью материала. Исследования мн. кристаллич. и аморфных тел показали, что в широком интервале темп-р Т и напряжений о, приложенных к образцу, долговечность при растяжении определяется соотношением [c.169]

С этих позиций в работе [ 23] рассмотрены различные случаи формирования аустенита при той же основной схеме 7-фаза возникает в виде оболочки вокруг карбидных частиц зернистой формы. Для малоуглеродистых сталей, в которых расстояние между карбидными частицами велико, аустенитный участок растет до тех пор, пока не исчерпается весь углерод в его центре (рис. 4, схема / ). При достаточно большом расстоянии между карбидными частицами аустенитные участки могут не столкнуться друг с другом. Дальнейшее развитие процесса будет зависеть от образования новых зародышей 7-фазы, и скорость зарождения может оказаться реакцией, контролирующей кинетику а 7-превращения. Если же расстояние между частицами не очень велико (рис. 4, схема //), существенную роль может играть процесс растворения карбидных частиц за счет переноса углерода к аустенитному участку через а-матрицу. Чем ниже скорость зарождения, тем большую роль играет эта реакция. При [c.20]

Разновидностью механизма зарождения, роста и коалесценции пор являются случаи распространения треш ин по границам зерен (рис. 2.12). Для низкотемпературных условий испытания распространение вязких треш ин по границам зерен относительно редко. Как правило, это наблюдается в материалах со структурой, характеризующейся относительно низкой плотностью частиц второй фазы, но имеюш их по границам повышенную плотность распределения этих частиц. Типичный случай - стали с пониженным после перегрева содержанием серы. В области высоких температур, соответствующих аустенитной фазе, основная масса серы в малосернистой стали переходит в твердый раствор. При охлаждении с определенной скоростью выделяются частицы сульфидов по границам зерен. Предпочтительное зарождение микропор у частиц сульфидов обусловливает опережающее развитие вязких пор (ямок) по границам зерен. [c.33]

Из работы [398] следует, что зарождение пор может осуществляться описанным механизмом при условии, что инкубационный период зарождения достаточно короткий, а пороговое напряжение достаточно низкое [существенно ниже, чем следует из модели [394], а также уравнения (15.4)]. Сокращению инкубационного периода способствует сильная локальная концентрация напряжений, создаваемая проскальзыванием. Концентрация напряжений, необходимая для зарождения пор на включениях, достигается при очень высоких скоростях ползучести (в случае меди и сплава Сц - 2п при ё > 10 с [353, 399]). Из этого следует, что образование пор должно происходить в основном сразу после приложения нагрузки, когда скорость ползучести высокая, и не должно иметь места в процессе установившейся ползучести. Поскольку, однако, образование пор наблюдалось и в процессе установившейся ползучести, это можно объяснить неэффективность ) межфазной границы включение — матрица как источника и стока вакансий. Такая неэффективность приводит к созданию локальных концентраций напряжений на включениях при скоростях ползучести, которые значительно ниже, чем предполагает теория [398]. [c.235]

Поскольку в данном случае зарождение пор зависит от размера зерна d, а не от напряжения, зависимость скорости роста трещины а от коэффициента К линейна. [c.260]

Первой и наиболее известной моделью такого рода является модель зарождения и роста ЫАО [93]. Модель МАО строилась на основе количественного анализа микроповреждений в различных сечениях образца при. отколе. Рассматриваются два возможных режима разрушения вязкий, когда в материале зарождаются и растут почти сферические поры, и хрупкий, характеризующийся образованием плоских дискообразных микротрещин. И в том, и в другом случае математическая модель включает выражения для скорости зарождения несплошностей и для скорости их роста под действием растягивающих напряжений. В случае вязкого разрушения скорость зарождения N пор выражается соотношением [c.224]

При коэффициентах интенсивности напряжений Кь близких к критическому его значению Ки, скорость роста трещины не зависит от окружающей среды и определяется обычными для металла процессами, такими как зарождение и коалесценция пор и т. и. Аналогичные закономерности при средних напряжениях наблюдались и для роста трещины в сплаве 6А1—4У в среде молекулярного водорода [398]. [c.462]

