Границы зерен кручения

В качестве иллюстрации приведем пример компактирования ИПД кручением полученного в шаровой мельнице наноструктурного порошка Ni[26]. Проведенные исследования показали, что плотность полученных образцов близка к 95% от теоретической плотности массивного крупнокристаллического Ni. При этом в образцах отсутствовала видимая в просвечивающем электронном микроскопе пористость и был очень малый средний размер зерен, равный примерно 17 нм, а, следовательно, границы зерен занимали относительно большой объем. Авторы предполагают, что данные образцы демонстрируют снижение теоретической плотности в связи с тем, что границы зерен в материалах с очень малым размером зерен и сильными искажениями кристаллической решетки обладают пониженной атомной плотностью (см. также гл. 2). [c.13]

Было установлено, что рост зерен в чистой Си (99,98%), подвергнутой ИПД кручению, начинается при 373 К и завершается к 473 К [237]. В Си обычной чистоты, деформированной подобным образом, отжиг в течение 30 мин при 423 К не привел к видимым изменениям в микроструктуре (размере зерен, плотности дислокаций, дифракционном контрасте на границах зерен) [232]. Рост зерен наблюдался при 423 К. Тем не менее, внутренние напряжения и предел текучести существенно уменьшились в интервале температур между 403 и 423 К (рис. 3.5). Авторы предположили, что [c.129]

Если в зоне с микротрещинами имеется включение, оно может быть концентратором напряжений, а в связи с этим и источником зарождения микротрещин, которые могут распространяться как в направлении максимальных сдвиговых, так и нормальных напряжений (рис. 4.37—4.39). Если включение или вторая фаза и материал в зоне их расположения являются более прочными, чем основной металл, и между включением и матрицей имеется хорошая когерентная связь, то включения являются препятствиями для распространения, и при встрече с ними микротрещины при циклическом кручении разветвляются в направлениях максимальных нормальных напряжений (рис. 4.39, б). Граница зерен (рис. 4.40) также является препятствием распространяющейся трещине, и это является одной из причин распространения трещины скачкообразно. [c.153]

Рис. 6.4. Миграция и пересечение границ зерен при малоцикловой усталости при кручении образцов из свинца при комнатной температуре (границы направлены по оси на-

Другой способ построения малоугловой границы зерен состоит в нанизывании чисто винтовых дислокаций. В этом случае смежные субзерна поворачиваются относительно друг друга, причем ось вращения расположена перпендикулярно к границе зерна (граница кручения). Вообще же редко наблюдают такие сочетания чисто краевых или винтовых дислокаций. Значительно чаще границы раздела двух кристаллических участков различной ориентации построены из обоих видов дислокаций. [c.229]

Граница зерен II 253 Граница кручения II 255 Граничные условия I 46 [c.394]

Преимущественная диффузия по поверхности или границам зерен и блоков мозаики объясняется тем, что там степень нарушения кристаллического строения и дефекты структуры (наличие искажений, вакансий, дислокаций, напряжений, трещин) выражены особенно сильно. Скорость диффузии по границам зерен зависит от угла разориентировки зерен относительно направления диффузионного потока. С точки зрения диффузионной сварки особый интерес представляет возможность ускорения диффузии в результате создания неравновесных дефектов при пластической деформации. В процессе пластической деформации создается избыточная концентрация вакансий, обусловливающая ускорение диффузии. При деформации кручением образцов из серебра обнаружено увеличение скорости диффузии не менее чем в 100 раз. Это увеличение было пропорционально скорости деформирования, т. е. мгновенной концентрации вакансий. Избыточные концентрации вакансий можно, как известно, создать также быстрым охлаждением (закалкой) или облучением частицами с большой энергией. [c.19]

Если две части кристалла повернуты на небольшой угол относнтельно оси, перпендикулярной границе зерен, а не относительно оси, лежащей в плоскости границы раздела, образуется граница кручения. Подобно тому, как граница наклона возникает из ряда краевых дислокаций, граница кручения образуется из серии винтовых дислокаций. [c.67]

