Деформация решетки экспериментальные данные

Экспериментальные данные о необычной дефектной структуре границ зерен в наноструктурных материалах, полученных интенсивной пластической деформацией, наблюдение искажений кристаллической решетки вблизи границ зерен легли в основу развиваемых модельных представлений об атомной структуре и свойствах этих материалов [12]. Данные представления базируются на концепции неравновесных границ зерен, которая была введена в научную литературу в 70-80-х годах [110, 111] и позднее стала широко использоваться при описаниях взаимодействий решеточных дислокаций и границ зерен, для анализа рекристаллизационных и деформационных процессов в поликристаллах [3, 172]. Ниже будут кратко рассмотрены основные положения физики неравновесных границ, дано описание структурной модели нанокристаллов и ее развитие для понимания их необычных свойств. [c.87]

Дополнительным подтверждением этого служат результаты изучения субструктуры решетки электролитически осажденного железа, приведенные в той же работе [81 ] хотя средняя величина когерентных областей решетки ниже (т. е. плотность когерентных областей выше), чем в случае сильно деформированного железа, (1140 против 1340 А) максимальная относительная деформация решетки тех же образцов в пять раз меньше и, как следовало ожидать, выше поляризуемость (наклон анодной поляризационной кривой 40 мВ против 30 мВ для деформированного железа). Правильно отметив различия в относительной деформации решетки, авторы тем не менее утверждают, что получить наклон 30 мВ можно только при высокой плотности субзерен, что противоречит их собственным экспериментальным данным. [c.108]

Интересно отметить, что сползание поверхностного слоя наблюдается только па полированных и отожженных образцах. На шлифованных отожженных (рис. 4, б) или неотожженных и на закаленных образцах не фиксируется различия в поведении поверхностного слоя и объема металла при растяжении. По мнению автора [66], это объясняется тем, что микрорельеф создает неравномерное поле напряжений в поверхностном слое и этим препятствует его сползанию . Рассмотренные экспериментальные данные показывают, что поверхностный слой, приобретающий в процессе механической обработки определенные механические свойства и структуру, в процессе отжига в вакууме при температуре выше температуры рекристаллизации теряет эти свойства и приобретает новые, которые хорошо выявляются на диаграмме остаточная деформация решетки — напряжение растяжения . Эти новые свойства в меньшей степени проявляются после отжига при 600 °С в течение одного часа вследствие недостаточных для их формирования температуры и времени ее воздействия. [c.24]

Структурно-чувствительные свойства. Под действием нагрузки в металле могут возникать упругая, неупругая и пластическая деформации, ползучесть, разрушения и другие изменения. Эти процессы могут протекать раздельно и одновременно. Из рассмотренных процессов только упругая деформация является структурно-нечувствительным свойством. В кристалле с идеальной кристаллической решеткой не могут иметь места неупругость и ползучесть, а пластическая деформация и разрушение наступают в нем при гораздо большей деформации и большем напряжении, чем это обычно вытекает из экспериментальных данных. [c.28]

Много это или мало Следует сравнить число с экспериментальными данными. Их получают, производя испытания металлов на растяжение. Схема опыта указана на рис. 80. Надо лишь приложить минимальную силу, достаточную для начала пластической деформации, и рассчитать по простой формуле критическое напряжение. Сдвиг в различных решетках происходит по определенным плоскостям (например, в ГПУ решетке —это плоскость шестиугольного основания), и для точного расчета угла а необходимо проводить опыт с монокристаллом металла, определив методом Лауэ его ориентировку. Однако это уже нюансы экспериментальной техники, а в результате значения критического напряжения оказываются около 100 г /мм т. е. на три с лишним порядка меньше, чем предсказывает теория [c.152]

Рис. 4.153. Опыты Белла (1963). Зависимость деформаций от времени при свободном симметричном ударе при 78 F. Экспериментальные данные (кружки) (решетка на расстоянии трех дюймов от ударяемого торца, скорость Чо=66,5 фут/с) и расчетная кривая деформация — время (сплошная линия) при параболической зависимости между напряжениями и деформациями J — момент времени возникновения максимального угла поворота нормали к поверхности, 2 — теоретическое значение тах параболический закон напряжение — деформация.

