Деформация пластическая системы скольжения

Согласно теории скольжения начало пластической деформации связано с достижением предела текучести в какой-то из систем скольжения. Но если Ттах = Тт, то всегда найдутся такие зерна, для которых это напряжение будет касательным напряжением в системе скольжения. Поэтому начальная поверхность соответствует условию максимального касательного напряжения Треска — Сен-Венана. Для последующих поверхностей точка нагружения будет конической точкой. [c.561]

Выше рассматривалось поведение кристалла, ось растяжения которого находилась внутри стереографического треугольника. Кристаллы с осями, лежащими на границах треугольника, составляют особую группу, поскольку критические напряжения сдвига у них одинаковы более чем для одной системы скольжения поэтому пластическая деформация начинается не по одной плоскости скольжения. [c.119]

МП С ОЦК-, ГЦК- И ГПУ-решетками проявляется в кристаллографии скольжения и в количестве активных систем скольжения. Однако во всех случаях пластическая деформация начинается при достижении приведенным касательным напряжением в системе скольжения критического значения т , причем если испытания проводятся при воспроизводимых условиях, то величина приблизительно постоянна для каждого данного металла 1181. [c.16]

Формирование систем скольжения с высокой плотностью дислокаций, сопровождающих формирование усталостных бороздок, было продемонстрировано методами просвечивающей электронной микроскопии [70, 82, 135]. Системы скольжения располагаются под углом 45° к поверхности излома. Профиль и ширина блоков полос скольжения, которые наблюдали на поверхности образца, подобны профилю и шагу усталостных бороздок [82]. Этот факт был положен в основу многих разработанных моделей формирования усталостных бороздок [70, 82, 133, 134, 136-142]. Рассмотрены были оба полуцикла нагружения материала, в которых реализуются два разных процесса (1) пластическое затупление вершины трещины, и (2) разрушение материала. Оба процесса соответствуют восходящей ветви нагрузки и приводят к формированию каждой усталостной бороздки в каждом цикле приложения нагрузки. В полуцикле разгрузки происходит подготовка материала перед вершиной трещины к последующей реализации указанных выше двух процессов деформации и разрушения. [c.164]

Поликристаллические металлы, имеющие кубическую решетку, при пластической деформации упрочняются подобно монокристаллам, по тому же самому закону упрочнения. Это объясняется, наличием нескольких непараллельных систем скольжения, обеспечивающих достаточную пластичность и нечувствительность пластических свойств, например, г. ц. к. металлов к размеру зерна. В поликристаллических металлах с гексагональной решеткой, в которых скольжение идет главным образом по базисным плотно-упакованным плоскостям, не происходит упрочнения за счет взаимодействия дислокаций на пересекающихся системах скольжения, и путь скольжения зависит от размеров зерна. [c.45]

Анализируя изменения термоэдс и учитывая то, что величина зерна образцов была меньше площади контакта и результат усреднялся по нескольким измерениям, а также принимая во внимание высокую чувствительность термоэдс к механизму деформации [11], можно предположить, что при акустической усталости сначала пластическая микродеформация происходит только в наиболее благоприятно ориентированных зернах, т. е. с наименьшим критическим скалывающим напряжением в одной из систем скольжения. После упрочнения данной системы вступает в работу следующая система скольжения с собственной стадией легкого скольжения и т. д. Происходящее при этом изменение плотности и характера дефектов приводит к соответствующему изменению термоэлектрической силы. [c.197]

На основании дислокационного механизма зарождения трещин были разработаны различные модели разрушения материалов при пластической деформации при этом причинами разрушения могут быть 1) скопление (нагромождение) дислокаций в отдельных плоскостях скольжения 2) взаимодействие дислокаций, движущихся в пересекающихся системах скольжения 3) взаимодействие дефектов кристаллической решетки (безбарьерная модель) 4) разрыв и частичное смещение дислокационных стенок 5) взаимодействие упругих полей напряжений, образованных дислокациями. [c.15]

В монокристаллах с гранецентрированной кубической решеткой, в силу наличия большого числа однотипных потенциальных систем плоскостей и направлений скольжения, добиться такой пластической деформации, в которой скольжение происходит лишь в одной системе кристаллографических плоскостей, затруднительно. Гораздо легче этого добиться в монокристаллах с гексагональной решеткой. [c.239]

При обычном пластическом деформировании кристаллической решетки имеют место два взаимосвязанных процесса упрочнение кристалла и пластический сдвиг. Явление упрочнения в основном обусловливается упругим взаимодействием дислокаций, оставшихся внутри кристалла, в то время как пластический сдвиг связан с линейными дефектами, вышедшими на поверхность по той или другой системе скольжения. Прочностные и пластические свойства металлов характеризуются кривыми упрочнения а = = / (е), где а — скалывающие напряжения в определенной системе скольжения е — деформация кристалла. Обычно кривая упрочнения имеет три четко выраженные стадии, каждая из которых связана с различным характером движения и взаимодействия дислокаций. [c.27]