Типичный вид поверхности разрушения сколом представлен на рис. 5.1, а (см. вклейку). Характерной особенностью скола служит ступенька, являющаяся результатом объединения трещин скола, лежащих на разных уровнях в кристалле. Образование нескольких трещин скола возможно при преодолении трещиной препятствий границ кручения зерен (рис. 5.1, б), винтовых дислокаций, частиц второй фазы, двойников, а также в результате скола по другим плоскостям [385]. На краевых дислокациях и границах наклона не зарождаются новые трещины трещина лишь изменяет свой наклон. [c.190]

Характер высокотемпературного разрушения зависит также от уровня циклической нагрузки, при малой амплитуде нагрузки (деформации) решающим для разрушения может оказаться процесс ползучести. Так, в а-латуни 70—30 при циклическом кручении при температуре около 400°С с амплитудой деформации 3° наблюдалось межзеренное разрушение, при амплитуде деформации 15° смешанное (по границам и телу зерен [140]. [c.143]

Если считать, что процесс усталостного разрушения на стадии возникновения усталостной трещины состоит из двух этапов (1 — возникновение поверхностных трещин в результате скольжения в наиболее благоприятно ориентированных зернах и 2 — преодоление трещиной границы зерна и распространение ее на несколько зерен), то можно предположить, что на первом этапе основное влияние на разрущение оказывают амплитуда касательных напряжений и их градиент, а на втором — максимальные нормальные напряжения. Таким образом, параметром, которым различаются переход от первого ко второму этапу развития начальной усталостной трещины при изгибе и кручении, является критический размер трещины. При изгибе это примерно одно-два кристаллических зерна, при кручении — площадка размером до 1 мм. Сопоставление числа первичных усталостных трещин, возникающих на поверхности образцов при кручении и изгибе, в условиях действия критического напряжения сдвига на базе 10 циклов нагружения, показывает, что при кручении начальных трещин образуется значительно больше (табл. 10). [c.84]

Второй возможный механизм развития трещины базируется на следующих представлениях. После объединения микротрещины с макротрещиной идет непрерывное динамическое развитие макротрещины по тем же законам, по которым развивалась и микротрещина отсутствие заметного пластического деформирования у верщины быстро развивающейся трещины (недостаточно времени на реализацию релаксационных процессов в вершине) рост трещины по плоскостям спайности с преодолением различных барьеров типа границ зерен, фрагментов, блоков (см. раздел 2.1). При реализации второго механизма энергия, необходимая для старта трещины, будет отличаться от энергии, идущей на ее рост. Энергия зарождения хрупкого разрушения обусловлена пластическим деформированием, необходимым как для зарождения микротрещин, так и для реализации деформационного упрочнения, обеспечивающего рост напряжений до величины S . Для распространения трещины от одного зерна к другому необходима эффективная энергия не только для образования новых поверхностей, но и для компенсации дополнительной работы разрушения, идущей на образование ступенек и вязких перемычек при распространении трещин скола [121, 327]. Образование ступенек на поверхности скола, как известно, связано с различной ориентацией зерен. При переходе трещины скола через границу зерна в новом зерне из-за различий в ориентации происходит разделение трещины на ряд отдельных трещин, которые распространяются параллельно по кристаллографическим плоскостям спайности и прп объединении образуют ступеньки скола. При распространении макротрещины через отдельные неблагоприятно расположенные зерна, для которых плоскости спайности сильно отклонены от направления магистральной трещины, могут наблюдаться вязкие ямочные дорывы (перемычки) [114, 327]. Учитывая, что для старта макротрещины требуется пластическое деформирование, по крайней мере в масштабе, не меньшем, чем диаметр зерна, а для ее развития масштаб пластического деформирования ограничен размером перемычек между микротрещинами, можно заключить энергия G , необходимая для старта трещины, выше, чем энергия ур, требующаяся на ее развитие. Эксперименты для большинства конструкционных металлических материалов подтверждают сделанное заключение [253]. Следовательно, динамическое развитие трещины при хрупком разрушении наиболее вероятно происходит по второму механизму. Кроме того, в пользу второго механизма говорят имеющиеся фрактографические наблюдения (рис. 4.19), которые иллюстрируют переход трещины скола через границу зерна со значительной составляющей кручения и расщепление зерна рядом параллельных друг другу трещин. Если бы развитие трещины [c.240]