Полученные к настоящему времени экспериментальные данные убедительно свидетельствуют о том, что в условиях СП течения действуют одновременно несколько механизмов деформации — ЗГП, ВДС и ДП. Развитие этих механизмов происходит в тесной взаимосвязи. Установление взаимосвязи действующих механизмов — одна из основных проблем при исследовании природы СП течения. Возможны два подхода к анализу этой проблемы — микроскопический и макроскопический. На микроуровне развитие каждого механизма деформации может быть рассмотрено как кооперированное движение дефектов кристаллического строения — дислокаций решетки, вакансий, зернограничных дислокаций, а их взаимосвязь выражается во взаимодействии этих дефектов с границами зерен. Такой подход лежит в основе модельных представлений о СПД и подробно рассмотрен в следующем разделе. Между тем макроскопический подход позволяет, не вдаваясь в анализ микропроцессов, выделить роль каждого из механизмов деформации в обеспечении СПД. [c.67]

Анализ большого количества экспериментальных данных показывает, что СПД — это единый процесс, где ЗГП — доминирующий механизм деформации, контроли-рующий напряжение течения, и аккомодационные механизмы ВДС и ДП взаимосвязаны. Для осуществления СПД, как при обычной деформации, необходимо движение дефектов решетки ЗГД, дислокаций и вакансий, но специфика этого вида деформации состоит в сохранении сплошности материала благодаря отсутствию накопления дефектов решетки при деформации. Это возможно, когда ЗГП является не только механизмом деформации, но и механизмом возврата структуры материала, а развитие ВДС и ДП идет под действием локальных напряжений и приводит к их релаксации. [c.89]

Макронеоднородность слитка по химическому составу 194 Мартенсит 811 упругий 327 Мартенситная пластина, модель 330 Мартенситные превращения 311—341 изменение формы 313—318, 337—340 см. также Деформация решетки кристаллография 312, 319 образование зародышей 333 экспериментальные данные 323— 329. [c.478]

Напряжения, создаваемые силами Пайерлса в чистых металлах с г. ц. к. решеткой, настолько малы, что почти совсем не влияют яа пластическую деформацию этих металлов, даже при низких температурах. Хотя силы Пайерлса больше для металлов с о. ц. к. решеткой, механизм Пайерлса настолько легко активируется даже в этом случае, что при температурах выше комнатной он практически не имеет никакого значения. И хотя легирование изменяет величину сил Пайерлса в о. ц. к. металлах, это изменение столь незначительно, что практически не сказывается на высокотемпературной ползучести. Из последних экспериментальных данных, однако, следует, что силы Пайерлса для призматического скольжения в магнии существенно уменьшаются при легировании литием. [c.302]

При дальнейшем движении дислокация пройдет всю плоскость скольжения и выйдет на поверхность зерна (блока). При этом верхняя часть зерна окажется сдвинутой по отношению к нижней его части на один межатомный период решетки (рис. 64). Так как в каждый данный момент времени смещается лишь небольшая группа атомов в области дислокации и на незначительные расстояния (меньше межатомных), то пластическая деформация совершается при небольшой величине касательных напряжений, что и соответствует экспериментальным данным. [c.125]

Теоретические представления, экспериментальные данные и практические наблюдения показывают, что при любых способах механических воздействий на металл пластическая деформация в нем происходит путем скольжения и двойни кован и я. На рис. 7 представлена схема процесса пластической деформации кубического кристалла путем скольжения. Положение а представляет собой кристаллическую решетку в исходном состоянии. После приложения нагрузки (положение б) под действием сдвигающих (иначе скалывающих) напряжений кристалл деформируется упруго, прп [c.40]

Проволочный датчик омического сопротивления — это решетка определенной формы, изготовленная из тонкой проволоки, наклеенной на полоску тонкой бумаги. В процессе исследования датчик наклеивается на поверхность испытываемой детали и деформируется вместе с ней. Сопротивление проволоки, из которой изготовлен датчик, при этом изменяется, так как изменяются длина проволоки, ее поперечное сечение и удельное сопротивление [63 69]. Как показали экспериментальные данные, между относительной деформацией проволочной решетки е и относительным изменением омического сопротивления AR существует линейная зависимость [c.15]