Пластическая деформация поликристаллов. Пластическая деформация поликристаллического металла протекает аналогично деформации монокристалла путем сдвига (скольжения) или двойникования. Формоизменение металла при обработке давлением происходит в результате пластической деформации каждого зерна. Плоскости и направления скольжения в каждом зерне различные. При увеличении внешней силы скольжение первоначально начинается в наиболее благоприятно ориентированных зернах, где достигнуто критическое касательное напряжение. Движение дислокаций, начавшееся в одном зерне, не может переходить в соседнее зерно, так как в нем системы скольжения ориентированы по-иному. [c.73]

Пластическая деформация ОЦК-металлов всегда происходит в направлениях плотноупакованных рядов <111>, в которых атомы связаны максимально прочны.ми и самыми короткими металлическими связями перекрытиями л- и с/-орбиталей. Эти направления скольжения в ОЦК-металлах играют исключительно важную роль и действуют во всех плоскостях скольжения. Однако ниобий, и в меньшей степени, хром и молибден отличаются ано.мальным поведение.м при пластической деформации кроме нормальной для ОЦК-металлов системы скольжения 110 <111>, у них реализуется и система 100 <100> по граням куба. В этих металлах легко образуются полные дислокации <100>, вектор Бюргерса которых больше, чем у дислокации 1/2<1И>. Иными слова- [c.44]

При испытании монокристаллов карбида титана наблюдается некоторая пластическая деформация, вклад которой увеличивается со снижением соотношения /Ti. В этом случае важную роль играет система скольжения(lll <110> [64]. [c.45]

Система скольжения при пластической деформации в конкретном кристаллическом веществе характеризуется величиной минимального касательного напряжения, которое необходимо для начала скольжения. Это критическое напряжение сдвига которое не зависит от ориентации плоскости скольжения по отношению к приложенной нагрузке и является одной из фундаментальных характеристик кристаллического материала. [c.84]

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]

Таким образом, согласно [201], на стадии легкого скольжения процесс локального расслоения дислокационной структуры на обогащенную (жгуты) и обедненную дислокациями фазы контролируется следующими физическими механизмами. В обогащенной фазе преобладает процесс отрицательной линейной диффузии дислокаций, возникающей в ансамбле вследствие размножения их по механизму двойного поперечного скольжения. В обедненной фазе доминирует процесс стабилизации дислокаций, что ингибирует их размножение. Генерация дислокаций из источников Франка-Рида уравновешивает эти процессы, что способствует образованию стационарной дислокационной структуры. С ростом пластической деформации в кристаллах, ориентированных для одиночного скольжения, активизируются вторичные системы скольжения, взаимодействующие как с первичной системой, так и с дислокациями леса. Это приводит к образованию вдоль первичных плоскостей скольжения более плотных, "ковровых" структур дислокаций, постепенно заполняющих пустоты между жгутами [201]. [c.113]

Рассмотренная математическая модель позволяет получить зависимости между параметрами Otj и ё ,- однородного напряженно-деформированного состояния поликристаллического материала, его температурой Т и временем t в процессе неизотермического деформирования. Такие зависимости можно найти на основе численного анализа модели при заданных значениях параметров, которые характеризуют свойства материала и его исходное состояние. Если пластические деформации сдвига в системах скольжения всех кристаллических зерен отсутствуют, то в таком исходном состоянии материал является изотропным по отношению к последующему деформированию, а пределы текучести в системах скольжения соответствуют своим начальным значениям. Предварительное неупругое деформирование материала может вызвать анизотропию по отношению к последующему деформированию, а также привести к изотропному упрочнению материала. Исходное состояние материала, подвергнутого предварительной неупругой деформации, можно задать совокупностью значений уп, уп и qn в каждой системе скольжения каждого кристаллического зерна. [c.102]

При этом важно, чтобы после смены направления деформирования активизировавшиеся системы скольжения оставались активными вплоть до новой смены направления деформирования, т. е. в кристаллических зернах и системах скольжения не должно проходить частичных разгрузок при монотонном изменении осредненной пластической деформации. Детальный анализ изменения напряженно-деформированного состояния зерен и поведения систем скольжения в модели поликристалла показал, что это условие выполняется для всех без исключения зерен и систем скольжения не только при первоначальном, но и при знакопеременном нагружении. [c.107]

