СПЛАВ температурах испытания — Диаграммы

На рис. 337 приведена общая форма зависимости прочности от продолжительности приложения нагрузки при разных температурах. Такого вида диаграммы справедливы для многих металлов и сплавов, так что представленную зависимость следует рассматривать в принципе как общую для металлов. Как видно из диаграммы, при пониженной температуре прочность металлов мало зависит от продолжительности воздействия нагрузки. Так, при напряжении несколько ниже Ов (на диаграмме обозначено X) разрушение произойдет лишь через несколько десятков лет > 10 с). При более высоких температурах зависимость прочности от времени воздействия нагрузки становится сильнее (что видно по возрастанию угла наклона прямых). Наконец, выше некоторых температур прочность так быстро снижается с увеличением продолжительности испытания, что указание одного значения прочности без одновременного указания продолжительности воздействия нагрузки уже лишено технического смысла. Действительно, если при /4 (рис. 337) напряжение 04 вызовет разрушение через 10 с, то напряжение Oi вызовет разрушение уже через 10 с, т. е. в 10 000 раз быстрее. [c.452]

Рис. 104. Диаграммы усталости сплавов ВТВ (а) и ВТЗ-1 (б) при температурах испытания, °С

Нередко детали машин или элементы строительных конструкций работают в зоне повышенных и пониженных температур. Для расчета на прочность таких объектов нужны сведения о характеристиках прочности и пластичности именно при различных температурах эксплуатации. В современной справочной литературе дпя некоторых материалов такие данные можно найти. Мы лишь укажем на общую тенденцию чем выше температура испытания образца металла или сплава, тем ниже характеристики прочности и выше характеристики пластичности. Соответствующим образом трансформируются и диаграммы деформирования уменьшается высота по оси а и увеличивается ширина по оси е. При достаточно высокой температуре пластичность может возрасти настолько, что становится возможной пластическая обработка металлов (прокатка, ковка и т. п.). [c.56]

Температура. Температура испытаний по-разному влияет на закономерности стабильного развития усталостных трещин в конструкционных сплавах на всех трех участках диаграммы роста усталостных трещин и на условия перехода от усталостного к хрупкому разрушению в различных температурных диапазонах. Стабильное развитие усталостных трещин характеризуется длительностью периодов развития, скоростью распространения усталостных трещин, величиной порогового коэффициента интенсивности напряжений Kth и т. п., а условия перехода от усталостного к хрупкому разрушению характеризуются температурой хрупкости площадью стабильного развития усталостных трещин на поверхности излома разрушенных образцов критической скоростью стабильного развития усталостных тре- [c.146]

Понижение температуры испытаний исследованных сталей и сплавов до значений ниже температуры хрупкости неоднозначно влияет на пороговый коэффициент интенсивности напряжений (рис. 90) и на скорость роста трещин на втором участке диаграммы (см. рис. 89, б). [c.155]

Результаты испытаний на длительную прочность представляют в виде кривых или диаграмм длительной прочности, изображающих в логарифмических или полулогарифмических координатах зависимость между а и т. Известно несколько разных видов (степенная, экспоненциальная) зависимости времени разрушения Тр от напряжения а. Наиболее широкое распространение [222] получила зависимость Ларсона-Миллера в виде 0(lg Тр -I- С) = Р(о), где 0 - абсолютная температура испытания, С - константа материала, Тр - время до разрушения при приложенном напряжении о. По результатам испытаний большого числа сплавов величина С зависит от температуры и изменяется в диапазоне от 15 до 30. [c.354]

В работах [3, 22] было показано, что периодичность и стадийность процессов пластической деформации при статическом растяжении для случая поликристаллических металлов и сплавов с ОЦК-решеткой, имеющих физический предел текучести, может быть рассмотрена с учетом накопления повреждений (рис. 2.2). Следует отметить, что это наиболее сложный вид диаграммы статического растяжения металлических материалов. Усложнить эту диаграмму можно лишь, добавив участок деформации прерывистой текучести, которая иногда наблюдается на стадии деформационного упрочнения, например, у низкоуглеродистых сталей в интервале температур испытания 100-300 °С. В случае ГЦК-металлов и сплавов обычно на такой диаграмме отсутствуют зуб и площадка текучести. Рассмотрев стадийность деформации и накопления повреждений на примере такой сложной диаграммы, легче перейти к более простым случаям. [c.40]

