Величины Деформации — си. Деформации

Влияние параметров деформации и внутренних напряжений на распад твердого раствора изучалось Н. К- Фоминым и автором на бинарном сплаве А1—Си (3,2%) и на промышленном сплаве В95. Количественная оценка пресс-эффекта производилась по результатам испытаний механических свойств. Характер распределения и величина деформации в слитке и прутке изучались с помощью координатной сетки. Величина внутренних напряжений оценивалась по величине средних удельных давлений на пресс-остатке. Электрическая проводимость измерялась в двух состояниях после прессования и после термической обработки. [c.73]

Следовательно, чтобы получить хорошие характеристики эффекта памяти формы, необходимо, чтобы деформация не превышала определенную величину. Оптимальная величина деформации зависит от многих условий, таких как режим термообработки, число циклов работы, нагрузка, форма и размеры конструкционного элемента, но в общем при малом числе циклов работы оптимальная деформация для сплава Т1 — N1 составляет 6 %, для сплава Си — 2п — А1 — 2 %. При большом числе циклов работы эти величины уменьшаются соответственно до < 2 и 0,5 %. [c.164]

Замечание. В дальнейшем изложении во вс х реологических моделях для обозначения соответствующих компонент напряжения и деформации мы будем использовать простые символы сие независимо от типа напряженного состояния. Таким образом, о и 8 у нас будут обозначать напряжение и деформацию сдвига при простом сдвиге нормальное напряжение и деформацию (в инженерных приложениях) при одноосном сжатии или растяжении абсолютные величины нормального напряжения и деформации чистого сдвига. Несмотря на то что подобная практика может быть неодобрительно воспринята людьми, изучавшими механику, она не будет иметь пагубных последствий, если нас интересует только зависимость определяющих уравнений от напряжения, а в этом и состоит наша задача. Как бы то ни было, о щие уравнения с неопределенными о и е всегда легко приспособить к любому частному случаю. Нужно только использовать соответствующие геометрические множители. [c.18]

Влияние остаточных напряжений. Обычно у медноцинковых сплавов (от 65 до 100 /о Си) склонность к растрескиванию под действием остаточных напряжений падает с возрастанием содержания меди. Большинство повреждений деталей, изготовленных из этих сплавов, непосредственно связано с формой изделия и величиной деформации, возникшей в результате внутренних напряжений. Для устранения опасности коррозионного растрескивания изделия из латуни, подвергающиеся в процессе производства холодной пластической деформации, рекомендуется изготовлять из сплавов с повышенным содержанием меди (рис. 4). [c.196]

Величины Гц, Т1.2, 5 и /Си, К22, /С12 в уравнении (1.72) выражаются через функцию усилий ф и функцию прогиба хю по формулам (1.71) и (1.67). Таким образом, уравнение (1.72) представляет собой нелинейное дифференциальное уравнение относительно ф и другую зависимость между этими величинами дает уравнение совместности деформаций для деформированной поверхности, которое получается исключением из уравнений (1.50) перемещений и к т с использованием соотношений (1.69) и (1.71). Это нелинейное уравнение имеет вид [c.27]

Вид предельного состояния, связанного с необратимостью разрушения или нестабильностью пластической деформации, зависит от соотношения энергий, идущих на изменение объема и формы. Основной предпосылкой в теории Г,К. Си является предположение о том, что накопление повреждения в материале можно однозначно связать с величиной энергии, которая рассеивается единицей объема материала. Это позволило выделить пороговые стационарные значения функции плотности энергии деформации. [c.283]

В окрестности вершины трещины по известным асимптотическим формулам Дж. Си [402] вычислил плотность энергии деформации (т. е. удельную величину — энергию деформации в единице объема). [c.71]

И б. Хорошо заметно, что усиление анизотропии при переходе от А1 к Си существенно усложняет угловую зависимость 01. Величины смещений и компонент тензора деформации даже для А1 оказались отличающимися от их значений для изотропного случая примерно на 7%. [c.45]

Совпадение величин и (си-С Сэкв) отражено и па рис. 4.15 (кривые 2 и 3), из которого следует, что при одинаковой деформации разность значений разрушающего напряжения 5 в основном определяется величиной А5. Судя по кривым 12 и 13 (рис. 4.16), такая закономерность справедлива во всем температурном интервале вязкого разрушения. [c.180]

