Деформация температура

Пластическая деформация. При возрастании касательных напряжений выше определенной величины деформация становится необратимой. При снятии нагрузки устраняется лишь упругая составляющая деформации. Часть же деформации, которую называют пластической, остается. При пластической деформации необратимо изменяется структура металла, а следовательно, и его свойства.

Проследим процесс релаксации на примере стяжки болтом корпусной детали. Предположим сначала, что корпус абсолютно жесткий. С течением времени-болт пластически вытягивается. Первоначальная, созданная предварительной затяжкой относительная упругая деформация Ае болта уменьшается на величину относительной пластической деформации Дпл, и новая упругая деформация становится равной А'е = Де — Дпл. Напряжение в болте снижается в отношении Д'е/Де = 1 — Дпл/Де и в том же отношении снижается сила затяжки стыка.

лебания характеризуют деформацией (от лат. deformatio — искажение) — изменением взаимного расположения ди точек тела. Это изменение относят к первоначальному расстоянию между точками, в результате чего деформация становится безразмерной величиной. Если точки сдвинулись вдоль отрезка, их соединяющего, то это деформация растяжения-сжатия, а если перпендикулярно этому отрезку — деформация сдвига. В результате деформацию записывают в виде тензора вц, аналогичного тензору напряжений. В нем вхх = дих/дх — деформация растяжения-сж'а-тия вдоль оси х и аналогично для других осей. Чтобы сделать тензор деформаций симметричным, компонент кху записывают в форме Exy=(dux/dUy+dUy/dx)/2 и также для других сдвиговых компонент деформации. Величина е = кхх + гуу + егг означает изменение объема dxdydz элементарного куба. Для жидкостей и газов деформации сдвига отсутствуют, а деформации растяже-ния^сжатия по всем направлениям одинаковы.

В первом случае (кривая 10) предполагается, что в процессе деформационного упрочнения достигается уровень теоретической проч-«ости, и дальнейшая деформация становится невозможной из-за разрушения материала. Кривая 10 описывается выражением

Согласно теоретической работе Дау [15], расстояние от места приложения нагрузки до сечения композита, в котором вызванная этой нагрузкой деформация становится равномерной, составляет лишь 4—5 диаметров волокна. В реальных волокнистых композитах расстояние, на котором распределение деформаций становится равномерным, во много раз больше.

Хотя термическая обработка при 823 К приводит к резким изменениям структуры композитов и слой продукта реакции занимает значительную часть объема композита, деформация разрушения, согласно Паттнайку и Лоули [23], остается неизменной. Это означает, что предшествующее разрушению трещинообразование в слое алюминида железа слабо влияет на общую пластичность. Джонс [13] показал, что, хотя линии скольжения в нержавеющей стали исходят из вершин трещин, они развиваются в полосы деформации, пересекающие все сечение проволоки, раньше, чем деформация становится всеобщей и образуется шейка. На рис. 5 гл. 1 приведен заимствованный из работы Джонса [13] пример образования трещин в иитерметаллидной фазе, которое предшествует скольжению в проволоке. С другой стороны, эти трещины в интерметаллидном соединении, по-видимому, приводят к трещино-образованию в матрице.

«ел циклов, когда определяющей разрушение оказывается пластическая составляющая деформации. Однако с увеличением числа циклов до разрушения пластическая деформация становится соизмеримой с упругой и требуется соответствующая модификация уравнений.

тура, при' которой это происходит, называется критической (Ткр). Начиная с Т= Гкр и при более высоких температурах (в диапазоне ТКр ее 7" < Гп) вид диаграмм растяжения становится таким, какой показан на рис. 4.94Д Напомним, что вся деформация в этом диапазоне температур (небольшая упругая и огромная высокоэластическая) при снятии нагрузки исчезает. Появляющиеся в температурной области Tg *^. Т < Тп высокоэластические деформации происходят с образованием шейки и ориентированием всего образца. Однако вся картина в общем-то аналогична той, которая была рассмотрена в области Тхр < Т < Tg, но все же отличается тем, что начало образования шейки соответствует весьма малому напряжению, тогда как при Т < Tg ориентационное упрочнение происходит быстрее, чем в высокоэластическом состоянии. В следующем диапазоне темпера-ТУР (Тп ==? Т '< Tf) деформация в содержит два слагаемых: высокоэластическую деформацию еэл и остаточную деформацию в0(.т. Измеряя деформацию в конце каждого шага нагружсния и производя разгрузку, можно отделить одно слагаемое от другого. По мере роста Т в указанной выше области доля остаточной деформации растет. Наконец, при Т = Tf деформация становится полностью необратимой и образец течет при очень малом напряжении.