Рис. 1. Диаграмма зависимость предела прочности сплава никель ТП, предварительно подвергнутого высокотемпературной обработке, от температуры испытания

В одних диаграммах состав—жаропрочность даже при умеренных температурах порядка 0,5—0,7 Тпл растворителя максимум жаропрочности значительно смещен в сторону растворителя, в других—наоборот, этот максимум смещен в сторону гетерогенных сплавов [1]. С ростом же температуры испытания сплавов картина в одних и тех же системах принципиально меняется [2]. [c.83]

Фиг. 308. Сводные диаграммы жаропрочных свойств при данной температуре. Сплав нимоник. Температура испытания 700°.

Рис. 308. Сводные диаграммы жаропрочных свойств приданной температуре. Сплав нимоник (0,03%С 19,7% Сг 74,9% N1, 2,6%Т1 0,9% А1). Температура испытания 700° С

На рис. 388 представлена зависимость между уровнем прочности этих сплавов (АК2, АК4) и температурой испытания, а на рис. 389 — твердость дюралюминия и жаропрочного сплава АК4 при повышенных температурах. Из последней диаграммы видно, что жаропрочный сплав- ЛК4 имеет преимуш,ество пород более простым по составу [c.443]

Характер разрушения при циклическом знакопеременном нагружении жаропрочных сплавов на кобальтовой основе также зависит от частоты нагружения. Так, для сплава HS 188 [14] построена диаграмма, разделяющая области межзеренного и внутризеренного разрушения в зависимости от частоты и температуры испытаний. [c.221]

Из вышеизложенного следует, что степень зависимости пластичности от схемы напряженного состояния для различных металлов и сплавов будет различной в зависимости от типа кристаллической решетки, наличия примесей, фазового состава, температуры и скорости деформации, структуры и ряда других факторов, воздействующих на пластичность. Однако независимо от степени влияния гидростатического давления на пластичность металла (сплава) пластичность увеличивается с алгебраическим уменьшением шаровой части тензора напряжения, т. е. с уменьшением величины k= jT — коэффициента жесткости схемы напряженного состояния. В связи с этим для установления количественной связи пластичности с величиной k (или для построения диаграмм Лр—не обязательно проводить испытания в камерах высокого давления. Достаточно знать величины Лр при растяжении ( =1 т/"3), кручении ( =0) и сжатии k——1 . у З). [c.519]

Основные положения методики испытаний на малоцикловую усталость регламентированы ГОСТ 2860—65. Частоту выбирают в пределах 0,1—5 Гц. Без записи диаграммы частота может быть более высокой при условии, что температура образца не превышает 50°С в случае легких сплавов и I00 в случае сталей. Практически испытания проводят в области частот 0,5—5 Гц. [c.237]

У сварных соединений некоторых сплавов в состоянии после сварки (особенно у сплавов 2219, 6061 и литейных сплавов) повышение предела текучести в интервале 77— 4 К необычно велико и непропорционально тому, что можно было бы ожидать на основании поведения сварных соединений при более высоких температурах и свойств основного металла [3]. Это можно объяснить тем, что предел текучести сварных соединений при 4 К определяли по диаграммам, которые регистрировали перемещение захватов, а не деформацию на расчетной длине образца, что не обеспечивает возможность точного определения при испытании образцов, не однородных по длине расчетной части. [c.185]

