Деформации определяемой

Для фиксированного вектора скорости деформации q граница полупространства (1.31) представляет собой опорную плоскость для области текучести. Точки Q, являющиеся общими для этой плоскости и поверхности текучести, изображают напряженные состояния, при которых могут возникнуть скорости деформации, определяемые q. Мы будем говорить, что

По мере совершенствования методики термоусталостных испытаний определение деформаций осуществляется все более точными методами. Так, в начальный период термоусталостных испытаний деформации рассчитывались в предположении абсолютной жесткости системы и постоянства температур на рабочей длине образца [16, 186, 196, 257]. Проведение тщательного термо-метрирования в статическом и динамическом режимах позволило, выявить значительное несоответствие принятого допущения характеру действительного распределения температур вдоль образца [138, 191, 192]. При этом деформации, определяемые с учетом жесткости отдельных элементов машины и образца, а также непостоянства температурных полей, оказываются отличающимися в 1,5—2 раза от деформаций, рассчитанных по методике [16, 186„ 196, 257].

Наиболее рельефно процессы циклической ползучести протекают в металлах при их пульсирующем растяжении. В этом случае циклические пластические деформации определяемые по ширине диаграмм циклического деформирования при нулевых напряжениях, в связи с характером нагружения не проявляются, и в материале накапливается только направленная деформация, как и при статической ползучести.

По мере совершенствования методов термоусталостных испытаний определение деформаций осуществляется все более точными методами. Так, в начальный период термоусталостных испытаний расчет деформаций производился в предположении абсолютной жесткости системы и постоянства температур на рабочей длине образца [1—4]. Проведение тщательного термометрирования в статическом и динамическом режимах позволило выявить значительное несоответствие принятого допущения характеру действительного распределения температур вдоль образца [5—7]. При этом деформации, определяемые с учетом жесткости отдельных элементов машины и образца, а также непостоянства температур-

где еъ е2, Via — деформации, определяемые соответственно усилиями Tlt Г4, S.

где сту = Ееу и еу - условные упругие напряжения и деформации, определяемые при решении задачи в упругой постановке.

Уравнение Коши — Римана, связывающие поворот с температурой. Возьмем следующие составляющие деформации, определяемые уравнениями (11.28):

Этот факт свидетельствует, что движущая сила превращения, описанная в предыдущем разделе, т.е. нехимическая свободная энергия, необходимая для превращения, в сплавах Fe—Ni большая, а в сплавах Аи—Cd — маленькая. Поэтому поверхностная энергия и энергия пластической деформации, определяемые уравнениями (1.1) и (1.3), в сплавах Аи—Cd настолько малы, что ими можно пренебречь. Тогда полная энергия при превращении определяется из (1.4) в виде

где Оу = Ееу и еу — условные упругие напряжения и деформации, определяемые при решении задачи в упругой постановке.

ние общих деформаций по всей базе. После разгрузок в процессе дальнейшего нагружения, в том числе и при смене знака нагрузки, средняя деформация по базе поддерживается сравнительно равномерной. При смене знака нагрузки максимальные местные циклические деформации сжатия наблюдаются в тех же участках, где они были наибольшими при растяжении. С увеличением количества циклов нагружения происходит некоторое перераспределение деформаций в отдельных участках базы образца. Однако зоны с повышенным уровнем деформации, определяемые на базах 0,5 ммг остаются.

Неоднородности циклической пластической деформации K^f, и односторонне накопленной пластической деформации К^е, определяемые в виде

получается дифференцированием равенства (11). Подставляя значение скорости пластической деформации, определяемой соотношениями (15) и (17), в формулу (10), получаем

Пусть ai, HI и ki — единичные векторы соответственно волокна, нормальной линии и направления оси до деформации, а а, п и k — те же единичные векторы после деформации. Тогда градиенты однородной деформации, определяемой уравнениями (91) и (92), даются формулами

" Меткалф [18] указал, что наиболее слабое место этой теории— предположение о статическом характере трещины: считается, что трещины образуются при деформации, определяемой уравнением