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]

Однако симметрия в расположении напряжений в зоне аЬ площадки смятия будет только в статическом состоянии, т. е. при 03 = 0. В процессе же перекатывания участок си площадки смятия будет находиться в области исчезающих деформаций, а участок сЬ — в зоне нарастающих деформаций. Поэтому в силу явлений гистерезиса (или упругого последействия — запаздывания, причина наличия которого объясняется внутренним трением в материале) наблюдается, что кривая напряжений в области сЬ нарастающих деформаций всегда располагается выше кривой напряжений в области ас исчезающих деформаций. В результате в процессе перекатывания распределение напряжений по площадке аЬ окажется несимметричным, с максимумом, сдвинутым в сторону движения (рис. 263, а), отчего геометрическая сумма напряжений в площадке смятия, равная окажется смещенной за точку с середины площадки на некоторую величину а, которая называется плечом трения 2-го рода. Это плечо а, как будет показано ниже, оказывается [c.373]

После деформации второе сечение, вследствие скручивания участка стержня длиной ds, повернется относительно первого на угол йф=Мк 5/(0/р). Тогда радиус ОаС повернется относительно радиуса Oi тоже на угол ф, и точка С переместится в положение Си что повлечет опускание конца пружины на величину [c.178]

Метод интенсивной пластической деформации применялся для получения СМК-структуры таких металлов, как Си [175— 177], Pd [178—181], Fe [182—184], Ni [175, 177, 185—187], Со [188], сплавов на основе алюминия [168], магния [189] и титана [190, 191]. Авторы [177] отметили различие микроструктуры металлов Ni и Си, полученных одинаковой по величине интенсивной пластической деформацией в MK-Ni размер большинства зерен был около 100 нм, тогда как в СМК-Си — от 5 до 100 нм и зерна меди содержали больше дефектов (дислокаций, двойников), чем зерна MK-Ni. Это означает, что в MK-Ni перераспределение дислокаций в энергетически более выгодные конфигурации (например в ряды дислокаций) происходит уже в процессе интенсивной пластической деформации, а в СМК-Си такое перераспределение даже не начинается. Результаты [177] показывают, что микроструктура данного материала, полученного интенсивной пластической деформацией, должна сильно различаться на разных стадиях деформации кроме того, она весьма существенно зависит от вида деформации (давление, сдвиг или кручение) и ее параметров (температуры, величины, скорости и продолжительности приложения деформации). [c.60]

Использованные алюминиевые сплавы, кроме сплавов с цинком, двухфазны в исходном состоянии. Одни из них (например, сплавы с небольшим содержанием меди и кадмия) при термоциклировании переходили в однофазное состояние, и рост их прекращался. В присутствии включений второй фазы, коэффициенты термического расширения которых иные, чем у алюминия, величина напряжений возрастает и тем больше, чем больше это различие. В зависимости от разницы коэффициентов термического расширения алюминий — избыточная фаза, сведения о которых приведены в табл. 7 [69], присадки можно расположить в следующий убывающий ряд Si, Bi, d, Pb, Си, Sn. Различие коэффициентов термического расширения определяет уровень деформаций даже в том случае, когда температурные градиенты отсутствуют. Однако некоторые фазы [c.121]

Рис. 25. Зависимость сопротивления деформации при растяжении а от концентрации сплавов Си — А1 с различной величиной зерна (е = = 90%)

При этом аналитическая обработка позволила Т1Ж5<си помимо значения показателя П определить положение центра тяжести концентрационных кривых и площадь под ними. Положение центра, тяжести концентрационной кривой характеризует перемещение основной массы атомов на среднюю глубину, а площадь под кривой оценивает сушу перемещаемых радиоактивных атомов. Из представленных данных можно заключить, что картина распределение изотопа в зоне объемного взаимодействия при КСС и УСВ идентична. В результате проведенных исследований установлено, что при контактной стыковой сварке сощто-тивлением могут при определенных условиях (импульсный нагрев в сочетании с скоростями деформации превышающими 0,1 м/с) развиваться процессы аномального массопереноса существенно влияющего на формирование соединений. В частности образование металлических связей наблюдалось при величинах деформации, которые на порядок ниже чем при канонических режимах сварки сопротивлением. Количественные показатели массопереноса в данном случае весьма близки к аналогичным показателям при ударной сварке в вакууме. [c.160]