Рис. 2.5. Рельеф (а) межзерен-ного разрушения с псевдо усталосг-ными бороздками, образованными в результате ползучести образцов из жаропрочного сплава ЭИ437БУВД при 650 °С и напряжении 500 МПа в течение 476 ч до разрушения (б), (в) морфология границ зерен в изломе образцов после их совместного растяжения с кручением до разрушения соответственно при 400 МПа при 300 МПа в течение 77 ч, при той же температуре

Можно сформулировать несколько требований к методам интенсивной пластической деформации, которые следует учитывать при их развитии для получения наноструктур в объемных образцах и заготовках. Это, во-первых, важность получения ультра-мелкозернистых структур, имеющих преимущественно большеугловые границы зерен, поскольку именно в этом случае происходит качественное изменение свойств материалов (гл. 4,5). Во-вторых, формирование наноструктур, однородных по всему объему образца, что необходимо для обеспечения стабильности свойств полученных материалов. В-третьих, образцы не должны иметь механических повреждений или разрущений несмотря на их интенсивное деформирование. Эти требования не могут быть реализованы путем использования обычных методов обработки металлов давлением, таких как прокатка, вытяжка или экструзия. Для формирования наноструктур в объемных образцах необходимым является использование специальных механических схем деформирования, позволяющих достичь больших деформаций материалов при относительно низких температурах, а также определение оптимальных режимов обработки материалов. К настоящему времени большинство результатов получено с использованием двух методов ИПД — кручения под высоким давлением и РКУ-прессования. Имеются также работы по получению нано- и субмикрокристаллических структур в ряде металлов и сплавов путем использования всесторонней ковки [16, 17 и др.], РКУ-вытяжки [18], метода песочных часов [19]. [c.9]

Деформация кручением под высоким давлением. Установки, в которых деформация кручением была проведена под высоким давлением, впервые были использованы в работах [20, 21]. Их конструкция является развитием известной идеи наковальни Бриджмена [22]. В первых работах эти установки были использованы для исследования фазовых превращений в условиях интенсивных деформаций [20], а также изучения эволюции структуры и изменения температуры рекристаллизации после больших деформаций [23]. Новым и принципиально важным моментом явились доказательства формирования наноструктур с неравновесными большеугловыми границами зерен при использовании интенсивной деформации кручением [3, 8, 12], что позволило рассматривать этот метод как новый способ получения наноструктурных материалов. [c.10]

В чистых металлах ИПД кручением обычно приводит к формированию равноосной структуры, средний размер зерен в которой составляет около 100 нм, а РКУ-прессование обеспечивает размер зерен, равный 200-300 нм. На рис. 1.7а, б показаны типичные микроструктуры Си, подвергнутой ИПД кручением, наблюдаемые в просвечивающем электронном микроскопе в светлопольном и темнопольном изображениях, вместе с соответствующей дифракционной картиной [8]. Видно, что интенсивная деформация приводит к формированию в Си однородной ультрамелкозерни-стой структуры уже при комнатной температуре. Многочисленные рефлексы на электронограмме, расположенные вдоль окружностей, указывают на большеугловые разориентировки соседних зерен. Присутствие преимущественно большеугловых границ в структуре металлов после интенсивной деформации было подтверждено также прямыми измерениями разориентировок индивидуальных границ зерен [56], и это является важной особенностью материалов, подвергнутых ИПД [3,8,13,38]. [c.19]

