Кривые упрочнения

Типичный хол кривой упрочнения при естественном старении показан на рис. 414. [c.571]

Способность металлов упрочняться при наклепе характеризуется кривыми упрочнения (рис. 10.22), которые могут быть описаны уравнением [c.153]

Рис 10.22. Кривые упрочнения стали и сплавов [c.153]

При сложном напряженном состоянии такую простую зависимость, как диаграмма растяжения — сжатия, в общем случае мы не имеем. Однако в случае простого нагружения в условиях сложного напряженного состояния существует единая универсальная кривая упрочнения (см. рис. 11.12). На рис. 11.1 на примере испытания тонкостенной трубки показаны различные пути простого на- [c.250]

Здесь Do, к — Постоянные модули упрочнения а, Ь, С — постоянные кривой упрочнения Eq и to — начальное время и степень деформации D — модуль упрочнения а, Р — показатели упрочнения m — показатели разупрочнения. [c.49]

Рис. 106. Типичные кривые упрочнения в координатах т—v приведенное напряжение сдвига — сдвиговая деформация) для г. ц. к. монокристаллов ориентировок / и 2. На стереографическом треугольнике заштрихованная область — область мягких ориентировок, остальная часть — область

Рис. 124. Кривые упрочнения х—v ДЛ5 кристаллов цинка при комнатной тем пературе. Цифрами обозначены кривые определенных ориентаций

КРИВЫЕ УПРОЧНЕНИЯ. ЗАВИСИМОСТЬ ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ И СКОРОСТИ ДЕФОРМАЦИИ. Наиболее общим и сложным видом кривой упрочнения гек- [c.203]

Рис. 125. Кривые упрочнения т—V для монокристаллов цинка, деформированных при комнатной (а) и низкой (б) температурах

РАСЧЕТ КРИВЫХ УПРОЧНЕНИЯ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ ПО ДАННЫМ ДЛЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ [c.236]

Деформация на малые степени (меньше екр) соответствует первой либо начальной части второй стадии кривой упрочнения. Нагрев после такой деформации приводит, как правило, к стабилизирующей полигонизации, затрудняющей последующие структурные изменения. В результате нагрев после таких степеней деформации не вызывает роста зерен. Процесс ограничивается протекающей в них полигонизацией. [c.332]

Таким образом, при расчете напряжений и деформаций при обработке металлов давлением необходимо учитывать предшествующее состояние металла, причем расчеты должны быть построены таким образом, чтобы можно было использовать кривые упрочнения при постоянных температуре и скорости деформации (см. рис. 239, 240) для определения а = ср,(е, е, т), учитывающих развитие деформации во времени т. [c.482]

Это объясняется тем, что на первой стадии деформирования происходит интенсивное упрочнение металла с одновременным накапливанием внутренней энергии. Интенсивность упрочнения по мере развития деформации падает, так как упрочнение и накопленная внутренняя энергия способствуют интенсификации процессов разупрочнения в металле, и при достаточной их продолжительности они успевают развиться настолько, что полностью уравновешивают текущее упрочнение и более того начинают над ним превалировать. При этом сопротивление деформации начинает уменьшаться и на кривой упрочнения появляется максимум. [c.484]

На кривых упрочнения, полученных при постоянной скорости обжатия (на гидравлическом прессе), такое явление не наблюдает- [c.484]

Построение деформационной модели базируется на математическом принципе суперпозиции двух идеализированных ее составляющих упругого армирующего каркаса с приведенной матрицей жесткости и упругопластического изотропного связующего с заданной кривой упрочнения. Допущения, принятые при построении первой составляющей модели, характерны для пространственной стержневой системы в расчете учитывается лишь одноименная с каждым из четырех направлений волокон жесткость. Сеть волокон считается размазанной по всему объему куба, принятого за представительный элемент. Таким образом, при равномерно распределенной плотности энергии деформации находится эквивалентная матрица жесткости однородного материала. Обозначив ее индексом а (армирующие волокна), приведем полную запись для нее в системе главных осей упругой симметрии 123 [c.79]

Обсуждаемые ниже формальные теории деформационного упрочнения развивались как результат анализа обширного экспериментального материала в области пластического деформирования кристаллов. Исходя из общих дислокационных представлений показано, что деформационное упрочнение является следствием накопления в объеме материала некоторой плотности дислокаций, необходимой для обеспечения заданной степени деформации. Поэтому установление количественной связи между плотностью дислокаций и деформирующим напряжением служит необходимой предпосылкой рещения проблемы деформационного упрочнения металлических кристаллов. Нахождению отмеченной связи было посвящено большое количество экспериментальных работ, результаты которых показали, что между напряжением течения и плотностью дислокаций для кристаллов с ГЦК-, ОЦК- и ГПУ-решетками на протяжении всей кривой упрочнения преобладает зависимость вида [c.98]