Значение модуля сдвига боропластика согласуется с опубликованными данными для комнатной температуры [9], а боралюминия — существенно ниже. Было показано, что модуль сдвига, рассчитанный по диаграммам растяжения 45°-ных образцов, согласуется с модулем, определенным более точными методами для угле- и стеклопластиков [6]. Однако в случае сплава 6061 F, упрочненного борным волокном диаметром 0,1 мм, нелинейный характер диаграммы растяжения не позволяет применять упрощенный метод испытания 45°-ных образцов, значения модуля сдвига занижаются [10]. Поэтому данные, полученные в настоящей работе, занижены, что обусловлено ограниченностью этого метода. [c.369]

Предварительно на образцах из сплавов АК4-1-Т1, В-95Т, Д-19Т в диапазоне температур Г = 20 -ч- 215° С при статическом, малоцикловом и длительном статическом нагружениях были получены характеристики материалов при однородном напряженном состоянии. Время испытаний на ползучесть составляло от 0,5 до 3000 ч, суммарное время т циклических испытаний — от 0,01 до 100 ч при продолжительности цикла в интервале от 0,02 до 0,85 ч диапазон разрушаюш их чисел циклов N составил 10 — 10 циклов. В результате обработки результатов испытаний построены [11] кривые изменения ширины петли б по числу циклов К, кривые усталости при мягком и жестком нагружениях, зависимости поперечного сужения ф от числа циклов и времени испытания, кривые ползучести и изохронные кривые. Для алюминиевых сплавов в отличие от сталей участок упрочнения на диаграмме деформирования оказывается более пологим, в указанном диапазоне температур величина = 03 0,9, пре- [c.117]

Рис. 90. Сериальные кривые ударной вязкости я доля волокна в изломе железомарганцевых сплавов высокой а, в) в промышленной (б, г) чистоты на основе г-твердого раствора (верхние диаграммы) и изменение фазового состава в зависимости от температуры испытания (ннжние диаграммы) а - Г15 б - Г14 в - Г17 г - Г16

На втором участке диаграммы роста усталостных трещин повышение температуры испытаний в указанном выше диапазоне температур- по-разному влияет на сопротивление развитию усталостных трещин в зависимости от скорости развития усталостных трещин и исследуемых сплавов. Например (см. рис. 88), повышение температуры испытаний от 293 до 623 К и до 724 К теплоустойчивой стали 15Х2МФА(1) [c.149]

Понижение температуры испытаний для пластичных неохрупчива-ющихся материалов и охрупчивающихся сплавов в диапазоне выше температуры хрупкости этих сплавов не влияет на скорость роста усталостных трещин на втором участке диаграммы или уменьшает ее При испытаниях сплавов в диапазоне температур ниже температуры хрупкости Гхр понижение температуры приводит к уменьшению скорости роста усталостных трещин на втором участке диаграммы при низких значениях и к ее увеличению при высоких значениях Кыак-Влияние температуры испытаний на значения Кш неоднозначно. [c.155]

На рис. 78 представлена температурная зависимость удельной работы распространения трещины при ударном изгибе Для алюминиевого сплава Ал27-1, а также характерные копии диаграмм разрушения, записанных при различных температурах испытания. Как видно из рисунка, характер температурной зависи- [c.170]

Рис. 78. Зависимость удельной работы разрушения от температуры испытания алюминиевого сплава Ал27-1, а также характерные диаграммы разрушения образцов.

Растяжение образцов исследованных сплавов при температурах ниже Мз вызывало образование мартенсита напряжений уже при небольших нагрузках, значительно ниже перегиба диаграммы деформации, обычно связываемого с условным пределом текучести (рис. Г). Предел текучести ат, определенный стандартным методом [5] по диаграмме деформации, непрерывно возрастает по мере понижения температуры испытаний и накопления мартенсита охлаждения. Напряжение ат таких же образцов с различным количеством предварительно полученного мартенсита, определенное при комнатной температуре (т. е. выше Мз), оказывается более высоким, чем при растяжении ниже мартенситной точки (рис. 2). Иначе говоря, при равном количестве мартенсита охлаждения, предел текучести от, определенный по диаграмме деформации, оказывается пониженным в случае испытаний при более низкой температуре, когда происходит образование мартенсита напряжений. Последнее приводит и к увеличению наклона начального прямолинейного участка диаграммы деформации по сравнепию с образцами, аустенит которых не превращается при растяжении. [c.58]

