Сталь Влияние деформации в зависимости от температуры

В работе [239] изучалось влияние кремния на изменение твердости при холодной прокатке и установлено, что стали типа 22-9 с 2,4% Si и 0,11 % С, обладая большей исходной твердостью, имеют меньшую склонность к приобретению наклепа с увеличением степени деформации, чем сталь 18-8 с 0,09%. В этой же работе изучалось изменение твердости в зависимости от температуры отпуска. Свойства хромоникелевых сталей с кремнием зависят от температуры закалки (рис. 162). [c.286]

Рис. 314. Влияние холодной деформации на склонность стали 18-8 к межкристаллитной коррозии в зависимости от температуры и времени

Начиная с последних лет XIX столетия, все возрастающее внимание отечественных и зарубежных материаловедов уделяется разработке способов и созданию аппаратуры, обеспечивающих возможность прямого изучения микроскопического строения и свойств металлов и сплавов, подвергаемых различным режимам нагрева и механического нагружения. Этот интерес связан с тем, что именно под влиянием температурно-временного фактора, например, в стали, являющейся одним из основных материалов современного машиностроения, протекают полиморфные превращения, а также происходят процессы рекристаллизации, отпуска, старения и отжига, определяющие уровень прочностных свойств изделий. В зависимости от температуры испытания или эксплуатации и режимов предварительной термической механической и. термомеханической обработки и скорости нагружения инициируются и развиваются в поликристаллических материалах механизмы внутри- и межзеренной деформации, сказывающиеся на эксплуатационных свойствах материалов. [c.5]

На величину зерна в стали оказывают влияние разнообразие режимов обработки, например длительность выдержек при нагреве режим охлаждения от температуры нагрева до температуры деформирования, которая может быть значительно ниже температуры нагрева скорости охлаждения после деформирования различные скорости деформации и т. п. Таким образом, зерно и структура в каждом конкретном случае изучаются в зависимости от целей и задач исследования. [c.28]

Высокопластичные малоуглеродистые и низколегированные перлитные конструкционные стали при температуре до 400° С имеют высокое сопротивление термической усталости. Экспериментальные данные показывают, что вследствие незначительного влияния ползучести кривые долговечности (по числу циклов до разрушения в зависимости от амплитуды деформаций или условных напряжений в цикле) во всем интервале температур от комнатной до 400° С для всего класса углеродистых и низколегированных сталей с достаточным для практических целей приближением совпадают как при термической, так и при механической малоцикловой усталости. Поэтому для расчетов на термическую усталость при непрерывном чередовании теплосмен в данном случае можно использовать обобщенные расчетные кривые усталости, приведенные в нормах расчета на прочность [20]. [c.139]

На рис 135 показано влияние температуры и степени деформации на механические свойства стали Прирост прочностных свойств тем больше, чем выше степень де формации и ниже ее температура Установлена линейная зависимость прироста прочности при НТМО в зависимости от степени деформации — примерно 6 МПа на 1 % дефор мации Пластичность стали достигает наиболее высоких значений лишь при температуре деформации выше 500— 550 °С [c.230]

В работе [60] образование мартенсита деформации при малоцикловой усталости изучали при температурах испытания 22, 93 и 116 °С на образцах из метастабильных аустенитных сталей типа 301 и 304 в условиях растяжения-сжатия с постоянной амплитудой деформации Ае после различных режимов термической обработки (7 - закалка с 1093 °С в масло 2 - охлаждение с печью с 954 до 204 °С в течение 3 ч. В исходном состоянии стали имели однофазную аустенитную структуру. Количество образующегося мартенсита деформации определяли непрерывно в процессе испытания с помощью магнитного метода. В процессе циклирования в сталях происходило образование двух типов мартенсита а и е. Количественное соотношение между этими типами мартенсита зависит от величины амплитуды циклической деформации и температуры испытания. Чем меньше амплитуда деформации и выше температура испытания, тем меньше образуется е-мартенсита. Общее количество мартенсита деформации непрерывно возрастает с ростом числа циклов (см. рис. 6.34). При одинаковых условиях испытания в стали 304 образуется больше мартенсит по сравнению со сталью 301. В зависимости от амплитуды деформации а-мартенсит оказывает противоречивое влияние на число циклов до разрушения. При комнатной температуре испытания при амплитуде циклической де- [c.239]