Температура облучения — один из основных параметров, определяющих скорость зарождения, скорость ровта пор и форму образующихся под воздействием облучения ваканзионных скоплений. [c.126]

Харрис [ 401] приравнял размер поры размеру вклк чения и выяснял ус-, ловия, которые должны быть выполнены, чтобы пора могла образоваться на включений субкритического размера. В результате исследования он сделал вывод что включение, расположенное на границе зерна, не может служить местом зарождения поры, пока скорость направленной полем напряжений диффузии около включения достаточно высока для того, чтобы ликвидировать локальную концентрацию напряжений, создаваемую проскальзыванием. Ликвидация локальной концентрации напряжений не происходит при [c.236]

Зарождение и рост пор на границах зерен обеспечиваются двумя процессами зернограничной диффузией и пластической деформацией, причем их соотношение существенно изменяется при изменении скорости деформирования [296, 382]. При уменьшении I относительный вклад диффузионных процессов увеличивается, поэтому при деформировании с двумя различными скоростями и I2 (El < Е2) скорость накопления повреждений, которую можно выразить параметром dSlde S — площадь пор на единичной площади грани зерна), будет больше при = Ei [c.154]

В общем случае для решения вопроса о характере разрушения недостаточно знать, какая из двух величин — или авкл — больше, поскольку скорость накопления повреждений определяется также ростом пор (см. подраздел 3.2.2). Однако при относительно больших скоростях деформирования (g 10 с ), когда границы зерен не обладают свойствами, отличными от свойств тела зерна, согласно зависимости (3.6) скорость зарождения межзеренных пор приближается к нулю. Фактически это означает переход к механизму зарождения пор, описываемому уравнением (2.52), как в теле, так и по границам зерна. В этом случае условие вкл > м предопределяет внутризерен-ный характер разрушения как более вероятный. [c.160]

Закономерности разрушения материала при длительном нагружении достаточно хорошо могут быть описаны с помощью разработанной физико-механической модели межзеренного разрушения, которая базируется на математическом описании процессов зарождения и роста пор, обусловленного как пластическим деформированием, так и диффузией вакансий, а также на введенном в гл. 2 при анализе внутризеренного вязкого разрушения понятии — потере микропластической устойчивости. Модель позволяет прогнозировать долговечность при статическом и циклическом длительном нагружениях элементов конструкций в условиях объемного напряженного состояния и переменной скорости деформирования. В частности, с помощью указанной модели могут быть описаны процессы залечивания межзе-ренных повреждений при сжатии и рассчитана долговечность в условиях циклического нагружения при различной скорости деформирования в полуциклах растяжения и сжатия. [c.186]

На рис. 4.23, а показана небольщая часть фазовой диаграммы бинарного сплава А—В, обогащенного компонентом А. Основы фазовых диаграмм рассмотрены в работе [33]. Вместо плавления и затвердевания при единственной температуре Та сплав, содержащий примесь б в Л и имеющий концентрацию В, в идеальном случае плавится в интервале температур от Ту до 7з. Диаграмма на рис. 4.23, а составлена для растворенного вещества В, которое понижает точку плавления вещества А. Заметим, что обе температуры Ту н Тз лежат ниже точки плавления чистого металла А. При охлаждении сплава состава Ву из области жидкости и при условии, что переохлаждение отсутствует, зарождение твердой фазы начинается при температуре Гь Твердая фаза, появившаяся при этой температуре, имеет состав б] и оставляет жидкость состава Ьу. При дальнейшем охлаждении осаждается большее количество твердой фазы, имеющей состав, который изменяется вдоль линии солидуса. Состав оставшейся жидкости изменяется по линии ликвидуса. При температуре Т твердая фаза имеет состав бз, жидкая — Ьз, а при температуре Тз твердая фаза состава бз находится в равновесии с жидкостью состава бз. До сих пор считалось, что скорость охлаждения бесконечно мала, так что всегда поддерживается равновесный состав. Другими словами, твердая фаза состава б], появившаяся первой, успела диффузионно перейти в состав бз, пока температура падала до Тз. Поскольку диффузия в твердом состоянии всегда медленна, а скорость охлаждения не может быть бесконечно мала, концентрационное равновесие никогда не достигается, в результате чего при температуре ниже Тз состав твердой фазы оказывается между 61 и 63, а жидкость с избытком В не затвердеет окончательно, пока температура не достигнет Т . [c.170]