Технологические свойства цилиндрических образцов сплава Ti —9А1 при осадке в интервале температур 800— 1100° С в зависимости от содержания водорода обобщены в виде диаграммы пластичности (рис. 248). В изученном температурном интервале пластичность этого сплава с исходным содержанием водорода 0,006% имеет при температуре 1100° С аномальный всплеск с признаками сверхпластичности, характерными для сплавов с полиморфными превращениями. Запас пластичности образиа, деформированного на 75—80%, еще далеко не исчерпан удельное давление при степени деформации 50% составляет 3—4 кгс/мм (рис. 249). Снижение температуры испытания резко уменьшает запас пластичности сплава. При температуре осаживания 1050° С, соответствующей а-области диаграммы состояния Ti — Al (рис. 38) для данного сплава, трещ1П1ы на боковой поверхности появляются при степени деформации 50%, а при температуре 800° С даже небольшие обжатия ( 5%) приводили к образованию трещин. Падение пла-спгчности при снижении температуры сопровождается значительным возрастанием сопротивления пластической деформации. Как видно из рис. 249, удельное давление при температуре осадки 800° С и степени деформации 50% достигает 57 кгс/мм . [c.491]

На фиг. 390 представлена зависимость между уровнем прочности этих сплавов (АК2, АК4) и температурой испытания, а на фиг. 391— твердость дуралюмина и жаропрочного сплава АК4 при повышеиных температурах. Из последней диаграммы видно, что жаропрочный сплав АК4 имеет преимущество перед более простым по составу сплавом Д1. Однако это преимущество наиболее резко выражено в интервале температур 150—300°. При температу- [c.419]

Более полно, чем какой-пнбудь один показатель, например 1<Тпл или Од, жаропрочность материала характеризуют сводные графики. На рис. 341 приведен график для сплава, из которого изготавливают турбинные лопатки. Диаграммы в логарифмических координатах (Iga —Igt) характеризуют жаропрочные свойства при какой-то определенной температуре для разной продолжительности испытания. [c.458]

На рис. 116 приведены характерные диаграммы выносливости на оксидированных и не оксидированных гладких и надрезанных образцах диаметром рабочей части 6 мм при круговом консольном изгибе, полученные Н. И. Лошаковой, С. Ф. Юрьевым и Г. Н. Всеволодовым. Оксидирование проводили путем нагрева образцов в открытой электропечи до 800°С и выдержке в течение 1 ч с получением слоя повышенной твердости толщиной 40 мкм. Материал образцов — сплав Т —4 % А1 (ВТ5 с несколько пониженным содержанием алюминия). Из рис. 116 видно, что термическое оксидирование может резко снижать предел выносливости. Особенно велико это снижение при испытании гладких образцов (почти в 2 раза), у надрезанных (а. ==3,5) оно не превышает 25 %. Подобное влияние термического оксидирования на усталостную прочность обнаружено при испытании сплавов ВТЗ-1, ВТ6 и др. [ 178, с. 236—247 179 180]. Обобщенные результаты исследований, характеризующие зависимость предела выносливости сплава типа ВТ5 от режима оксидирования, приведены на рис. 117. Как следует из этого рисунка, повышение температуры и увеличение продолжительности изотермического окисления сопровождаются снижением предела выносливости оксидированных при 750—800°С гладких образцов на 30—50 %, надрезанных на 25—30 %. С повышением температуры оксидирования усталостная прочность гладких образцов снижается более резко, чем при увеличении длительности процесса. Уменьшение выносливости надрезанных образцов происходит в первые часы выдержки, а при дальнейшем повышении и длительности [c.184]

