Скольжения линии см полосы —

Наиболее распространенным механизмом пластического деформирования является плавное движение одной плоскости атомов над другой, называемое обычно скольжением. В любой кристаллической решетке некоторые плоскости и направления более других предрасположены к возникновению в них скольжения, что приводит к появлению полос из тонких параллельных линий скольжения на поверхности кристалла при его пластическом деформировании. Плоскостями скольжения обычно являются наиболее плотно упакованные атомами плоскости кристаллической решетки, а направлениями — наиболее плотно упакованные атомами направления в ней >. Совокупность направления и плоскости скольжения называется системой скольжения. Образование линий и полос скольжения схематически показано на рис. 3.7. При значительном увеличении можно видеть, что линии скольжения образуются в результате относительного параллельного смещения плоскостей кристалла, находящихся друг от друга на расстоянии порядка 100 атомных диаметров. Размеры смещений, сопутствующих образованию линий скольжения, обычно имеют порядок 1000 атомных диаметров (см. рис. 3.7). [c.33]

В стадии II длина линий скольжения убывает обратно пропорционально пластическому сдвигу. Плотность линий сдвига продолжает возрастать. При переходе из стадии II в стадию III наблюдаются следы поперечного скольжения и фрагментация полос скольжения (см. гл. 13). [c.128]

При переходе от упругой деформации к упругопластической для некоторых металлических материалов на машинной диаграмме растяжения может проявляться небольшой горизонтальный участок, который называют площадкой текучести АА (см. рис. 2.8, а). На этой стадии деформации в действие включаются новые источники дислокаций, происходит их спонтанное размножение и лавинообразное распространение по плоскостям скольжения. Макроскопическим проявлением этих процессов является образование на рабочей поверхности образца узких полос скольжения, получивших название линий Чернова— Людерса. Эти линии располагаются под углом 45° к продольной оси образца по направлению действия максимальных касательных напряжений и отчетливо видны на его полированной поверхности. Однако [c.32]

При дальнейшем увеличении степени деформации дислокационная картина качественно не меняется. Структура же на поверхности претерпевает еще некоторые изменения. В частности, наблюдается фрагментация полос скольжения (см. рис. 22,г), появление волнистых линий и их пересечение (см. рис. 22,д). Эти эффекты связывают с интенсивным развитием поперечного скольжения винтовых дислокаций. [c.54]

Многие дислокационные источники после такой значительной пластической деформации оказываются запертыми обратными полями упругих напряжений вокруг дислокационных скоплений, образовавшихся у различных барьеров. Для продолжения деформации дислокации должны либо прорывать, либо как-то обойти эти барьеры и продолжить свое движение при этом возможно генерирование новых дислокаций отпирающимися источниками. Если бы дислокации разрушали барьеры, то это сопровождалось бы удлинением линий скольжения на поверхности. Однако этого не происходит. Наоборот, наблюдается дальнейшее уменьшение их длины. Отсюда следует вывод, что дислокации обходят барьеры на этой стадии деформации. В случае низкотемпературной деформации, которую мы рассматриваем, основной способ обойти барьеры — это поперечное скольжение винтовых дислокаций (для реализации второго принципиально возможного способа — переползания краевых дислокаций — требуются достаточно высокие температуры). Волнистые линии скольжения на поверхности и их пересечение, линии, соединяющие параллельные полосы (см. рис. 22, г, д), — все это прямые результаты поперечного скольжения винтовых дислокаций. [c.54]

При нагреве холоднодеформированной стали выше 300° С резко снижается ширина линий на рентгенограммах [118, с. 203 248 254—256, 400] (см. также рис 71, 77). Это свидетельствует прежде всего о том, что в результате термически активируемых процессов в значительной степени уменьшается плотность дефектов кристаллической решетки феррита. При этом в интервале 300—400° С не только температура, но и продолжительность вы-J держки оказывают существенное влияние на уменьшение ширины линий на рентгенограммах, в то время как при более высоких температурах основное влияние оказыва-S0 ет температура отпуска. Микроструктурные исследования показывают, что полосы скольжения в избыточном феррите, слабо заметные после деформации и низкотемпературного отпуска при исследовании под световым микроскопом (рис. 78,а, б), становятся более четкими, уширяются, иногда образуют сетки (рис. 79, а—в). Повышение температуры отпуска до 300° С приводит лишь к более четкому выявлению полос скольжения в феррите перлита (рис. 78, в, г). Так как деформационное старение (отпуск до 300° С) сталей со средним и высоким содержанием углерода обусловлено процессами, происходящими в ее перлитной составляющей, то лучшая выявляемость полос скольжения в феррите перлита при деформационном старении свидетельствует об их декорировании атомами примесей. Иногда в [c.190]