Фаза S имеет форму пластинки и зарождается предпочтительно на дислокациях, как и фаза в в сплаве системы А1—Си. Она по крайней мере частично не когерентна с матрицей и имеет приблизительный состав Ab uMg. Вызывает удивление, что до сих пор нет подходящей количественной оценки процессов, имеющих место во время стандартной термомеханической обработки такого широко применяемого сплава 2024. Упрощенное качественное описание термомеханической обработки этого сплава можно представить следующим образом. При температуре нагрева перед закалкой большинство легирующих элементов переходит в твердый раствор. Однако марганцовистые соединения и другие интерметаллические частицы не растворяются. Эти частицы препятствуют движению границ зерен, способствуя образованию структуры с удлиненным зерном во время изготовления полуфабриката. Быстрое охлаждение с температуры под закалку приводит к пересыщению твердого раствора с почти равномерным распределением меди и магния в матрице. В этих условиях даже границы свободны от выделений, как показано на рис. 86. Если скорость охлаждения во время закалки меньше, чем 550 °С/с, то зарождение и рост фазы, обогащенной медью, может происходить по границам зерен с образованием при этом зон, обедненных медью, непосредственно прилегающих к границам зерен. [c.237]

Эксперименты по ионному облучению позволяют осуществлять более строгий контроль за величиной дозы облучения, температурой образца и другими параметрами по сравнению с экспериментами на реакторах проводить эксперименты при циклических условиях облучения предварительно, импульсно и непрерывно вводить гелий (или атомы других газов) в любом соотношении с числом смещенных атомов набирать дозы, не достигаемые в действующих ядерных установках проводить исследования по влиянию на радиационное распухание материалов скорости смещения атомов, изменяя ее в широких пределах, в связи с чем ионное облучение широко используется при исследовании закономерностей развития радиационного распухания материалов (построение дозной, дозно-скоростной, температурной зависимостей распухания), а также при изучении механизмов зарождения и роста пор, механизмов подавления или ускорения радиационного распухания металлов и сплавов примесными атомами. [c.116]

В случае нейтронного и ионного облучения возникают каскады смещений [46]. Электронно-микроскопическое исследование многочисленных ГЦК- и ОЦК-металлов показало, что области каскада, обогащенные вакансиями, разрушаются с образованием вакансионных петель [47, 48]. Эти петли в большинстве случаев сокращаются в процессе облучения, однако при импульсном облучении периодически существует временной интервал одновременного развития вакансионных петель и пористости, что накладывает отпечаток на развитие последней. При непрерывном нейтронном или ионном облучении на некотором этапе устанавливается характерное для данных условий облучения соотношение скоростей следующих процессов зарождение вакансионных петель при разрушении вновь образующихся под воздействием облучения каскадов смещения сокращение вакансионных петель, созданных ранее, из-за преференса дислокаций по отношению к межузельным атомам зарождение и рост промежуточных дислокационных петель зарож дение и рост пор. [c.122]

Указанные данные свидетельствуют отом, то сдвиг температурного интервала порообразования обусловлед, не только влиянием скорости смещения атомов на вакансионно , рересыщение, но и деталями механизма зарождения вакансионных скоплений. Предполагается [68], что зародыши пор возникают как результат конкуренции скорости скопления вакансий и скорости притока газовых атомов к скоплениям. Если tp — время, за которое зарядыш достигает критического размера, а — время, за которое газовый атом достигает скопления, то з словие формирования пор имеет вид /р [c.141]

Образование решетки пор коррелирует со скоростью их зарождения. Являясь характерной особенностью эволюции пористости в молибдене и вольфраме — металлах с экстремально-высокой скоростью зарождения пор,— упорядочение в других металлах наблюдается эпизодически ему способствуют введение примесей [1491, предварительное низкотемпературное облучение [158] и другие меры стимуляции зарождения пор. Достаточно высокая концентрация пор — необходимое условие их упорядочения. [c.162]