На рис. 1.33а представлено электронно-микроскопическое светлопольное изображение структуры образца Ni-Зоб. % Si02, скон-солидированного ИПД кручением из смеси этих порошков. Для данной структуры характерен средний размер зерен матрицы около 100нм (рис. 1.336). Границы зерен часто плохо определены и искривлены подобно тому, что наблюдалось в Ni и Fe после [c.50]

Электронно-микроскопические исследования. Уже в первых электронно-микроскопических исследованиях наноструктурных материалов, полученных ИПД, было обращено внимание на специфический вид границ зерен в сравнении с обычными отожженными материалами [8, 37]. Типичным примером такого дифракционного контраста является изображение микроструктуры сплава А1-4 %Си-0,5 %Zr [8], имевшего после ИПД кручением средний размер зерен около 0,2мкм (рис. 2.2а). Для сравнения рядом приведена микроструктура этого же образца, подвергнутого дополнительному отжигу при 160°С в течение 1ч (рис. 2.26 ). В обоих случаях наблюдалась структура зеренного типа, имеющая преимущественно большеугловые границы. Тем не менее вид толщинных контуров экстинкции на границах зерен на рис. 2.2а отличается от такового на рис. 2.2 значительным уширением. [c.62]

Для структуры ИПД Си характерны некоторые отличия по сравнению с наноструктурным Ni. Средний размер зерен в Си, подвергнутой ИПД кручением [23, 140, 232], обычно несколько больше (около 150 нм) и, более того, в сверхчистой Си образцы даже содержали некоторое количество рекристаллизованных зерен большего размера (0,5мкм). Границы зерен имели также преимущественные большеугловые разориентировки. Для структуры был характерен сложный электронно-микроскопический контраст, свидетель- [c.128]

Подобный описанному эффект снижения Тс и наблюдали и для наноструктурного Ni, полученного ИПД кручением при комнатной температуре, где средний размер зерен составлял 0,2-0,3мкм [57]. Температуру Кюри определяли по максимуму температурной зависимости магнитной восприимчивости. В этой работе снижение величины Тс объяснено явлением суперпарамагнетизма в малых однодоменных зернах, размер которых меньше 0,06 мкм, что, однако, вызывает ряд критических замечаний. Во-первых, авторы не указывают измеренную долю таких зерен. Трудно ожидать, что она была значительной, так как структуру Ni после аналогичной обработки подробно исследовали в [105], но там не наблюдали столь малых зерен. Во-вторых, дискуссионно также измерение критического размера зерен для реализации суперпарамагнетизма. Например, полагая, что границы зерен являются достаточно хорошими магнитными изоляторами, и, следовательно, возможно рассматривать зерна изолированными друг от друга частицами, воспользуемся известным соотношением [267] [c.159]

В работе [273] подобные исследования проводились при температуре жидкого азота потенциометрическим (компенсационным) методом на образцах Си (чистотой 99, 98%), подвергнутых ИПД кручением с логарифмической степенью деформации е — 7. Такая обработка привела к формированию зеренной структуры с размером зерен 140 нм. В теле большинства зерен дислокации практически отсутствовали. Границы зерен оказались преимущественно большеугловыми и равновесными. Образцы, отожженные при высоких температурах, имели средний размер зерен 13мкм и более. Было обнаружено, что удельное электросопротивление р интенсивно деформированного образца уменьшается с ростом температуры отжига (рис. 4.3). Уменьшение носило нелинейный характер. Последовательный отжиг до 200 °С приводил к относительно [c.163]

К основным элементам полосовой субструктуры относятся 1) системы параллельных субграниц 2) оборванные субграницы 3) петлеобразные конфигурации дисклинационного типа 4) непрерывно распределенные дислокации одного знака [155]. Внутри микрополосы между субграницами распределены избыточные дислокации, которые создают изгиб, кручение или более сложную деформацию. Образование полосовой субструктуры происходит вследствие [155] 1) перерастания системы полос скольжения от границ зерен поликристаллов 2) зарождения и развития петлеобразных субграниц дисклинационного типа в монокристаллах 3) вытягивания ячеек в одном направлении и появления разориентировок в ячеистой субструктуре. При наличии в деформируемом кристалле разориентировок скалярное описание дислокационной субструктуры оказывается недостаточным, в связи с чем вводятся такие параметры, как избыточная (тензорная) плотность дислокаций р , плотность субграниц, азимутальная и радиальная разориентировка, кривизна-кручение решетки к. Локальная избыточная плотность дислокаций определяется при чисто пластическом изгибе ф по его градиенту d(p/dl следующим образом [139] [c.96]