Таким образом, в настоящее время для объяснения образования барьерного поверхностного слоя предложены различные механизмы. Большое количество рассмотренных экспериментальных работ свидетельствует о том, что при. деформации материалов с различным типом кристаллической решетки на поверхности образуется более прочный слой, чем в объеме материала (см., например, данные, полученные в работах [27-29, 19.3-199)). Тем не менее проведенные к настоящему времени исследования все еще не дают достаточных и однозначных сведений о поведении поверхностных слоев при деформировании. Наряду с вышеупомянутыми работами имеются исследования, где получен или обратный эффект [87-90, 149-151, 153, 154, 172, 173, 176, 191], или не обнаруживается разница в поведении поверхностных и объемных слоев материала [147,148,174, 177—190, 192]. Причем последней точки зрения придерживается подавляющее большинство исследования (здесь даны ссылки лишь на некоторые работы и при желании их список можно увеличить). [c.19]

Трудно допустить, чтобы столь малое изменение потенциала могло оказать существенное влияние па коррозионное поведение. Изменение уровня энергии на несколько десятков калорий ничтожно по сравнению с величиной —АС при реакциях окисления металлов. Но если учесть, что пластическая деформация приводит к увеличению числа дефектов кристаллической решетки, сосредоточенных в отдельных местах (например, на плоскостях скольжения), то расчет изменения энергии на весь объем металла (на 1 г-ат) нельзя считать правильным. Непосредственные электрохимические исследования наклепанного и отожженного металла дают несколько противоречивые результаты. Для некоторых металлов было обнаружено, что в отожженном состоянии они являются катодами относительно наклепанных [6]. Иногда вообще не наблюдалось определенных закономерностей в этом отношении [7]. Имеются наблюдения, говорящие об ускорении коррозии наклепанного металла [8] или об отсутствии такого влияния [9]. Противоречивость данных обусловлена малым энергетическим эффектом наклепа и экспериментальными трудностями, связанными с необходимостью устранения побочных явлений, искажающих результаты. [c.22]

Напряжения третьего рода являются следствием искажения, нарушения геометрии решетки. Эти напряжения в ряде случаев вычисляются теоретически, они также определяются методами рентгеноструктурного анализа. В обп1ем напряженном состоянии твердого тела напряжения третьего рода играют больп1ую роль. С учетом экспериментальных данных о невысоком уровне напряжений второго рода [27] можно [юлагать, что энергия, поглощаемая при пластической деформации, заключена в основном в напряжениях третьего рода. [c.43]

Для объяснения прочностных свойств ОЦК-металлов в интервале 0,15—0,2 Тпл (см. рис. 2.8) предлагались различные модели и механизмы, анализ которых позволяет выделить три основных фактора, реально претендующих на достаточно полное описание наблюдаемой зависимости напряжение Пайерлса — Набарро [77—80], примесное упрочнение [75, 76, 81] и термически активируемая редиссоциация винтовых дислокаций [82, 83]. Можно также рассматривать, что часто и делается в отношении металлов с другими типами решетки, температурную зависимость напряжения, необходимого для движения дислокаций со ступеньками [8], механизм пересечения дислокаций леса [8, 84] и др. Но они не согласуются с экспериментальными данными о том, что степень деформации не влияет на температурную зависимость напряжения течения [26], хотя согласно указанным механизмам [c.44]

Экспериментальные данные показали, что закон Коттрелла— Стокса не является общим. В реальной ситуации при изменении температуры или скорости деформации возможно одновременное проявление обоих факторов. Этот закон лучше всего выполняется для технически чистых металлов с гранецентрированной решеткой (Си, А1, Ni). [c.18]

В качестве доказательства можно привести экспериментальные данные работы [89], приведенные в табл. 1. Как видно из табл. 1, отпуск предварительно деформированного образца при 350 °С не только не уменьшил плотности субзерен, но, наоборот, увеличил ее в полтора раза. По нашему мнению, это прямо указывает на то, что в когерентные границы выстроились дислокации, которые ранее были в более неравновесном состоянии (например, в скоплениях перед барьерами). Хотя величина плотности субзерен проходит через максимум с ростом температуры отпуска (см. табл. 1), относительная деформация решетки, действительно характеризующая ее среднюю энергию упругих искажений, монотонно уменьшается с ростом температуры отпуска. Следовательно, повышение температуры отпуска монотонно приближает металл к равновесному состоянию, как и следовало ожидать. На отно-108 [c.108]

