Дислокации в алюминии

Дислокации в алюминии высокой чистоты выявляют составом 3, при этом допустима замена воды эфиром или спиртом. Увеличение [c.68]

В алюминии, молибдене и вольфраме полигонизация протекает с большой скоростью, и субзерна достигают значительных размеров, что вызывает сильное разупрочнение. Некоторые физические свойства (например, электросопротивление) в процессе возврата восстанавливаются практически полностью. Это связано с уменьшением концентрации вакансий и с перераспределением дислокаций. [c.55]

На рис. 19.2.5 показаны зависимости прочности кристалла от плотности дислокаций кривая 1—для железа 2 —для никеля 3 — для меди 4 — для алюминия. Плотность дислокаций определяется как суммарная длина дислокаций в объеме металла, отнесенная к величине этого объема, или суммарная длина дислокаций в единице его объема. [c.325]

СИСТЕМЫ СКОЛЬЖЕНИЯ. Металлы с г. ц. к. решеткой деформируются по плотноупакованным октаэдрическим плоскостям 111 в плотноупакованных направлениях <110>-. Для каждой из четырех различно ориентированных плоскостей 111 (см. стандартный тетраэдр Томпсона, рис. 38,6) имеется три направления <110> с вектором Бюргерса полной дислокации 0,5 а [ПО]. Общее число возможных систем скольжения, которое может принимать участие в скольжении, равно 4-3=12. Случаи, когда плоскостью скольжения является плоскость, отличная от октаэдрической, редки и более вероятны при повышенных температурах. Так, в алюминии скольжение наблюдается по трем плоскостям 100), в каждой из которых два направления <110> являются направлениями скольжения, т. е. прибавляется еще 3-2=6 систем скольжения. При повышенных температурах этой системе скольжения в алюминии принадлежит около 40% линий скольжения. [c.106]

На основе приведенных данных можно сделать вывод о том, что упрочнение в алюминии происходит в результате появления дислокаций, обусловленного воздействием шоковой волны внутри металла, облученного лазерным излучением. [c.97]

Электронно-микроскопическое исследование характера дислокационной структуры при запрессовке стали в алюминий АД1 [Тая = ст 400° С) показало, что изменение угла заточки стальной детали от 150 до 20° приводит к увеличению плотности дислокаций в ее поверхностном слое почти на три порядка. Это объясняется увеличением касательной составляющей контактных напряжений и хорошо коррелирует с экспериментально полученными зависимостями изменения удельного давления запрессовки и величины пластической деформации контактной поверхности алюминия при изменении угла заточки. [c.103]

Метод интенсивной пластической деформации применялся для получения СМК-структуры таких металлов, как Си [175— 177], Pd [178—181], Fe [182—184], Ni [175, 177, 185—187], Со [188], сплавов на основе алюминия [168], магния [189] и титана [190, 191]. Авторы [177] отметили различие микроструктуры металлов Ni и Си, полученных одинаковой по величине интенсивной пластической деформацией в MK-Ni размер большинства зерен был около 100 нм, тогда как в СМК-Си — от 5 до 100 нм и зерна меди содержали больше дефектов (дислокаций, двойников), чем зерна MK-Ni. Это означает, что в MK-Ni перераспределение дислокаций в энергетически более выгодные конфигурации (например в ряды дислокаций) происходит уже в процессе интенсивной пластической деформации, а в СМК-Си такое перераспределение даже не начинается. Результаты [177] показывают, что микроструктура данного материала, полученного интенсивной пластической деформацией, должна сильно различаться на разных стадиях деформации кроме того, она весьма существенно зависит от вида деформации (давление, сдвиг или кручение) и ее параметров (температуры, величины, скорости и продолжительности приложения деформации). [c.60]

При размере кристаллитов менее Ь вероятность существования в них дислокаций мала. Для краевых дислокаций в меди, алюминии, никеле, железе, нитриде титана Т1Ы параметр V составляет 25, 10, 10, 2, 1 нм соответственно. [c.28]

Однако не всегда дислокации оказываются достаточно эффективными стоками и источниками вакансий. В уже упоминавшейся работе [21] время жизни вакансий (пересыщение до 20%) оказалось достаточно большим, особенно в крупнозернистом материале, поскольку избыточные вакансии уходили на поверхность или границы зерен. Оценки показывают, что в алюминии с размером зерен 1 см при температурах, близких к плавильным, могло составлять минуты, а в сплавах — даже часы (в отсутствие деформации). Этот результат, по-видимому, имеет существенное значение для диффузионных процессов, протекающих при повышенных температурах в условиях, когда есть избыточная концентрация вакансий. [c.51]

