Деформация двойникованием сдвига

Двойникование часто встречается в металлах с гексагональной и гранецентрированной кубической решеткой. Области сдвигов при двойниковании включают множество атомных слоев. По сравнению с исходным состоянием (ДО пластической деформации, рис. 55, а) атомы в каждом слое при двойниковании сдвигаются на одно и то же расстояние относительно слоя, лежащего под ним (рис. 55, б). В результате двойникования возникают двойниковые полосы, внутри которых расположение атомов является зеркальным отражением структуры решетки соседних частей кристалла. Если при скольжении металлы упрочняются (наклепываются), то при двойниковании они обычно разупрочняются. [c.77]

Деформация двойникованием осуществляется также путем сдвига части кристалла по определенным кристаллографическим плоскостям. При двойниковании части кристалла смещаются так, что оказываются в положении зеркального отражения относительно плоскости двойникования (см. рис. 1.21). Для механического двойникования требуется большее напряжение, чем для скольжения. Двойникование наблюдается, когда деформация скольжения затруднена (при высоких скоростях и низких температурах деформирования, при многоосном приложении нагрузки). Величина деформации при двойниковании мала. Основным видом деформации металлов является деформация скольжения. [c.155]

Наконец, следует рассмотреть особый класс волн, возникающих в деформируемых материалах - это упругие волны, порождающие звуковые сигналы. Они сопровождают образование полос сдвига, двойникование, зарождение трещин и другие процессы. Хорошо известен феномен "крик олова" при деформации. [c.257]

Ученый И.Чохральский был первым, кто связал "крик олова" с процессом спонтанного двойникования. Это произошло в 1917 г. Позднее А.Ф. Иоффе и М.В. Классен-Неклюдова обнаружили звуковые эффекты при деформировании нагретой каменной соли и цинка и связали их с развитием скольжения. А.Ф. Иоффе 1929 г. так описывал эти наблюдения "...сдвиг нагретой каменной соли и цинка происходит малыми скачками, причем каждый их них сопровождается шумом, наподобие тиканья часов. В комнате при отсутствии шума эти тики хорошо слышны и следуют через правильные промежутки времени. Можно отметить много сотен тиков, причем частота их зависит от приложенного груза. Скачки становятся заметными и слышными только при значительной уже пластической деформации". [c.353]

В выражении для приведенного напряжения сдвига (63) подразумевается, что как в начале пластической деформации (напряжение то), так и на любой ее стадии (напряжение т) приложенное растягивающее напряжение Сти для кристаллов разной ориентировки изменяется в широких пределах при одинаковой деформации. Это означает, что для предельных значений углов (3i, чтобы достичь требуемого приведенного напряжения сдвига в неблагоприятно ориентированной базисной плоскости, необходимы значительные растягивающие напряжения. В этих условиях часто происходит скольжение по другим плоскостям — пирамидальным или призматическим, или двойникование поэтому поведение таких кристаллов нельзя просто связать с характерными особенностями кристаллов, деформируемых исключительно путем скольжения по базисной плоскости. В общем идеального поведения можно ожидать для кристаллов с величиной угла Ро в интервале 10—80°. [c.121]

Плоскости Ка (до деформации) и К2 (после деформации), пересекающие Ki по линии, перпендикулярной направлению сдвига rji (см. рис. 76) и составляющие с плоскостью К равные углы ф до и после сдвига в плоскости сдвига S, также не искажаются в процессе двойникования. Так, в о. ц. к. решетке (см. рис. 77, а) плоскости сдвига 5 соответствует (ТЮ), плоскостью К2 является (112), а плоскостью К2 —(552). Линией пересечения плоскостей К VL К2 данном примере является [110]. [c.134]

Энергия когерентной границы двойников дв=0,5х Х д.у, поэтому склонность к двойникованию с уменьшением энергии дефекта упаковки увеличивается. Так, в г. ц. к. кристаллах алюминия деформационные двойники не наблюдаются, а в кристаллах меди, деформированных при 4 К и высоких напряжениях в серебре, золоте и никеле, они обнаружены для меди напряжения сдвига составляют 150, а для никеля 3 МПа. Указанные напряжения достигают при низких температурах или при больших скоростях деформации. [c.137]