Величина ёдц = д (( )сИ представляет собой теплоту элементарного цикла Карно и равна, следовательно, работе этого цикла, которая выражается заштрихованной площадью на р—о-диаграм-ме (рис. 3.11). Ввиду малости заштрихованную фигуру можно считать параллелограммом, пренебрегая кривизной изотерм и адиабат. Как видно из рисунка, этот параллелограмм может быть получен путем деформации исходного прямоугольника деформация осуществляется в два этапа, на каждом этапе высота и основание [c.86]

В. Н. Задпое, С. Л. Филлипычев. ПАМЯТЬ ФОРМЫ — свойство нек-рых твёрдых тел восстанавливать исходную форму после пластич. деформации при нагреве или в процессе разгружения. Восстановление формы, как правило, связано с мартенситным превращением или с обратимым двойникова-нием. В зависимости от величины деформации и вида материала восстановление формы может быть полным или частичным. Полное восстановление формы может происходить в сплавах с термоупругим мартенситом, таких, как Си — А1 — (Го, N1, Со, Мп), N1 — А1,Аи — Сй, Ag — Сс1, Т1 — N1, 1п — Т1, Си — гп А1, Си — 2п — 8п), и в ряде др. двойных, тройных и многокомпонентных систем. П. ф. в этих сплавах имеет место и в тех случаях, когда восстановлению формы противодействует внеш. нагрузка. Макс, величина обратимой пластич. деформации зависит от кристаллич. структуры исходной и мартенситной фаз и ограничена величиной деформации решётки при фазовом переходе или сдвигом при двойниковании. Так, при мартенситном превращении в сплавах Т( — N1 она составляет 9%. Когда возможности деформации по мартенситному механизму или за счёт обратимого передвойникования исчерпаны, дальнейшее формоизменение необратимо, т. к. оно происходит путём скольжения полных дислокаций. [c.526]

Предварительные (перед кристаллизационным отжигом) деформация прокаткой аморфных сплавов Fe—Си—Nb—Si—В или их низкотемпературный отжиг позволяют еще уменьшить размер зерна приблизительно до 5 нм [162, 163]. Например, холодная прокатка аморфного сплава Fey j uiNb Siij jB, до величины деформации около 6 % (по удлинению ленты) и последующий отжиг в вакууме при 813 К в течение 1 ч привели к выделению в аморфной фазе нанокристаллических зерен ОЦК-фазы а-Fe(Si) со средним размером примерно 6—8 нм средний размер зерен в нанокристаллическом сплаве, подвергнутом только отжигу при 813 К в течение 1 ч составлял 8—10 нм. Низкотемпературный отжиг аморфного сплава Fe,,, U Nb ,Si Вд при температуре 723 К в течение 1 ч в сочетании с последующим кратковременным (в течение 10 с) высокотемпературным отжигом при 923 К позволил достигнуть среднего размера зерна ОЦК-фазы 4—5 нм. Уменьшение размера зерна в сплаве Fe—Си—Nb—Si—В после ступенчатого отжига приблизило этот сплав к структуре чистых компактных нанокристаллических металлов с размером зерна 2—5 нм, получаемой методом компактирования [130— 134]. Дополнительные деформационная или термическая обработки, понизившие размер зерна, не изменили фазовый состав сплава. По мнению авторов [163], это означает, что фазовый состав сплава Fe,, j uiNb Sii B, окончательно формируется на последней высокотемпературной стадии обработки. Уменьшение размера зерен нанокристаллической фазы вследствие предварительных деформационной или термической обработки обусловлено образованием в аморфной матрице дополнительных центров кристаллизации. [c.55]

Результаты. многочисленных экспериментов показывают, что большинство твердых тел способно выдержать, без разрушения большие всесторонние напряжения. В то же врекя значительно мень-пше по величине напряжения сдвига вызывают разрушение тела. В связи с этим разделение тензора напряжений на шаровой тензор la и девиатор существенно облегчает рассмотрение напряженного состояния тела, йоскольку тензор Ti , вызывающий дилатацию может быть связан с шаровым тензором деформаций или шаровым тензором скоростей деформаций, а тензор D , вызывающий дистор-сию, соответственно с девиаторами деформаций или скоростей деформаций. Выделение давления полезно еще и тем, что позволяет строить уравнение состояния вещества, непрерывно переходящее в уравнение состояния жидкости в условиях, когда компоненты тензора девиатора напряжений становятся пренебрежимо малы по сравнению с Р. [c.16]