В области II скольжение характеризуется более короткими линиями (—4-10 см). Коэффициент упрочнения Он для средних ориентировок резко возрастает. Часто появляются полосы сброса и более отчетливые признаки поперечного скольжения. [c.195]

Значение 5 или толщины полосы сдвига в (2.68), (2.69) и (2.71) определяется, как расстояние от начала координат до точки В (см. рис. 2.15) пересечения граничных аир- линий поля скольжения, прилежащего к задней поверхности. Как было отмечено выше, координаты точки В находятся из совместного решения уравнений (2.64) и (2.65) методом последовательных приближений. [c.65]

Считают, что по мере нагружения одна часть кристалла целиком сдвигается относительно другой в направлении линии скольжения. Расстояние между полосами скольжения лежит в пределах 10" — 10" см. Направление скольжения практически всегда совпадает с направлением вектора решетки в плотно упакованной плоскости. Оно начинается в каком-то одном месте тогда, когда касательные напряжения в плоскости скольжения достигают определенной величины, и постепенно распространяется на остальную часть плоскости. При этом нормальная к плоскости скольжения составляющая напряжения оказывает незначительное влияние на начало скольжения. Величина критического касательного напряжения зависит от чистоты металла, температуры и скорости деформирования. По мере нагружения кристаллиты разбиваются на фрагменты размером около 10 см, а те в свою очередь образуют блоки на два порядка меньше. В процессе разбиения возникают напряжения второго рода, связанные с искажением в решетке. Они соответствуют прочности материала в микрообъеме и пропорциональны пределу текучести. Около микродефектов вследствие локальных упругих напряжений кристал.таческой решеткч возникают значительные по величине ультрамикронапряжения (искажения третьего рода). Внутренние остаточные напряжения сосредоточивают часть остаточной энергии пластического деформиро- [c.126]

Вместе с тем следует подчеркнуть, что использование полос скольжения, выявленных на поверхности образца, для объяснения процесса формирования усталостных бороздок является не вполне корректным. У поверхности пластичных материалов, для которых наиболее типично наблюдент е полос скольжения у вершины трещины, имеет место процесс разрушения при доминировании сдвига, что приводит к формированию скосов от пластической деформации [143, 144]. Ориентировка полос скольжения под углом 45° к линии продолжения плоскости трещины перед ее вершиной на поверхности пластины отвечает этому процессу, а не формированию усталостных бороздок. В п.тос-кости сечения материала применительно к середине фронта трещины были выявлены две системы полос скольжения перед вершиной трещины, которые пересекаются между собой под углом 90° [82]. Выявленные две системы скольжения отвечают процессу пластического деформирования материала как на восходящей, так и на нисходящей ветви нагрузок, что соответствует процессу на мезо-уровне (см. параграф 3.2). [c.165]

Полоса с идеальными (бесконечно тонкими) разрезами. Растяжение полосы с идеальными разрезами (фиг. 103) является простейшей задачей рассматриваемого типа. В предельном состоянии полоса растягивается в направлении у со скоростью V по обе стороны от среднего сечения. Поле скольжения, показанное на фиг. 103, состоит из четырех эквивалентных областей. Вдоль свободной от напряжений границы разреза О А в ОАВ имеем простое равномерное сжатие или растяжение 2к примем, что в / ОАВ — растяжение (относительно другой возможности выбора см. ниже). К области ОАВ присоединяются центрированное поле ОВС и далее — треугольная же область равномерного напряженного состояния O D. Границей пластической области является р-линия D BA во всей [c.179]

СКОЛЬЖЕНИЯ ПОЛОСЫ — см. Лю-дерса—-Чернова линии. [c.174]

НОЙ деформации приграничных объемов металла. На электропо-лированной поверхности зерен феррита в области границ зерен видны потемнения, свидетельствующие о образовании впадин или выпуклостей (см, рис. 3.8, а). По мере циклирования в зернах феррита низкоуглеродистой стали образуются линии скольжения часто по двум пересекающимся плоскостям (см. рис. 3.8, В зернах, где действует в основном одна из систем скольжения, образуются более грубые полосы скольжения (см. рис. 3.8, б), из которых по мере циклирования образуются глубокие устойчивые полосы скольжения (УПС). Схема образования полос скольжения на начальной стадии деформирования представлена на рис. 3.8, г. Размеры полос скольжения в поликристаллах ограничены размерами зерен, а в монокристаллах они имеют большую протяженность (рис. 3.23). [c.92]