Одновременно с двойникованием возможно развитие пластической деформации скольжением. Реализация того или иного вида пластической деформации будет оп-. ределяться соотношением критических напряжений сдвига ао для скольжения и Оод для двойникования внутри фрагментов. Размер зерна dx (или фрагмента), соответствующий равенству напряжений сдвига и двойникования, получается совместным решением уравнений Холла—Петча для сдвига и Петча—Стро для двойникования [c.246]

Рис. 147. Зависимость деформирующего напряжения Од при сдвиге /) и двойниковании (2) от величины зерна. Кривая 3 — максимально возможная пластическая деформация вследствие двойникования

Пластическая деформация сталей и сплавов на основе железа и никеля на современных скоростных прокатных станах заканчивается при температурах ниже 800—950 °С, т. е. фактически происходит теплая пластическая деформация с характерными признаками множественного внутризеренного скольжения с подавлением рекристаллизационных процессов. В данном случае наблюдается повышенная пластичность, так как температурная зависимость пластичности характеризуется повышением пластичности задолго до температуры начала рекристаллизации. Это особенно заметно для металлов с г. п. у. решеткой (бериллий, магний) и объясняется облегчением сдвига по небазисным плоскостям. При этом двойникование подавляется облегченным скольжением. [c.513]

Рис. 1.2. Кристаллографические элементы .механического двойникования [17 . Сечение шара и эллипсоида деформации плос- кость.ю сдвига. [c.10]

Можно считать установленным, что пластические сдвиги, возникающие в металле под действием циклической нагрузки, приводят к наклепу и перераспределению напряжений как между зернами, так и внутри самих зерен. Наклеп для многих металлов сопровождается увеличением твердости. Пластическая деформация накапливается в результате скольжения и двойникования вдоль тех же кристаллографических плоскостей и по тем же направлениям, что и при действии статических нагрузок. И. А. Одинг дополнил эту теорию, обратив внимание на то, что циклические повторяющиеся напряжения вызывают в металле два одновременно протекающих явления упрочнение и разупрочнение Л. 31]. Упрочнение связывается с наклепом и старением, а разупрочнение — с появлением напряжений второго рода, искажений третьего рода, дроблением кристаллов на блоки. [c.159]

Деформация монокристаллов. Пластическая деформация монокристаллов происходит 1) путём скольжения (сдвига) и 2) путём механического двойникования. [c.267]

Пластическая деформация поликристаллов. Пластическая деформация поликристаллического металла протекает аналогично деформации монокристалла путем сдвига (скольжения) или двойникования. Формоизменение металла при обработке давлением происходит в результате пластической деформации каждого зерна. Плоскости и направления скольжения в каждом зерне различные. При увеличении внешней силы скольжение первоначально начинается в наиболее благоприятно ориентированных зернах, где достигнуто критическое касательное напряжение. Движение дислокаций, начавшееся в одном зерне, не может переходить в соседнее зерно, так как в нем системы скольжения ориентированы по-иному. [c.73]

Деформация с инвариантной решеткой. На рис. 1.14, в показана схема деформации скольжением или двойникованием, причем — плоскость сдвига, d — направление сдвига. В результате деформации с инвариантной решеткой векторы из плоскости АК В переходят в плоскость АК В. Эти векторы вращаются, однако длина их остается неизменной. Длина векторов, направленных от линии АОВ влево от плоскости АК В, уменьшается в результате деформации, длина векторов, направленных в правую сторону, — увеличивается. В результате такой дополнительной деформации с инвариантной решеткой длина в направлении оси х, увеличенная при деформации Бейна, сокращается, а деформация вдоль главных осей становится равной 1. Плоскости А ОС и B OD, показанные на рис. 1.14,8, становятся информируемыми плоскостями. [c.26]

Пластическая деформация металлов в холодном состоянии происходит за счет сдвига по плоскостям скольжения отдельных частиц кристаллов друг относительно друга или вследствие поворота одной части кристаллической решетки в положение, симметричное другой ее части (двойникование). При сдвиге отдельных частей металла по поверхности скольжения образуется слой с искаженной кристаллической решеткой и мелкими осколками зерен, создающими шероховатость по поверхности сдвига, которая препятствует дальнейшему перемещению зерен. Таким образом, пластическое деформирование в холодном состоянии упрочняет металл. Это упрочнение называется наклепом. Результат упрочнения выражается в том, что предел прочности и твердость металла повышаются, а пластичность снижается. [c.402]