Аналогичный эффект наблюдали в алюминии, где образование вакансий подавляло дислокационное затухание колебаний. Более сильный эффект имел место не сразу же после закалки, а после старения в течение нескольких часов при комнатной температуре. Оценки показывают, что этого времени достаточно, чтобы вакансии добрались до дислокаций. [c.70]

В данном случае возникает важный вопрос о возможности пластической деформации хрупких фаз. В работе [279] исследовалось движение дислокации в окиси алюминия. Как известно, ниже 1000° С это соединение является абсолютно хрупким. Однако был сделан вывод о том, что температурная зависимость разрушения в окиси алюминия связана с напряжением, которое необходимо для движения дислокаций, препятствующего образованию трещин. К этому же выводу приводит анализ излома после разрушения окиси алюминия при комнатной температуре. [c.316]

Следует указать также на отмеченную в работе [379] разницу в склонности различных металлов к порообразованию, зависящую от конфигурации дислокаций. Так, в меди, где энергия дефектов упаковки мала, дислокации расщеплены, поперечное скольжение и переползание их и, следовательно, образование субструктуры затруднены. В этом случае дислокации не могут действовать как стоки для вакансий и последние конденсируются на зародышевых трещинах вдоль границ. В результате поры наблюдаются в меди в широком интервале температур. В никеле, где энергия дефектов упаковки выше, чем в меди, и особенно в алюминии, где она очень высокая, довольно легко происходит переползание дислокаций, поэтому, видимо, зернограничные поры и трещины в алюминии не удалось обнаружить вплоть до температуры плавления, хотя в никеле они и обнаружены. [c.402]

К настоящему времени получен большой объем экспериментальных данных, свидетельствующих о том, что начальные акты пластической деформации, а следовательно и диссипация энергии, связаны с поверхностными слоями кристалла. Крамер [539] экспериментально показал на деформируемых ОЦК-, ГЦК- и ГПУ-кристаллах наличие градиента плотности дислокаций в приповерхностных слоях. Образующийся деб-рис-слой действует как барьер, задерживающий дислокации, генерированные в процессе нагружения внутренними источниками. Глубина такого слоя — около 60 мкм для алюминия и 100 мкм для железа, что сопоставимо с размером зерна. Установлено, что этот эффект не связан с градиентом напряжений, так как он проявляется и при одноосном растяжении, а являет собой пример самоорганизации структур, обеспечивающей самозащиту поверхности металла от разрушения. [c.336]

Существует несколько гипотез, в которых авторы пытаются объяснить СП течение, основываясь на представлениях об обычном движении дислокаций в зернах. В частности, одна из гипотез опирается на предположение о том, что СПД является результатом взаимодействия двух конкурирующих процессов—упрочнения при ВДС и динамической рекристаллизации [1, 3]. Рекристаллизация устраняет упрочнение и сохраняет равноосный характер микроструктуры. Однако многие экспериментальные данные противоречат этой модели не получено доказательств зарождения новых зерен при СПД, форма и размеры зерен мало изменяются во время деформирования, но перераспределяются в объеме материала путем проскальзывания (см. 2.1.1). Недавнее исследование динамической собирательной рекристаллизации в алюминии — процесса, в котором происходит ВДС и одновременно рост исходных зерен, прямо показало, что в этом случае напряжение течения имеет низкую скоростную чувствительность, а материал — невысокую пластичность [140]. [c.72]

Одним из важных параметров, определяющих возможность протекания динамической рекристаллизации в чистых металлах, является величина энергии дефектов упаковки. Исследования, выполненные в работах [213, 214], показали, что в таких металлах, как медь, никель, которые характеризуются сравнительно небольшой величиной энергии дефектов упаковки при значительных степенях деформации, наблюдается динамическая рекристаллизация, а в алюминии [215], а-железе, тугоплавких металлах с о. ц. к. решеткой [216], у которых величина энергии дефектов упаковки имеет большие значения, процессы возврата протекают настолько быстро, что динамическая рекристаллизация не наблюдается [216]. Однако даже в металлах и сплавах с высокой энергией дефектов упаковки можно создать условия, затрудняющие протекание динамического возврата и облегчающие развитие динамической рекристаллизации. К таким условиям можно отнести изменение режимов деформации (уменьшение температуры с сохранением достаточно высокой скорости деформации) либо специальное легирование элементами, понижающими энергию дефектов упаковки и затрудняющими перераспределение дислокаций. [c.110]

