Сдвиг кристаллографически

Торможение усталостной трещины границей зерна также является одной из основных структурных причин образования нераспространяющихся микротрещин. В циклически-деформи-руемых гладких деталях поверхностные микротрещины образуются в зернах с определенно ориентированной по отношению к поверхности решеткой. Развитие трещины на этом первом этапе происходит преимущественно путем сдвига по одной из кристаллографических плоскостей. Основным условием возникновения трещины в этом случае является совпадение направления максимальных касательных напряжений с наиболее слабой по сопротивлению сдвигу кристаллографической плотностью. На втором этапе трещина растет под действием максимальных растягивающих напряжений в направлении, перпендикулярном к ним. [c.38]

Если спин-орбитальное взаимодействие действительно доминирует, что, как можно полагать, соответствует верхнему пределу спин-орбитального расщепления, то изменение фазы при переходе от со х/а) к п х/а) эквивалентно в некотором смысле сдвигу кристаллографических плоскостей на четверть периода в противоположных направлениях соответственно двум направлениям спина. Аналогично фазы при брэгговском отражении будут различаться на тг для электронов с разными спинами. Поэтому для орбит, реализующихся благодаря многократным брэгговским отражениям (например, для трех на иглах в 7п), условия Онзагера оказываются различными при разных направлениях спина на величину разности фаз, равную тг, умноженному на число брэгговских отражений /, т.е. на /тг. Поскольку разность фаз 2тг соответствует переходу от одного уровня Ландау к соседнему, это означает, что спиновое расщепление равно расщеплению уровней Ландау, умноженному на //2, и 5 = //2. Если условие е > е У не выполняется, то, естественно, спиновое расщепление уменьшается, так что, вообще говоря, можно установить лишь верхний предел значений 5 или g [c.539]

Возврат происходит вследствие сдвига и перемещения групп атомов в кристаллографической плоскости в результате внутренних напряжений без диффузии атомов. [c.85]

Дальнейшее усложнение возникает вследствие поворота плоскости скольжения (угол pi переменный) и изменения угла 1 — направления скольжения во времени пластической деформации. Допустим для простоты, что деформационное упрочнение отсутствует и кристалл все время деформируется при постоянном значении кристаллографического напряжения сдвига Ткр. Тогда, используя выражения (64) и (65), мы можем записать для переменных oti и Pi уравнение кривой напряжение — деформация в виде [c.121]

В гл. II отмечалось, что кристаллографическое направление сдвига при растяжении монокристаллов поворачивается по мере увеличения степени деформации в направлении к оси растяжения до совпадения с ней (при больших степенях деформации), а при сжатии — до совпадения с плоскостью, нормальной к направлению сжатия. Существенно, что после того, как определяется конечная устойчивая ориентация, она не изменяется под влиянием дальнейшей деформации. [c.277]

У такого хрупкого материала, как чугун, сопротивление отрыву частиц меньше, чем сопротивление сдвигу. Поэтому нарушение сцепления между отдельными его частицами происходит до появления заметных остаточных деформаций, и разрушение происходит вследствие отрыва. У пластичного материала, как, например, у мягкой стали, сопротивление сдвигу вначале меньше сопротивления отрыву. Поэтому в таком материале происходит сдвиг элементов кристаллической решетки по кристаллографическим плоскостям, вследствие чего в нем появляются остаточные деформации. С появлением первых остаточных деформаций сопротивление сдвигу начинает расти. Окончательное разрушение материала сопровождается значительными пластическими деформациями. [c.97]

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

Во второй оценке (кривая 11) принимается, что кристаллографические зерна, в пределах которых локализуются перетяжки на последнем этапе деформации (рис. 5.19, б), могут вытягиваться только до некоторого конечного размера в поперечнике, равного 0,2—0,3 мкм, т. е. минимального размера ячейки, наблюдаемого в эксперименте (302, 438]. При этом предполагается, что в поперечном сечении перетяжки уже не остается субграниц, препятствующих движению дислокаций, и разрушение произойдет сдвигом по одной системе скольжения. Максимальная деформация в этом случае оценивается по выражению [c.218]