Сноуден [7—9] считал, что это явление обусловлено рекристаллизацией. Такеути и Хомма [10, 11 ] с помощью непрерывной киносъемки 16-мм камерой установили, что миграция границ зерен происходит взаимосвязанно с зернограничным скольжением накопление деформации, обусловленное зернограничным скольжением, является движущей силой процесса миграции границ. Позже аналогичную ортогональную кристаллическую структуру наблюдали [11 ] на меди, магнии, никеле, сплавах алюминия. На рис. 6.5 приведено изменение сдвиговой деформации обусловленной зернограничным скольжением, и полной сдвиговой деформации образца Yr при испытаниях на усталость при кручении свинца в течение одного цикла. Доля по отношению к ут велика и это отношение остается почти постоянным в процессе циклической деформации. [c.198]

Еще одно прямое подтверждение конкуренции атомов Р и С при адсорбции на границах зерен дают результаты работы 125], показывающие, что после закалки от 800°С образца из а-железа с 0,52 % Р и 0,002 % С средняя концентрация Р на разных границах зерен примерно в 2 раза выше, чем в образце с тем же содержанием Р и 0,012 % С. Образец с промежуточным содержанием углерода (0,008 %) показывает и промежуточную среднюю концентрацию Р на границах. Для каждого образца Оже-спектроскопия выявляет значительную анизотропию обогащения примесями различнь(х межзеренных границ, причем те границы, которые обнаруживают повышенную концентрацию фосфора, имеют и повышенную концентрацию углерода. Основьгваясь на данных [126], показавших, что концентрация фосфора на границах зерен в a-Fe слабо чувствительна к углу разориентировки и типу границ (наклона или кручения), но возрастает для границ, лежащих в плоскости с большими кристаллографическими индексами, авторы работы [125] полагают, что такие границы игиеют большую адсорбционную емкость как для фосфора, так и для углерода. [c.72]

Вторая группа "структурных" моделей проскальзывания может быть представлена моделью Гейтса [3661. Анализ Гейтса относится к большеугловой границе кручения, т. е. границе, которая содержит две системы винтовых граничных дислокаций (взаимно перпендикулярные в случае кубических кристаллов), По такой границе проскальзывашя могут происходить консервативным движением граничных дислокаций, однако, вероятно, только при напряжениях, соответствующих экспериментам с торсионным маятником, когда проскальзывание аккомодируется упругой деформацией зерен, к которым оно направлено (рис. 14.5, зерно 1). Одаако как только проскальзывание аккомодировано дислокационным скольжением в зерне, обычно нужно ожидать реакций между граничными дислокациями и решеточными дислокациями, которые время от времени вступают в границу. Результат таких реакций для случая границы чистого кручения уже показЕШ на рис. 14.10. Зоны рекомбинации, образовавшиеся в результате реакций в плоскости границы, могут перемещаться толь ко комбинируя скольжение с переползанием. [c.220]

РИС. 14.12. Иллюстрация модели проскальзывания по границам зерен [366]. в) Частично скрученная граница. Граница чистого кручения повернута вокруг оси В-в параллельной одной из систем винтовых дислокаций Решеточная дислока1ф1я Е-ё вступила в границу и про взаимодействовала с граничными дислокациями, параллельными оси В В, с образованием зон рекомбинации Р. Векторы Бюргерса показаны стрелками, б) Обычная частично скрученная граница. В отличие от границы (а) ось В-В заменена осью, аппроксимированной составным отрезком С-С-С-С-С (т. е. граница ступенчатая). [c.221]

