Последующем охлаждении

Предварительная перегрузка в процессе гидравлического испытания (опрессовки) оборудования и трубопроводов (испытательное давление больше рабочего рр) приводит к изменению геометрии, свойств и напряженного состояния металла в окрестности дефектов. Эти изменения в основном связаны с возникновением в зоне дефектов локальных пластических деформаций и могут оказывать как положительное, так и отрицательное влияние сопротивлению разрушения. Одним из положительных эффектов опрессовки является снятие сварочных напряжений. Установлено [4], что снятие сварочных напряжений возможно, когда напряжение от внешней нагрузки он достигает предела текучести металла ат. Кроме этого, в окрестностях острых дефектов происходит снижение степени концентрации напряжений из-за притупления их вершины концентратора, возникновение остаточных напряжений сжатия и снижение изгибающих моментов при последующем нагружении рабочим давлением. К отрицательным эффектам предварительной перегрузки следует отнести докри-тический рост трещины, повышение чувствительности металла к деформационному старению, коррозии и др. Это обязывает производить эксплуатационные характеристики конструктивных элементов с учетом эффектов испытаний (опрессовки).

В сопряжениях базовых элементов ("обечайка"-"днище", "обечайка"-"штуцер" и др.) возникают краевые силы и моменты. В процессе гидравлических испытаний в области таких сопряжений могут возникать пластические деформации. При этом, пластические деформации распределяются так, чтобы при последующем нагружении краевые силы и моменты были минимальными.

Причем изгиб происходит таким образом, что при последующем нагружении плечо силы уменьшается. При растяжении образцов из пластичных сталей даже происходит полное его выпрямление несмотря на то, что они

деформацией выше относительно общей толщины \ сечения, а в срединных слоях условия далеки от плоской деформации. На это указывает и менее значительное искривление фронта трещины, чем в толстом образце. Поэтому после перегрузки тре- ; щина в срединных слоях развивается в тонком об- разце позже, чем в толстом образце, где напряжен- i ное состояние материала у вершины трещины бли- j же к условиям плоской деформации и быстрее при j последующем нагружении преодолеваются оста- точные напряжения сжатия, созданные при пере- грузке. j

Практика показывает, что в большинстве случаев именно разрушение матрицы или поверхности раздела между волокном и матрицей, а не разрушение волокон арматуры является причиной выхода из строя изделий из композитов. Углубленное понимание этих явлений позволит полнее использовать свойства композитов. Поэтому основные усилия следует направить на дальнейшее исследование возникновения и развития докрити-ческих видов разрушения в слоистых композитах. Немало предстоит еще сделать и по изучению влияния этих видов разрушения на поведение композитов при последующем нагружении.

Затем образцы подвергают усталостному нагружению нагрузкой, равной ~70 % Лпах до тех пор, пока трещина не достигнет длины ~ 1 мм, а затем испытывают до разрушения. Приращение длины трещины Да при /-интегральном нагружении очерчивается в изломе границами предварительно выращенной трещины усталости и границей усталостного излома, образовавшегося при последующем нагружении. Значения /-интеграла рассчитывают по формуле [6]:

Расчет напряжений и деформаций в наиболее нагруженной зоне корпуса типа II для схематизированного цикла изменения температуры выполнен без учета (сплошные линии) и с учетом (штриховые линии) ползучести. Влияние ползучести проявляется после 20 — 25 циклов термоциклического нагружения, причем размахи напряжений и деформаций, достигнутые к двадцатому циклу, остаются примерно постоянными при последующем нагружении.

занный на рис. 7.3. На первом участке (е <Г. а\1Е] деформации всех стержней упругие, при этом nk = Ее, а = (oft) = (Е&У = = Ее. При е = о\1Е начинается пластическое течение в первом стержне. Изменение напряжения в нем прекращается, и при последующем нагружении напряжение ст возрастает только в результате упругой работы двух оставшихся стержней

5. Возникшую вследствие начального нагружения деформационную анизотропию можно устранить циклическим нагружени-ем с плавно уменьшающейся амплитудой; изменение амплитуды должно быть симметричным. Все вершины петель при этом ложатся на кривую /° (± гв ) и при последующем нагружении в любом направлении диаграмма деформирования совпадает с начальной.

Рассматривая поведение слоя, разделенного на блоки длиной л,&2, при последующем нагружении следует вновь проанализировать возможные t механизмы трещинообразования с использованием (2.21) — (2.26). Такой анализ обычно выявляет, что доминирующим остается механизм образования трещин, вызванных нормальными

Формула (4.31) дает нижнюю оценку долговечности труб. Фактическая долговечность должна быть больше. Это связано с тем, что реализация сжимающих напряжений в окрестности вершины трещин при испытаниях снижает степень напряженности дефекта при последующем нагружении трубопровода.

