Развитием процессов

В данном случае, когда внешнее воздействие на стержень выражается в его принудительном деформировании (а не нагру-жении), переход от устойчивости к неустойчивости состояния равновесия означает потерю устойчивости цилиндрической формы поверхности стержня. А именно, если при деформациях А < А, стержень сохранял первоначальную цилиндрическую форму своей поверхности, которая, таким образом, была устойчивой, то при деформациях А ^ А» в пределах небольшого участка длины стержня будет возникать сужение (шейка), т.е. цилиндрическая форма утрачивает устойчивость и не реализуется. Разумеется, в данном случае потеря устойчивости связана с возникновением и развитием пластических деформаций.

За пределами упругости, при отсутствии упрочнения, интенсивность напряжений во всех точках пластической области равна пределу текучести материала. Поэтому, если определить теоретический коэффициент концентрации напряжений как отношение эквивалентных напряжений, то величина его для принятого отношения р„, = 0,8 ат равна обратному значению этого отношения, т. е. 1,25. Если же теоретический коэффициент концентрации напряжений определять как отношение наибольших главных напряжений, то его величина будет в соответствии с расчетом равна 1,43. Таким образом, независимо от способа определения эффективного коэффициента концентрации величина его уменьшается с развитием пластических деформаций [1].

Во второй зоне (на участке от 200 до 350° С) коэффициент трения снижается до 0,25. Значение коэффициента трения на этом участке определяется развитием пластических деформаций с постепенным (по мере повышения температуры) усилением смазывающего действия жидких продуктов деструкции связующего (смолы), входящего в состав материала ФК-16л.

Во второй области (на участке от 200 до 350 °С) коэффициент трения снижается до 0,25; коэффициент трения на этом участке определяется развитием пластических деформаций с постепенным, по мере повышения температуры, усилением смазывающего действия жидких продуктов деструкции связующего (смолы), входящего в состав материала ФК-16Л.

Отметим некоторые особенности растяжения такого образца. Для сталей различие в коэффициентах упругости невелико, поэтому в дальнейшем считаем их равными. Тогда при растяжении в пределах упругости образец находится в состоянии равномерного одноосного растяжения. При достижении предела текучести материала диска последний сразу и полностью переходит в пластическое состояние. С развитием пластических деформаций напряженное состояние диска все более отклоняется от равномерного растяжения и приобретает сложный пространственный характер, так как деформированию диска препятствуют «жесткие» части образца, остающиеся упругими. При этом на плоскостях контакта слоя с жесткими частями развиваются касательные напряжения. Наибольшее значение последних определя ется пределом текучести ts.

Разрушение, наступающее при однократном приложении постоянно возрастающей нагрузки, может быть либо хрупким (разрушение сколом), либо вязким, связанным с развитием пластических деформаций.

Другой путь существенного расширения диапазона размеров зоны двухосного растяжения — это использование метода выпучивания, при котором листовой образец закрепляется по контуру и нагружается гидравлическим давлением. Возникающее при этом напряженное состояние зависит от формы образца и матрицы. Так, для плоского образца (рис.6.3.3,а), защемленного по контуру кругового отверстия матрицы, возникающее в средней части образца двухосное растяжение с равными компонентами °Va, ~ 1 сначала имеет заметный градиент в направлении толщины, однако с развитием пластических деформаций напряжения по толщине практически выравниваются.

Монотонное возрастание значений 8^ свидетельствует о том, что продвижение вершины трещины требует подвода энергии от нагружающего устройства, подрастающая поверхностная трещина является стабильной. Напротив, отсутствие увеличения 6^ характеризует переход к нестабильности, так как подвода энергии не требуется. При этом максимальным значением удлинения волокна 6^ = 8^^ (рис. 7.4.2,а) можно характеризовать пластическую податливость зоны разрушения, которая реализуется в процессе превращения поверхностной трещины в сквозную. Весьма существенным является использование значения &д ^ дяя установления усилия PQ в момент страгивания трещины, которое необходимо для подсчета значения коэффициента интенсивности напряжений Кг = Кг Q. Предполагается, что на стадии нагружения, соответствующей линейному участку диаграммы Р — V (рис.7.4.2,6) изгиб образца практически отсутствует и раскрытие кромок VA протекает упруго. С началом криволинейного участка диаграммы Р — V за точкой А к упругому перемещению кромок добавляется составляющая перемещения берегов трещины в направлении приложенного растягивающего усилия Р, вызванная развитием пластических деформаций в зоне вершины трещины. Как показано на рис.7.4.2,6, в этом случае для

Разрушение, наступающее при однократном приложении возрастающей нагрузки, может быть либо хрупким (разрушение сколом) либо вязким, связанным с развитием пластических деформаций. При растяжении гяадгпт образца, когда Oj/a(.« 1, разрушению предшествуют, как правило, значительные пластические деформации. Наличие концентратора напряжений в той или иной степени увеличивает жесткость напряженного состояния в зоне вершины концентратора (/ = cjj/a. > 1) и тем самым ограничивает развитие пластических деформаций перед возникновением трещины в этой зоне. Условия наступления идеально хрупкого разрушения при at = О и ef. = 0 (то есть при j = СГ /c(. = °°) не реализуются.