На рис. 5.43 показано осевое сечение по центру дорожки качения кольца радиального шарикоподшипника 309, отработавшего 600 10 оборотов при расчетном среднем нормальном контактном напряжении 2500 МПа. Изменения микроструктуры видны в виде двух семейств полос, наклоненных к дорожке качения под углом 30 и 80° [20]. По направлению они близки к границам пластической области теоретического решения (см. рис. 5.25, б). Это решение выполнено для идеального жестко-пластического неупрочняющегося материала. При предельной нагрузке у такого материала сдвиг должен происходить по линии скольжения вдоль границы пластической области, т.е. по полосе нулевой ширины. В реальном металле сдвиг происходит по полосе, ширина h (см. рис. 5.43) которой зависит от упрочняемо-сти материала. [c.362]

Дальнейшая деформация начинает вызывать искривление линий скольжения, на поверхности появляются характерные полосы сброса , в которых происходит это искривление (см. рис. 22, б). Считается, что образование полос оброса обусловлено началом интенсивного скольжения в других системах и поэтому означает конец стадии легкого скольжения. [c.52]

Итак, после стадии одиночного (легкого) скольжения в монокристалле начинается стадия множественного скольжения — движение дислокаций в двух и более системах. По мере дальнейшей деформации растет число встреч и пересечений дислокаций и соответственно число барьеров, препятствующих их движению. Деформация становится все более неравномерной. На поверхности можно наблюдать неравномерно распределенные линии скольжения, вытянутые в разных направлениях. Начинается формирование полос скольжения. Каждая из них представляет собой пачку линий скольжения, расстояние между которыми по крайней мере на порядок меньше, чем между полосами (см. рис. 22,в). Длина отдельных линий скольжения в полосах теперь примерно на два порядка меньше, чем при легком скольжении. Все это результат возросших трудностей выхода дислокаций на поверхность из-за заклинивания м ногих возможных плоскостей скольжения внутри образца различными барьерами. [c.53]

В металлах с высокой энергией дефекта упаковки редко образуются плоские скопления дислокаций, подобные показанным на рис. 23, а, линии скольжения на их поверхности получаются волнистыми уже на ранних стадиях деформации, более четко проявляется фрагментация полос скольжения. Такие металлы, в частности имеющий г. ц. к. решетку алюминий и многие о. ц. к. металлы, более склонны к образованию ячеистой дислокационной структуры после значительной деформации (см. рис. 23,г), в то время как в металлах с низкой энергией дефекта упаков1Ки, например в г. ц. к. (Си, Ag Ли), [c.60]

Аналогичный способ вытяжки цилиндрических деталей из квадратной заготовки, но со срезанными углами предложен В. Г. Кондратенко и Э. А. Назаряном. Этот способ основан на построении линий скольжения в углах квадратной заготовки и исследовании поля деформаций методом муаровых полос [59]. Однако эти исследования не связаны с анизотропией листового металла и пе учитывают разного характера фигур плоской анизотропии для разных металлов (см. пятый раздел, гл. ). [c.128]

Обычной плоскостью двойникования является плоскость 112), а направлением двойникования— (111) (рис. 66). На микрофотографиях 603 показаны относительные ориентации двойников и зерен, причем ориентации зерен видны благодаря ямкам травления и окрашиванию. На металлографическом шлифе двойникованные области в пределах узкой полосы могут иметь ориентацию, которая либо сильно отличается от ориентации исходного зерна, либо может быть очень близкой к ней или даже идентичной. Эти разлйчия в окрашивании можно видеть в одном и том же зерне, как например, на микрофотографии 603/3. Для данной плоскости сечения двойник и исходное зерно могут иметь одну и ту же ориентацию (см. рис. 64). При комнатной температуре в пределах одного и того же ферритного зерна получаются и двойники при динамической деформации, и линии скольжения при статической деформации. Примером может служить микрофотография 603/6, на которой, помимо двойников, видны искривленные линии скольжения вблизи границы зерна. Двойниковые полосы редко имеют достаточную толщину, чтобы внутри них появились заметные фигуры травления (ф. 603/4 и 614/6). [c.38]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...