Однако в соответствии с [1] необходимо учесть, что в перераспределении напряжений в нагруженном поликристалле участвуют трансляционные и ротационные моды деформации. Неизотропдость релаксационных сдвигов внутри зерна порождает ротор изгиба, который релаксирует потоками дефектов вдоль границ зерен, порождающими дополнительную неоднородность распределения напряжений на границах зерен (осцилляция Огэ [28]) плюс кручение. Поэтому в уравнении (4.3) Да=Да1-ЬДа2, где До1 отражает перераспределение напряжений вследствие трансляционной деформации, а До2 — их перераспределение вследствие деформации поворотного типа. [c.86]

Образование переориентации здесь является эффектом поверхности и не связано с локализацией деформации внутри объема связки. Наличие исходного мезоскопического масштаба в композитах (например, расстояния между включепиямп I) приводит к увеличению вероятности зарождения в таких материалах ротационной деформации [27]. Включения в композитах играют роль, подобную границам зерен в поликристаллах. Они могут являться переключателями механизмов деформации [28]. Экспериментальным свидетельством наличия переключения служит работа [29], в которой показано, что реализация скольжения или двойникования в композитном материале зависит от расстояния между включениями I. Типичным примером этого процесса может быть зарождение дискли-национных мод кручения вблизи упрочняющих волокон [30]. Неоднородность плотности заторможенных дислокаций на фасетках границ волокон-частиц приводит к образованию дисклинаций и поворотных моментов. Дальнейшая релаксация может происходить за счет образования трещин по границе, если она неподвижна, либо за счет скручивания волокон или поворота дисперсных частиц [30]. [c.198]

Согласно островной модели границы Мотта [373], состоящей из хорошо и плохо сопряженных областей, в последних должны существовать пустоты, которые могут расти в результате скопления вакансий, генерируемых пластической деформацией [374]. Скопление вакансий приводит к образованию пор на границах зерен, которые способны перерасти в трещины. В некоторых металлах, в частности в меди при 400° С (—0,5Гпл, °К). наблюдается миграция границ зерен, но без значительного изменения их размеров [329]. Разрушение в меди также происходит по границам зерен. При данной амплитуде сдвигающего напряжения более долговечны образцы, нагруженные по схеме с наименьшей величиной нормального напряжения в плоскостях высокого сдвигающего напряжения (т. е. при кручении), играющего важную роль при росте пор в процессе усталости. [c.159]

Развитие трещин в монокристаллах цинка при циклическом кручении наблюдалось по краям двойников [393]. В ноликрнстал-лическом цинке при испытании на изгиб с вращением при амплитуде напряжения 4,8 кГ/мм при 65° С разрушение возникало по границам зерен в месте встречи двойников (рис. 124). [c.163]

Близкий вид структуры формируется в Ni, подвергнутом ИПД кручению при комнатной температуре [57]. В то же время в армко-Fe [24] и Ti [58] был получен еще более мелкий размер зерен (около 80 нм, при этом увеличился и уровень искажений многих зерен. В этом случае контуры границ становятся настолько размытыми, что размер зерен можно измерить только по темнопольньш изображениям. [c.21]

На рис. 4.8 показаны две схемы интенсивной пластической деформации — кручение под высоким давлением и равноканальное угловое прессование. В случае схемы а дискообразный образец помещают в матрицу и сжимают вращающимся пуансоном. В физике и технике высоких давлений эта схема развивает известные идеи наковален Бриджмена. Квазигидростатическая деформация при высоких давлениях и деформация сдвигом приводят к формированию неравновесных наноструктур с большеугловыми меж-зеренными границами. В случае схемы б, принципиальные основы которой были разработаны В. М. Сегалом (Минск), образец деформируется по схеме простого сдвига и существует возможность повторного деформирования с использованием различных маршрутов (рис. 4.9). В начале 1990-х гг. Р. 3. Валиев с соавт. [4] использовали обе схемы для получения наноматериалов, детально исследовав закономерности получения в связи с особенностями структуры и свойств. [c.128]