Приведенные выше экспериментальные данные показывают возрастание прочностных характеристик стали с увеличением степени деформации при ВТМО. Однако при сверхбольших обжатиях возникают значительные технологические трудности. Сверхбольшие обжатия неблагоприятно отражаются на структуре стали. При большом обжатии за один пропуск пачки скольжения получаются грубыми и большой протяженности, образующиеся дефекты рещетки (дислокации, вакансии и т. п.) распределяются неравномерно и концентрируются больщими скоплениями на отдельных участках между блоками, субзернами и зернами. При этом структура закаленной стали получается неоднородной с неравномерным распределением дефектов решетки (дислокаций и т. п.). В результате образования такой структуры может быть не повышение, а, наоборот, понижение механических свойств при ВТМО со сверхбольшими обжатиями, т. е. с обжатиями более 60% за один проход. [c.43]

Если рассчитать действительные величины RFR для 12 двойниковых доменов, представленных в табл. 1.2, выбирая главные направления растяжения в стереографическом треугольнике 001—011—111 исходной фазы и используя периоды решетки, определенные экспериментально на i- и /Зг-сплавах uZnGa, то можно отметить, что данные для доменов 1 среди этих 12 двойниковых доменов характеризуют максимальные удлинения относительно напряжений растяжения. На рис. 1.21 показано [11] стереографическое представление деформации решетки RFR двойникового домена 1. Из приведенных на рисунке данных следует, что в сплавах uZnGa максимальное удлинение в направлениях 5( [015]р) составляет 9,2 %, в направлениях [001]р, [011]р и [111]р удлинения соответственно составляют 8,9 %, 6,2 % и 1,4 %. [c.39]

Однако последующие работы, обнаружившие эпитаксиальные связи при кристаллизации веществ, имеющих практически любые значения разностей периодов решетки, дали основание считать, что в изложенной концепции имела место переоценка роли размерного фактора. Эти результаты по сути дела доказали неоправданность деформационной модели эпитаксии [119], а следовательно, и предложенного объяснения измельчения зерна при ускоренном нагреве. Дело в том, что нарушение когерентности на границе раздела фаз вследствие накапливания упругих деформаций вовсе не обязательно должно приводить к нарушению их взаимной ориентировки. Очень часто понятия когерентность и взаимная ориентировка фаз отождествляются. Тем не менее, как отмечалось А.Л. Ройтбурдом [ 33], наличие когерентности прямо не вытекает из экспериментальных данных о кристаллогеометрии переходов. Ориентационные соотношения являются показателем генетической связи и только косвенно указывают на существование фактической связи между сосуществующими фазами. Таким образом, ориентационные соотношения могут существовать и между фазами, не являющимися полностью когерентными одна по отношению к другой. Учитывая большие упругие деформации, возникающие на когерентной границе при фазовом превращении, сопровождающемся объемными изменениями, наиболее вероятно образование частично когерентных зародышей, ни в какой степени не исключающих взаимной ориентации фаз. [c.90]

К настоящему времени многочисленными исследованиями доказано что зарождение очагов разрушения в кристаллической решетке происходит за счет неоднородности пластического течения, т.е. вследствие локализа ции деформации и блокировки скольжения в окружающем объеме [5, 44 322]. При этом протекание процесса микропластической деформации яв ляется некоторой стадией, предшествующей зарождению и развитию тре щины критической длины. Однако если это является общей закономер ностью для металлов, то до сравнительно недавнего времени не быпо пря мых экспериментальных данных о возможности низкотемпературной мик ропластической деформации для таких абсолютно хрупких материалов как Si и Ge, а если и были попытки получения таких данных, то они бьши косвенными [98-100, 464, 545]. Более того, результаты работ ряда авторов в 1963—1966 гг. и итоги возникшей дискуссии [98—104, 546—549] однозначно указывают на то, что к начапу проведения наших исследований все еще оставался неясным вопрос, возможно или невозможно образование дислокаций в Si и Ge при комнатной температуре или наблюдающиеся в ряде случаев дислокационные ямки травления являются всего лишь следствием процесса хрупкого разрушения. Такой общий вывод фактически вытекал из большинства экспериментальных работ, поскольку основные объ- [c.168]

