Диаграммах изотермического

Вариант метода, использованный автором, предполагает, что материал слоя имеет различную прочность при растяжении и сжатии, но его упругие константы не зависят от знака приложенной нагрузки. Составленная для ЭЦВМ программа позволяет построить полную поверхность прочности (в главных осях слоистого композита), используя любые приращения приложенных касательных напряжений 2). При нагруже-нии в любом направлении пространства напряжений можно получить исчерпывающую информацию о диаграммах деформирования композита вплоть до разрушения. Программа выделяет слои, в которых достигнуто предельное состояние. При этом делается различие между разрушением по волокну (предельной величины достигают напряжения, действующие вдоль волокон) и по связующему (предельных значений достигают или касательные напряжения, или напряжения, действующие перпендикулярно волокнам).

Как видно из этих рисунков, тренировка существенно влияет на характер деформационного упрочнения, характеристики прочности и пластичности. На диаграммах деформирования наблюдаются не только количественные, во к качественные изменения, особенно в зоне перехода от упругих к малым упруго-пластическим деформациям. Так, для сталей 16ГНМА и 45 исчезают зуб и площадка текучести.

Это те простейшие свойства, которые можно найти в диаграммах деформирования (рис. 3.19), полученных в результате квазистатических испытаний на прочность [65].

В случае циклического нагружения вопрос сводится опять-таки к выбору уравнения механических состояний, учитывающего деформационную анизотропию. При наличии такого уравнения могут быть построены петли гистерезиса на всех диаграммах деформирования в координатах s^ — etj. Искомая работа равна сумме площадей этих петель. Приближенный расчет может быть проведен с помощью соотношения (2.36), как показано ниже на примерах. Уравнение (3.54) сохраняет при сложном напряженном состоянии ту же форму, что и при линейном напряженном состоянии с указанными замечаниями относительно первого слагаемого в правой части, которое обобщается отношением оО/Ор. Вели-

где ш'/* — площади петель гистерезиса на девяти диаграммах деформирования в координатах Оц — е1}; Rtj — коэффициенты асимметрии отдельных компонентов напряжений а^ = s^ + а0.

Алюминиевый сплав А*Мг6 не имеет площадки текучести как в отожженном состоянии, так и после различной степени нагартовки, однако на диаграммах деформирования гладких образцов с увеличением степени нагартовки повышается не только значение а02, но и уровень напряжений овд начала развития пластических деформаций. Страгива-нию трещины в образце из отожженного металла (рис. 7. 6. 13, а, 6) предшествовало существенное притупление вершины исходной трещины №QWI = 0>18 мм), а дальнейшее продвижение трещины в направлении толщины сопровождалось монотонным увеличением 8ra и протекало стабильно.

Диаграмма деформирования тканепластвка. Бимодульность. Предварительная потеря сплошности при растяжении отражается на диаграмме деформирования ткакепластиков. До полного разрыва образцов на диаграммах деформирования при растяжении обычно наблюдаются два характерных перелома, соответствующие различным механизмам потери сплошности. При сжатии диаграмма деформирования вплоть до разрушения -является линейной.

ний процесса деформирования. Процесс нагружения упругопласти-ческой системы становится неустойчивым, если сколь угодно малому продолжению этого процесса соответствует катастрофическое развитие перемещений и деформаций [94]. Решающая роль особого рода нелинейности (ниспадающей ветви на диаграмме деформирования) в вопросах устойчивости, связанных с проблемой разрушения, была отмечена в работе [158]. Все физические процессы, протекающие в материале при нагружении, отражены на полных диаграммах деформирования, причем ниспадающие участки этих диаграмм соответствуют отдельным стадиям разрушения [155].

Отметим, что подобные скачки на диаграммах деформирования композитов наблюдались рядом ученых при проведении зксперимен-

Таким образом, полученные расчетные данные свидетельствуют о том, что структурное разрушение является, по крайней мере, одной из причин экспериментально подтвержденного существования ниспадающей ветви и скачков на диаграммах деформирования структурно-неоднородных материалов. Этот вывод согласуется с результатами, опубликованными в работах [125, 220].

Приведенные на рис. 7.6 и 7.7 кривые приводят к выводу, что процессу закритической деформации, отличающемуся большей положительной шаровой составляющей тензора макродеформаций, соответствует более крутой спад на диаграммах деформирования.