Сравнение кривых упрочнения ОЦК-и ГЦК-монокристаллов [c.110]

Однако следует отметить, что имеются данные структурных исследований [268—270], которые противоречат изложенным выше. Боуэн [269] на монокристаллах ниобия наблюдал структуру с преобладанием дислокаций винтового типа на II стадии кривой упрочнения. В работах (268, 270] установлено преобладание дислокаций краевого типа на монокристаллах молибдена и вольфрама, показавших при растяжении параболическое упрочнение. [c.112]

Сравним кривые упрочнения поликристаллической меди с двумя размерами зерен (3,4 и 150 мкм) с рассчитанной ho уравнению (1.12) для монокристалла меди (111) кривой нагружения некоторого эффективного поликристалла фис. 3.7). Наблюдается достаточно хорошее согласование последней кривой с кривой 2 (D — 150 мкм). В то же время увеличение числа высокоугловых границ зерен при измельчении зерна (кривая I) приводит при небольших деформациях к отклонению от уравнения (1.12). Отсутствие учета зависимости упрочнения от размера зерна является одним из основных недостатков уравнения (1.12) и в целом теории Тейлора [273]. [c.115]

Поскольку дислокационные структуры различаются по эффекту деформационного упрочнения [9, 277], можно ожидать, что последовательное их формирование в процессе деформации должно приводить к изменению хода кривой нагружения. Действительно, практически во всех способах обработки диаграмм нагружения, описанных выше, наблюдаются отклонения и перегибы на перестроенных кривых, что привело к появлению более сложных методов обработки кривых упрочнения типа дубль- [318] и т. д. [c.136]

Уравнение (3.54) может быть использовано для обработки кривых упрочнения при условии, что средняя длина свободного пробега дислокаций L будет постоянной. Выражение (3.54) является фактически развитием одной из первых моделей деформационного упрочнения-Тейлора [235], которая дает параболическую зависимость между напряжением и деформацией (3.50). При этом коэффициент параболического упрочнения К приобретает вполне конкретный физический смысл [c.137]

Результаты электронно-микроскопических исследований дислокационной структуры на первом участке кривой упрочнения показали хаотическое распределение дислокаций с некоторым повышением плотности последних у границ зерен (рис. 3.20, а и 3.21 а). [c.139]

Таким образом, электронно-микроскопическое исследование показало [330], что обнаруженный путем обработки кривых нагружения в координатах 5 — е / стадийный характер кривых упрочнения обусловлен сменой дислокационных структур сплава в процессе деформации по схеме лес клубки ячейки. Смена структурных состояний наблюдается в узких интервалах деформаций (е — и приводит к изменению величины коэффициента параболического упрочнения К. [c.140]

Как было показано в разделах 3.5 и 3.6, перестройка кривых нагружения в координатах 5 — е -- позволяет выявить на параболической-кривой упрочнения (схема на рис. 3.33) в пределах области однородной деформации три стадии с различными коэффициентами деформационного упрочнения К. Наличие трех стадий, как следует из резуль- [c.153]

Как видно из профилограмм (рис. 4.1, б), длина рабочей (деформируемой) части образца вначале увеличивается от 20 до 25 мм, затем, когда деформация локализуется в шейке, начинает постепенно уменьшаться и непосредственно перед разрушением может быть оценена как равная 5 мм (см. профилограмму 17). В данном случае рабочая длина измерялась от точки расхож-. дения профилограмм 16 и 17 таким образом, измерялся как бы участок, отвечающий деформации, дополнительный по отношению к предыдущей профилограмме. В соответствии с этими измерениями в точке 17 диаграммы нагружения скорость деформации должна быть в 4 раза больше, чем исходная. Скорость деформации, по литературным данным [368, 369], незначительно влияет на предел текучести и нужны изменения ее на порядки, чтобы это влияние стало заметным. Однако и при таких изменениях эффект зависит еще от температуры и природы конкретного материала (тип решетки, энергия дефекта упаковки и т. д.). Результаты проведенного авторами исследования на молибдене влияния скорости деформации в интервале от 10 до 10 с (рис. 4.6) на пределы упругости, текучести и напряжение течения при е = 0,1 согласуются с данными указанных работ. Таким образом, можно сделать вывод, что изменение в шейке скорости деформации в пределах одного порядка может не учитываться даже при 20 °С, а при 400 °С все три порядка изменения скорости не дают эффекта. Отсюда следует, что скоростной фактор вряд ли может быть ответственным за отклонение вверх кривых упрочнения 1 и 3 (см. рис. 4.5). [c.167]

Кроме этих металлов, аналогичные опыты, но менее исчерпывающие и подробные, проводились с никелем, медью, титаном, причем никель и медь имеют кривые упрочнения, подобные кривым для стали Г-13Л (см. также F. Gra e, 1969), а титан — подобные кривым для армко-железа. Заметим, что сталь Г-13Л, никель и медь, в отличие от железа, не 1гспытывают фазового перехода в рассматриваемом диапазоне давлений есть данные, что титан испытывает фазовый переход, видимо, не очень ярко выраженный на ударной адиабате. [c.285]

