Скоростях кристаллизации

Наиболее эффективным способом снижения градиентов температур при неизотермических испытаниях является увеличение длительности цикла. На рис. 5.1.4 для случая нагрева пропусканием тока (при одновременном продуве сжатого воздуха через внутреннюю полость трубчатого образца) приведена зависимость продольного градиента температур от скорости нагрева. Видно, что для базы 10 мм (а) при скоростях изменения температуры до 15—25 град/мин, градиент температуры мало зависит от скорости, в то время как увеличение базы до 20 мм (б) приводит к более выраженному росту градиента.

При больших скоростях изменения функции нагружения и больших уровнях напряжений, превышающих статический предел текучести, имеет место запаздывание развития пластических деформаций в материале, что вызвало необходимость введения динамического предела текучести. Величина этого параметра тем меньше, чем ближе статический предел текучести ат к пределу прочности сгв. Этим фактором объясняется увеличение частоты хрупких разрушений пластических материалов. При этом характерно, что если при статическом на-гружении растяжения предельное состояние характеризуется средним по сечению напряжением, то при динамическом разрушении •— местным значением напряжения в элементе конструкции, которое может существенно превосходить среднее значение напряжения.

На рис. 2 в качестве примера показана запись на измерительных приборах КСП-4 и ЭТП-209 отработанных установкой программ нагружения и нагрева образца. Задавался линейный цикл нагружения и нагрева. При максимальных скоростях изменения программы 100%/лшн точность обработки программы составляет i 1 % по нагрузкам и температурам.

В настоящее время пневматические системы управления шлифовальными автоматами пока работают при скоростях изменения размера на порядок меньше изученных. Сокращение скорости в 10 и 100 раз показало, что узел коррекции системы А1 становится неработоспособным при малых d24, больших F4 и равенстве давлений питания Р8 = Р! при средних и особенно малых зазорах s29 (рис. 6). Это объясняется тем, что при малых скоростях изменения размера измерительное давление Pz мало отличается от статического, а корректирующее Р4 — от атмосферного. В этом случае повторитель давления должен отрабатывать избыточную величину давления Р3, близкую к удвоенному значению избыточного значения Р2, что, очевидно, невозможно достигнуть при малых s29 ввиду принятого равенства давлений питания Ps = Рг. Следовательно, при малых i>29, составляющих десятки микрометров в секунду, для удовлетворительной коррекции динамической погрешности измерения необходимо иметь соизмеримость быстродействия (постоянных времени) узла коррекции системы и его измерительной цепи. При работе на очень малых s29, измеряемых десятками микрометров, целесообразно иметь превышение давления Р8 над Рх.

На рис. 6 показано изменение функций ?пер (F), ^пер (Н) и 4ер (^BX)I построенных на основании зависимостей (33) и (34) при б = 0,05; jiBX = 0,8; йвых = 2 мм. На рис. 6 видно, что fnep увеличивается с ростом F и Я тем скорее, чем меньше v. При больших скоростях изменения зазора (например, v = 100 мкм/сек) время Znep почти не зависит от F и Я. С ростом диаметра <2ВХ время ?nep уменьшается, причем для больших dBX величина ?Пер мало зависит от скорости v.

Изменение отношения ifv/if в зависимости от величины (T*/s*) v представлено на рис. 10, из которого, в частности, следует, что при скоростях изменения зазора в несколько десятков микронов в секунду, например при высокоскоростном шлифовании, особенно на предварительных операциях [14—16], динамическая величина чувствительности может сокращаться в 2 — Зраза относительно ее статического значения. Это указывает на неправомерность допущения isv = i, (см. стр. 128) при больших скоростях v.

Ткним образом, при не слишком больших скоростях изменения параметров нестационарный процесс, описываемый системой (2) с начальными условиями (9), непосредственно в самой зоне хорошо аппроксимируется уравнением (6) с [начальными условиями (4), совпадающими со стационарными значениями амплитуд.

Решение осуществляется не в скоростях изменения

/кр=80 ч. Расхождения в скоростях изменения прогиба можно объяснить неточностью аппроксимации кривых ползучести. Относительная величина внешней нагрузки, под действием которой находится оболочка, g=15, a критическая нагрузка для случая мгновенного упругого-

При используемой методике определения Хдфф по измеренным полям температур теплоносителя-, как видно из (5.2), получаемые значения Хдфф тем больше, чем больше задаваемые значения коэффициента теплоотдачи а. Поэтому при использовании квазистационарных значений а полученные по данной методике значения Хдфф и к будут заниженными при увеличении во времени температуры стенки, когда коэффициент теплоотдачи больше своего квазистационарного значения, и завышенными при уменьшении во времени температуры стенки («н < <*кс). Однако, как показали соответствующие оценки, при реализуемых в настоящем эксперименте скоростях изменения температуры стенки возможные отклонения

При больших скоростях изменения функции нагружения и больших уровнях напряжений, превышающих статический предел текучести, имеет место запаздывание развития пластических деформаций в материале, что вызвало необходимость введения динамического предела текучести. Величина этого параметра тем меньше, чем ближе статический предел текучести от к пределу прочности 0В. Этим фактором объясняется увеличение частоты хрупких разрушений пластических материалов. При этом характерно, что если при статическом на-гружении растяжения предельное состояние характеризуется средним по сечению напряжением, то при динамическом разрушении -— местным значением напряжения в элементе конструкции, которое может существенно превосходить среднее значение напряжения.

В условиях медленного протекания процесса затвердевания вследствие диффузии, а также конвективного перемешивания растворенная примесь частично отводится от поверхности раздела. В результате устанавливается некоторая пограничная концентрация, обеспечивающая рост твердой фазы. При малых скоростях кристаллизации межфазная выравнивающая диффузия проходит полностью и состав жидкой и твердой фаз будет идентичен.

