На главную

Решебник методичек Тарга С.М. 1988, 1989, 1983 и 1982 годов по теоретической механике для студентов-заочников.

Статья по теме: Деформации образование

Предметная область: материаловедение, композиционные материалы, металлы, стали, покрытия, деформации, обработка

Скачать полный текст

Растяжение образца при 300° С приводит к интенсивной миграции границ зерен и сдвигу по границам (при еср= 1,0—1,5%), что характеризует увеличение вклада границ зерен в общую деформацию. При малых степенях деформации образование видимых полос скольжения не наблюдается. Увеличение степени деформации до 5% приводит к появлению в зернах алюминия как прямолинейных следов скольжения, направленных под углом 45° к оси образца, так и волнистых следов, перпендикулярных растягивающей нагрузке. Дальнейшее деформирование (до 12% и более) приводит к развитию множественного скольжения и к росту ширины волнистых линий скольжения. При пересечении одной системы скольжения с другой на линиях скольжения образуются ступеньки. Кроме этого, при 300° С интенсивно протекает фрагментация (рис. 2, б), границы зерен все еще являются эффективными барьерами для следов скольжения. Интенсивное развитие поперечного и множественного скольжения, усиление миграции границ, фрагментация, по-видимому, и являются факторами, повышающими пластичность (б) при 300° С. В отличие от 300° С для 400° С (температура провала пластичности) характерно развитие очень широких следов скольжения, причем с ростом еср их плотность увеличивается мало, зато растут величина сдвига и ширина полос скольжения, появившихся на ранних стадиях деформации (рис. 2, в). Развитие получают также процессы проскальзывания зерен по взаимным границам, причем миграция последних идет очень вяло. По-видимому, локализация деформации в полосах скольжения и на границах зерен и приводит к понижению пластичности. При 500° С уже на ранних ста-[2, С.129]

Восстановление формы обнаружено и на сталях [168, 172]. Исследованием дилатометрических эффектов в деформированных хромомарганцевых сталях было установлено, что знак изменения размеров при 8->"УпРевРаЩении противоположен тому, который вызывает при пластической деформации образование Б-фазы. Обратное е->у-превра-щение при нагреве сопровождается неизотропным изменением линейных размеров. В направлении, в котором при предварительной деформации образец укорачивался, наблюдалось удлинение [168]. На любопытный факт изменения знака деформации при температуре фазового перехода предварительно деформированного двухфазного (е+ + у) -сплава обратил внимание еще Шуман [93]. Образцы из железомарганцевого сплава Г16С подвергались воздействию упругих или пластических деформаций перед прямым и обратным фазовыми переходами или в процессе перехода. После 24-часовой выдержки под растягивающей нагрузкой при комнатной температуре образцы вместо того, чтобы удлиняться при нагреве несколько укорачивались. При охлаждении исчезал объемный эффект сжатия, если предварительно образец подвергался действию' растягивающих напряжений при температурах у-»-Е-пре-вращения или выше. Причем более эффективно влияет растягивающее напряжение в период у->-е-перехода,-— при последующем дилатометрическом цикле (200Сч=МЮО°С) такой образец претерпевал сильное укорочение. Шуман объяснял наблюдаемые явления стабилизирующим влиянием наклепа и образованием е-фазы под действием внешних напряжений [93].[7, С.147]

Исследование структуры деформированного при разных температурах сплава Fe — 3,2 % Si (рис. 3.26) методом избирательного травления декорированных дислокаций на образцах, деформация которых была остановлена в средней части линейной стадии упрочнения, показало [339], что деформация локализована в полосах скольжения. Причем на этой стадии упрочнения в каждом зерне обычно действуют 2—3 системы скольжения и лишь в районе стыков зерен иногда подключаются дополнительные системы. Авторы [62] наблюдали в ванадии в исследуемом интервале низкотемпературной деформации образование плоских скоплений дислокаций.[1, С.146]

Влияние мартенситного превращения у -> а1 на малоцикловую усталость аустенитной стали (18O-6,5Ni-0,19C) в работе [61] изучали с применением магнитного и рентгеноструктурного методов. Испытания проводили в условиях растяжения-сжатия с контролируемой деформацией при частоте нагружения 0,5-5 цикл/мин. Температура испытаний в интервале 25-200 °С была и ниже температуры Md = 100 °С (Md - температура начала мартенситного превращения при пластической деформации). Было установлено, что при температурах испытания < Md существует критическая величина амплитуды пластической деформации, ниже которой сталь остается аустенитной. При больших амплитудах пластической деформации образование мартенсита приводит к значительному циклическому упрочнению и уменьшению долговечности, причем, последняя в основном зависит от пластической компоненты амплитуды циклической деформации. Зарождение и распространение усталостных трещин ускоряется наличием мартенситного превращения. Уменьшение долговечности (за счет укорочения стадий зарождения и распространения усталостных трещин), вызванное мартенситным превращением, при малоцикловой усталости стали 316L (амплитуда циклической деформации 0,6%, комнатная температура) было также обнаружено в работе [62].[12, С.240]

Образцы с различным поперечным сечением испытывались на малоцикловую усталость. Форма образцов была подобрана так, чтобы отделить области максимального напряжения и деформации от областей максимальных градиентов напряжения и деформации. Образование трещин начинается вблизи этих двух почти совпадающих зон. На основании исследования делается вывод, что наиболее вероятной областью образования трещин является область с максимальным градиентом деформации. Данные исследования позволяют считать, что именно в этой, области наблюдается наибольшая плотность дефектов в кристалле. ,[3, С.424]