Полигонизацию алюминия можно наблюдать металлографически. Для этого после электрополировки образцы травят в смеси плавиковой кислоты с царской водкой субграницы выявляются при этом как цепочки фигур травления. В противоположность железу в случае алюминия субграницы выявляются тем хуже, чем чище образцы металла. На поверхности образцов очень чистого алюминия образуется лишь небольшое число крупных ямок травления, не связанных со структурой, что исключает возможность использования этого метода для наблюдения полигонизации. Такое явление, по всей видимости, связано с тем, что для образования ямки травления в алюминии необходимо одновременное присутствие дислокаций и примесей содержание примесей в очищенном зонной плавкой алюминии явно недостаточно для того, чтобы вызвать обычное избирательное травление. [c.461]

Для штрихового травления монокристаллов алюминия применяют 33%-ный раствор [145]. Окислительные свойства азотной кислоты используются при выявлении дислокаций в монокристаллах висмута [63]. [c.6]

Дополнительно приводим несколько других публикаций, посвященных металлографическому выявлению дислокаций. Вуов, Маркив и Лакомбе [18] подробно изучали влияние реактива на выявление дислокаций в алюминии. [c.302]

Перетяжка на расщепленной дислокации, необходимая для начала поперечного скольжения в другой плоскости, создается благодаря приложенному сдвиговому напряжению и тепловым колебаниям решетки, так как реакция рекомбинации энергетически невыгодна. Для процесса сжатия дислокации и движения в плоскости поперечного скольжения необходима энергия активации, величина которой зависит от размера стяжки и ширины расщепленной дислокации. Для алюминия расчетным путем получено значение энергии активации, близкое к 1,0 эВ. Однако для меди, обладающей большей шириной расщепленной дислокации, необходима значительно более высокая энергия. Поэтому для поперечного скольжения в меди требуются более высокие значения напряжений и температуры. Поскольку ширина дефекта упаковки зависит от энергии дефекта упаковки д.у, то напряжение Till также зависит от энергии дефекта упаковки. [c.196]

Для выяснения вопроса о том, какой термически активируемый процесс контролирует ts, используют зависимость т(Г). При Т>То процессы пересечения практически не дают вклада в величину х и оно определяется лишь значением xg. При ТсТо величина ts с понижением температуры возрастает. Продолжая кривую т(Т ) в область низких температур, получим разложение тг=о = =То на Tos и Tog. Зависимость х Т) аналогична зависимости для г. ц. к. металлов. Согласно Зегеру в алюминии из-за большой величины отношения Ед.у10Ь важны лишь процессы пересечения краевых дислокаций первичной системы скольжения с винтовыми дислокациями леса. [c.207]

Ойи имеют диаметр 50—100 А и толщину в несколько ангстрем. Модель структуры зон Гинье—Престона приведена на рис. 81. Плоскость 100 образованная атомами меди, имеет две соседние плоскости 100, заполненные атомами алюминия и находящиеся друг от друга на расстоянии меньщем, чем расстояние между плоскостями в твердом растворе. Зоны ГП деформируют кристаллическую решетку и тормозят движение дислокаций, в связи с чем сплавы упрочняются. Однако при кратковременном нагреве на 200 — 250° С сплава, прошедшего естественное старение, вследствие диффузии атомов зоны ГП-1 растворяются и сплав приобретает исходные свойства, какие он имел после закалки (низкая прочность, высокая пластичность) (см. рис. 80, б). Такой процесс, происходящий в сплавах, называется возвратом. После обработки на возврат сплав вновь способен упрочняться путем естественного старения. Явление возврата широко [c.110]

Механизм упрочнения при старении сплавов различных систем состоит в том, что зоны предвыделений и образующиеся дисперсные частицы, имея по сравнению с матрицей различные упругие свойства, создают поля напряжений, взаимодействующие с дислокациями. В результате движение дислокаций через кристалл затормаживается и деформация сплава затрудняется с другой стороны, дисперсные частицы оказывают также сопротивление переползанию дислокаций (см. рис. 58). Например, у магнитотвердых сплавов структура, возникающая на различных стадиях старения в системе Fe—Ni—Al, способствует увеличению коэрцитивной силы, поскольку зоны предвыделений и области дисперсных выделений, будучи соразмерными с величиной доменов, задерживают переориентацию стенки Блоха в процессе перемагничи-вания сплава. Эффект старения наблюдают и используют не только в системах цветных сплавов (на основе алюминия, магния, титана, никеля), но и в сплавах на основе железа и, в частности, у стали, содержащей [c.112]

