Диаграмме разрушения

Деление реальных сплавов на литейные и деформируемые по диаграмме равновесия все же несколько условно, так как в литом состоянии эти сплавы не достигают равновесия и их структуры будут отличаться от равновесных (см. гл. V, п. 10).

Как установлено С.С. Штейнбергом (таблица 3.15), при отпуске этой стали первоначально образуется карбид с цементитной решеткой. При насыщении его хромом до некоторого порогового значения карбид цементитного типа (FeCr)3C превращается в хромистый карбид (СгРе^Сз, который и должен, согласно диаграмме равновесия, образовываться.

быть заранее определена по диаграмме равновесия „железо — углерод — легирующий элемент".

Этой реакции соответствует кривая В диаграммы равновесия на рис. 37. Для полного протекания реакции по уравнению (9*), как показано на диаграмме равновесия, требуется значительный избыток СО, увеличивающийся с повышением температуры.

Определение теоретического числа тарелок п, производят по диаграмме равновесия (рис. 2.61) по ступенчатой линии, про-

Рис. 2.61. Определение числа теоретических тарелок по диаграмме равновесия

Мы изложили общепринятые взгляды на явления упорядочения и разупорядочения. Последняя американская работа о сверхструктурном превращении в равноатомном CoPt-сплаве Г2711 установила, однако, что в этой системе процесс упорядочения действительно является фазовым превращением первого рода и на диаграмме равновесия имеются двухфазные области, в которых упорядоченная и неупорядо-*ченная фазы различного со-

Изменение направления кривой в точке х указывает на начало затвердевания, тогда как конец затвердевания лежит вблизи изгиба в точке х'. Сравнительно крутое падение кривой ниже точки х' является результатом того, что во время остановки скорость охлаждения печи бъига больше, чем скорость охлаждения сплава. Поскольку первые выделившиеся кристаллы твердой фазы имеют состав у, а последние — у', затвердевание может происходить в истинно равновесных условиях только в том случае, если скорость охлаждения настолько мала, что возможно выравнивание состава вследствие диффузии в твердом состоянии и достигается равновесие во всем интервале температур от у до у'. В большинстве случаев скорость охлаждения, необходимая для истинного равновесия, слишком мала для практических целей. В действительности эксперимент показывает, что изгиб в точке х' на кривой охлаждения (рис. 65, б) будет ниже, чем точка х1 на диаграмме равновесия (рис. 65, а). Отсюда следует, что хотя при благоприятных экспериментальных условиях по началу остановки на кривой охлаждения можно определить истинную точку ликвидуса, конец остановки даст слишком низкую температуру для точки на

В такой диаграмме равновесия, как на рис. 69, а, первая остановка, связанная с выделением а-фазы, становится все менее заметной по мере того, как состав сплавов изменяется от чистого А к эвтектической точке Е. Это происходит вследствие того, что с увеличением содержания В линии солидуса и ликвидуса все больше разделяются и линия ликвидуса идет более круто. Если линия ликвидуса почти вертикальна, то в данном интервале температур выпадают относительно малые количества твердой фазы и выделяется соответственно мало тепла.

В некоторых системах при стабильных интерметаллических соединениях с высокой температурой плавления .кривые ликвидуса могут идти очень круто, и на диаграмме равновесия у перитектической горизонтали направление ликвидуса может только незначительно изменяться. На рис. 73, а показана диаграмма такого типа, где интерметаллическое соединение X образовано по перитектической реакции между соединением У и жидкостью. Здесь температурные остановки вблизи X слабы и недостаточны для термического анализа; кривые ликвидуса в этом случае могут быть определены более точно методом извлечения кристаллов, описанным в главе 17.

Выбор методики исследования структуры сплавов в твердом состоянии значительно зависит от изучаемой системы, а также от тех или иных предварительных данных об этих сплавах. При исследовании совершенно новой системы, сначала должны быть по возможности определены линии ликвидус и солидус. Исключение из этого правила может быть сделано лишь для металлов, которые настолько редки или химически активны или имеют такую высокую точку плавления, что необходима большая предварительная работа по конструированию аппаратуры для точного определения линий ликвидус и солидус. В этих случаях рекомендуется приготовить сплавы.и исследовать их структуру в твердом состоянии до того, как будут определены точки плавления и затвердевания. . В общем же случае сначала должны быть установлены линии ликвидус и солидус и исследована микроструктура слитков, на которых снимались кривые охлаждения. Полученные микроструктуры часто позволяют судить о диаграмме равновесия ниже линии солидуса. Затем система обычно изучается микроструктурным и рентгеновским методами исследования, хотя иногда могут быть применены и другие методы (см. главы 26—28). Успех построения диаграммы равновесия зависит от того, насколько удачно выбран комплекс методов исследования. Попытки построить диаграмму состояния одним только методом не дают удовлетворительных результатов.

Дальнейшее развитие этою метода состоит в предположении [22, 2421, что fl-кривая есть характеристика материала, причем кпд этой кривой зависит от подрастания трещины (но не от ее начальной длины). Форма экспериментальной Д-крпвой определяет характер докритического роста трещины. На рис. 29.1 показано, как по /?-кривой можно получить докритпческую диаграмму разрушения или, наоборот, как по известной из опыта диаграмме разрушения получить плотность энергии разрушения ь функции прироста длины трещины.