Многочисленные эксперименты показывают, что кривые упрочнения при постоянной температуре и скорости деформации, полученные на пластометре (е = onst), имеют максимум, а при испытании на гидравлическом прессе (u = onst) кривые асимптотически стремятся к пределу. [c.484]

Однако авторы [263—265] обнаружили сходство кривых нагружения ГЦК- и ОЦК-монокристаллов, отмечая наличие трех стадий упрочнения и на кривых т — 8 ОЦК-крис-таллов. Хотя трехстадийный тип кривых нагружения является наиболее общим, он наблюдается в ОЦК-металлах лишь при определенных ориентациях и условиях испытания (температура, скорость деформации) кристаллов и существенно зависит от чистоты объекта [81, 266, 267]. Наглядной иллюстрацией сказанного могут служить серии кривых упрочнения монокристаллов ниобия [264] и молибдена [265] на рис. 3.4 и 3.5. Особенно четко выражены три стадии упрочнения у ниобия. Начальный участок типичной трехстадийной кривой упрочнения монокристалла ниобия (рис. 3.6), или нулевая стадия (0), соответствует интервалу локализованной деформации. К этой стадии относят и часто наблюдаемые в ОЦК-металлах площадку или зуб текучести. Затем следует стадия I — стадия легкого скольжения. Ход кривой здесь близок к линейному. В переходной зоне между стадиями lull коэффициент упрочнения постепенно возрастает до некоторого постоянного значения, характерного для стадии //. Отклонение кривой т — s от линейного хода в процессе развития деформации свидетельствует о наступлении стадии 111 параболического упрочнения с характерным для нее снижением скорости упрочнения. [c.110]

Для трехстадийной кривой упрочнения монокристаллов с ОЦК-решеткой характерен другой тип дислокационной структуры [9]. На первой стадии деформации образуются скопления из диполей краевых дислокаций. Наряду с диполями наблюдаются и винтовые дислокации, а также небольшие дислокационные сплетения. Накопление таких конфигураций вызывает слабое линейное упрочнение, аналогичное наблюдаемому в ГЦК- и ГПУ-монокристаллах. [c.112]

При сопоставлении трехстадийных кривых упрочнения ОЦК-и ГЦК-монокристаллов часто предполагается сходство механизмов упрочнения на соответствующих стадиях [254, 256]. Так, на стадии I рассматриваются различные схемы образования краевых диполей и жгутов, что вызывает слабое линейное упрочнение. На стадии II в ЩК-металлах источниками внутренних напряжений считались дислокационные скопления. Вместо них в ОЦК-монокристаллах рассматриваются различные нескомпенсированные субграницы. [c.112]

Использование аналогии между ОЦК- и ГЦК-металлами, по-видимому, не является перспективным подходом в изучении упрочнения ОЦК-металлов вследствие несовершенства теорий упрочнения ГЦК-металлов. Кроме того, трехстадийная кривая редко наблюдается при деформации ОЦК-монокристаллов, а стадии / и // на этих кривых упрочнения недостаточно четко выражены [254, 256]. На наш взгляд, значительный практический интерес представляют в первую очередь параболические кривые упрочнения, на которых можно ожидать стадийный характер процесса, связанный с последовательной перестройкой дислокационной структуры. [c.113]

Если сравнить кривые нагружения металлов с ОЦК- и ГЦК-решетка-ми с поправкой на модуль сдвига и температуру плавления (рис. 3.11) то, кривые упрочнения ОЦК-поликристаллов лежат значительно ниже, чем для плотноупакованных металлов. Кроме того, железо, молибден и ниобий подвергаются деформационному упрочнению (судя по наклону кривых) практически с одинаковой скоростью, но менее интенсивно, чем любой из металлов с ГЦК-решеткой. Поскольку эффекты модуля и температуры исключены, то различия в деформацион- [c.119]

Бергстрем и Аронсон [318], анализируя выражение (3.24), показали, что зависимость Ig (а — Од) — ig е часто нелинейна и может быть представлена в виде двух (иногда даже трех) пересекающихся прямых линий. В таком случае необходимо использовать систему из двух уравнений типа (3.24), каждое из которых будет описывать определенный участок кривой упрочнения в области однородной деформации (так называемый метод дубль- [324, 325]). [c.134]

В дисперсноупрочненном сплаве МТА трехстадийные кривые упрочнения в области однородной деформации в интервале температур ниже 200 С не успевают реализоваться и поэтому наблюдаются только двух- или одностадийные (см. рис. 3.18, а). Кроме того, имеет место и линейное упрочнение. [c.142]

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

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...