Как показывает диаграмма «напряжение — деформация», изображенная на рис. 10.4, для идеально пластического тела взаимно однозначная связь между напряжением и пластической деформацией невозможна. Действительно, после достижения состояния течения (0 = 0Т) пластическая деформация становится неопределенной. Естественно считать, что такой взаимно однознач-

висимость напряжение — деформация становится нелинейной. Третий этап расположен за пиком кривой напряжение— деформация, где все волокна разрушены. Для первого этапа зависимость модуля упругости от объемного содержания волокна представлена на рис. 2.4. Когда волокно введено в композит в виде ткани, а составляет примерно 0,5.

Поведение материала характеризуется моделью 2 в табл. 5.1. Модули GI, GZ и вязкость т] 2 зависят от температуры. При низких температурах мгновенный модуль Gt увеличивается, а упругая деформация становится незначительной. При понижении температуры все более заметной становится замедленная упругость,

Основными параметрами технологического процесса при сварке давлением являются величина давления (деформация), температура нагрева, время сварки, а также величина и скорость взаимного перемещения свариваемых деталей и среда (состав газовой фазы), в которой происходит сварка.

На рис. 11.8 в качестве примера представлены наблюдаемые деформации металла ът(Т), г\и(Г), е2„(7') при сварке и дилатограм-ма металла еСв(Г) для соответствующего термического цикла в продольном сечении, расположенном на расстоянии у= 15 мм от оси шва пластины толщиной 6=10 мм из коррозионно-стойкой стали 12Х18Н10Т размером 400X400 мм, проплавляемой посередине неплавящимся вольфрамовым электродом в среде аргона (УСВ— 2,8 • 10~3 м/с), тепловая мощность q—3670 Вт. Здесь результаты представлены в координатах деформация — температура с равномерной разбивкой температурной оси на стадии нагрева от нормальной до максимальной температуры и на стадии охлаждения от максимальной до нормальной температуры.

Важным следствием обработки кривых нагружения в координатах 5 — eli* 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 S — е'^ соединить точки перегибов, соответствующих критическим деформациям е^ и е», при которых происходит изменение коэффициентов параболического деформационного упрочнения в процессе развития и перестройки дислокационной структуры. Таким образом, мы фактически получаем диаграмму структурных состояний сплава МТА (рис. 3.29). На рис. 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; II — сплетений, клубков дислокаций и /// — ячеистой дислокационной структуры. Области на диаграмме разделены линиями температурной зависимости критических деформаций е± и е2, которые являются верхней границей равномерного распределения дислокаций и соответственно нижней границей образования ячеистой структуры. Температурный ход этих кривых может быть объяснен [345] исходя

пластичности в координатах истинная деформация (логарифмический масштаб) — температура. Нижняя часть рисунка представляет диаграмму (кривые 1 и 2) структурных состояний [345], которые формируются в процессе деформации рекристаллизованного металла. При этом кривая 1 соответствует указанной выше критической деформации e-i, при которой происходит распад однородного распределения дислокаций с образованием клубков и сплетений дислокаций. При дальнейшей деформации эти структурные элементы по мере роста плотности дислокаций постепенно соединяются между собой, образуя ячеистую структуру, формирование которой заканчивается при ez

Рис. 4.16, Совмещенные диаграммы ИДТ (истинная деформация — температура) молибдена в рекристаллизованном и деформированном состояниях 1371] (обозначения см. в тексте).

5.4. ДИАГРАММА ИСТИННАЯ ДЕФОРМАЦИЯ — ТЕМПЕРАТУРА И СТРУКТУРНЫЕ АСПЕКТЫ РАЗРУШЕНИЯ МЕТАЛЛОВ

С целью изучения закономерностей пластичного разрушения молибдена в широком интервале температур и объяснения характерных типов изломов используем диаграмму истинная деформация — температура (ИДТ), которая сочетает диаграмму структурных состояний и температурную зависимость ряда критических деформаций, отражающих динамику возникновения и развития несплошностей в образце при растяжении.

5.4.1. Построение диаграммы истинная деформация — температура

41. Диаграмма истинная деформация—температура и структурные аспекты разрушения молибдена / А. Д. Васильев, И. Д. Горная, В. Ф. Моисеев и др. // Металлофизика.— 1982.— 4, № 2.—С. 91—100.

5.4. Диаграмма истинная деформация — температура и структурные аспекты разрушения металлов.................. 213

5.4.1. Построение диаграммы истинная деформация — температура 215