Нагрев выше 350—400° С сопровождается в некоторых случаях незначительным повышением пластичности и вязкости после малых обжатий (см. рис. 55—59) и заметным снижением пластичности после больших обжатий. При этом наблюдается резкое уменьшение прочности и заметное снижение предела упругости. Следовательно, для получения хорошего сочетания прочности, упругости и пластичности следует вести нагрев сильно-деформированной стали до температур, на 50—150 град превышающих температуру максимального развития процессов деформационного старения, например для проволоки или прядей, идущих на изготовление напряженного железобетона. И действительно, в работах [402, 415— 417] рекомендуется проводить отпуск холоднотянутой проволоки при 300—400° С в зависимости от степени деформации и продолжительности выдержки при температуре отпуска. Время отпуска не оказывает существенного влияния на абсолютную величину эффекта деформационного старения (см. рис. 70), однако смещает максимум последнего по температурной шкале. Так, увеличение продолжительности отпуска от 1 мин до 10 ч смещает максимум прочности или минимум пластичности на 50— 75 град в сторону более низких температур. Длительность отпуска аналогично влияет на величину и температурный интервал снижения пластичности в области 300—600° С (см. рис. 84). Для канатной проволоки обычно рекомендуют кратковременный отпуск 250—300° С (максимальный эффект деформационного старения) или более продолжительный отпуск при 200—220° С (см. [c.215]

Несмотря на большое количество работ в области аномалий прочностных характеристик температурной и скоростной зависимостей металлов и сплавов, в литературе нет достаточно точных оценок в отношении изменения положения аномалии типа деформационного старения по шкале температур для наиболее употребляемых в обработке давлением металлов и сплавов в зависимости от скорости и степени деформации. Так, смещение положения максимума горба деформационного старения в сторону высоких температур при увеличении скорости деформации рассмотрено лишь с качественной стороны количественная оценка этого явления остается неисследованной. В большинстве случаев не определены величины прочностных характеристик металлов и сплавов, соответствующие разным степеням деформации, включая и область деформационного старения. Мало изучен вопрос о влиянии содержания углерода в стали, а в общем случае состава материала на местонахождение аномалии прочностных характеристик температурной зависимости и ее максимума. Не установлен механизм появления аномалии типа деформационного старения в углеродистых сталях — диффузия к дислокациям атомов углерода или азота. [c.185]

Рост зерна в деформированных сталях и сплавах, происходящий вследствие развития собирательной рекристаллизации, может приводить к значительному укрупнению кристаллической структуры. Однако следует учитывать, что нагрев металлов и сплавов в процессе обработки давлением не является окончательной операцией и сопровождается, как правило, последующей деформацией. В данном случае деформация значительно измельчает крупнокристаллическую структуру, образовавшуюся при нагреве и собирательной рекристаллизации. Отсюда можно заключить, что температура начала собирательной рекристаллизации не является потолком нагрева перед обработкой давлением. Поэтому при установлении температур обработки температуры начала собирательной рекристаллизации вследствие положительного влияния деформации должны учитываться с возможным повышением их в зависимости от величины последующей деформации. Температуры собирательной рекристаллизации жаропрочных сплавов и отдельных легирующих элементов определялись также рентгеновским методом. [c.124]

Значения температур Мд и сильно зависят от содержания в стали никеля (рис. 10.3). Большое влияние на понижение температуры мартенситного превращения оказывают и другие легирующие элементы — углерод, азот, марганец и кремний. У высоколегированных хромоникелевых сталей температура мартенситного превращения лежит в области от О до 100 °С и даже ниже в зависимости от состава стали. Таким образом, переохлажденный до 20 °С аустенит может быть при определенном составе стали стабильным и нестабильным и претерпевать при определенных условиях мартенситное превращение, например в условиях охлаждения до пониженных температур (температур мартенситного превращения) при закалке или холодной пластической деформации при положительной температуре. [c.256]