1 Первые диаграммы изотермического распада аустенита построили Э. Бэйн и Э. Давенпорт в '1930 г., что явилось важным вкладом в теорию термической обработки, так как в этой диаграмме суммируется большое ко-личестпо экспериментальных данных. Однако эти диаграммы в первоначальном виде в нижней части, в районе мартенситного превращения, были неправильны. В первых диаграммах изотермического превращения, имевших вид латинской буквы 5 и называвшихся S-диаграммами, не учитывались некоторые дефекты эксперимента при построении диаграмм и особенности мартен-ситного превращения. Правильное изображение диаграммы изотермического распада аустенита в виде русского С (а ие латинского S) было дано авто-ром в 1935 г. Этот вид диаграммы является теперь общепризнанным.

Получение трех классов стали обусловлено тем, что по мере увеличения содержания легирующих элементов устойчивость аустенита в перлитной области возрастает, а температурная область мартенситного превращения понижается, что и отражено на диаграммах изотермического распада аустенита (рис. 287).

В низкоуглеродистых сталях с повышенным содержанием хрома, никеля, вольфрама и молибдена превращение в перлитной области температур протекает настолько медленно, что экспериментально не обнаруживается. Поэтому на диаграммах изотермического превращения переохлажденного аустенита фиксируется только промежуточное превращение (рис. 115, в). В некоторых сталях (например, содержащих 0,3—0,4 % С и 10—12 % Сг), наоборот, практически не удается зафиксировать промежуточное превращение, и отмечается лишь распад в перлитной области (рис. 115, г). Диаграммы изотермического превращения переохлажденного аустенита позволяют определять, какие превращения возможны в выбранной стали, при каких темпера-тирах они протекают и какова скорость их развития при данной температуре.

Рис. 86. Схемы термомеханической обработки (в диаграммах изотермического превращения аусте-нита)

Рис. 86. Схемы термрмеханвче-ской обработки (в диаграммах изотермического превращения аусте-нита)

не больше 5—10 мм, так как вследствие очень малой устойчивости их аустенита при больших сечениях невозможно в горячей среде переохладить аустенит без распада до температур, лежащих несколько выше точки М„. Изотермическая закалка деталей более крупных сечений применима главным образом к высоколегированным сталям, у которых аустенит обладает высокой устойчивостью (кривые на диаграммах изотермического превращения аустенита достаточно сдвинуты вправо). При этом условии можно избежать перлитного превращения в горячей среде и достигнуть зоны более устойчивого аустенита. Очень хорошие результаты дает изотермическая закалка таких деталей, как пружины, болты, шайбы, трубы, различные мелкие детали для автомобилей, всевозможных машин и механизмов. Изотермическая закалка в расплавленной свинцовой ванне стальной проволоки называется патентированием.

На прокаливаемость стали наиболее сильно влияет ее химический состав, величина природного зерна и другие факторы: Химический состав стали —г легирующие ^элементы — сдвигают вправо кривые начала и конца превращения на диаграммах изотермического превращения аустенита, уменьшают vKp и, следовательно, увеличивают прокаливаемость. Наибольшее

влияние на прокаливаемость оказывают марганец, молибден и хром; влияние кремния и никеля меньше. Чем меньше природное зерно, тем более сдвигается влево кривая начала превращения аустенита на диаграммах изотермического превращения и тем больше vKp и меньше прокаливаемость стали.

Кремний сдвигает вправо кривые начала и конца превращения на диаграммах изотермического превращения аустенита, однако меньше, чем другие легирующие элементы.

На диаграммах изотермического превращения аустенита малодеформирующейся стали обнаруживается значительный сдвиг вправо кривых начала превращения по сравнению с кривыми простой углеродистой стали. Это позволяет производить закалку малодеформирующейся стали в масле и получать хорошую прокаливае-мость. Наименьшее время до начала превращения составляет у ма-ледеформирующейся стали около 10 сек, тогда как у простой углеродистой стали оно равно лишь 1 сек, что дает возможность производить ступенчатую закалку этой стали с большими сечениями, чем углеродистой.

1 Первые диаграммы изотермического распада аустенита построили Э. Бэйн и Э. Давенпорт в П930 г., что явилось важным вкладом в теорию термической обработки, так как в этой диаграмме суммируется большое количество экспериментальных данных. Однако эти диаграммы в первоначальном виде в нижней части, в районе мартенситного превращения, были неправильны. В первых диаграммах изотермического превращения, имевших вид латинской буквы S и называвшихся S-диаграммами, не учитывались некоторые дефекты эксперимента при построении диаграмм и особенности мартен-ситного превращения. Правильное изображение диаграммы изотермического распада аустенита в виде русского С (а яе латинского S) было дано автором в 1935 г. Этот вид диаграммы является теперь общепризнанным.