Прочностные характеристики в условиях кристаллизации под давлением особенно возрастают у поршней из эвтектических сплавов и менее заметно из заэвтекти-ческих. Это связано с тем, что механические свойства последних в значительной степени зависят от формы и размеров первичных кристаллов кремния, которые даже при высоких скоростях кристаллизации вырастают до заметной величины. Несмотря на это, поршни, изготовленные с применением давлений, имеют более высокие значения (на 20—40%) механических свойств при нормальной и повышенной температурах [82]; по данным работы [72], прочностные характеристики поршней из сплава АЛ 10В увеличиваются в 1,3—1,6 раза по сравнению с литьем в кокиль.

ществуют ограничения, связанные с тем, что при высоких скоростях кристаллизации поверхность раздела твердое тело — расплав часто разбивается на ячейки и расположение пластин или стержней приобретает веерообразную форму (рис. 14). Такое превращение направленной структуры в колонииную сильно понижает прочность композита. Кроме того, при высоких скоростях роста может не обеспечиваться кристаллографическое соответствие, что приводит к ухудшению механических свойств эвтектики при высоких температурах.

Недавно было исследовано влияние морфологии и размеров упрочняющей фазы на усталостные свойства эвтектики Mg—Mg2Ni для образцов с надрезом. Изучение усталостных свойств этого сплава осложнено двумя обстоятельствами: во-первых, изменениями (в зависимости от скорости кристаллизации) кристаллографических соотношений, которые влияют на механизм деформации матрицы, и, во-вторых, влиянием газовой среды при испытаниях. Тем не менее было показано, что можно добиться повышения усталостных свойств, если усы упрочняющей фазы Mg2Ni будут мелкими и простой формы [15, 16]. Было обнаружено, что крупные и часто соединенные между собой усы, которые вырастают при низких скоростях кристаллизации, всегда разрушаются с образованием обширной сетки трещин и, следовательно, при всех исследованных уровнях деформации разрушение происходит по упрочняющей фазе. Напротив, в более мелких, отделенных друг от друга усах Mg2Ni, образующихся при высоких скоростях кристаллизации, при разрушении не создавался широкий фронт пересекающихся трещин. Кроме того, как и для системы А1—Al3Ni, имели .место разрушение волокон и -коалесценция пор при высоких циклических напряжениях, а при низких — отклонение трещин и развитие вертикальных трещин в матрице. Заметное повышение усталостной долговечности при низких напряжениях наблюдалось

Важное значение имеет характер распределения графита, также регламентируемый ГОСТом 3443—57 по десятибалльной шкале. Междендритное расположение графита характерно для доэвтектического чугуна: типа Гр8 и Гр9 при больших скоростях кристаллизации чугуна, а ГрЮ — при малых.

Теплофизические основы теории структурообразования в чугуне при различных скоростях кристаллизации разработаны Г. Ф. Баландиным и А. И. Вейником (рис. 3).

Прочность ЭКМ существенно зависит от структуры материала, в значительной степени определяемой скоростью кристаллизации. Например, ударная вязкость ЭКМ Al - AL3Ni при малых скоростях кристаллизации (\<0,6см/ч). когда образуется пластинчатая микроструктура, имеет более низкие значения, чем у волокнистого материала. Однако даже в этом случае, ударная вязкость составляет 1,1-3.7 Ю" Дж/м", что значительно выше ударной вязкости литейных алюминиевых сплавов. Пластинчатая эвтектика А1-СиА12 при испытаниях на ударную вязкость обнаруживает большую хрупкость, что является существенным недостатком этого материала. Эвтектические композиты на основе А1 хорошо свариваются методом диффузионной сварки и ввиду хорошей высокотемпературной стабильности структуры, сварку можно проводить при температурах до 798К.

Чтобы получить стекло из металла (иное название — аморфный металл), требуются совсем другие скорости охлаждения. Здесь «быстро» — это действительно быстро. Некоторое представление о скоростях кристаллизации чистых металлов можно получить на основании коэффициентов диффузии атомов в их расплавах.

К процессам вторичной кристаллизации может быть условно отнесено, впервые обнаруженное Б. А. Мовчаном [13, 14, 15], явление так называемой высокотемпературной полигонизации. Сущность этого явления состоит в. следующем. По завершении процесса затвердевания сварочной ванны происходит движение и группировка дислокаций в пространственную сетку новых границ. Эти новые границы произвольно ориентированы по отношению к границам первичных кристаллитов. Явление полигонизации наблюдается только в однофазных аустенитных швах. Оно может быть подавлено при очень больших скоростях кристаллизации сварочной ванны [3, 13, 14, 15].

1) эвтектикообразующими и малорастворимыми в (А1) при реальных скоростях кристаллизации металлами (например, Fe, Ni, Ce);

2) переходными металлами, способными образовывать аномально пересыщенные твердые растворы на основе алюминия (с концентрацией выше предельной равновесной растворимости) при реальных для традиционных технологий литья скоростях кристаллизации (например, Zr, Cr, Mn, Ni).

Анализируя соотношение скоростей кристаллизации и диффузии атомов растворенных элементов в твердой фазе (выравнивающая диффузия) и в жидкой фазе (разделительная диффузия), А. А. Бочвар пришел к выводу, что с увеличением скорости, кристаллизации степень дендритной ликвации сначала возрастает, а затем, достигнув максимума, снижается. Увеличение степени ликвации при малых скоростях кристаллизации объясняется подавлением выравнивающей диффузии в образовавшихся кристаллах в связи с быстрым снижением температуры, а. уменьшение (при больших скоростях кристаллизации) из-за ,прдавления разделительной диффузии — быстро продвигающимся \ фронтом кристаллизации.