Однако обработка многочисленных экспериментальных данных, полученных к настоящему времени, свидетельствует о случайности таких совпадений. Уже в самой идее ускорения процесса радиационного повреждения заложена невоспроизводимость результатов. При увеличении скорости смещения атомов ускоряется первый акт радиационного повреждения — создание точечных дефектов. Для соответствующего ускорения отжига точечных дефектов необходимо задаться температурным сдвигом. Но при этом изменяются условия зарождения пор и не имитируются процессы, сопутствующие радиационному распуханию. [c.182]

Таким образом, три участка кривой ползучести при постоянном напряжении являются проявлением на макроуровне последовательных изменений преобладающего механизма, по которому происходят микроструктурные изменения в материале. Экспериментальные исследования показывают линейную связь между приростом объемной доли пор и увеличением скорости деформаций ползучести на третьем участке. В связи с этим начало третьего участка кривой ползучести характеризует праницу между стадиями зарождения и развития микроповреждений. [c.382]

В области температур, отвечающих сверхнластичности, т. е. вблизи 720 К, преобладающим фактором разупрочнения становитсн динамический возврат (динамическая рекристаллизация на месте ), а такн е динамическая рекристаллизация, обусловленная значительной подвижностью границ зерен. Перечисленные обстоятельства мешают накоплению дефектов, ответственных за упрочнение, не обеспечивают кинетических условий для возникновения неренапряже- ний и зарождения очагов разрушения. Кроме того, диффузионный массоперенос, необходимый для возникновения пор, еще недостаточно выражен, поэтому диффузия не может повреждать металл с необходимой скоростью. Образование и развитие нор на дефектах структуры в данной области температур чрезвычайно затруднены из-за достаточно большой скорости перемещения границ. Таким образом, наблюдающаяся при 720 К очень высокая пластичность — результат подавления процессов разрушения за счет интенсификации аккомодационных каналов различной природы и преобладания динамической активности структурных элементов (границ зерен и субзерен особенно) над конкурирующими процессами диффузионного порообразования. Согласно данной точке зрения, увеличение скорости перемещения элементов структуры (при сохранении диффузии на прежнем уровне) должно тормозить разрушение, а ослабление — способствовать ему за счет облегчения диффузионного порообразования, роста и слияния пор на элементах дефектной структуры. [c.73]

В области температур выше пика пластичности, т. е. выше примерно 800 К, скорость диффузии существенно возрастает, а динамическая активность элементов структуры при заданной скорости деформации падает, что обусловливает большой вклад в разрушение диффузионных процессов за счет интенсификации порообразования на медленно перемещающихся элементах структуры. Превышение скорости диффузионного порообразования над Скоростью перемещения элементов структуры, на которых данный процесс реализуется, благоприятствует не только зарождению, но и росту пор. Чем меньше скорость нер6ме1цения дефектнрй структуры, тем выраженнее должна быть скорость зарождения роста и слияния пор. При этом микроскопическая пластичность металла резко снижается [127, 105, 104, 17, 129]. [c.74]

В настоящем разделе будут затронуты лишь отдельные вопросы теории эвтектоидных превращений, детальное описание очень подробных исследований, посвященных изучению перлитного превращения в сталях, читатель найдет в литературе, помещенной в конце данной главы. Теория пластинчатого роста была рассмотрена в разд. 3.3 многие из замечаний, касающихся применения этой теории к процессу прерывистого выделения (разд. 6.2), относятся также и к эвтектоидному распаду. В сплавах эвтектоид-ного состава в процессе изотермических выдержек при температурах, расположенных не слишком далеко от эвтектоидной температуры, обычно образуются пластинчатые агрегаты. При высоких температурах скорость зарождения мала, а скорость роста относительно велика. Продукты распада растут в этом случае из небольшого числа центров и имеют вид приблизительно сферических образований, каждое из которых содержит большое число колоний, или ячеек, состоящих из параллельных пластин. Скорость роста не зависит от размера зерна, так что, по-видимому, указанные образования легко прорастают через границу зерен, хотя процесс этот, вероятно, включает зарождение новых колоний. В пределах одной колонии пластинки приблизительно параллельны и имеют одинаковую ориентировку для перлита это обусловлено, как показал Хиллерт, ветвлением пластин. Растущее образование увеличивается в размере до тех пор, пока не встречается с другим агрегатом каждое из таких образований может вырастать до размеров, значительно превосходящих размеры исходного зерна 7"фазы. [c.308]