По методике ИМЕТ-1, разработанной автором и Г. Н. Клебановым в 1952—1954 гг. [107—111], тонкие ил стандартные стержневые образцы нагревают в специальной машине током и охлаждают в соответствии с заданными термическими циклами. В процессе нагрева или охлаждения образцы могут быть подвергнуты деформации или разрыву при заданной мгновенной температуре либо в заданном интервале температур (в зависимости от скорости деформации), а также могут быть резко охлаждены в воде с целью фиксации структурного состояния. Это позволяет исследовать кинетику изменения механических свойств и структуры металла в различных участках зоны термического влияния в процессе сварки и термообработки, а также программировать и осуществлять сложные температурно-деформационные воздействия при термомеханической обработке стали (методом растяжения). G помощью этой машины можно определять и конечные изменения структуры и свойств после полного охлаждения образцов до комнатной температуры. [c.59]

Данные рис. 2.3 характеризуют влияние температуры на зависимость предела текучести 00,2 и временного сопротивления Ов углеродистой стали SM 41С от скорости деформации. Видно, что Оо.2 зависит от скорости деформации даже при температурах близких к комнатной. Для Од обнаружили отрицательную зависимость от скорости деформации в температурной области синеломкости (150—350 °С) при температурах >400 °С характер зависимости меняется и по мере повышения температуры становится более сильный. [c.43]

Аналогичная последовательность изменения РТ с температурой обнаружена при ударных испытаниях с записью динамических нагрузок [16]. При испытании низкоуглеродистой стали основное влияние высоких скоростей деформации заключается в увеличении предела текучести независимо от температуры испытания, так как уменьшается время, необходимое для термически активируемых процессов, понижающих напряжение скольжения дислокаций в матрице (температурно зависимую компоненту а- в напряжении трения а,). При дальнейшем росте скорости деформации достигается предел, за которым теряется чувствительность напряжения течения к скорости деформации [17] и который уменьшается с повышением температуры. Этот предел может быть связан с наступлением двойникования как механизма общей пластической деформации, но подробных исследований проведено не было. В высокопрочных сталях как температурная зависимость, так и скоростная чувствительность предела текучести уменьшаются пропорционально, поскольку основная доля напряжения трения приходится на температурно-независимую компоненту a l (дально-действующие поля напряжений). К сожалению, информация о механизмах микроскопической деформации таких сталей при высоких скоростях явно недостаточна. [c.203]

Зависимость q от температуры для ряда теплостойких сталей представлена на рис. 56. При повышенных температурах значения q относительно невелики вследствие существенного влияния пластических деформаций, однако в области температур интенсивного старения имеет место повышенная чувствительность к концентрации. [c.226]

Увеличение содержания углерода в стали от 0,1 до 0,8% не оказывает качественного влияния на зависимость механических свойств от температуры деформации и температурную зависимость механических свойств, но оказывает некоторое количественное влияние, выражающееся в повышении температуры максимального развития динамического деформационного старения и снижении абсолютной величины эффекта динамического деформационного старения. Аналогичные результаты получены в работах [466, 473, 507 и др]. Это можно объяснить тем, что в силу кратковременности процесса взаимодействия между дислокациями и примесными атомами основным поставщиком примесных атомов для блокировки дислокаций является твердый раствор, цементит не успевает включиться в реакцию в качестве поставщика атомов углерода. Поскольку при степенях деформации до 25—30% пластическая деформация развивается преимущественно за счет деформации феррита, плотность дислокаций в феррите среднеуглеродистых сталей оказывается, по-видимому, выше, чем в феррите низкоуглеродистой стали. Поэтому концентрация точек закрепления дислокационных линий, а значит, и эффект динамического деформационного старения в среднеуглеродистых сталях оказываются ниже, чем в низкоуглеродистой стали. [c.274]

При температурах ниже температуры динамического деформационного старения ударная вязкость зависит от того, в какой плоскости — плоскости прокатки или плоскости, перпендикулярной к ней и параллельной направлению прокатки, выполнен надрез (см. рис. 105). В интервале температур динамического деформационного старения и выше плоскость, в которой выполнен надрез в ударных образцах, не оказывает заметного влияния на величину ударной вязкости. Зависимость ударной вязкости холоднодеформированной стали от расположения канавки относительно плоскости прокатки обусловлена, по-видимому, неравномерной деформацией зерна в горизонтальной и вертикальной плоскостях и влиянием эффекта Баушингера. Твердость двух взаимно перпендикулярных боковых плоскостей предварительно холодно-деформированной стали также различна, что обусловлено теми же причинами. При прокатке в интервале температур динамического деформационного старения и выше различие в твердости обоих боковых плоскостей уменьшается, следовательно, динамическое деформационное старение уменьшает эффект Баушингера. [c.266]