Рис 29 Расчетная вторых ПОД дей- хема сложной си- ствием внешней на-стемы с однойвнеш- грузки абсолютная ней нагрузкой величина деформаций возрастает (шпилька, головка илп в общем случае, рис. 29, детали О, 7, 2, 9), и детали системы корпуса, в которых абсолютная величина деформации уменьшается (прокладка, рубашка блока на рис. 28 или в общем случае, рис. 29, детали 3—8). [c.137]

Наиболее широкое применение для описания механического поведения полимерных материалов получила линейная теория наследственности. Основой этой теории служит принцип суперпозиции Больцмана—Вольтерры [185]. Согласно этому принципу напряжение йа (т), которое действовало в течение промежутка времени сИ, предшествуюш,его рассматриваемому моменту времени t, вносит вклад в величину деформации в момент I, равный [c.26]

Упругие деформации системы вызывают погрешности формы и размеров детали, причем значительная доля погрешности возникает из-за технологической нежесткости самой обрабатываемой заготовки, длина которой, как правило, более чем в 10 раз превосходит величину диаметра. Кроме нежесткости заготовки, на погрешность формы обрабатываемой детали оказывают существенное влияние ряд факторов, например изменение жесткости системы СПИД при перемещении резца вдоль детали в процессе обработки, переменная величина припуска на обработку и т. д. Автоматическое корректирующее устройство К-71 обеспечивает повышение точности обработки за счет компенсации погрешности обработки, определяемой путем сопоставления размеров и формы двух копиров — основного (используемого обычно на станке модели СИ-035) и вспомогательного. В качестве вспомогательного копира используется одна из обработанных на станке первых деталей, которая должна иметь припуск на обработку, близкий к среднему для данной партии заготовок. [c.108]

Мгновеннм нагрузка и мгновенное обращение направления действи,. сия. Теория колебаний упругого твердого тела находит применение для доказательства двух важных теорем, относящихся к сопротивлению материалов. Первая заключается в том, что деформация, вызванная действием мгновенной нагрузки, вдвое превышает ту, которая получилась бы при постепенном возрастании сил до той же величины вторая теорема утверждает, что при мгновенном обращении направлений сил величина деформации может утроиться. [c.192]

Если считать, что нам задана частота воздействия р = 2(о, и принять, что в изучаемом случае регулируемой величиной является о)д —собственная частота системы (для малых амплитуд), то полученные нами соотношения будут изображаться графически в координатах (Оо и Л так, как показано на рис. 4.7. Изображенные на нем области параметрического возбуждения для у>0 (кривые параметрического резонанса) для исследованного частотного соотношения, соответствующего первой области неустойчивости линейного уравнения Матьё, переходят при у->0 в соответствующую область, изображенную на рис. 4.4. Здесь, как и в случае резонанса при си.ловом воздействии, получается деформация резонансной кривой для линейной консервативной системы и ее наклон в сторону больших или меньших частот в зависимости от знака нелинейной поправки, т. е. в зависимости от типа неизохронной системы. [c.139]

В работе [228] исследовали эволюцию структуры и упругие свойства Си, подвергнутой интенсивной деформации РКУ-прессовани-ем при комнатной температуре и последующему отжигу при температурах до 500 °С. Упругие модули Юнга Е и сдвига G вычисляли из величин скоростей v и vt соответственно продольных и поперечных ультразвуковых волн по известным соотношениям [c.169]