Наибольшее влияние на горячую пластичность оказывает химический состав стали, определяющий ее свойства и фазовый состав при деформации. Образование избыточных фаз различного состава, находящихся в металле в виде включений, прослоек и пленок, существенно затрудняет протекание процесса пластической деформации. В этой связи влияет и ликвация химического, а следовательно, и фазового состава металла в слитке.[4, С.288]

Причиной выкрашивания валков могут быть мелкие риски и неровности на их поверхности. Мелкие риски часто возникают на поверхности или в приповерхностном слое валка в результате изменений внутренней структуры, вызванных напряжениями в процессе прокатки. Риски, а также шлифовочные трещины в направлении, перпендикулярном к направлению шлифования, иногда возникают в результате сильного местного нагрева, что приводит к локальной пластической деформации. Образование локальных рисок может 62[5, С.62]

При температурах 600—1200° С условия протекания механизма деформации и разрушения изготовленной способом литого плакирования двухслойной стали Ст. 3 + X18H1QT наряду с взаимным деформационным влиянием в значительной мере контролируются процессами диффузионного взаимодействия изменяющего характер химической, структурной и механической неоднородности в зоне сопряжения слоев. В этом случае при 600—800° С наблюдается развитие межзеренного проска'льзывания, наиболее активно проявляющегося в обезуглероженной зоне материала основы, а также локализации пластической деформации в узкой приграничной зоне вблизи поверхности раздела слоев биметалла. Интенсивное карбидообразование в участке аустенитной стали, непосредственно примыкающем к межслойной границе, способствует охрупчиванию и зарождению в нем микронадрывов, приводящих к развитию хрупких трещин. В слое основного металла происходит резкое ослабление сдвигового микрорельефа и обнаруживаются типичные признаки высокотемпературной деформации (образование складок, возникновение межкристаллических трещин, появление субструктуры, протекание рекристаллизации под напряжением.).[10, С.136]

Дальнейшее повышение температуры испытания приводит к растворению карбидных частиц в науглероженной прослойке стали Х18Н10Т и интенсификации различных проявлений локализации пластической деформации в пограничных участках. При температуре 1100—1200° С межзеренное смещение, инициирующее образование интеркристаллитных трещин, получает наибольшее развитие в зернах материала плакирующего слоя, расположенных вблизи межслойной границы.[10, С.136]

ливании благодаря неопределенности кинематики течения (увеличение степеней свободы), перехода от реактивных сил трения к активным, изменению условий локализации деформации (образование двух или нескольких очагов деформации, образование очагов деформации других форм и размеров) фактическая деформация (вследствие снижения eg и е^) уменьшается, что соответственно вызывает снижение pg и рц. Кроме того, увеличивается девиа-торная часть тензора напряжений, что соответственно уменьшает и ри. Таким образом, энергия формоизменения и давления в некоторых случаях могут заметно уменьшаться.[9, С.143]

наследованных от мартенсита. Образующаяся ячеистая субструктура фазонаклепанного аустенита [19, 20] обеспечивает сочетание высокой прочности и пластичности. Дополнительной причиной повышения пластичности метастабильных аустенитных сплавов может служить также их способность к мартенситному у-» л превращению при холодной пластической деформации. Образование мартенсита в процессе пластической деформации приводит к релаксации имеющихся пиков напряжений и увеличению способности аустенита к дальнейшей пластической деформации. При механических испытаниях некоторых аустенитных сплавов это явление, получившее название трип-эффекта [21], выражается в исключительно высоком равномерном удлинении образцов.[11, С.14]

... отрезано, скачайте архив с полным текстом ! Полный текст статьи здесь



В ПОМОЩЬ ВСЕМ СТУДЕНТАМ!!!
Задачи по теоретической механике из сборников Яблонского, Мещерского, Тарга С.М., Кепе. Решение любых задач по материаловедению, термодинамике, метрологии, термеху, химии, высшей математике, строймеху, сопромату, электротехнике, ТОЭ, физике и другим предметам на заказ.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Трефилов В.И. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов, 1987, 248 с.
2. Лозинский М.Г. Практика тепловой микроскопии, 1976, 168 с.
3. Материалы М.К. Механическая усталость металлов, 1983, 440 с.
4. Бородулин Г.М. Нержавеющая сталь, 1973, 319 с.
5. Веронский А.N. Термическая усталость металлов, 1986, 129 с.
6. Москвичев В.В. Трещиностойкость и механические свойства конструкционных материалов, 2002, 335 с.
7. Волынова Т.Ф. Высокомарганцовистые стали и сплавы, 1988, 343 с.
8. Семенов Е.И. Ковка и штамповка Т.1, , 568 с.
9. Семенов Е.И. Ковка и штамповка Т.3, , 384 с.
10. Лозинский М.Г. Новые направления развития высокотемпературной металлографии, 1971, 169 с.
11. Малышев К.А. Фазовый наклеп аустенитных сплавов на железо-никелевой основе, 1982, 261 с.
12. Терентьев В.Ф. Усталость металлических материалов, 2003, 257 с.

На главную