Количественная оценка температуры решетки, концентрации фотовозбужден-ных свободных носителей и вызываемой последними через механизм электрон-фононного потенциала деформации механических напряжений в кристалле была получена путем подгонки параметров модельных спектров под экспериментальные данные. Рассчитанные с учетом [c.151]

Плоскость двойникования и направление двойникования, удовлетворяюш ие критерию Боулза — Маккензи, совпадают с предполагаемыми элементами механического двойникования. Более примечательным примером является мартенситное превра-ш ение в сплавах золото — кадмий как установлено, конечная фаза в этом случае представляет собой пакет тонких двойников с плоскостью двойникования типа 111 ромбической решетки, а направление двойникования, как и предсказывает кристаллографическая теория, является иррациональным. Как уже указывалось, самые простые предположения относительно S в ряде мар-тенситных превраш,ений приводят к весьма хорошему совпадению между, теоретическими и экспериментальными данными, в других же случаях это не так. Изменение теоретических результатов можно получить, либо меняя элементы S, либо отказываясь от условия, что полное изменение формы является деформацией с инвариантной плоскостью. [c.322]

В процессе пластической деформации происходит взаимодействие дефектов кристаллической решетки, в частности, дислокаций, которое обусловливает деформационное упрочнение металлов. Современные теории стремятся объяснить наблюдаемые экспериментальные кривые деформационного упрочнения и определить зависимости напряжений и деформаций, исходя, в основном, из расположения и взаимодействия дислокаций. Справедливость различных теорий, каждая из которых содержит ряд произвольно выбранных параметров, обусловливается большим или меньшим соответствием экспериментальным данным [53]. Принципиально новые научные положения о стадийности пластической деформации, рассмотренные выше, отражают развитие и накопление в материале повреждений — деструкционный характер деформирования. Изучение напряжений и деформаций и их соотношения при деформировании с позиций выявления и оценки нарушений сплошности в материале и полученные в этом направлении результаты позволили установить закономерности поведения материала, вскрывающие деструкционный характер деформирования. Впервые на диаграммах напряжение — деформация выявлена критическая точка, которая определяет переход к преимущественно деструкционной стадии деформации. На основании параметров диаграммы 5—61/2 разработаны пути количественной оценки степени деструкции пластически деформированного металла. [c.22]

В аспекте изучения чувствительности процесса деформации твердых тел к свойствам смазочной среды интересна работа [44], в которой исследовано влияние типа кристаллической решетки металлов на интенсивность износа при трении в разных смазочных средах. Во всем диапазоне испь1тываемых нагрузок наблюдали увеличение упрочнения, снижение степени разрушения поверхности по сравнению с сухим трением. Пластифицирующее действие ПАВ при трении зависит от типа кристаллической решетки. Так, если для кобальта влияние ПАВ незначительно (известно, что металлы с ГПУ решеткой в процессе пластической даформации слабо упрочняются из-за малого числа систем скольжения), то при трении в среде с ПАВ никеля и железа наблюдают существенное упрочнение и снижение степени разрушения поверхности по сравнению с сухим трением. Степень упрочнения для никеля больше, чем для железа, а степень разрушения поверхности меньше При трении с ПАВ по сравнению с сухим трением. Отмеченные экспериментальный данные объясняются тем, что ПАВ снижают свободную поверхностную энергию для металлов с ГЦК решеткой на большую величину, чем для металлов с ОЦК решеткой. Авторы констатируют, что пластифицирующее действие ПАВ при трении определяется типом кристаллической решетки испытываемых металлов. [c.48]

Например, в случае когда ядра образуют периодическую решетку, зная соответствующие электронные состояния, можно было бы рассчитывать тепловые, оптические и магнитные свойства твердого тела, уравцение состояния, распределение электронной плотности (рис. 1) и энергию сцепления—величины и зависимости, которые можно сравнивать с экспериментальными данными. Если ввести небольшую деформацию решетки, соответствующую наличию фонона, то решение названной задачи позволило бы предсказывать спектр колебаний решетки. Если же учесть и электронные, и фононнъш евойства металла, то можно было бы рассчитать температуру его перехода в сверхпроводящее состояние- Кроме того, хотя мы и оставляем за рамками нашей темы те свойства систем, которые связаны с их возбужденными состояниями (например, теплопередачу), решение той же [c.179]