* При быстром охлаждении может не завершиться реакция образования химического соединения и останется часть первичных кристаллов В, не успевших прореагировать с жидкостью. При последующем охлаждении эти кристаллы также останутся непревращенными; по достижении эвтектической температуры сплав будет содержать уже четыре фазы, и величина степени свободы становится отрицательной (что невозможно). Из этого примера следует, что для неравновесного состояния правило фаз неприменимо. Если система не подчиняется правилу фаз (имеется больше фаз, чем этого следовало ожидать), это в первую очередь указывает на неравновесность состояния.

Таким является сплав /Сь кривая охлаждения которого показана на правой части рис. 138. Начало кристаллизации этого сплава (К.\) определяется точкой /, лежащей на линии ликвидус. При последующем охлаждении происходит выделение кристаллов аустенита переменного состава, концентрация которых определяется линией солидус, тогда как жидкость имеет концентрацию в соответствии с положением линии ликвидус.

Вторая группа. Если в сплавах при нагреве происходит фазовое превращение (аллотропическое превращение, растворение второй фазы и т. д.), то нагрев выше некоторой критической температуры вызывает изменение в строении сплава. При последующем охлаждении произойдет обратное превращение. Если охлаждение достаточно медленное, то превращение будет полное и фазовый состав будет соответствовать равновесному состоянию.

Между обработкой второй и третьей групп есть общее. И в том, и в другом случае сплав нагревается выше температуры фазового превращения, и окончательное строение приобретает в результате превращения при последующем охлаждении. Однако между обоими видами имеется и принципиальная разница. При обработке по второй группе цель охлаждения — приближение сплава к равновесному состоянию, поэтому охлаждение проводят медленно. При обработке по третьей группе охлаждение быстрое, чтобы отдалить структурное состояние сплава от равновесного.

к росту; 3) действительное зерно — размер зерна аустенита в данных конкретных условиях. Размеры перлитных зерен зависят1 от размеров зерен аустенита, из которых они образовались. Чем крупнее зерна аустенита, тем, как правило, большего размера перлитные зерна, образующиеся из них (рис. 179). Аустенитные зерна растут только при нагреве (при последующем охлаждении они не измельчаются), поэтому максимальная температура нагрева стали в аустенитном состоянии и ее наследственная зернистость определяют окончательный размер зерна.

При более высоком содержании молибдена в стали уже может возникать специальный карбид. Это будет приводить к обеднению границ зерна молибденом при отпуске и к обогащению их фосфором при замедленном последующем охлаждении. Следовательно, при более высоких содержаниях молибден будет уже способствовать развитию отпускной хрупкости. Примерно также действует и вольфрам.

При нагреве закаленной быстрорежущей стали до 500— 550°С никаких существенных изменений не происходит; нагрев же до более высокой температуры (560—600°С) вызывает выделение из него карбидов, и при последующем охлаждении происходит превращение его в мартенсит. Правда, это превращение идет не до конца, но если операцию отпуска при 560— 580°С повторить несколько раз, то может быть достигнуто пол-

Таким образом, термическая обработка заключается в нагреве сплавов до определенных температур, выдержке их при этих температурах и последующем охлаждении с различной скоростью. При этом изменяются структура' сплава, а следовательно, и его свойства. Изменяя режим термической обработки, можно получить различные

При этих температурах деформация также вызывает упрочнение («горячий наклеп»), которое полностью или частично снимается рекристаллизацией, протекающей при температурах обработки и при последующем охлаждении. В случае поли-гонизации упрочнение частично сохраняется. В отличие от статической полигониза-ции и рекристаллизации, рассмотренных ранее, процессы полигонизации и рекристаллизации, происходящие в период деформации, называют динамическими.

Размер зерна, образовавшегося при нагреве до данной температуры, естественно, не изменяется при последующем охлаждении. Способность зерна аустенита к росту неодинакова даже у сталей одного марочного состава, вследствие влияния условий выплавки. Различают два предельных типа сталей по склонности к росту зерна: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые.

Как и мартенситное превращение, рассматриваемое промежуточное превращение не идет до конца. Нераспавшийся при изотермической выдержке аустенит при последующем охлаждении будет в той или иной степени претерпевать мартенситное превращение, а частично и сохраняться (остаточный аустенит).