При проведении теоретических расчетов анизотропии модуля Юнга считается, что упругие свойства поликристаллических материалов определяются константами упругости монокристаллов и преимущественными ориентировками зерен в пространстве [299, 301-305, 307]. При этом обычно пренебрегают взаимодействием между соседними зернами и пользуются различными аппроксимациями. Наиболее близкой к эксперименту является аппроксимация Хилла, который предложил брать среднее от аппроксимаций Фойгта (одинаковая деформация всех зерен) и Ройсса (одинаковое напряжение во всех зернах). Бунге в работе [292] рассчитал зависимость величины модуля Юнга от ориентации в плоскости прокатки для холоднокатаной Си. При этом полученная зависимость аналогична по форме экспериментальным данным и ошибка не превышает 7%. Аналогичные исследования были выполнены для Fe промышленной чистоты и Nb [293], стали [294], Си [295]. [c.175]

В сплаве А1-4 %Си-0,5 %Zr после РКУ-прессования средний размер зерен имел величину около 150 нм и присутствовали высокодисперсные частицы AlaZr размером до 30 нм [319]. Затем образцы сплава Al- u-Zr были подвергнуты растяжению при 250°С с различными скоростями от 2,8 х 10 до 1,4 х 10 с . Оказалось, что данный сплав проявляет очень высокие удлинения до разрушения, несмотря на относительно низкую температуру испытаний. Максимальное удлинение было 850 % при исходной скорости деформации 1,4 х 10 с . Скоростная чувствительность напряжения течения т для этого случая равна 0,46. Для сравнения, этот же сплав с размером зерен 8 мкм проявляет похожее сверхпластическое поведение только при температуре 500°С [335]. [c.210]

Величина усредненного энергетического параметра в наноструктурном образце после кратковременного отжига больше, чем в крупнокристаллическом образце и неотожженном наноструктурном образце, который обладает большей запасенной энергией. Следует отметить, что усредненное значение /Зд в наноструктурном образце, подвергнутом кратковременному отжигу, увеличивается с накоплением деформации на стадии быстрого упрочнения. Такое поведение подобно поведению крупнокристаллической Си. В то же время оно довольно отличается от соответствующего поведения нео гожженных наноструктурных образцов. Для него характерны ясно различимые флуктуации от начала до окончания циклической деформации. Причина этого до настоящего времени не ясна. [c.216]

Как известно, для некоторых алюминиевых сплавов, например сплавов системы А1 — Си — пластическая деформация, про веденная при комнатной температуре после закалки перед старением может увеличить прочностные свойства после серийного искусственного старения. Однако для сплавов системы А1 — 2и — Mg—Си, таких как 7075-Т6, деформация при комнатной температуре на величину от О до 20% после закалки и перед старением позволяе" получить свойства после соответствующего искусственного старения, которые ненамного отличаются от свойств материала, состаренного сразу же после закалки. [c.277]

Технические характеристики. После сия тия нагрузки пружины должны без оста точного изменения формы (осадки) возвра щаться в исходное положение. Технический предел упругости (см. 1.11.2.1)—это такое наибольшее напряжение, до которого не наступает макроскопическая остаточная деформация. Способность выдерживать нагрузку, после снятия которой отсутствует остаточная деформация, прямо зависит от величины модуля упругости (см. 1.11.1.1) (в случае нормальных напряжений) или -модуля сдвига (в случае преимущественных касательных напряжений) (см. 1.11.1.1). По сравнению с аустенитными пружинными сталями (не имеющими полиморфных превращений) закаливаемые (улучшаемые) [c.230]

При исследовании железомарганцевых сплавов, содержащих от 6 до 24% Мп, и сплавов на основе Fe—20% Мп, легированных 2% Си и 3% А1, было установлено, что в -зависимости от температурно-силовых параметров деформирования кроме известных у- г, у- а, е->-а-переходов лйожет развиваться при деформации также г- у превращение при температурах значительно ниже температуры при нагреве [154]. Чем выше температура внутри двухфазного интервала, тем полнее и с большей скоростью реализуется е- у-превращение в изотермических условиях чем выше легированность сплава, тем при более низких температурах деформации обнаруживается е->7-переход. Упрочнение сплавов на железомарганцевой основе с реализацией 8- у-перехода очень важен для немагнитных материалов, где образование ферромагнитной а-фазы нежелательно. Изменяя температуру и величину пластической. деформации, степень легированности, была достигнута оптимальная интенсивность е->7-перехода при деформации, которая обеспечила в сплаве Г16 повышение прочностных, характеристик при сохранении достаточной пластичности Сто,2=900 МПа, сгв=1220 МПа, 6 = 20% [154]. [c.126]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...