В.И. Трефилов), в которых рассматриваются начальные участки кривых деформирования на основе учета процессов скорости движения и размножения дислокаций [76-77]. Однако и эти представления требуют дальнейшего уточнения [77] и не могут объяснить всех экспериментальных данных по проявлению физического предела текучести у металлов и сплавов с различными кристаллическими решетками [69,72]. Так, наличие физического предела текучести у ГЦК-металлов связывают с различными причинами геометрическим разупрочнением, деформационным разупрочнением, упрочнением поверхностного слоя, атмосферами Сузуки и др. [67]. В работе [63] отмечается, что теория Гильмана-Джонсона-Хана не учитывает гетерогенной природы поликристаллических тел и стадию микротекучести, а также не объясняет снижение предела текучести с увеличением размера зерна. Кроме того, она не предсказывает нижний предел текучести и величину деформации Людерса-Чернова [79]. Со своей стороны добавим, что эта теория не рассматривает преимущественное течение приповерхностных слоев металла на начальных стадиях деформирования и эффект динамического деформационного старения у железа и низкоуглеродистых сталей [13], [c.171]

В отличие от этого подхода, базирующегося на дислокационной теории пластической деформации, в работах [20, 21] и ряде других на основании большого количества экспериментальных данных по исследованию структуры материала, деформированного в условиях одновременного действия высокого давления и сдвиговой деформации, сделан вывод о неприменимости традиционных дислокационных представлений о механизме пластического течения в указанных условиях, так как исходя из них нельзя объяснить квазижидкое течение материала и образование в нем аморфных состояний. В работе [22] жидкоподобное течение материала внутренних границ раздела в условиях локализации деформации расс.матривается как течение материала, находящегося в высоковозбужденном структурно неустойчивом состоянии, характеризующемся аномально высокой интенсивностью перестроек атомной структуры. В настоящее время теория сильновозбужденных состояний в кристаллах начинает интенсивно развиваться [23]. Так, в работе [24] дана феноменологическая теория перестройки конденсированной среды под действием интенсивных возмущений. Доказано, что сильное внешнее возмущение должно приводить к коллективной перестройке конденсированного состояния атомов. Если общим свойством невозбужденных конденсированных систем является периодическое расположение атомов в узлах решетки, положения которых отвечают точкам минимумов потенц 1альн( го рельефа, и в уел виях слабого возбуждения, когда допустимо адиабатическое приближение, картина колебаний атомов определяется заданием потенциальной энергии атомов в зависимости от величины смещений, то с увеличением возбуждения возможна перестройка потенциального рельефа атомов, причем минимумы потенциала невозбужденной системы могут смещаться и даже исчезать. При этом могут возникать особенности пластического течения в условиях интенсивной пластической деформации, кото- [c.151]

Многочисленные применения в течение более чем 30 лет метода Уоррена — Авербаха [76—78] и вариантного метода Вильсона [80, 81] привели к огромному количеству рентгеновских экспериментальных данных. Однако интерпретация уширения рентгеновских линий этими методами была недостаточно эффективной. Получаемые при этом значения среднего размера областей когерентного рассеяния О и среднего квадрата деформации (е )у д трудно связываются с микроструктурой деформированных твердых тел, например, с плотностью и параметрами распределения дислокаций и дисклинаций. Возможности метода Уоррена — Авербаха были проверены при исследовании распределения интенсивности рассеянных рентгеновских лучей цилиндрическими кристаллами, на оси которых расположена одна дислокация, в нескольких ранних работах Вилькенса [82—85]. При этом вычислялись коэффициенты Фурье кривой распределения интенсивности на дебаеграм.ме для отражений вплоть до третьего порядка. Рассмотрение в [82] проводилось в приближении линейной изотропной теории упругости для винтовой дислокации. Обработка коэффициентов Фурье по методу Уоррена — Авербаха показала, что получаемый размер блоков отличается от размера Я блоков неискаженного цилиндрического кристалла. Это обусловлено тем, что функция распределения Рп п) деформаций решетки е , которые расположены на расстоянии па в пределах области когерентности, имеет длинные хвосты , не соответствующие нормальному закону распределения. Эти хвосты функции Рп (е ) вызваны большими деформациями решетки вблизи линии дислокации. Кроме того, среднеквадратичные деформации (е ), полученные усреднением е , которое соответствует винтовым дислокациям, заметно отличаются от (е )у д, найденных методом Уоррена — Авербаха. Так, при ( а// ) >0,1 различие получается почти в 2 раза, причем (е,г)Хе у д- При л-)-О (е5-> [c.232]