При увеличении степени деформации пластическая деформация поли-кристаллических веществ идет аналогично деформации монокристалла путем сдвига (скольжения) или двойникования, но формоизменение происходит в результате пластической деформации каждого отдельного зерна. [c.124]

В процессе пластической деформации атомы в кристаллической решетке смещаются на большие расстояния, чем при упругой деформации, причем это смещение становится необратимым. После снятия нагрузки в результате пластической деформации размеры и форма тела изменяются. Смещение атомов при пластической деформации может происходить скольжением (сдвигом) и двойникова-нием. Скольжение происходит по плоскостям и в направлении с наиболее плотной упаковкой атомов, где расстояния между соседними атомными плоскостями наибольшие, а силы взаимодействия между ними наименьшие, в результате чего сопротивление сдвигу также будет наименьшим. При двойниковании происходит такое смещение части зерна, при котором эта часть занимает зеркально-симметричное положение по отношению к несмещенной части зерна (см. рис. 1.18). [c.27]

Анализируя перемещение атомов при сдвиге в г. ц. к. решет-ке, Маккензи пришел к выводу о том, что теоретическая прочность зависит от направления перемеш,ения, выбором которого определяются способ деформации (скольжение, двойникование) и высота потенциального барьера (энергия системы проходит при сдвиге через максимум — перевальную точку). Маккензи установил, что в случае скольжения в зависимости от потенциала в перевальной точке т = 0,028 0,0390, а нижний предел теоретической прочности при сдвиге в случае двойникования меняется в пределах от G/30 до G/22. Значения теоретической прочности при сдвиге, рассчитанные по формуле Маккензи, приведены в табл. 22. [c.281]

Двойникование. Кроме скольжений, при пластической деформации происходит двойникование, заключающееся в сдвиге части данного зерна металла в другое положение, симметричное оставшейся части, Относительно плоскости двойникования. Модель процесса двойникования может быть представлена в виде колоды карт, которая перекашивается в одну сторону (фиг. 37, а). Затем верхнюю часть колоды перекашивают в обратную сторону на [c.56]

При пластической деформации происходит и так называемое двойникование, заключающееся в сдвиге частей кристалла симметрично относительно некоторой плоскости (фиг. 3). Этот процесс [c.7]

Двойникование. В некоторых металлах деформация происходит двойникованием. При этом часть кристалла переходит в положение, которое симметрично другой части кристалла (рис. 9, б). Решетка деформированной части кристалла является зеркальным отображением решетки недеформированной его части. Все плоскости деформированной части кристалла сдвигаются относительно соседних плоскостей на одинаковую величину. Переход решетки в новое положение происходит почти мгновенно и часто сопровождается характерным потрескиванием. Двойникованием может быть получена незначительная степень деформации. Этот вид пластической деформации сопутствует основному ее виду — скольжению. [c.13]

Помимо сдвигов по плоскостям скольжения, пластическая деформация поликристаллического металла сопровождается в определенных случаях двойникованием. [c.14]

Деформац. двойникование часто встречается у кристаллов средней и низшей категорий симметрии, имеющих сложные многоатомные элементарные ячейки, выраженную ковалентную составляющую межатомной связи. Наблюдается оно и у металлов, В металлах с гексагональной плотноупакованяой решёткой (Геке. ПУ) деформац. двойникование связано с ограниченностью набора действующих систем скольжения. Во мн. кристаллах гексагональной сингонии при низких темп-рах векторы Бюргерса дислокаций лежат в плоскости базиса, Такие дислокации не в состоянии осуществить сдвиг материала в направлении, перпендикулярном плоскости базиса. Если же он геометрически необходим, то произвести его может лишь независимая мода деформации, к-рой и является двойникование. Даже в пластичных металлах с Геке. ПУ решёткой, таких, как а — Т(, двойникование наблюдается на самых ранних этапах пластич. деформации (рис. 5). [c.633]

При комнатной температуре преобладает деформация двойникованием. Сильные ковалентные связи не разрушаются, но сдвигаются и переориентируются. Главным образом встречается система двойников (1 3 0), но встречаются также системы (1 7 2) и (1 7 С). Сообщается еш,е о двух менее важных системах двойников— (1 1 2) и (1 2 1). С повышением температуры начинает преобладать механизм деформации скольжением. Наиболее важна система скольжения (0 10) — (10 0). Скольжение по плоскости (О 1 0) не задевает сильных ковалентных связей. Низкий предел текучести объясняется тем, что критическое напряжение сдвига для скольжения по (О 1 0) составляет 0,34 кг мм". Наблюдались также полосы излома и поперечное скольжение. [c.837]