Систематическое изучение влияния температуры пластической деформации при ВТМО привело к заключению, что получаемая прочность стали не имеет линейной зависимости от температуры деформации (рис. 21) [35]. В районе температуры рекристаллизации Трекр на кривых прочности наблюдается резкий перегиб, обусловленный изменением механизма пластической деформации в результате резкого снижения диффузионной подвижности металла [23], в свою очередь, определяемого изменением межатомной связи. Резкое снижение диффузионной подвижности в районе Трекр меняет механизм пластической деформации и характер образуемой дислокационной структуры. Повышение плотности дислокаций, образование более дисперсной субструктуры и тонкой структуры под влиянием сдвиговых процессов имеет следствием образование более дисперсной структуры закалки, чем это получается при ТМО с деформацией выше Трекр- Заслуживает внимания тот факт, что выше и ниже Трекр повышение и снижение прочностных свойств имеют 60 [c.60]

Во время пластической деформации верхний слой инструмента нагревается, что также оказывает влияние на величину сил трения. Кроме того, нагрев изменяет состояние контактной поверхности в результате образования слоя оксидов. Образовавшаяся окалина чаще всего состоит из трех разл)4чных по толщине слоев наружного тонкого слоя FejOa (толщиной 2 %), среднего слоя ( 18 %) и прилегающего к подложке слоя FeO. Процесс окисления чистых металлов до сих пор детально не выяснен. Это явление очень сложно и в случае стали,кроме железа на окисление оказывают влияние также легирующие элементы, которые при наличии больших количеств могут совершенно изменить ход окисления. Характер изменения коэффициента трения в зависимости от температуры деформируемого металла приведен на рис. 28. [c.43]

Ударная вязкость, характерузующая вязкость конструкционных и инструментальных сталей для горячей деформации, также однозначно изменяется в зависимости от твердости даже при различных температурах испытания (рис. 28). Основное влияние вспомогательных характеристик и здесь хорошо разграничивается. В зависимости от температуры испытания (или эксплуатации) это влияние становится более значительным. На основании опыта, полученного при исследовании причин разрушения инструментов для горячей деформации, значение ударной вязкости материала инструментов, разрушившихся хрупко при 500° С, с V-образным надрезом, Ян=20-г--ь25 Дж/см . [c.46]

Величину Kf, дренебрегая влиянием скорости деформации, принимают равно ( пределу прочности на разрыв данной стали при темпе ратуре прокатки. Кривые изменения предела прочности на разрыв в зависимости от температуры для некоторых сортов углеродистой стали приведены на рис. 89. Коэффициенты [c.319]

Повторная закалка из критического интервала (между A i и Асз) снижает чувствительность к хрупкости [132]. Повышение температуры отпуска замедляет последующее развитие хрупкости при более низких температурах [114]. С увеличением времени выдержки при высоком отпуске (650°) вязкость падает, достигает минимума, затем начинает возрастать [114, 130, 133, 94, 102]. Порог хладноломкости сдвигается к более низким температурам [125]. С увеличением скорости нагрева под закалку [134] и под отпуск [55, 56] и уменьшением выдержек при отпуске обратимая хрупкость снижается и даже предупреждается. В структурах, полученных в результате изотермического распада хромоникелевых сталей, обратимая хрупкость развивается в меньшей степени, чем в отпущенном мартенсите [116]. Повышение температуры изотермического распада усиливает склонность к хрупкости [135]. Обратимая хрупкость наблюдается и в отожженных сталях [114, 136]. Развитие ее повышает температуру перехода к хрупкому разрушению при определении ударной вяч-кости в зависимости от температуры испытания. Рациональная оценка склонности стали к хрупкости возможна лишь в результате серийных испытаний и определения смещения критической температуры хрупкости под воздействием охрупчивания стали [109, 111, 114, 127, 120, 131 и др.]. Все известные случаи отпускной хрупкости можно рассматривать как разновидность явления хладноломкости, хотя о тождестве проблем отпускной хрупкости и хладноломкости говорить все же нельзя ([109] — см. также [138, 137]). Смещение кривых хладноломкости указывает на наличие отпускной хрупкости, но степень ее развития характеризует очень приблизительно [109]. Хрупкость характеризуется заниженным сопротивлением отрыву [139]. Разрушение идет по границам зерен аустенита а-фазы [113, 116, 140]. Под влиянием холодной пластической деформации восприимчивость к необратимой и обратимой хрупкости ослабляется [114, 141]. Пластическая деформация в аустенитном состоянии, после которой до рекристаллизации произведена закалка, резко ослабляет необратимую и. .братимую отпускную хрупкость [142]. [c.705]