Зависимость величины пластической деформации, определяемой по тариро-вочному графику для обжатия при продавливании через фильеру, от нагрузки на индентор

сталей деформации, входящие в уравнения (8) и (9), оказываются завися. щими от числа циклов нагружения. При этом скорость накопления деформаций ер связана в основном с отношением предела текучести ат к пределу прочности CB или равномерной деформации ев к разрушающей efti Обобщение закономерностей малоциклового разрушения достигнуто на основе учета длины L траектории пластической деформации, определяемой циклическими и односторонне накопленными пластическими деформациями. Кривая разрушения при мягком нагружении в амплитудах напряжений для широкого диапазона чисел циклов может быть описана уравнением типа (6) с заменой т на Л?0 и т„ на единицу. Экспериментальное подтверждение уравнения (8) при испытаниях лабораторных образцов было получено на базе значительного усовершенствования средств измерения и регистрации малых упругих и больших пластических деформаций, а также применения испытательных машин, обеспечивающих управление не только по заданным нагрузкам, но и по заданным деформациям.

Испытание на скручивание. Испытание на скручивание применяется для оценки способности проволоки к пластической деформации (определяемой главным образом по числу скручиваний) при постоянном или переменном направлении кручения и для выявления неоднородности, а также поверхностных и частично внутренних дефектов металла (определяемых по виду излома и поверхности скрученного образца).

Касательные напряжения Т связаны о величиной деформации, определяемой утлом у (рис. 2,6).

2.3.2. Расчет сопротивления циклическому нагружению в соответствии сп. 1.8 производится с учетом асимметрии цикла по амплитудам максимальных условных упругих напряжений цикла, равным произведению местной упругой или упругопластичес-кой деформации, определяемой расчетом или экспериментально, на модуль упругости при расчетной температуре; при деформациях, не превышающих деформаций предела текучести, значения условных и действительных напряжений совпадают.

Приборостроение [12, 21, 28]. Высокое сопротивление малым пластическим деформациям, значительно более высокий уровень максимальной упругой деформации, определяемой отношением ^амг/Е, чем у сталей других классов, повышенная малоцикловая выносливость в сочетании с возможностями широкого применения холодной пластической деформации, хорошей свариваемостью и коррозионной стойкостью определяют преимущества мартенситно-ста-реющих сталей как пружинного материала. При формировании двухфазной структуры (а + -у) эти стали могут обладать элинварными свойствами в диапазоне климатических температур, что существенно расширяет диапазон использования упругих элементов из этих сталей.

В композиции, состоящей из хрупкой матрицы и хрупкого волокна, вязкость разрушения обеспечивается при реализации механизма разрушения путем вытягивания волокон, причем волокна должны быть выбраны соответствующей длины /* ~ lv и диаметра d = de (см. рис. 10.4). В композиционных материалах с хрупкой матрицей и эластичными волокнами вязкость разрушения повышают за счет увеличения диаметра непрерывных волокон, их прочности и объемного содержания. В таких материалах существен не только процесс вытягивания волокон, но и процесс разрушения самих волокон. При высокой прочности границы раздела волокно разрушается по достижении предельной деформации, определяемой раскрытием трещины. Сопротивление разрушению может быть повышено снижением прочности связи между волокнами и матрицей. В этом случае прочность композиции на сдвиг и растяжение в направлении, перпендикулярном волокнам, снижается. Вязкость разрушения такой композиции повышается при упрочнении дисперсными волокнами (/ < 4р), вытягивающимися из матрицы.

Диаграммы рекристаллизации. Зависимость между величиной зерна, степенью деформации, и температурой обычно выражается в виде пространственных диаграмм рекристаллизации для разных металлов и сплавов, одна из которых, например для железа, приведена на фиг. 49. Такие диаграммы в настоящее время существуют для многих металлов и сплавов, и в них установлена зависимость между величиной зерна после отжига, измеряемой в мк*, степенью деформации, определяемой в процентах обжатия в холодном состоянии, и температурой нагрева. Между тем, размер зерна после рекристаллизационного отжига зависит еще от продолжительности нагрева, наличия препятствий и