Образование кристаллов М в результате перестройки решетки. Мартенситное превращение, представляющее собой образование кристаллов новой фазы внутри старой, должно протекать, как и все другие про>цессы подобного рода, путем образования зародышей и их дальнейшего роста. Экспериментальные данные о превращении аустенита в мартенсит, в особенности аналогия образования кристаллов -мартенсита с образованием двойников в результате деформации, а также строго закономерная ориентировка решетки мартенсита, позволили сделать вывод о том, что рост кристаллов мартенситной фазы состоит в закономерной пере- Tpoi e решетки, при которой атомы не обмениваются местами, а лишь смещаются относительно друг друга на расстояния, не превышающие междуатомные. Еще одним подтверждением этого положения является следующий факт когда исходное состояние является упорядоченным твердым раствором, мартенеитная фаза также представляет собой упорядоченный твердый раствор. [c.682]

Смит [94] предложил механизм деформации решетки при прохождении волны. Если материал при воздействии ударной волны не деформируется пластически, то тогда часть образца под нагрузкой будет искажаться упруго. В этом случае в металле возникнут два вида решетки одного и того же типа и ориентации, но с разными параметрами. Это приводит к образованию границы раздела, как показано на рис. 20, а, для двумерной решетки последняя может быть заменена решеткой, которая искажена по трем осям и сопрягается с педеформированным материалом через ряд краевых дислокаций (рис. 20, б). Эта граница может двигаться по нормали путем диагонального движения дислокаций и приводить к необходимому изменению параметра решетки. При иро-хождении волны в идеальном кристалле в металле не должно оставаться образующихся при прохождении волны несовершенств. В реальных же кристаллах дислокации могут задерживаться в металле. Модель Смита подвергалась критике [90]. Хорнбоген [93] модифицировал модель Смита, положив в основу экспериментальные данные, полученные с помощью трансмиссионной электронной микроскопии на образцах железа, подвергнутых воздействию ударных волн. Эти экспериментальные данные позволили предположить, что дислокационные петли образуются, когда волна сжатия входит в кристалл, причем краевая компонента пе тли движется со скоростью ударного фронта, в то время как винтовая компонента задерживается и растягивается по дли 1е [93]. Эта точка зрения в дальнейшем также была подвергнута критике [95], так как в соответствии с объяснением Хорпбогена сегменты краевой дислокации должны двигаться со скоростью фронта ударной волны, которая значительно превосходит скорость сдвиговой волны. Кроме того, в этом случае не должно наблюдаться разницы между дислокационной структурой металлов с ОЦК- и ГЦК-решетками, подвергнутых действию [c.45]

На вопрос, всегда ли имеют место пластические сдвиги при образовании зародышей мартенсита в титане и его сплавах, пока еще ответить трудно из-за малой изученности превращения. По-видимому, в зависимости от типа легирования необходимые смещения атомов могут быть как больше, так и меньше допустимой упругой деформации решетки. Об этом свидетельствует тот факт, что в сплавах Ti—Мп мартенситное превращение, вызываемое приложенными извне напряжениями, имеет частично упругий характер [3, 24]. Снятие напряжений приводит к исчезновению части объема, занятого мартенситом. Это объясняется относительно высоким модулем упругости сплавов. С другой стороны, результаты определения габитусных плоскостей мартенситных кристаллов в титане по методу Боуэлса—Маккензи, предполагающему наличие пластических сдвигов при зарождении путем чередующегося двойникования, совпадают с новейшими экспериментальными данными [25, 15]. [c.18]

Экспериментальные и расчетные данные по температурной зависимости сопротивления движению двойникующих дислокаций а и параметра Ку для двойникования [22] позволяют уточнить предложенную в работах [121, 122] схему изменения механизма деформации (скольжение двойни кование) в поликристаллических металлах с ОЦК-решеткой. [c.62]