Другой механизм пластической деформации — двойникование, или двойниковый сдвиг — чаще всего встречается в металлах и сплавах, имеющих гексагональную шш объемно центрированную кубическую решетку. В отлриие от обычного сдвига двойниковый совершается только раз и не приводит к значительным пластическим деформациям. Однако вместе с ним появляются дополнительные очаги сдвиговой деформации по механизму обычного скольжения (подробнее см. гл. 1). [c.391]

Характер АЭ зависит от вида движения дислокаций. Если движение дислокаций однородно и непрерывно в объеме исследуемого материала, то большое количество малых импульсов создает непрерывную АЭ. При прост -ранственной или временной неоднородности деформации проявляются вспышки большой амплитуды. Общепринято, что появлению АЭ-сигналов с большой амплитудой способствуют высокая скорость деформирования, гетерогенность материала, склонность его к хрупкому разрушению и деформации двойникованием, кристаллографическая структура с ограниченным числом систем скольжения (тетрагональная, кубическая гексагональная), крупнозернистая структура образца. Напротив, непрерывная АЭ с малым уровнем возникает в гомогенных мелкозернистых материалах при малой скорости деформирования сдвигом, что присуще, в частности, материалам с изотропной кристаллической структурой. Изменение условий деформирования (температуры, приложенных напряжений, среды) приводит к изменению соотношения между активностями двух видов АЭ. [c.169]

Двойникование наблюдается в ряде кристаллов, особенно имеющих плотноупакованную гексагональную или объемно-центрированную кубическую решетку. При двойниковании происходит сдвиг определенных областей кристалла в положение, отвечающее зеркальному отображению несдвинутых областей. Такой симметричный сдвиг происходит относительно какой-то благоприятным образом ориентированной по отношению к приложенному напряжению т кристаллографической плоскости, называемой плоскостью двойникования (рис. 4.12), которая до деформации не обязательно была плоскостью симметрии. Областью сдвига является вся сдвинутая часть кристалла. При двойниковании, как видно из рис. 4.12, в области сдвига перемещение большинства атомов происходит на расстояния, меньшие межатомных, при этом в каждом атомном слое атомы сдвигаются на одно и то же расстояние по отношению к атомам нижележащего слоя. [c.129]

Вид деформации (растяжение или сжатие) сильно влияет на образование двойников в металле с г. п. у. решеткой. Так, в кристалле цинка (с/а= 1,856) с базисной плоскостью, параллельной оси образца, можно добиться двойникования при растяжении, так как плоскость Ki (1012) (рис. 80,6) после деформации относительно плоскости двойникования (10Г2) поворотом по часовой стрелке занимает положение К . Представив левую половину кристалла (рис. 80,6), помещенную в пассивный захват испытательной машины, убеждаемся, что сдвиг [c.140]

ДИАГРАММЫ а—8 ПРИ БОЛЬШИХ СТЕПЕНЯХ ДЕФОРМАЦИИ. Связь между соседними зернами сохраняется в результате множественного скольжения. Сохранению связи способствует также и двойникование. При взаимодействии зерен могут возникать изгибающие моменты, даже если извне приложено напряжение растяжения или сдвига. Такие моменты снимаются в результате образования полос сброса. Сбросообразование и двойникование приводят к релаксации напряжений, способствующей дальнейшему протеканию пластической деформации. Если такой релаксации недостаточно, то около границ возникают трещины. [c.236]

При образовании скопления дислокаций и соответствующей концентрации напряжений у вершины скопления представляется весьма вероятным, что пластическая деформация в соседнем зерне начнется в результате работы зернограничных источников [54, 102]. Удаляясь от поверхности зерна, дислокации, эмитированные этими источниками, взаимодействуют с дислокациями сетки Франка и могут создать новые источники типа источников Франка — Рида. Поскольку эти новые источники не заблокированы примесями, они оказываются способными либо к размножению полных дислокаций, либо (при достаточно высоком уровне напряжений сдвига) — к размножению частичных дислокаций, т. е. к образованию двойника, например, по полюсному механизму Коттрелла — Билби или по механизму Шлизви-ка [20] (рнс. 2.17). Развитая в работе [22] модель, в которой двойникование начинается после частичной (за счет скольжения) релаксации концентраторов напряжений, приводит к получению аналогичной уравнению Холла — Петча для скольжения зависимости напряжения начала двойникования от размера зерна [c.60]