Макквин [275] предполагает, что показатель степени в модифицированном уравнении Холла — Петча (3.46) должен отличаться для субструктур, полученных при разных степенях деформации и разных режимах отжига [308]. Так, для сплавов на основе железа и алюминия в холоднодеформированном состоянии упрочнение изменялось пропорционально (см. уравнение (3.43)). В то же время для субструктур, формирующихся в указанных сплавах при отжигах с различными выдержками при одной и той же температуре, будет характерна и разная зависимость между плотностью дислокаций и диаметром ячейки, так как известно [275], что избыточные дислокации в стенках аннигилируют раньше, чем начинается рост ячеек. Следовательно, показатель степени, равный может наблюдаться для наклепанного материала, в котором прошел возврат [275, 308], что уже отмечалось выше. В этом плане, возможно, представляет интерес сравнить весь комплекс механических свойств субструктур в данном материале, имеющих один и тот же размер и полученных при различных режимах термомеханической обработки. Однако такие сведения в литературе отсутствуют. [c.132]

Измерения плотностей дислокаций в металлической матрице методами трансмиссионной электронной микроскопии [24] и изучения ямок травления [12], а также измерения in situ напряжений рентгеновскими методами [13, 14] показывают, что матрица композита в состоянии поставки является деформационно упрочненной (как механически, так и термически) и что дополнительное деформирование вызывает незначительное или не вызывает никакого дополнительного деформационного упрочнения матрицы [7, 24, 36, 56, 21, 22]. Стабильные петли гистерезиса на диаграмме напряжение — деформация в композитах алюминий — кварц [7], алюминий — бериллий [21] и алюминий — бор [22, 55], как правило, наблюдались после 3—20 циклов. [c.404]

Эволюция дислокационной структуры в процессе облучения (стабильность структуры, заданной холодной обработкой) зависит от температуры и длительности облучения, чистоты металла или композиционного состава сплава, что в свою очередь обусловливает зависимость влияния холодной обработки на распухание металлов и сплавов от этих факторов. Например, увеличение исходной плотности дислокаций от 2-10 до 5 lOi см в алюминии приводит к увеличению распухания при 55° С и к уменьшению при 220°С (ф/ = 5,4- 102 —3,1 10 > н/см2 ( >0,1МэВ)) [115]. В железе после облучения в реакторе HFIR при температуре 415° С флюенсом 1,5 10 1 н/см (Е >0,1 МэБ) распределение пор неоднородно — в областях, в которых в течение облучения произошла рекристаллизация, концентрация и размер пор больше, чем в нерек-ристаллизованных областях [116]. [c.146]

Низколегированные стали с карбо-интридным упрочнением. Легирование иизкоуглеродистых (0,10—0,20 % С), марганцовистых (1,3—1,7% Мп) сталей (0,015—0,025 % N, 0,10— 0,20% V, около 0,1 % Ti, а также 0,05 % А1) создает предпосылки для выделения дисперсных карбонитридов ванадия и титана или нитридов алюминия. Дисперсные карбиды способствуют измельчению аустеннтного (до № 10—12) и действительного зерна стали, тормозят движение дислокаций. В совокупности эти факторы благоприятно влияют на прочность, вязкость и хладостойкость [18]. [c.13]

Конечно, в 1919 году, когда была построена диаграмма состояния системы медь — алюминий, о существовании дислокаций в металле еще и не подозревали. Однако было понятно, что появление твердых частиц промежуточной фазы СиАЬ в теле твердого раствора сделает его намного прочнее. [c.164]

Обычно считают, что главную роль в установлении равновесной концентрации вакансий играют дислокации [19, 20]. Обоснованием такого утверждения служат экспериментальные результаты по отжигу избыточных вакансий после закалки [18], а так-же теоретические оценки Ломер [18]. Сравнивая работу упругого изгиба дислокации с изменением свободной энергии из-за пересыщения решетки вакансиями, Ломер показала, что дислокации должны работать как стоки вакансий уже при малых пересыщениях ( 1%). Однако недавно было показано [21], что в алюминии при предплавильных температурах при отсутствии пластической деформации дислокации не работают даже при пересыщениях 15—20%, а основными источниками и стоками вакансий являются межзеренные границы и свободная поверхность. [c.47]