Процесс развития и формирования ячеистой субструктуры включает в себя последовательность микропревращений увеличение плотности границ ячеек, рост ширины их стенок, уменьшение числа оборванных границ ячеек, рост плотности разориентированных границ ячеек и увеличение угла разориентировок на них [148]. Согласно результатам Федосеевой и др. [150], локальная скалярная плотность дислокаций возрастает с деформацией в стенках ячеек при температуре испытаний 293 и 673К и остается неизменной внутри ячеек (рис. 64). В целом ячеистая структура формируется в процессе замыкания границ ячеек, роста их плотности и ширины, появления разориентировок на них, а полосовая структура — в процессе появления и роста субграниц и кривизны-кручения решетки. Микротрещины возникают и следуют по границам разориентировок и зерен [148]. [c.90]

Захс, пренебрегая в своих расчетах тем, что принятые им модели зерен могут отделяться друг от друга или внедряться друг в друга вследствие поворота, получил значение нижней границы для т= = 2,238. Тэйлор в 1938 г., введя 12 систем скольжения для гране-центрированной кубической решетки материала, из которых только 5 были независимыми, и предполагая однородность деформаций, однообразный характер деформации зерна и непрерывность перемещений на 1 раницах зерен, провел вычисления, основанные на принципе минимума энергии, и получил т=3,06. Дж. Ф. В. Бишоп и Родней Хилл (Bishop and Hill 11951, 1, 2l) в 1951 г. подвергли проверке и развили теорию Тэйлора, выражая решение задачи в терминах касательных напряжений и проводя вычисления на основании принципа максимума виртуальной работы. Они также получили значение т=3,06, ранее найденное Тэйлором, и смогли на основании дополнительных вычислений установить, что применительно к кручению поликристалла п=1,б5. [c.297]

В процессе длительного статического нагружения в результате-действия высокой температуры и накопления деформаций ползучести в большинстве конструкционных материалов, особенно в жаропрочных никелевых сплавах, являющихся метастабильными, происходят структурные изменения, связанные с выпаданием, коагуляцией и растворением упрочняющих фаз, в результате чего изме-HHef H соотношение между прочностью зерен и их границ, происходит охрупчивание материала, изменяется тип разрушения. При-наличии указанных изменений в механизме разрушения, трудно ожидать, что критерий длительного разрушения при сложном напряженном состоянии окажется независимым от температурно-временного диапазона испытаний и свойственных ему изменений в структуре и особенностях разрушения материала. Большая серия опытов Джонсона, проведенных при сочетании растяжения с кручением на молибденовой стали при Г=500°С, меди при 7 = 250°С [c.12]

Установлено, что в границах нанозерен, полученных методом ИПД плотность дислокаций составляла м , а в теле зерен она существенно ниже. Как известно, состояние атомов при такой плотности дислокаций на границах подобно газообразному беспорядку расположения атомов в пространстве. Следовательно, можно заключить, что в данном случае отсутствует дальний порядок. Сравнительный анализ минимальной величины зерна, достигаемый при ИПД кручением под КГД в исследуемых материалах показал, что можно выделить три размерные группы, которым соответствуют различные значения L (табл. [c.152]

Блочная структура некоторых реальных кристаллов установлена экспериментально еще в 50-е годы (см., например, [59]). Границами блоков мозаики и зерен с близкими ориентировками являются дислокационные стенки (границы наклона, состоящие из системы параллельных краевых дислокаций, или границы кручения, состоящие из винтовых дислокаций). Мозаичная структура может образовываться в проп.ессе роста кристаллов или их механической обработки. Следует отметить, что описанная выше блочная структура не является универсальной структурой реальных кристаллов. Существуют случаи, когда распределение дефектов имеет более сложный характер блоки находятся в напряженном состоянии. Иногда кристалл вообще нельзя представить разделенным на блоки. При этом искажения в кристалле носяг существенно нелокальный характер, так что нельзя ввести единую для всего кристалла среднюю решетку. [c.227]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...