Учитывая идеализироваиность рассматриваемой модели и появление остаточных сжимающих напряжений при разгрузке, следует считать, что при снятии нагрузки (и уменьшении расстояния между поверхностями трещины) приращение трещины также уменьшается. Таким образом, если приращение длины трещины па i-м цикле по докритической диаграмме разрушения составит величину А/,, то длина трещины па (г+1)-м цикле будет lt±, = lf +a.i\li (рис. 30.3). Коэффициент снижения приращения длины а < 1 определяется эмпирически по экспериментальным кривым / — N для данного материала данной толщины. Не исключено, что этот коэффициент меняется с длиной трещины, т. е. с ростом числа циклов и коэффициента асимметрии цикла (в следующем параграфе, на основании экспериментов, будет показано, что это действительно так).

Кривая растяжения при 18—20° С близка по виду к диаграмме разрушения хрупкого материала. Напряжения пропорциональны деформации до нагрузки, составляющей 80—90% от разрушающей. Шейки на образцах не образуется. Разрывные удлинения, как правило, не превышают 1—2%. При сжатии заметно влияние пластических деформаций — относительная разрушающая деформация достигает 10% и более.

плуатацией конструкций, работающих на переменные нагрузки. При такой постановке вопроса расчет на усталость на основе уравнения повреждений (4.44) принципиально отличается от расчета с помощью любого уравнения диссеминированных повреждений типа (3.26) только тем, что исходная поврежденность не равна нулю, а равна П0, причем /0 является как бы дополнительным экспериментальным параметром уравнения; другие параметры Вит определяются не по обычной кривой усталости, а по диаграмме разрушения (рис. 4.16). Не останавливаясь на этом вопросе подробнее, заметим, что из уравнения (4.44), в частном случае из (4.40), можно получить теоретическое уравнение кривой усталости для данного R, а также уравнение линии пределов выносливости на диаграмме Хея [64]. Параметры В, т и /0 можно подобрать по наилучшему соответствию теоретических кривых усталости или линий пределов выносливости экспериментальным кривым, что возвращает нас к рассмотренным выше силовым уравнениям повреждений.

Упругие свойства. На рис. 3.30 представлены типовые диаграммы деформирования фрикционной пластмассы при одноосном растяжении и сжатии. Кривая растяжения при нормальной температуре близка по виду к диаграмме разрушения хрупкого материала. Напряжения пропорциональны деформации до нагрузки, составляющей 80—90 % разрушающей нагрузки. Шейки на образцах не образуется. Разрывные удлинения, как правило, не превышают 1—2%. При сжатии заметно влияние пластических деформаций — относительная разрушающая деформация достигает 10 % и более. Различие модулей упругости при растяжении и сжатии является следствием сложной структуры материала. Для жестких фрикционных пластмасс модуль упругости при изгибе составляет 60—90 % модуля упругости при растяжении. Коэффициент Пуассона для таких пластмасс изменяется в пределах 0,32—0,42.

При диаграмме разрушения типа IV (см. рис. 3.3.31) обычно наблюдается докритический рост трещины. Этот подрост на изломе фиксируется либо тепловым окрашиванием, либо циклическим нагружением.

Дальнейшее развитие этою метода состоит в предположении [22, 242], что /?-кривая есть характеристика материала, причем ьпд этой кривой зависит от подрастания трещины (но не от ее начальной длины). Форма экспериментальной /?-крпвой определяет характер докритического роста трещины. На рпс. 29.1 показано, как по .R-кривой можно получить докритпческую диаграмму разрушения или, наоборот, как по известной пз опыта диаграмме разрушения получить плотность энергии разрушения в функции прироста длины трещины.

Учитывая идеализироваиность рассматриваемой модели и появление остаточных сжимающих напряжений при разгрузке, следует считать, что при снятии нагрузки (и уменьшении расстояния между поверхностями трещины) приращение трещины также уменьшается. Таким образом, если приращение длины трещины на i-м цикле по докритической диаграмме разрушения составит величину А/(, то длина трещины на (г+1)-м цикле будет li+i — li + aKli (рис. 30.3). Коэффициент снижения приращения длины а < 1 определяется эмпирически по экспериментальным кривым I — N для данного материала данной толщины. Не исключено, что этот коэффициент меняется с длиной трещины, т. е. с ростом числа циклов и коэффициента асимметрии цикла (в следующем параграфе, на основании экспериментов, будет показано, что это действительно так).

Следует отметить, что при статическом разрушении точке 51 на диаграмме разрушения (рис. 5.24) соответствует стадия, когда участок равномерной деформации на рабочей базе образца практически полностью исчезает и деформация начинает локализо-

В этом уравнении А = cra/am — отношение напряжений, а' — постоянная, определяемая по наклону кривых на диаграмме разрушения при статической ползучести. Предполагается, что члены подынтегральных напряжений, обозначенные как абсолютные величины, характеризуют повреждения как при напряжениях сжатия, так и при напряжениях растяжения. Из рис. 5.1, a следует, что по мере увеличения а' линии на диаграмме приближаются к прямой, составляющей угол 45° с осями координат,

или, наоборот, как по известной из опыта диаграмме разрушения получить плотность энергии разрушения в функции прироста длины трещины. По известной 7?-тарировке

Учитывая идеализировашюсть рассматриваемой модели и появление остаточных сжимающих напряжений при разгрузке, следует считать, что при снятии нагрузки (и уменьшении расстояния между поверхностями трещины) приращение трещины также уменьшается. Таким образом, если приращение длины трещины на i-м цикле по докритпческоп диаграмме разрушения составит величину AZi, то длина трещины на i + 1-м цикле будет ZJ4.i = Z,- +