Влияние химического состава на изменение свойств металлов и сплавов связано с фазовыми превращениями, происходящими в них в процессе горячей деформации. В зависимости от химического состава изменяется при нагреве критическая температура роста зерна. Исследованиями [1] установлено, что начало интенситаого роста зерна феррита наступает при 1200°С, для низкоуглеродистой стали (0,12% С)—при 1250°С, а для хромоникелевой стали (0,23%С)—при 1150°С. [c.5]

Характер изменения напряжений второго рода в зависимости от температуры испытания (рис. 5) для обеих сталей одинаков с увеличением температуры они интенсивно уменьшаются. При значительных пластических деформациях влияние степени деформации на величину напряжений второго рода незначительно, однако кривая а — Г сп при е = 30% расположена ниже аналогичной кривой при е = 15%. Подобное расположение кривых в зависимости от степени деформации объясняется тем, что влияние деформации аналогично действию дополнительной температуры. Уровень напряжений второго рода, как и уровень сопротивляемости пластическим деформациям [6], для стали ШХ15 значительно выше, чем для стали У8, что объясняется влиянием легирующей добавки хрома. [c.133]

В зависимости от соотношения влияния этих процессов в данных условиях испытания возможно как упрочнение, так и разупрочнение предварительно деформированного металла. При повышении температуры и продолжительности испытания роль и значение процессов разупрочнения возрастает по сравнению со значением деформационного упрочнения, что в случае наклепа приводит к понижению характеристик усталости и жаропрочности сталей и сплавов по сравнению с ненаклепанным состоянием. На характер зависимостей длительной прочности, ползучести и сопротивления усталости от предварительного наклепа влияет субструктура, возникающая в зернах в результате предварительной деформации металла и отжига. [c.200]

Авторы работы [324] привели многочисленные примеры размерной нестабильности различных углеродистых и легированных сталей при термоциклировании, сопровождающемся полиморфными превращениями. Литые образцы мало изменяли свои размеры, горячедеформированные — сильно. В зависимости от того как вырезанный образец ориентирован относительно направления деформации, при термоциклах длина его увеличивалась или уменьшалась. Авторы [324] не обнаружили влияния скорости нагрева и охлаждения на формоизменение стали при термоциклировании. Линейные изменения образцоз при варьировании темпа смены температуры 12 и 80 град/сек были близкими. Коэффициент роста составлял приблизительно 0,1%, и наблюдалась относительная независимость его от числа циклов. Приведенные в работе [324] данные свидетельствуют о том, что при термоциклировании технических сталей возникают факторы, действие которых перекрывает эффект температурных градиентов. Причины необратимого формоизменения деформированной стали в указанной работе не обсуждаются, возможно, они связаны с текстурой и химической неоднородностью образцов. [c.61]

В двухфазных аустенитно-боридных швах кратковременный нагрев в области температур 1100—1180°С практически не сказывается на структуре металла шва, как и на строении самой стали (рис. 42). Чтобы раздробить эвтектическую сетку боридов, требуется горячая деформация литого металла. Ниже будет показано, что и длительный нагрев в указанном интервале тэмператур не оказывает влияния на структуру аустенитно-боридных швов. Это свидетельствует о высокой стабильности такого типа микроструктуры, что с точки зрения жаропрочных свойств является весьма благоприятным фактором. При нагреве до температуры 1180—1200° С, в зависимости от химического состава эвтектической фазы, начинается ее оплавление и, в некоторых случаях, коагуляция. Сказанное относительно стабильности аустенитно- [c.137]

