Деформации превращается

Физический смысл формулы (I) - предельно допустимая радиальная деформация ролика под действием сил инерции. При радиальной деформации, превышающей допустимую, вращение ролика вокруг собственной оси вызывает смещение слоев бумажной ленты против направления его намотки, что сопровождается уменьшением его плотности. Это приводит к потере связи между корпусом магазина и ролика и к нарушению работы системы автоматического регулирования, а значит, и к обрывности бумажной ленты.

а) в течение 30 мин. кольца сжимают шпиндельным прессом с параллельными плоскостями до 2/з начальной высоты; после сжатия кольца должны немедленно принять прежний вид и не обнаруживать видимых повреждений и остаточной деформации, превышающей 5% начальной высоты;

На участках труб, имеющих гибы, и прямых участках труб паропроводов, работающих при температуре 450 °С и выше, через каждые 100 тыс. ч наработки или по достижении остаточной деформации, превышающей половину допустимой, производят вырезку для оценки состояния металла. Вырезку участка трубы, рекомендуется производить механическим способом. При использовании для этой цели электросварки или газовой резки следует оставлять припуск не менее 29 мм от места среза.

На рис. 48 приведены макро- и микроструктура разорванного образца и рентгенограммы, снятые с различных его участков. Из снимков видно, что в недеформированном состоянии (после закалки и высокого отпуска) на рентгенограммах четко выявляются текстурные максимумы (рис. 48,1 ). После же деформации на рентгенограмме, снятой с участка, примыкающего к месту разрушения (шейка), внутризеренная текстура уже не обнаруживается, хотя почернение вдоль интерференционного кольца не совсем равномерное (рис. 48, III). Это свидетельствует о том, что пластическая деформация разрушает общность ориентировки кристаллитов а-фазы. Анализ рентгенограмм показал, что исчезновение внутри-зеренной текстуры в стали 35ХГСА наступает после деформации, превышающей 4> «к 25 %. Эта деформация условно названа критической (i/kp) *. При меньших степенях деформации текстурные максимумы на линии а-фазы сохраняются, хотя интерференционная линия заметно размывается.

Как видно из рис. 48, б, Ш,при повторной закалке от температуры, превышающей Ас$ (в условиях медленного нагрева), наблюдается измельчение зерна в той части разрывного образца, где степень деформации превышает критическую. При меньших деформациях зерно сохраняется крупным (рис. 48, б, I ). Таким образом, восстановление или измельчение аустенитного зерна в таких условиях нагрева определяется степенью исходной деформации.

лизации и при нагреве до температур, соответствующих межкритическому интервалу, и общность ориентировки кристаллитов не нарушается. Завершение а ->• "/-превращения в этом случае сопровождается восстановлением зерна. При деформации, превышающей критическую, нагрев до температур межкритического интервала вызывает рекристаллизацию как в а-, так и в образовавшейся 7-Фазе> что приводит к измельчению зерна. Таким образом, отсутствие структурной наследственности при ф > 1//кр является следствием разрушения общности ориентировки кристаллитов а-фазы непосредственно при пластической деформации и рекристаллизации в а- и -у-фазах при нагреве.

л тарировку измерительных и записывающих средств следует осуществлять в истинных деформациях. При этих условиях нагр ужения измерение циклических продольных деформаций встречает значительные методические трудности — оно становится возможным лишь на малых базах (1 — 2 мм) с периодической перестановкой деформометра на исходную базу после достижения относительной деформации, превышающей 4%, когда равенство истинной и относительной деформаций уже не сохраняется (см. рис. 2.14). Односторонне накопленная деформация в последнем случае измеряется, как правило, в процессе деформирования и на стадии окончательного разрушения по сужению в шейке.

композиционного материала, испытавшего чрезмерную реакцию (деформация в зоне реакции будет равна деформации в композиционном материале, если плоские сечения не искривляются под нагрузкой). Композиционные материалы с большим содержанием борных волокон при этой деформации разрушаются полностью. На рис. 4 схематически показано поперечное сечение композиционного материала титан — бор после деформации, превышающей 2500 мкдюйм/дюйм (0,25%). Диборид титана растрескался, но это не вызвало разрушения бора. В случае разрушения борида с образованием трещин последние создают концентрацию напряжений, характеризуемую коэффициентом типа