Рис. 175. Параметрическая диаграмма игаростойкости сплава 0,04% С—15.63% Сг- 6,Г,8% Fe—0,18% Si—0,21% Мп-Э,04% Си —0,007% S—76,92% Ni Е водяном паре, родержьщем 0,002% Ог н 0,00025% Hj. Продолжительность испытаний до 10 ООО ч при температуре S65 и 630 "С и давлении 6,39 МПа [13]

Рис, 176. Параметрическая диаграмма жаростойкости сплава Ин-конель X (0,04% С 15,0% Ст 0,7% А) 2,5% Ti 1,0% Nb 7,0% Fe 0,5% Mn 0.4% SU 73,0% Ni) в водяном паре. Продолжительность испытаний до 3100 ч при температуре 540 н 730 С и давлении 34,4 МПа [1S] [c.306]

На рис. 27 приведены результаты опытов с неизотермическим нагружением сплава Д16 [84]. Образцы перед испытаниями деформировали до еост=0,8%, после чего испытывали по режиму daldx>0, dtfdx>0. Сравнение полученных диаграмм (штриховая линия) с изотермическими диаграммами (сплошные линии) свидетельствует о влиянии процесса изменения температуры на деформационные свойства. [c.45]

Вязкость разрушения. При испытаниях вязкости разрушения основного материала и сварных соединений при комнатной температуре и 77 К наблюдалось пластичное разрушение по типу отрыва без каких-либо признаков нестабильного разрушения. При проведении на диаграмме нагрузка — раскрытие трещины линии, наклон которой на 5 % меньше, чем наклон линейной части диаграммы, признаков роста трещины не обнаружено, и истинные значения критического коэффициента интенсивности напряжений Ki определить было невозможно. Оба материала настолько вязки, что просто не хватает толщины образца для того, чтобы накопленная упругая энергия могла вызвать даже незначительное увеличение роста трещины. Проведенные ранее исследования плит сплава 5083-0 и сварных соединений, выполненных с присадкой проволоки сплава 5183, [7] показали, что при испытаниях изгибом надрезанных образцов размером 203X203 мм толщины образца недостаточно для обеспечения условий плоской деформации в материале. Было установлено, что такие условия обеспечиваются на образцах толщиной 305 и шириной 610 мм. [c.114]

В исходном состоянии исследуемый сплав БрОФб,5—0,15 представляет собой пересыщенный а-твердый раствор, термодинамически неустойчивый при повышенных температурах. Согласно диаграмме состояния резкое уменьшение концентрации олова наблюдается при температуре 350° и выше. На рис. 10 представлены результаты изменения параметра а решетки оловянистой бронзы после трения в течение 30 и 10 ч (й сх = 3,675 А). Видно, что на глубине 5 мкм а = 3,62 А и сохраняется постоянным до глубины 2 мкм. На меньшем расстоянии от поверхности наблюдается значительное обеднение сплава оловом и образование медной пленки (рис. 10, а). Однако возрастание скорости диффузии атомов в процессе трения может привести к совершенно другому эффекту— распаду неравновесного твердого раствора. На рис. 10, б представлены результаты рентгенографического анализа образца, который после 10 ч испытаний проявил скачкообразное увеличение трения и износа. Падение периода решетки а-твердого раствора сопровождалось появлением новой системы интерференционных линий, свидетельствующих об образовании в зоне контакта фазы, близкой по составу к интерметаллиду е. Распад твердого раствора и образование новой фазы являются следствием микродиффузион-ных процессов при трении и наличия флуктуаций концентрации олова в деформированных микрообъемах. [c.24]

На результаты оценки горячей пластичности и, следовательно, склонности к образованию сварочных трещин могут оказывать значительное влияние параметры испытания. Особенно влиятельны максимальная температура, скорость охлаждения и скорость деформации. Пример влияния максимальной температуры дан на рис. 18.6 в виде трехмерной диаграммы поведения материала в зоне термического влияния сварного шва у сплава Hastelloy X. Для наглядности размер этой зоны был во много раз увеличен в сравнении с размерами сварочной ванны. Различные области в зоне термического влияния сначала нагревались, а затем охлаждались по мере того, [c.273]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...