Изучение кривых течения и изменения сопротивления деформированию сталей в зависимости от скорости деформирования позволяет констатировать следующее [3]. При осадке на 30% углеродистых сталей со скоростью деформации, изменявшейся в широких пределах от 0,1 до б mJ k, имеет место значительное влияние скорости на сопротивление деформированию. При динамической деформации среднеуглеродистой стали с содержанием 0,45% С сопротивление деформированию при 1150° увеличивается почти в 4 раза, а при температуре 850° в 2,5 раза по сравнению со статической деформацией. [c.77]

Влияние водорода на механические свойства стали в зависимости от различных факторов (скорости деформации, температуры испытания и т. д.) может быть объяснено гипотезой, предложенной Л. С. Морозом и Т. Э. Мингиным [39]. Согласно этой гипотезе, влияние водорода на свойства стали проявляется двояким образом [c.26]

Влияние ско рости деформации на механические свойства рассмотрено в ряде исследований. В работе В. Люэга и А. Помпа показано, что при холодной прокатке углеродистой стали (0,17% С) изменение скорости прокатки даже в 140 раз (0,15—21,6 м/мин) яе вызывает повышения усилия прокатки. Незначительное влияние скорости прокатки на расход энергии также отмечено Б работе [32]. В работе [5] приведены данные изменения временного сопротивления чистого железа в зависимости от скорости деформации ттри комнатной температуре (рис. 136). Из рисунка видно, что наиболее резкое возрастание (Тв происходит в интервале скоростей 10 —103 сеге-1. [c.106]

Регистрируемое на различных этапах термоцикла изменение размеров образцов является суммарным и состоит из деформации нормальной ползучести (внешние напряжения не превышают предел текучести ни одной из фаз), объемного эффекта фазового превращения и трансформационной деформации. Поэтому величина деформации за цикл должна зависеть от темпа смены температур и величины температурных градиентов. Авторы работы [294] такой зависимости не обнаружили. Однако в железе высокой чистоты, например при термоциклировании с перепадом температур, появляются деформации, которые не являются следствием внешней нагрузки [331]. В связи с этим авторы работ [287, 348] при изучении эффекта внешней нагрузки предприняли меры с целью устранения влияния продольных температурных градиентов. В отличие от работы [294], на железе и стали обнаружена зависимость остаточной деформации от скорости фазового превращения. Клинард и Шерби [287] дифференцировали размерные изменения, обусловленные трансформационной деформацией, нормальной ползучестью и различием удельных объемов феррита и аустенита как и авторы [294], они пришли к выводу, что трансформационная деформация при нагреве образца значительно больше, чем. при охлаждении. Петче и Штанглер [348] варьировали в широком диапазоне длительность термоцикла, интервал температурных колебаний и скорость изменения температуры. Ими показано, что при широком температурном интервале (примерно 200° С), в котором полиморфные превращения железа происходят полностью, деформация за определенное время пропорциональна числу циклов и трансформационная пластичность почти не зависит от скорости изменения температуры и длительности цикла. При узком интервале температурных колебаний (примерно 60° С) деформация за одно и то же время испытания почти одинакова и не зависит от числа циклов и скорости изменения тем- [c.69]

В процессе взаимодействия абразивных тел с поверхностью детали работа упругой деформации в местах каждого едипичпого контакта полностью переходит в теплоту. Хотя контактная температура в локальных объемах может достигать значительных величин, теплота быстро отводится в холодные объемы металла и изнашивающей среды в соответствии с их теплопроводностью.Температура нагрева рабочей поверхности оказывает весьма важное влияние на износостойкость металлов и сплавов. Так например, термическая обработка, закалка высокохромистых сталей типаХ12 с высоких температур, обуславливает получение в структуре большого количества остаточного аустенита (80%). Известно, что остаточный аустенит такого типа в сталях под воздействием внешней нагрузки может превращаться в мартенсит деформации [194]. Характер зависимости мартенсита деформации нри изменении напряжений иллюстрируется (рис. 1.9). При этом существует некоторая минимальная величина напряжений - От, с которой начинается образование мартенсита деформации. Изучение влияния температуры изнашиваемой детали на сопротивление сплавов воздействию изнашивающих сред посвящено достаточно много работ [158,228-236]. [c.17]