На рис. 48 приведены макро- и микроструктура разорванного образца и рентгенограммы, снятые с различных его участков. Из снимков видно, что в недеформированном состоянии (после закалки и высокого отпуска) на рентгенограммах четко выявляются текстурные максимумы (рис. 48,1 ). После же деформации на рентгенограмме, снятой с участка, примыкающего к месту разрушения (шейка), внутризеренная текстура уже не обнаруживается, хотя почернение вдоль интерференционного кольца не совсем равномерное (рис. 48, III). Это свидетельствует о том, что пластическая деформация разрушает общность ориентировки кристаллитов а-фазы. Анализ рентгенограмм показал, что исчезновение внутри-зеренной текстуры в стали 35ХГСА наступает после деформации, превышающей \jj « 25 %. Эта деформация условно названа критической (fep)* При меньших степенях деформации текстурные максимумы на линии а-фазы сохраняются, хотя интерференционная линия заметно размывается.

Как видно из рис. 48, б, Ш,при повторной закалке от температуры, превышающей Ас3 (в условиях медленного нагрева), наблюдается измельчение зерна в той части разрывного образца, где степень деформации превышает критическую. При меньших деформациях зерно сохраняется крупным (рис. 48, б, I ). Таким образом, восстановление или измельчение аустенитного зерна в таких условиях нагрева определяется степенью исходной деформации.

лизации и при нагреве до температур, соответствующих межкритическому интервалу, и общнобть ориентировки кристаллитов не нарушается. Завершение а -> ^-превращения в этом случае сопровождается восстановлением зерна. При деформации, превышающей критическую, нагрев до температур межкритического интервала вызывает рекристаллизацию как в а-, так и в образовавшейся у-фазе, что приводит к измельчению зерна. Таким образом, отсутствие структурной наследственности при ф > Фкр является следствием разрушения общности ориентировки кристаллитов а-фазы непосредственно при пластической деформации и рекристаллизации в а- и 7-фазах при нагреве.

ная ползучесть или внутренняя коррозия Незави- 500 Одна вырезка из трубы симо и выше с максимальной остаточной деформацией на каждую марку стали при достижении остаточной деформации, превышающей половину допустимого значения То же 540 Каждые 100 тыс. ч од-и выше но из сварных соединений на каждую марку стали из числа забракованных при ультразвуковом контроле От 400 Через 100 тыс. ч от надо 450 чала эксплуатации, далее каждые 50 тыс. ч одно сварное соединение из зоны с максимальной температурой и напряжением

После охлаждения до комнатной температуры аустенитное состояние сохраняется, при этом точка Ms лежит еще ниже комнатной температуры, но точка MD вследствие обеднения аустенита углеродом и легирующими элементами переместилась в зону положительных температур. Деформация во время испытания при комнатной температуре ведет к образованию мартенсита. Таким -образом исходное, аустенитное, сравнительно малопрочное состояние в процессе испытания (или эксплуатации) в результате пластической деформации превращается в высокопрочное, мартенситное.

где /—коэффициент трения скольжения. В зоне соприкосновения роликов первоначальный линейный контакт по образующей в результате деформации превращается в контакт по узкой полоске и возникают известные из сопротивления материалов контактные напряжения, вычисляемые по формуле Герца. Площадка контакта перемещается по поверхности роликов и в результате многократ-ного деформирования микрообъемов ма-териала в поверхностном слое возникают

избыточная потенциальная энергия атомов, смещенных при деформировании из их равновесных положений. При нагруже-нии тела часть работы пластич. деформации превращается в тепло, а часть (примерно 10—20%) расходуется на увеличение потенциальной решетки. Э. д. с. растет с

7. Картина деформации в окрестности точки и общая картина деформации тела. Картина деформации окрестности точки тела в соответствии с линейными зависимостями (6.47), связывающими проекции линейного элемента до и после деформации, характеризуется тем, что прямолинейный бесконечно малый элемент в процессе деформации занимает новое положение, но остается прямолинейным, бесконечно малая плоская площадка занимает новое положение, но остается плоской. Если два таких линейных элемента до деформации были параллельными, то параллельными они остаются и после деформации; параллельные до деформации грани объемного бесконечно малого элемента остаются параллельными и после деформации1). Разумеется, все это справедливо лишь в случае рассмотрения бесконечно малой области в окрестности, точки, так как иначе зависимости (6.47) перестают иметь силу. Вследствие сказанного бесконечно малый параллелепипед при деформации превращается, вообще говоря, в иной, но все же параллелепипед, элемент в виде бесконечно малого шара в резуль-