Учет ползучести в модели неупругого деформирования поликристалла связан с преодолением значительных трудностей вычислительного характера. Поэтому ограничимся анализом поведения поликристалла при одноосном нагружении. При нагружении образца постоянным напряжением а неупругую деформацию нетрудно разделить на мгновенную пластическую и деформацию ползучести. Тогда модель поликристалла описывает во времени процесс ползучести (сплошные кривые на рис. 2.35), включая неустановившуюся и установившуюся стадии ползучести. Непрерывный асимптотический переход от первой стадии ко второй обеспечивается принятым описанием поведения отдельно взятой системы скольжения в кристаллическом зерне (см. 2.6). Расчет проведен в предположении, что в (2.59) [c.110]

Каждая фаза имеет свои системы скольжения и свои критические напряжения сдвига, поэтому деформирование двухфазных сплавов оказывается более сложным. Сохранение неразрывности вдоль поверхности раздела фаз при деформировании усложняет пластическое течение. При равных условиях в двухфазных сплавах образуются более сложные текстуры деформации. Процесс деформирования в таких сплавах зависит не только от свойств второй фазы и ее содержания в сплаве, но и от характера распределения этой фазы в структуре. Если хрупкая вторая фаза располагается в виде непрерывной сетки по границам зерен, то сплав окажется хрупким. Если такое же количество второй фазы разместится в виде отдельных зерен в пластичной матрице — основе сплава, то сплав сохранит пластичность, а присутствие второй фазы проявится в упрочнении. [c.129]

При традиционном описании процесса пластической деформации исходят из того, что существующие в кристаллах системы скольжения позволяют обеспечить его формирование без разрушения сплошности. В.Е. Паниным и др. [11] было доказано, что пластическое течение происходит одновременно на нескольких уровнях, причем трансляция на одном уровне обязательно сопровождается поворотом на более высоком уровне, и наоборот. Принципиально важным в этом подходе является то, что любое нарушение структуры кристалла при подводе к нему внешней энергии рассматривается с позиции самоорганизации локальных структур, обусловленной энтропийными эффектами. Вторичные структуры, формирующиеся в деформируемом кристалле при достижении необходимого уровня возбуждения, представляют совокупность локальных структур - от дефектов типа точечных или линейных до аморфного состояния, возникающего при высокой плотности дефектов. Таким образом, при анализе пластической деформации кристаллов необходимо учитывать кооперативное взаимодействие трансляции, ответственной за изменение формы (дисторсии), и ротации, ответственной за изменение объема (дилатации). При этом важную роль в распространении скольжения играют границы зерен. Эволюция скольжения включает образование полос скольжения на начальных этапах пластической деформации, которые потом трансформируются в полосы микроскопического сдвига, что приводит к возникновению зоны локализованной макропластической деформации, проходящей через весь объем. Переход от одного масштабного уровня (микрополосы) к другому (макротюлосы) являет собой неустойчивость пластической деформации, предопределяющую шейко-образование. Он характеризуется тем, что шменяются элементарные носители деформации - дислокации сменяются дисклинациями. Дисклинации являются более энергоемкими дефектами, чем дислокации, что позволяет системе про- [c.241]

Установлено, что нормальные напряжения почти не оказывают влияния на пластическое течение кристаллов. Таким образом, пластическая деформация происходит под действием касательных напряжений. При этом, как показано экспериментально, напря-н< ение, соответствующее пределу текучести, сильно меняется в зависимости от ориентации кристалла, однако если согласно (4.38) это напряжение преобразовать в приведенное напряжение, то результирующее напряжение сдвига является константой данного материала (типичные значения этого напряжения обычно находятся в пределах (/ " - —Ю- ) G. Другими словами, пластическая деформация начинается в том случае, когда скалывающее напряжение -X превышает некоторое критическое значение, характерное для данного материала и данной системы скольжения. Этот закон постоянства критического скалывающего напряжения впервые на основании экспериментальных данных был сформулирован Е. Шмидом и В. Боасом. В соответствии с этим законом, если образец находится под действием постепенно возрастающей нагрузки, то скольжение мало до тех пор, пока скалывающие напряжения не превзойдут определенного предельного значения, которое, например, при комнатной температуре для Си (плоскости скольжения 111 , направления скольжения <1Ю>) равно 0,49-10 Па, а для А1 (системы скольжения 111 , <1Ю>) и Zn (системы скольжения 0001 , <1120>)—соответственно 0,78-10 и 0,18-10 Па. [c.132]

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]