С увеличением концентрации напряжений более отчетливо проявляется влияние напрягаемых объемов и температуры на переход от вязкого состояния к хрупкому. Поэтому для определения условий перехода от вязкого к квазихрупкому или хрупкому разрушению широко используют температурные зависимости характеристик прочности и пластичности. В качестве примера на рис. 1.10 приведены результаты испытаний для малоуглеродистой стали 22К при растяжении образцов с площадью сечения f=lOOO мм . При испытаниях образцов с острыми надрезами регистрировались разрушающее напряжение Ск, сужение площади поперечного сечения ij) и максимальная деформация бтах в зоне концентрации напряжений после разрушения, измеренной методом сеток с шагом 0,1 мм. Кроме указанных характеристик на диаграмме рис. 1.10 нанесены величина Fb — доля вязкой ягтp и.члома (как хаоареристика степени [c.17]

КОН бора проводились на воздухе они отчетливо выявили заметное снижение прочности при температуре ниже 811 К [37, 38]. С обнаружением интенсивной реакции между волокнами бора и расплавленной окисью бора (температура плавления 727 К) стало ясно, что одна из возможных причин разупрочнения — поверхностная реакция с воздухом. Последующие исследования проводились в атмосфере аргона, но предпринятые для исключения влияния кислорода меры были, как правило, недостаточны [И]. Напротив, если волокнО бора находится в титановой матрице, доступ кислорода к нему практически исключен это обстоятельство позволяет ответить на вопрос, применимы ли многие из этих характеристик прочности изолированных волокон к волокнам в составе композита. Роуз [28] начал в лаборатории автора работу по измерению прочности волокон бора при растяжении и сдвиге в высоком вакууме (<1,3-10- Па). Затем в статье Меткалфа и Шмитца [20] были приведены кривые температурной зависимости модуля и прочности при растяжении они представлены на рис. 13. Значения прочности были получены при кратковременном испытании с предварительной пятиминутной выдержкой при температуре испытания. Слабое увеличение прочности при повышении температуры от комнатной до 811 К объясняли тем, что приблизительно при этой температуре происходит переход от вязкого разрушения к хрупкому. С такой интерпретацией согласуются наблюдения Роуза о том, что пластическая деформация предшест- [c.163]

Смещения критическ 1х температур Ltd зависят от размеров поперечных сечений (толщи(1ы Я и ширины В) (рис. 48 и 49) [2J. Наибольшим ока.зы-вается увеличение вторых критических температур при статическом растяжении с варьированием толщины сечения образца. При этом интервал температур квазихрупких состояний сокращается. Ширина сечения оказывает меньшее влияние на увеличение критических температур, чем толщина сечения. Ударное инициирование трещин (по Робертсону) дает абсолютные значения вторых критических температур примерно на 60—70 С выше, чем при статическом инициировании. Для термически необработанных сварных соединений повышение первых критических температур происходит более интенсивно (в 1,4—1,5 раза), чем для основного металла. При увеличении предварительных пластических деформаций от О до 10 % за счет деформационного старения вторые критические температуры возрастают практически линейно для малоуглеродистых сталей это возрастание приблизительно равно 40 °С. Повышение температур старения при заданной предварительной деформации приводит к монотонному увели-ченшо вторых критических температур с максимумом при 250—300 С (если деформация равна 10 %, Д са i= 80 С), При циклических поврежден.иях, оцениваемых в относительных долговечно стях (отношение числа циклов предварительного нагружения к числу циклов до разрушения), увеличение Д/сд и для малоуглеродистых сталей (долговечность Ш ) происходит по линейной зависимости с коэффициентами пропорциональности соответственно 30— 35 и 40—80. Увеличение долговечности на порядок снижает указанные коэффициенты пропорциональности на 25— 30 %. Малоцикловые повреждения в области температур деформационногв старения (250—300 °С) повышают коэффициенты пропорциональности примерно в 2 раза. [c.71]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...