Если рассматривать произвольную прямую, параллельную оси цилиндра и лежащую внутри него, то в процессе деформации и эта прямая ведет себя аналогично образующей, т. е. остается прямой, нижний ее конец не перемещается вдоль осей х и у (имеет перемещение лишь вдоль оси z) и в деформированном цилиндре эта прямая остается в диаметральной (осевой) плоскости, проведенной через первоначальное ее положение. Иными словами, любая цилиндрическая поверхность, лежащая внутри цилиндра и коаксиальная боковой его поверхности, в процессе деформации превращается в коническую. Учитывая, что все сдвиги равны нулю, волокна (в том числе образующие), параллельные до деформации оси цилиндра, остаются нормальными к поверхностям (параболоидам), в которые превращаются первоначально плоские попе-речные сечения.

Принципиально новое направление в области обработки пружинных сталей — использование обратного мартенситного превращения с последующим старением аустенита: Таким образом можно получить немагнитные пружинные стали с повышенным комплексом прочностных свойств'(см. стр. 49). Стали этого типа с 11—14% Ni и 10% Сг дополнительно легированы для создания вторичных упрочняющих фаз титаном (1—1,5%) и алюминием (—0,5—1%), а в некоторых случаях также и вольфрамом для стабилизации субструктуры. После нагрева при 1000° С и охлаждения сталь приобретает аустенитную структуру, которая в результате сильной холодной пластической деформации превращается в мартенсит, имеющий высокую плотность, -дефектов строения в результате фазового и деформационного наклепа. Мартенсит при нагреве' превращается в аустенит (обратное мар-тенситное превращение), который сохраняется^ после охлаждения до нормальной температуры. Этот аустенит обладает повышенной плотностью дефектов строения, наследуемых от прямого мартен-ситного превращения, деформации и обратного мартенситного превращения и создающих измельченную субструктуру: При последующем старении (520° С) аустенит упрочняется вследствие выделения избыточных фаз, причем характер изменения предела упругости при изотермическом старении аналогичен наблюдаемому при старении мартенситнрстареющих сталей. Это означает, что решающее влияние на закономерности упрочнения оказывает не тип кристалической решетки, а субструктура матричной фазы.

во время пластической деформации, превращается в более про-

кия затрачивается на поверхностное натяжение и образование остаточных напряжений. Более 95 % работы пластической деформации превращается в теплоту и при соответствующей организации измерений может быть зарегистрировано приборами. Рассмотрим возможности метода тепловой волны и его недостатки. Необходимо примерно знать место прохождения трещины, чтобы укрепить на некотором расстоянии xl (рис.4.4.2,с) либо спай естественной термопары /, либо терморезистор. В точке 2 закрепляется так называемый холодный спай. Естественная термопара образуется испытываемым металлом и проволокой другого состава. Второй спай 2 включен встречно первому, чтобы компенсировать изменение средней температуры образца. После пробегания трещины и распространения теплоты температура в точке повышается (рис.4.4.2,6) и достигает максимума T^j. Положение точки 2 должно быть' выбрано таким, чтобы температура в ней ко времени достижения Tmaxi не изменялась. Зная схему распространения теплоты в образце, можно по Tmaxl, уточненному после испытания расстоянию Xj и теплофизическим свойствам металла определить работу разрушения. Например, для схемы линейного распространения теплоты в направлении х. применяется формула

После охлаждения до комнатной температуры аустенитное состояние сохраняется, при этом точка Мн лежит еще ниже комнатной температуры, но точка MD вследствие обеднения аустенита углеродом и легирующими элементами переместилась в зону положительных температур. Деформация во время испытания при комнатной температуре ведет к образованию мартенсита. Таким образом исходное, аустенитное, сравнительно малопрочное состояние в процессе испытания (или эксплуатации) в результате пластической деформации превращается в высокопрочное, мартенситное.

Рассмотрим часть стержня длиной dx между двумя поперечными сечениями (рис.13.2). Элемент ABCD после деформации превращается в

избыточная потенциальная энергия атомов, смещенных при деформировании из их равновесных положений. При нагруже-нии тела часть работы пластич. деформации превращается в тепло, а часть (примерно 10—20%) расходуется на увеличение потенциальной решетки. Э. д. с. растет с