Резковыраженная анизотропия критических напряжений сдвига и двойникования в титане, различная ориентировка кристаллов по отношению к действующей нагрузке предопределяют возможность появления значительной микронеоднородности деформации поликристаллического металла. От неоднородности деформированного состояния по микрообъемам деформируемого металла и, как следствие, неоднородности напряженного состояния в отдельных элементах структуры в значительной степени зависят характеристики пластичности и склонность к хрупкости [14, 15]. Особенно подробно эти вопросы изучены исследователями под руководством А. В. Гурьева [ 16—20]. [c.20]

Одним из первых исследователей, заметивших влияние поверхности на механические свойства, был Роскоу. Еще в 1934 г. он обнаружил, что критическое значение проекции касательного напряжения на направление скольжения для монокристалла кадмия уменьшается в 2 раза при удалении оксидной пленки с поверхности кристалла. В дальнейшем были проведены многочисленные исследования, в которых изучалось влияние оксидных пленок, керамических и металлических покрытий на напряжение сдвига [118—121], напряжение двойникования [122, 123], форму диаграммы напряжений [119, 121], микроскопические характеристики деформации [121, 122], хрупкое разрушение [124], внутреннее трение [125] и эффекты аномального восстановления деформации [126]. Очень небольшое число работ было посвящено изучению роли поверхности в процессах усталости и ползучести различных моно- и поликристаллов [127, 128]. [c.27]

В. Н. Задпое, С. Л. Филлипычев. ПАМЯТЬ ФОРМЫ — свойство нек-рых твёрдых тел восстанавливать исходную форму после пластич. деформации при нагреве или в процессе разгружения. Восстановление формы, как правило, связано с мартенситным превращением или с обратимым двойникова-нием. В зависимости от величины деформации и вида материала восстановление формы может быть полным или частичным. Полное восстановление формы может происходить в сплавах с термоупругим мартенситом, таких, как Си — А1 — (Го, N1, Со, Мп), N1 — А1,Аи — Сй, Ag — Сс1, Т1 — N1, 1п — Т1, Си — гп А1, Си — 2п — 8п), и в ряде др. двойных, тройных и многокомпонентных систем. П. ф. в этих сплавах имеет место и в тех случаях, когда восстановлению формы противодействует внеш. нагрузка. Макс, величина обратимой пластич. деформации зависит от кристаллич. структуры исходной и мартенситной фаз и ограничена величиной деформации решётки при фазовом переходе или сдвигом при двойниковании. Так, при мартенситном превращении в сплавах Т( — N1 она составляет 9%. Когда возможности деформации по мартенситному механизму или за счёт обратимого передвойникования исчерпаны, дальнейшее формоизменение необратимо, т. к. оно происходит путём скольжения полных дислокаций. [c.526]

О физике ползучести написано множество превосходных книг и статей. Однако из всех последних методологических трудов наиболее информативен и полезен труд Эшби [2], посвященный картам механизмов деформации. Различают шесть независимых способов, в соответствии с которыми поли-кристаллический материал может деформироваться, сохраняя свое строение. Во-первых — это бездефектное течение. Оно наступает, если превысить теоретическое сопротивление сдвигу. Остальные пять требуют наличия дефектов кристаллической структуры. Дислокации являются источником двух видов пластического течения дислокационного скольжения и дислокационной ползучести. Движение точечных дефектов вызывает течение, которое относится к двум другим независимым видам внутризеренному и околозернограничному течению. Шестой вид течения обусловлен двойникованием, обычно его значение для инженерных решений невелико. "Поля" механизмов деформации чистого никеля представлены на рис. 2.8, дающем в кратком обобщении изложение этой концепции. Поля нанесены на карту в координатах нормированного напряжения течения (напряжение отнесено к модулю [c.64]