Реальная траектория трещины рассмотрена с учетом роли поперечного сдвига в сочетании с нормальным раскрытием берегов трещины при формировании рельефа излома [130-138]. Обоснованием такого подхода является существование кристаллографической чувствительности материала к росту трещин и наблюдаемый по поверхности образца зигзагообразный профиль трещины в направлении ее роста (рис. 5.4). Однако указанная извилистая траектория трещины отражает кинетику формирования скосов от пластической деформации, а не процесс развития разрущения за счет поперечного сдвига, доминирующего в моделях роста трещин. [c.255]

На рис. 68 приведена схема, иллюстрирующая рассмотренное положение. В зерне А произошли сдвиги в ограниченной системе плоскостей скольжения, что привело к значительному уменьшению стандартного электродного потенциала в области выхода на поверхность группы линий скольжения. В зерне В сдвиги произошли в наиболее слабых местах, и локальный потенциал их также изменился в сторону отрицательных значений. Зерно Б неблагоприятно ориентировано относительно оси образца (и направления с), поэтому фактор ориентации os 0 os ф слишком мал и в зерне сдвигов не было совсем. Скачки потенциала при переходе от зерна к зерну обусловлены различной кристаллографической ориентацией поверхностей этих зерен. Таким образом, вследствие неравенства [c.175]

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

Если сдвиг элементарных составляющих при пластической деформации проходит по телу зерен металла, напоминая сдвиг карт в колоде, атомная связь, плотная упаков ка атомов в кристаллической решетке оказывают растягивающим усилиям намного большее сопротивление, чем срезывающим. Перемещение слоев в каждом кристалле проходит по вполне определенным атомным плоскостям — по кристаллографическим направлениям, лежащим в этих плоскостях. При этом зерна приспосабливают свою форму к форме соседних зерен. Вся масса кристаллических зерен меняет свою форму без разрушения. [c.30]

Сдвиговый механизм превращения отличается закономерным кооперативным направленным смещением атомов в процессе перестройки решетки. Отдельные атомы смеш.аются относительно друг друга на расстояния, не превышающие межатомные, сохраняя взаимное соседство, однако величина абсолютного смещения растет пропорционально удалению от межфазной границы. Это приводит к макроскопическому сдвигу, внешним проявлением которого является микрорельеф на поверхности металлического шлифа (рис. 118, а) В процессе превращения кристаллы мартенсита сопряжены с аустенитом по определенным кристаллографическим плоскостям (см. рис. 33) и межфазная граница не образуется. [c.171]

Величина упругой сдвиговой деформации определяется модулем сдвига G. от модуль является характеристикой сдвига параллельных кристаллографических плоскостей тела. [c.92]

Модуль сдвига G) — характеристика сдвига параллельных кристаллографических плоскостей тела, которая по аналогии с законом Гука может описываться как отношение касательного напряжения -т в поперечном сечении к деформации сдвига. Модуль сдвига может быть определен по известным значениям модуля Юнга и коэффициента Пуассона, Н/м [c.88]

В каждом зерне плоскости и направления скольжения различно ориентированы по отношению друг к другу, и пластическая деформация возникает в наиболее благоприятно ориентированных по отношению к направлению воздействия зернах. Начинается перемещение дислокаций, вызывая сдвиг (скольжение) одних частей кристалла (зерна) относительно других вдоль определенных кристаллографических направлений, что приводит к удлинению зерен. При этом движущаяся дислокация не может переходить в соседнее зерно, так как в нем системы скольжения ориентированы иначе. Границы зерна тормозят движение дислокаций, но их скопление у границы создает напряжение и может упруго распространиться через границу, что приведет в действие источник возникновения дислокаций в соседнем зерне. Таким образом, происходит передача деформации от одного зерна другому. [c.124]

Исследования алюминия и его сплавов [359] привели к выводу о том, что линии сдвигов могут представлять собой зародыши микротрещин. Разрушение может происходить вследствие накопления нарушений в процессе кристаллографически ориентированного смещения атомов, особенно в местах, где скапливаются примесные атомы. [c.383]

Плоскостей скольжения и направлений сдвига в кристалле ограниченное количество, и они характеризуются большой плотностью размещения на них атомов. Сопротивление сдвигу обычно меньше на той кристаллографической плоскости, которая имеет наибольшую атомную плотность. [c.54]