Решение нелинейной задачи проводится методом последовательных приближений с использованием одного из вариантов метода упругих решений (см. п. 8.7.3). Если выбрана форма метода дополнительных нагрузок, то , итерационный процесс строится как последо- ^i» = вателъность расчетов линейно-упругой стержневой системы под действием заданных и дополнительных ("фиктивных") нагрузок, обус- Д^» = ловленных развитием пластических деформаций. Взаимосвязь вектора узловых перемеще- Здесь

Скорость развития трещин при различных уровнях номинальных напряжений (рис. 6.19) носит немонотонный характер с ростом числа циклов нагружения. Причем на начальной стадии н?-гружения при высоких уровнях нагрузки она ноеит затухающий характер,, который сменяется резким возрастанием скорости роста трещины. Затухание скорости роста трещины в первый пер год нагружения связано в основном с одновременным попеременным развитием в начальный момент двух трещин в зонах с максимальным развитием пластических деформаций и их значительным разветвлением от напряжения, перпендикулярного направлению действия осевой нагрузки. Чем выше уровень нагрузки, тем больше предельная величина трещин, при которых рост одной из них прекращается и дальнейшее развитие разрушения происходит за счет роста единственной (второй) трещины. При малых уровнях нагрузки (например, 0ан = 140 МПа, рис. 6.19) одновременный рост двух трещин протекал на небольшую величину (менее 0,1 мм), и в связи с этим на кривой скорости развития трещины отмечается ее стабильный рост уже на первом участке нагружения. Заключительная стадия нестабильного роста трещины обычно сопровождается изменением характера разрушения: переход от разрушения отрывом к разрушению сколом.

Таким образом, результаты исследований температурной эволюции структуры и свойств наноструктурного Ni, полученного ИПД, показывают, что при нагреве этого материала происходят сложные структурные изменения, связанные с развитием процессов возврата, рекристаллизации и роста зерен. Очевидно, природа возврата обусловлена прежде всего перераспределением и аннигиляцией дислокаций на границах и в теле зерен, приводящих к уменьшению внутренних напряжений (см. рис. 3.26). В то же время точечные дефекты здесь не играют существенной роли, поскольку электросопротивление, наиболее чувствительное к присутствию избыточных вакансий и межузельных атомов, остается постоянным вплоть до начала роста зерен (см. рис. 3.2а).

Таким образом, механохимический эффект должен интенсивно нарастать при пластической деформации на стадиях деформационного упрочнения; этот эффект будет значительно меньше на стадии легкого скольжения и на заключительной III стадии, когда наблюдается затухание деформационного упрочнения в связи с развитием процессов поперечного скольжения дислокаций. Эти процессы приводят к"~йсчё'знрвению дислокационных скоплений, несмотря на рост общего числа дислокаций, выходящих на поверхность и дающих основной вклад в деформацию в ходе легкого скольжения. Ускорение анодного растворения металла обусловлено локальным понижением равновесного (стандартного) потенциала в окрестности дислокаций по мере увеличения их числа в группах, образующих плоские скопления перед барьерами в процессе деформационного упрочнения.

Таким образом, механохимический эффект должен интенсивно нарастать при пластической деформации на стадиях деформационного упрочнения; этот эффект будет значительно меньше на стадии легкого скольжения и на заключительной III стадии, когда наблюдается затухание деформационного упрочнения в связи с развитием процессов поперечного скольжения дислокаций. Эти процессы приводят к исчезновению дислокационных скоплений, несмотря на рост общего числа дислокаций, выходящих на поверхность и дающих основной вклад в деформацию в ходе легкого скольжения. Ускорение анодного растворения металла обусловлено локальным понижением равновесного (стандартного) потенциала в окрестности дислокаций по мере увеличения их числа в группах, образующих плоские скопления перед барьерами в процессе деформационного упрочнения.

ния протекали значительно интенсивнее), вместе с тем процессы упрочнения имели место в обоих случаях и, например, предел текучести материала при 450° С увеличивался даже сильнее, чем при 650° С, когда карбидообразование было более интенсивным. Это дает основание предположить, что если при 650° С упрочнение материала определяется в основном развитием процессов деформационного старения (выпадением карбидных частиц), то при 450° С процессы упрочнения могут быть связаны с развитием блочной структуры под действием циклического нагружения в упруго-пластической области.