Экспериментальное подтверждение физической применимости вязко-пластического анализа в динамической пластичности и в меньшей степени модельного подхода в теории дислокаций зависит главным образом от того, справедливы ли гипотезы Данна. В 1966 г. в первой части статьи, содержащей описание ряда экспериментов по методу разрезанного стержня Гопкинсона, в которых впервые во время эксперимента (Bell [1966, 1]) непосредственно применена техника дифракционной решетки для измерения локальной деформации в образце-вафле в процессе деформации, я собрал с целью сравнения результаты квазистатических ударных опытов типа опытов Данна, выполненных восемью экспериментаторами за период с 1937 по 1964 г. с одним и тем же материалом — отожженной медью. На рис. 4.125 показаны квазистатические кривые напряжение — деформация для отожженной меди, полученные шестью из них. [c.215]

Рис. 4.154. Опыты Белла (1963). Зависимость деформации от времени согласно эксперименту при свободном симметричном ударе и сравнение с расчетными данными при параболической зависимости между напряжением и деформацией, а) При 1000 F (811 К), решетка на расстоянии двух с половиной дюймов от ударяемого торца, скорость о=19 фут/с штриховая линия — расчетные данные при комнатной температуре I — теоретическая е при 1000 F 2 — теоретическая Fпри комнатной температуре 3 — расчетная кривая, соответствуюш,ая параболическому закону 4 — экспериментальная точка б) при 790°F (695 К), решетка на рассто НИИ двух дюймов от ударяемого торца, скорость Ио= 52,64 фут/с 5 — теоретическая е 6 — расчетная кривая, соответствующая параболическому закону 7 — экспериментальная

Рис. 4.221. Опыт Хартмана 1172. Завн симость деформации — время, получен ная экспериментально при испытании жесткого образца длиной 30,5 см из а-латуни 70-30, ударяющего по образцу длиной 25,4 см из отожженной а-латуни 70-30 (скорость удара 2426 см/с) при температуре 300 К с использованием дифракционной решетки, расположенной от ударяемого торца на расстоянии одного дюйма (кружки), и сравнение этих данных с предсказываемыми на основании формулы (4.54) (сплошная линия) / — теоретическая максимальная деформация

Скорость разрушения определяется кооперативными процессами, прол исходящими на микро- и макроуровнях, и поэтому необходим учет как прочности межатомной связи в бездефектной кристаллической решетке, так и характеристик прочности и пластичности материалов с дефектами — дислокациями, вакансиями и т. п. на микро- и макроуровнях с учетом влияния исходной структуры на характеристики прочности и пластичности. В связи со сложностью поставленных механикой разрушения задач прямого эксперимента недостаточно для определения общих закономерностей разрушения материала с трещиной, а требуется привлечение подходов физики разрушения, позволяющих вникнуть в суть механизма явления. Но и это о мало, так как необходимо учитывать сложные по своему содержанию микропроцессы, оказывающие неоднозначное влияние на макропроцессы, определяющие в конечном итоге скорость разрушения. Переход от микроразрушения к макроразрушению может быть достигнут путем учета масштабного подобия. Это требует привлечения к а 1ализу механики трещин наряду с физикой прочности также теории подобия и анализа размерностей [28, 29]. Для применения теории подобия необходимо иметь большой объем предварительных данных и конкретных физических идей, позволяющих вывести уравнение, определяющее процесс. Если уравнение не удалось вывести, то применяют анализ размерностей [29]. Подходы механики разрушения позволяют рассматривать процесс разрушения как автомодельный, что упрощает решение задач механики трещин, ибо в условиях автомодельности необходимым и достаточным условием обеспечения подобия локального разрушения является использование только одного критерия подобия. К тому же теория подобия является своеобразной теорией эксперимента, так как позволяет установить, какие параметры следует определять в опыте для решения той или иной задачи [28]. Неучет этого фактора при определении критериев линейной механики разрушения привел к известным трудностям и к необходимости раздельного определения статической Ki . динамической Кы и циклической /С/с трещиностойкости. Однако каждый из указанных критериев, определенных экспериментально, без учета подобия локального разрушения, даже при одном и том же виде нагружения часто не дает сопоставимых значений из-за влияния степени стеснения пластической деформации на микромеханизм разрушения. [c.41]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...