Пластическая деформация в металлах происходит преимущественно путем скольжения, осуществляемого движением дислокаций по определенным кристаллографическим плоскостях. Образование сдвигов сопровождается также дроблением блоков мозаичной структуры внутри зерен и повышением плотности дислокаций. Одновременно этот процесс порождает упругие искажения решетки, что создает многочисленные препятствия перемещению дислокаций. Все вместе приводит к деформационному упрочнению (наклепу) металла, степень которого определяется возрастанием сопротивления пластической деформации. [c.6]

В кристаллических материалах по определенным кристаллографическим плоскостям имеет место разрушение как сколом, так и срезом (сдвигом, скольжением), и характер протекания обоих этих процессов зависит главным образом от кристаллической структуры материала. [c.88]

Оказывается, что ориентировка пластин мартенсита обусловлена тем, что он может образовываться лишь по определенным кристаллографическим плоскостям и направлениям в аустените. Подобное ориентированное превращение можно рассматривать как сдвиг или смещение какого-то объема металла по определенной плоскости с одновременным а-превраще-нпем. Превращение сопровождается значительным смещением атомов металла в пространстве, по без обмена мест и без значительного изменения расстояний между атомами. Подобное [c.260]

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

Первое и, как кажется, самое естественное предположение состоит в том, что критерием достижения пластического состояния служит величина наибольшего касательного напряжения. В одной из первых лекций было отмечено, что пластическая деформация представляет собой сдвиг атомных плоскостей в кристаллографической плоскости скольжения в определенном направлении. Совокупность плоскости скольжения и направления скольжения была названа системой скольжения. Пластическая деформация монокристалла происходит тогда, когда касательное напряжение в одной из возможных систем скольжения достигает критического значения. Предположение о том, что для по-ликристаллического материала переход в пластическое состояние определяется наибольшим касательным напряжением правдоподобно, но вовсе не обязательно. Критерий наибольшего касательного напряжения был предложен французским инженером Треска на основе произведенных им опытов. Этот критерий лег в основу первых по времени и не потерявших значение до сих пор работ Сен-Венана (1871— 1872 гг.). Наибольшее касательное напряжение, как было показано ранее, равно полуразности между наибольшим и наименьшим главными [c.54]

Рассмотренные до сих нор теории пластичности основывались на гипотезах формального характера реальная структура поли-кристаллического материала и хорошо известная картина пластического деформирования кристаллических зерен при этом совершенно не принимались во внимание. Такой подход имеет свои преимуп] ества и недостатки. С одной стороны, обилие законы пластичности, сформулированные для нроизвольного тела безотносительно к его физической природе, позволяют охватить единообразным способом широкий круг явлений — пластичность металлов, предельное равновесие грунтов, хрупкое разрушение горных пород и бетона и так далее. Такая общность чрезвычайно подкупает действительно, экспериментатор с удивлением обнаруживает, что макроскопическое поведение тел самой разнообразной физической природы оказывается поразительным образом сходным. Оказывается, что это поведение егце более поразительным образом может быть приблизительно хорошо описано при помощи уравнений, полученных из некоторых априорных гипотез достаточно формального характера. Но при более детальном изучении опытных данных оказывается, что при внешнем глобальном сходстве обнаруживаются и различия в поведении разных материалов. Эти различия связаны с тем, что микромеханизмы не только неунругой, но даже упругой деформации не одинаковы. Поэтому естественно стремление к тому, чтобы положить в основу теории пластичности некоторые физические представления о протекании пластической деформации. Нужно признать, что мы еш е далеки от возможности построения макроскопической теории, основанной на анализе и описании процессов, происходящих на микроуровне. Теория скольжения Батдорфа и Будянского, которая будет схематически изложена ниже, отнюдь не может быть названа физической теорией. Однако положенные в ее основу гипотезы в определенной мере отражают процессы, происходящие внутри отдельных кристаллических зерен, хотя и не воспроизводят их точным и полным образом. Пластическая деформация единичного кристалла происходит за счет сдвига в определенной кристаллографической плоскости в определенном нанравлении. Совокупность плоскости скольжения и направления скольжения в этой плоскости называется системой скольжения. Система скольжения задается парой ортогональных еди- [c.558]

Получается, что процесс разрушения имеет в своей основе два взаимообусловленных и взаимоконкурирующих механизма, борющихся за право разрушить образец. Первый механизм -образование пластических деформаций путем сдвига по определенным кристаллографическим плоскостям. Второй - образование и развитие трещин с последующим разрывом. Иногда верх берет первый, иногда - второй. Об этих вопросах нам предстоит поговорить еще и в дальнейшем. [c.79]