Оказалось, что в.условиях небольших отклонений от равновесия время релаксации вакансий на несколько порядков больше, чем после закалки, когда основными источниками и стоками вакансий являются дислокации. Так, в алюминии вблизи температуры плавления составило 1,0 0,3 сек для образцов тол-Ш.ИНОЙ 0,27 мм и 4,0 0,3 сек для образцов 0,53 мм в сплаве А1 + 1,7% (ат.) Си Xv при 550°С составило 10 сек для образцов толш иной 0,1 мм и 120 сек для образцов 0,33 мм, при этом величина зерна превышала толщину образцов. В закалочных условиях Ти в металлах в области предплавильных температур имеет порядок 10 2— 10-4 сек. Очевидно, что в условиях опыта в работе [21] основными вакансионными источниками и стоками являются свободная поверхность и границы зерен, что подтверждается пропорциональностью квадрату толщины образца. [c.64]

По такому закону протекает ползучесть алюминия, меди, Na l и других веществ при Т < 200° К. Как правило, логарифмическая ползучесть наблюдается для пластичных материалов, у которых силы Пайерлса—Набарро невелики. По сравнению с другими видами ползучести она характеризуется наиболее низким значением энергии активации U (ордината ОАВ) на рис. 178. Это объясняется тем, -что в данном случае деформация практически связана только с перемещением дислокаций в исходной плоскости скольжения (процесс переползания не реализуется). [c.380]

С) на поверхности происходит пластическое течение, в то время как сердцевина образца находится в упругом состоянии. При разгрузке образца на поверхности образуются остаточные напряжения сжатия. Изучение дислокационной структуры алюминиевого сплава 2024 показало 12931, что в первом полуцикле нагружения в приповерхностном слое глубиной до 100 мкм образуется структура с повышенной плотностью дислокаций. При дальнейшем циклическом нагружении растяжением — сжатием происходит выравнивание плотности дислокаций в приповерхностных слоях и внутренних объемах. Исследование I294J монокристаллов алюминия и поликристаллов алюминиевого сплава рентгеноструктурным методом с применением двухкристально-го дифрактометра и топографии по Бергу — Баррету для визуализации дефектов кристаллической решетки показало, что после усталостных испытаний при растяжении—сжатии поверхностный слой имеет более высокую плотность дислокаций, чем в основном металле. [c.96]

Применение модели (6.36) позволило в хорошем согласии с экспериментальными данными описать волновые профили в алюминии 6061-Т6 [11]. По [11] линейная связь между скоростью дислокаций V и сдвиговым напрцжением т для этого недостаточна, если скорость деформации превышает 10" с . Лучший результат достигается, если в (6.30) взять и = 2.Ч4. Результаты работы [11] показали также, что Мт растет линейно с у. [c.185]

Хорошо известно, что на ранних стадиях деформации тщательно отожженных кристаллов их пластичность может быть связана почти исключительно с движением одиночных дислокаций, как это имеет место в щелочно-галоидных кристаллах [190] или сплаве молибден — рений L134]. Дальнейшая структурная эволюция зависит от очень многих факторов, она еще не полностью изучена и потому не всегда предсказуема. Не вызывает, однако, сомнений что дислокационное строение по мере увеличения деформации постепбн-но усложняется, движение дефектов начинает приобретать коллективный характер. Законы таких событий становятся зависящими от свойств междислокационных взаимодействий в ансамблях. Начинают проявляться качественно новые коллективные эффекты, прежде всего в виде неравномерного распределения дислокаций по объему, образования клубков дислокаций и ячеек с рыхлыми дислокационными границами. Еще позднее границы разориентации становят-. ся тоньше (дислокации в них располагаются упорядоченнее, например, в виде регулярных сеток) и плотнее, так что в конце концов и вообще перестают разрешаться современными приборами. С момента, когда внутри ячеек дислокаций остается мало, контролирующий фактор пластичности почти полностью переходит от одиночных дислокаций к их ансамблям в границах. В ряде практически важных случаев, например при деформации алюминия [217] или молибдена [36] при комнатной температуре, описанная тенденция выражена настолько, что вскоре возникает качественно новая разновидность структуры, когда весь кристалл получается разбитым на отдельные сильно разориентированные фрагменты размером около 0,1—0,3 мкм с резкими (тонкими) границами и характерной морфологией [192, 39, 35—37, 134, 28, 126, 127]. В такой структуре пластическое. течение до момента разрушения осуществляется не только сдвигами, но и нарастающими поворотами фрагментов друг относительно друга. [c.35]