До сих пор мы рассматривали влияние отпускной хрупкости на коррозионное растрескивание в сёнзи с воздействием адсорбции примесей на границах зерен на процессы растворения и пассивации. Отметим еще один возможный путь воздействия отпускной хрупкости на разрушение при коррозионном растрескивании, связанный с изменением механической проЦности границ зерен. Известно, что долговечность Тр в условиях коррозионного растрескивания (в результате как анодного (эастворения, так и водородного охрупчивания) для гладких образцов при постоянном напряжении а определяется инкубационным периодом Гу зарождения поверхностной трещины длиной / о, способной к росту, скоростью V ( К), ее до критического подрастания до критической длины / к /°> после чего следует практически мгновенная стадия быстрого закритического разрушения, при- [c.174]

Влияние зернограничной сегрегации примесей на процессы зарождения и роста пор и на обусловленное этими процессами трещинообразование рассмотрено в работах (19, 225]. Показано [19], что на поверхностях раздела, обогащенных примесями, вследствие ослабления сил сцепления образование пор критического раэ-мера может происходить при напряжении, примерно на 30 % пониженном по сравнению с необходимым для необогащенной поверхности. Анализ роста межкрио таплитных пор и микротрещин показал (19], что зернограничная сегрегация примесей увеличивает его скорость вследствие понижения уровня поверхностной энергии, В связи с этим следует отметить результаты работ [3, 176], показав- [c.183]

В работах [299, 398] проанализированы ситуации, когда зарождение пор на включении может происходить при существенно меньших напряжениях, чем это следует из уравнения (15.4). Анализ проведен на основе классической теории гетерогенного зарождения Беккера - Дьёринга. Для скорости зарожде-ния пор Nбыло получено [ 398] уравнение [c.234]

Пия активации обратно пропорциональна второй степени напряжения уравнение (15.7)], при относительно высоких нормированных напряжениях(ст/С-10" ) значение, как правило, высокое, а скорость зарождения очень низкая, до тех пор, пока для энергии межфаЗной границы раздела матрица -включение справедливо соотношение уцц > Ь5у + у (где у - по. верх1юстная энергия матрицы, у поверхностная энергия включения), т. е. пока включение практически несмачиваемо. Фактор формы Ру в таком случав имеет небольшую величину, и скорость зарождения достигает значений, вполне сопоставимых с найденными экспериментально. [c.234]

Этому условию соответствует механизм зарождения пор путем конденсации вакансий на частицах, расположенных на границе [299, 398], который, естественно, предполагает существование инкубационного периода. Если скорость роста трещины достаточно высокая и, следовательно, время I, за которое происходит скачок, невелико в сравнении с инкубационным периодом, то зарождение пор будет происходить на меньшем расстоянии от трещины. Следовательно, зарождение может происходить, если упругие напряжения на границе достигают критической величины а. Напряжение а можно отожде- [c.259]

Положим, для простоты, что распространение распдава и, соответственно, развитие трещины (в обе стороны от капли) идет с некоторой средней скоростью V. Тогда участок поверхности трещины йх вскрывается через время 1= ж/г после зарождения трещины (см. рис. 126). С некоторым приближением можно считать, что проникновение ртути с поверхности в объем цинка описывается обычным уравнением диффузии (одномерный случай) с постоянным коэффициентом В. (Следует ожидать, что в данном случае этот коэффициент может быть значительно выше, чем при нормальной диффузии ртути в неискаженную решетку цинка, вследствие разрыхления стенок только что возникшей трещины, густо пронизанных всевозможными дефектами, порами и ультрамикротрещинами [253, 255] поэтому рассматриваелтый процесс правильнее называть квазиобъем-ной диффузией ). При этом с 1 см поверхности трещины за время I после вскрытия данного участка уходит в объем [c.250]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...