Скольжение. В кристалле скольженне происходит только вдоль некоторых кристаллографических плоскостей и в определенных кристаллографических направлениях, лежащих в этих плоскостях. В кристалле имеется одна или несколько систем плоскостей, вдоль которых плотность упаковки атомов больше, чем вдоль других. В плотноупакованных плоскостях имеются направления, вдоль которых расстояние между атомами минимальное, и, следовательно, силы притяжения наибольшие. Скольжение преимущественно происходит параллельно указанным плоскостям и направлениям, поскольку оно реализуется в этом, случае наиболее легко. Области сдвига ограничиваются слоями толщиной в один атом, называемыми плоскостями скольжения, которые параллельны определенной кристаллографической плоскости. Для металлов с объемно-центрированной кубической решеткой семейство плоскостей 1Ю отвечает наибольшей проч- [c.76]

Геометрически двоиникование в кристаллах описывается при помощи четырех кристаллографических элементов или индексов Ки 2> Hi. TI2 117], где Ki — плоскость двойникования К2 — второе круговое сечение t j — направление двойникования г 2 — ось основной зоны (см. рис. 1.2). Для более подробного описания двойникования обычно еще указывают плоскость сдвига 5 и кристаллографический сдвиг S. Если плоскость двойникования Ki совпадает с плоскостью решетки и эта плоскость характеризуется индексами, представляющими собой целые и малые числа, а щ отвечает направлению в решетке, определяемому также целыми и малыми индексами (т. е. К и т)2 рациональны), то такие двойники называются двойниками первого рода. При этом /Сз и t]i могут быть как рациональными, так и иррациональными. У двойников второго рода /Сз и t]i рациональны, а /(i и т]2 иррациональны. У кристаллов высокой симметрии, к которым относятся обычно металлы, все элементы Ки К , T i и т]з чаще всего рациональны. Такие двойники можно рассматривать как двойники и первого, и второго рода. [c.10]

Одной из наиболее полных моделей, описывающих возникновение ячеистой структуры в монокристаллах с ОЦК-решеткой с учетом кристаллографии скольжения и температуры деформации, является модель Такеучи [296, 297]. Согласно этой модели границы ячеистой структуры формируются из дислокационных стопоров — результата упругого взаимодействия дислокаций разного знака. Однако в работе [259] высказано предположение, что механизм образования стенок ячеек не совпадает с описанным Такеучи. Реальная структура, согласно [259], отличается тем, что начальной основой стенок, располагающихся кристаллографически регулярно вдоль направлений вторичного и первичного сдвигов, служат не плоские скопления дислокаций соответствующих систем, а вытянутые вдоль этих направлений сгущения краевых дислокаций взаимно противоположных систем первичных вдоль направления вторичного сдвига и наоборот. [c.124]

Скорость деформации и температура аналогичным образом влияют на параметры процесса разрушения через изменение жесткости напряженного состояния, не меняя самого процесса в определенном диапазоне изменения указанных факторов. Сочетание низкой скорости деформации и высокой степени стеснения пластической деформации может изменить механизм вязкого разрушения, например от преимущественного формирования ямочного рельефа в условиях отрыва до вязкого внутризеренного, путем сдвига при нарушении сплошности по одной из кристаллографических плоскостей. Указанный переход в развитии процесса разрушения был выявлен при испытании круглых образцов диаметром 5 мм с надрезом из жаропрочного сплава ЭИ437БУВД при температуре 650 °С. Медленный рост трещины характеризовался следующими элементами рельефа гладкие фасетки со следами внутризеренного множественного скольжения по взаимно пересекающимся кристаллографическим плоскостям, вышедшим в плоскость разрушения, и волнистый рельеф в виде пересекающихся ступенек, которые также отражают процесс кристаллографического скольжения (рис. 2.6а). Аналогичный характер формирования поверхности разрушения был выявлен в изломе на участке ускоренного роста трещины при эксплуатационном разрушении диска турбины двигателя (рис. 2.66). Диск был изготовлен из того же жаропрочного сплава ЭИ437БУВД. Разрушение диска было усталостным. Сопоставление описываемых. элементов рельефа в ситуации монотонного растяжения с низкой скоростью деформации и повторное циклическое нагружение дисрса в эксплуатации привели к идентичному процессу разрушения. В отличие от разрушения образца в диске развитие трещины происходило при медленном возрастании нагрузки в момент за- [c.91]