Реакция материала на импульсную нагрузку определяется конкретной физической природой материала и реальным процессом нагружения (законом изменения напряжений или деформаций во времени). Для большинства конструкционных материалов имеется широкий круг режимов нагружения (для металлов — упругое или упруго-пластическое деформирование в определенных пределах по деформации), не вызывающих нарушения сплошности материала, что допускает использование методов механики сплошной среды. Достижение критических условий нагружения сопровождается развитием процессов разрушения (зарождением микротрещин и их интенсивным развитием), ведущих к нарушению сплошности. Изучение таких процессов требует применения специфических методов экспериментальных исследований и анализа результатов. Следовательно, реакция материала на действие импульсной нагрузки может

скоростью деформирования разделяются на плоскости (Т, е) на две области: первая — область низкой скорости деформации и повышенных температур — соответствует изменению структуры материала, вызванного действием процессов упрочнения и разупрочнения, вторая — область высоких скоростей деформации и пониженных температур, здесь структура определяется только развитием процессов упрочнения. Такое влияние проявляется наиболее отчетливо в области температур рекристаллизации: при высокой скорости деформации влияние процессов рекристаллизации несущественно и сопротивление определяется процессами упрочнения; с понижением скорости деформации процессы рекристаллизации понижают сопротивление деформации. Поскольку процессы релаксации в материале имеют место и при значениях температуры, значительно ниже значений температуры рекристаллизации, зависимость структуры материла от истории нагружения проявляется в широком диапазоне температур.

диапазоне 200 - 500 С обладает большой несущей способностью и более надежна в условиях дальнейшей работы при повышенной температуре, что связано с развитием процессов дисперсионного твердения. Температура на поверхности стали с огнезащитным покрытием при температурном воздействии 700 С и выдержке 2 часа не превышала 350-380 С. В этом диапазоне времени прочностные характеристики снижаются незначительно. Однако для диапазона температур воздействия свыше 500°С процессы разупрочнения идут достаточно быстро.

Отмечая недостатки аморфных сплавов, авторы в первую очередь назвали два из них — низкую термическую стабильность и недостаточную временную стабильность. Первый из них связан с развитием процессов кристаллизации и расслоения, второй — с релаксацией атомной структуры аморфной фазы. Негативное влияние временной нестабильности в первую очередь сказывается на таких служебных свойствах, как магнитные. При этом временная нестабильность магнитных свойств во многом является отражением развития в аморфной фазе процессов композиционного направленного упорядочения, приводящих к стабилизации границ доменов. Повышение термической и временной стабильности свойств технически важных аморфных сплавов — одна из важнейших задач, стоящих перед исследователями аморфных сплавов.

С развитием процессов растворения и выделения графита при термоциклировании железоуглеродистых сплавов связан и эффект других примесей [25]. Сера, например, препятствует графитизации, и введение ее в графитизиро-ванную сталь задерживает рост объема. Повышение росто-устойчивости чугуна достигается присадкой небольших количеств олова, являющегося стабилизатором перлита. Примеси, способствующие разрастанию графита вдоль границ и субграниц твердого раствора, снижают сопротивление чугуна росту. В графитизированных сталях снижение содержания углерода повышает ростоустойчивость, несмотря на повышенную концентрацию графитизирующих элементов. При низком содержании углерода эффект меди обусловлен графитизирующим влиянием, а при высоком — медь препятствует росту, поскольку обволакивает графитные включения и задерживает переход углерода из графита в твердый раствор и обратно.

2 При высоких температурах (десятки тысяч градусов и выше) газообразное вещество переходит в состояние плазмы, характеризующейся развитием процессов ионизации, вплоть1 до полного разрушения электронной оболочки атомов. Однако было бы неправильно рассматривать плазму как четвертое агрегатное состояние вещества, что, кстати, довольно часто делается. Если бы это было так, то переход, вещества в плазменное состояние протекал бы до конца при постоянных (равновесных) температуре и давлении согласно правилу фаз (см. ниже гл. V, п. 1) для однокомпонентных систем, что не наблюдается в действительности.

Как показано в п. 6, более высокая прочность сварных швов по сравнению со сталью аналогичного состава с повышением температуры и длительности испытания становится менее выраженной, а при предельных для того или иного состава их значениях шов может даже стать менее прочным, чем основной металл. Эта зависимость, в наибольшей степени проявляющаяся в швах, не подвергавшихся термической обработке после сварки, связана, очевидно, с развитием процессов разупрочнения. Она может быть прослежена с известной степенью приближения по показанным на рис. 102 кривым изменения твердости металла шва при длительном старении. Для швов типа Э-50А (рис. 102, а), обладающих