Для объяснения механизма формоизменения анизотропных металлов "обычно используют модель термического зацепления , предложенную в работе [281]. Согласно этой модели, напряжения сдвига, возникающие в месте контакта двух зерен, релаксируют в одном из зерен при пониженных температурах скольжением и двойникованием, а при высоких (выше эквикогезивной) — течением по границам зерен. В результате действия различных механизмов релаксации возникает необратимая пластическая деформация, накапливающаяся от цикла к циклу. [c.10]

В гексагональных металлах (цинке, кадмии, магнии) обычно отмечается линейная зависимость между напряжением и деформацией на всем протяжении деформирования, особенно в области низких и высоких температур. При этом скорость деформационного упрочнения сильно зависит от температуры, но при низких температурах кривая утрачивает температурную зависимость. Для металлов с о. ц. к. решеткой наблюдается сильная зависимость кривой деформации от температуры. Во многих случаях пластическая деформация развивается путем двойнико-вания — однородного сдвига, при котором одна часть кристалла становится зеркальным отображением другой. Двойникование [c.290]

Пластическая деформация (наклеп) оказывает различное влияние на строение сварных швов в зависимости от их состава и первичной микроструктуры. Обш,им для всех швов, подвергающихся наклепу, является снижение стабильности аустенита. Аустенит, имеющий гранецентрированную кристаллическую решетку -у-же-леза, обладает большей плотностью и меньшим удельным объемом, чем феррит, обладающий менее плотно упакованной решеткой а-железа. При пластической деформации растяжения плотная решетка у-фазы относихельно легко перестраивается в менее плотную решетку а-фазы. При пластической деформации сжатия решетка у-фазы не получает заметного изменения плотности. Поэтому в сварных швах аустенитных сталей, подвергшихся наклепу от растяжения, распад аустенита идет более интенсивно, чем в швах, подвергшихся деформации сжатия в холодном состоянии. Пластическая деформация вызывает раздробление зерен аустенита на более мелкие, измельчение блоков и увеличение угла их разориентировки. Во время деформации сварного шва наблюдаются процессы сдвига кристаллов и двойникование, как и при деформировании катаной стали. Особенно сильный наклеп претерпевают швы аустенитных сталей при холодной штамповке, а также при холодной калибровке обжатием. [c.153]

Аустенитно-ферритные швы. В таких швах деформация вызывает дробление зерен аустенита, появление линий сдвига (рис. 53, а) и искажение формы первичного феррита. В результате наклепа растяжением ферритные образования дендритной формы вытягиваются вдоль направления деформации. Наклеп сжатием вызывает более интенсивное дробление аустенита, без заметного искажения формы феррита. На рис. 53, б показана микроструктура сварного шва стали 1Х18Н10Т, претерпевшего сложную пластическую деформацию в процессе холодной штамповки. Отчетливо видны границы зерен аустенита, образовавшихся внутри столбчатых кристаллов, линии сдвига и двойникование. [c.155]

Что касается влияния второй фазы на текстуру деформации, то оно зависит от пластических свойств фазы, а также от количества, морфологии и распределения ее в матрице. Как правило, наличие большого количества второй фазы с более низкой пластичностью, чем пластичность матрицы, блокирует развитие скольжения и двойниковання в первичных высоконапряженных системах сдвига, создает локальную концентрацию внутренних напряжений и тем самым стимулирует активность большого числа латентных низконапряженных систем сдвига. Это нарушает закономерности образования текстуры деформации металлов и приводит к разориенти-ровке свойственной ему текстуры, вплоть до полного ее исчезновения. [c.201]

Аналогичным образом атомы элементов подгруппы VB образуют двуслойные пакеты, в которых каждый атом связан с тремя ближайшими соседями ковалентными связями. При объединении этих пакетов получается трехмерная структура, например ромбоэдрическая типа Л7, которая характерна для мышьяка, сурьмы и висмута (фиг. 6, е). Цепи в структуре типа AgH пакеты в структуре типа А-, связаны друг с другом относительно слабыми связями Ван-дер-Ваальса, на которые накладывается в незначительной степени металлическая связь. В результате получаются структуры, обладаюш ие значительной анизотропией физических свойств. Сложный характер расположения атомов в этих структурах затрудняет процессы пластической деформации (такие, как сдвиг, двойникование и т. п., см. гл. XIII и XVI и обусловливает значительно большую хрупкость элементов подгрупп VB и VIВ по сравнению с элементами, обладающими типичными металлическими структурами. [c.35]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...