Сопротивление сдвигу, временное соиротивлен ие и относительное удлинение в монокристалле зависят от направления. Однако металлические детали состоят из очень большого количества кристаллических зерен. В стальном прокате, например, в I см содержатся десятки тысяч зерен. Все они ориентированы в пространстве произвольно. Хотя в каждом кристаллите свойства зависят от кристаллографического направления, в металлическом изделии свойства в любом направлении практически одинаковы. Это объясняетйя тем, что в любом направлении оказывается приблизительно равное число зерен, ориентированных вдоль этого направления осями наибольшей и наименьшей прочности и наибольшей и наименьшей пластичности. [c.23]

Прочные при высоких температурах карбиды молибдена, располагаясь как внутри, так и по границам зерен, создают препятствия сдвигам по кристаллографическим плоскостям кроме того, повышая температуру рекристаллизации стали, молибден создает условия для более медленного разупрочнения ее при высоких температурах. Присутствие в стали молибдена даже в небольших количествах (0,25—0,3%) значительно повышает ее ползучепрочность. Ввиду этого ценного свойства молибден нашел широкое применение как легирующий элемент в котлостроительной стали. [c.20]

Практически низкая, определяемая экспериментально, прочность металлов в сравнении с чрезвычайно высокой, рассчитанной теоретически, прочностью лучше всего объясняется тем, что при деформации сдвиг на кристаллографических плоскостях металла происходит не сразу, а постепенно, т, е. без одновремерного разрыва связей всех находящихся на каждой из них атомов. Такой сдвиг охватьшает последовательно один за другим отдельные ограниченные, с очень небольшим количеством атомов участки кристаллографической плоскости, где происходит скольжение, и требует примерно от 100 до 1000 раз меньшего напряжения. [c.23]

Характерной особенностью структуры аморфных сплавов является отсутствие кристаллографических плоскостей скольжения. В этой связи для описания механизмов скольжения эффективны модели аморфных сплавов, предполагающие их поликластерное строение. Бакай [419] разработал поликластерную модель аморфных твердых тел, основанную на конструктивном определении класса топологически разупорядоченных структур, сохраняющих достаточно большую общность. Предполагается, что границы кластеров обладают тем же атомным строением, что и слои скольжения. Однако в силу случайной упаковки кластеров и их произвольной формы сквозная трансляционно-инвариантная межкластерная граница отсутствует. С другой стороны, сдвиг по поверхности, отвечающей однородным сдвиговым напряжениям, невозможен без разрывов связей по кластерным границам. Поэтому скольжение путем движения дислокаций происходит вдоль тех участков кластерных границ, где касательные напряжения достигают критического уровня (при этом разрывы происходят в местах концентрации нормальных к границе растя- [c.259]

В заключение отметим работы Панина с сотр. [137, 420] по созданию материалов с демпфирующими структурами методами порошковой металлургии. По своей функциональной роли демпфирующие структуры подобны сдвиго-неустойчивым фазам в аморфных сплавах. Их роль сводится к следующему. Кристаллографическая анизотропия нагруженных поликристаллических сплавов приводит к тому, что поликристаллы испытывают различную упругую деформацию. Вследствие этого на границе раздела возникает невязка, а в местах стыка зерен появляются пиковые контактные напряжения, превосходящие уровень средних напряжений. Это обусловливает преждевременное зарождение трещин в этих областях. [c.260]

Slip — Скольжение. Необратимая пластическая деформация сдвигом одной части кристалла относительно другой в определенном кристаллографическом направлении и обычно на специфической плоскости. [c.1045]

Известно, что деформируемый кристалл помимо сдвигов испытывает мощные пластические повороты. Еще А. Ф. Иоффе обнаружил характерное явление астеризма на рентгенограммах деформированных кристаллов. Появление таких эффектов однозначно указывает единственная исходная ориентировка монокристалла замедяет ся на область углов ориентации, т. е. кристалл дробится на отдельные фрагменты, развернутые друг относительно друга [12, 1981., Астеризм описан многими авторами, например Тейлором [224], Ямагу-чи [228] и Бюргерсом [204]. Как видно, уже в конце 20-х годов была известна возможость появления кристаллографических поворотов на 10—20°. [c.34]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...