Вызванный деформацией рост зерен — результат развития в ходе ее динамической собирательной рекристаллизации (ДСР). Проявление ДСР неоднократно наблюдали при СПД различных сплавов [1—3 59 192, с. 99—100]. В рассматриваемом же случае при ДСР в алюминии обнаружен ряд отличительных особенностей. Так же как при СПД, напряжение течения не зависит от степени деформации (рис. 62). Однако в отличие от СПД ст слабо зависит от е, величина т<0,1. У крупнозернистого алюминия деформация в этих же условиях сопровождается интенсивным упрочнением. Изучение механизма деформации мелкозернистого алюминия позволило установить, что ДСР протекает в условиях преимущественного развития внутризеренного скольжения, вклад которого в общую деформацию составил 78ibir%. Развитие интенсивной миграции границ в ходе ДСР в алюминии приводит к тому, что плотность дислокаций слабо зависит от е. В большинстве зерен наблюдаются лишь отдельные дислокации и только после е=20 % появляются оборванные субграницы. Такое изменение структуры и определяет отсутствие упрочнения при деформации мелкозернистого алюминия. В тех же условиях при деформации крупнозернистого алюминия рост зерен не наблюдается, в результате с увеличением е повыша- [c.156]

Вследстие того что непрерывное выделение может протекать под действием малых движущих сил, при этом превращении гомогенное зарождение не имеет особого значения. Так, например, согласно проведенным оценкам, зародыши кремния могли бы образоваться гомогенно из пересыщенного твердого раствора кремния в алюминии при с /с яс 10 , в то время как процесс выделения наблюдается при J a 5. Имеются надежные экспериментальные данные, которые подтверждают существующее предположение о том, что зародыши образуются преимущественно вдоль плоскостей скольжения и субграниц в соответствии с этим наклеп обычно значительно ускоряет превращение. Имеется также большое количество электронно-микроскопических и микроскопических данных о возникновении выделений на линиях дислокаций. Сами дислокации впервые стали видимыми , когда было обнаружено, что в прозрачных кристаллах фотографической эмульсии серебро может выделяться вдоль дислокационных линий. [c.293]

Узлы дислокаций, возникающие при их пересечении, обычно чрезвычайно прочны, и их разрушение требует гораздо больших энергетических затрат, чем в обычных условиях может обеспечить тепловое возбуждение. В результате скорость ползучести определяется в основном другими процессами, требующими меньших энергетических затрат. Однако в некоторых случаях ползучесть не происходит без разрушения узлов дислокаций, что становится возможным только при высоких температурах и высоких напряжениях. Гайот [151] изучил в таких условиях ползучесть образцов, полученных спеканием алюминиевого порошка (САП). В этом случае частицы алюминия улавливают дислокации, в результате чего образуются мощные узлы, которые должны быть распутаны, чтобы ползучесть могла развиваться. Энергия активации очень велика и возрастает с температурой (рис. 4.6) (в действительности она возрастает с пони- [c.117]

Мохамед и Гинтер [250] также исследовали ползучесть Харпера— Дор а в алюминии, однако в отличие от других они получили при квазистационарной ползучестй большую деформацию е 20%. Это свидетельствует о том, что ползучесть Харпера— Дорна является не переходным, а истинным процессом ползучести. Они предположили, что механизмом размножения дислокаций, которое необходимо для достижения больших деформаций, является поперечное скольжение. [c.133]

С другой стороны, стенки крупных субзерен долгое время сохраняют память об условиях ползучести, несмотря на то-что они постоянно развиваются и мигрируют в процессе ползучести. Миграция границ крупных субзерен в процессе ползучести наблюдалась в алюминии [116] и хлористом натрии [148]. Этот эффект давал от 10 до 20% полной деформации ползучести (механизм группового скольжения дислокаций). Во многих случаях при увеличении деформации наблюдалось увеличение разориентации субзерновых границ до больших зна чений (иногда эти границы становились фактически большеугловыми границами зерен). О развивающейся разориентации границ сообщалось для алюминия [238], никеля [311] и кварца [176]. Приводились данные в пользу существования развивающейся разориентации в -минералах, деформированных в природных условиях кварце [387] и оливине [295]. [c.199]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...