Простейшая схема, принятая Батдорфом и Будянским, состоит в том, что для каждого зерна предполагается существование одной только системы скольжения. В более поздней работе тех же авторов было сделано предположение о существовании нескольких систем скольжения, что до чрезвычайности усложнило анализ и привело в общем к тем же качественным выводам. Если даже принять схему первой работы Батдорфа и Будянского, т. е. допустить существование одной-единственной системы скольжения, то действительная картина будет достаточно сложной. Для того чтобы пластическая деформация поликристаллического объекта могла произойти на самом деле, необходимо, чтобы соседние зерна не препятствовали этому. Макроскопический эффект пластической деформации тела в целом будет обнаружен, когда в теле появятся цепочки пластически деформированных зерен. На ранних ступенях пластической деформации большие бло- [c.559]

Качественная картина, представленная на рис. 16.9.3, весьма похожа на ту, которая была найдена нами для модели, рассмотренной в 16.5. Расположение областей на рис. 16.9.3 и 16.6.1 совершенно одинаково, правда рис. 16,6.1 относится к плоскости деформаций, а рис. 16.9.3 — к плоскости напряжений. Такое сходство качественных результатов не должно вызывать удивления. Теория Батдорфа — Будянского, так же как и наша модель, представляет тело в виде собрания упругопластических элементов в теории скольжения таким элементом служит зерно, наделенное одной-единст-вепной системой скольжения. При активной пластической деформации касательное напряжение и сдвиг в зерне связаны однозначной функциональной зависимостью и соотношения деформационной теории оказываются справедливыми до тех пор, пока во всех элементах продолжается активная деформация. При этом с увеличением напряжения пластическая деформация распространяется на новые элементы, но разгрузка нигде не происходит. Такое положение соответствует догрузке внутрь угла II. При догрузке в области III и IV часть элементов может догружаться, в пластическую деформацию могут втягиваться новые элементы, но некоторые из пластически деформированных зерен разгружаются, возвращаясь в упругое состояние. Этим определяется сложность анализа для указанных областей. [c.562]

Анализ анизотропии пластического течения в кристаллитах <100> для случая, когда основной системой скольжения является (110 < 111>, приводит к выводу о том, что наиболее благоприятным направлением деформации является ребро куба < 100>, наи-Иеиее благоприятным -<110>. Остальные направления занимают промежуточные положения. Экспериментальные данные хорошо объясняются, исходя из этих представлений. [c.296]

Переход к ротационным эффектам у вершины трещины на мезоскопическом масштабном уровне при образовании свободной поверхности подтверждается результатами исследования in situ [99]. Исследования процесса деформации материала у кончика усталостной трещины выполнены при монотонном растяжении пластины толщиной в несколько десятых долей миллиметра. Полученная серия фотографий в последовательно осуществлявшемся растяжении пластины указывает, что в момент страгивания трещины образуются две системы скольжения по границам растянутого элемента материала в вершине трещины (рис. 3.24). Одновременно с этим имеет место небольшое пластическое затупление вершины трещины. Образование трещины по одной из наметившихся к разрушению полос скольжения происходит в результате потери устойчивости растягиваемого элемента внутри образованных полос скольжения за счет вращения его объема. Выполненные измерения углов по фотографиям, представленным в работе [99], свидетельствуют о вращения объема металла [c.160]

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

Исследование порошковой макроструктуры деформированных пластин показало, что на участках, не содержащих следов пластической деформации (отсутствуют линии скольжения), сохраняется их исходная порошковая макроструктура, там же, где произошла пластическая деформация (образовалась система линий скольжения), порошковая макроструктура резко перестраивается. На рис. 3, а представлена порошковая макроструктура пластины до ее пластического деформирования, на рис. 3, б — после того, как пластина подверглась пластическому растял(ению. Сравнение рис. 3, а и 3, б показывает, что в основной части образца порошковая картина в результате пластической деформации перестроилась. На этом же участке была обнаружена развитая система линий скольжения типа показанных на рис. 2. Порошковая структура здесь представляет собой не зигзагообразные фигуры, идущие под углом 50—60 к направлению прокатки, а систему полос, пересекаю- [c.192]

Имеющиеся в титане системы скольжения неравноценны между собой на монокристаллах критическое напряжение сдвига по плоскости призмы равно 5 кгс/мм , а по плоскости базиса — 11 кгс/мм. В мелкозернистых поликристаллических образцах обе указанные характеристики повышаются, а различие между ними уменьшается. Тем не менее, различные плоскости скольжения, по-видимому, неодновременно активизируются при нагружении и исчерпываются по мере деформирования. В результате этого деформационное (физическое) упрочнение у титана меньше, чем уОЦК- и ГЦК-металлов, машр лная диаграмма растяжения имеет более пологий характер, а шейка разрывных образцов менее локализована. В крупнозернистых образцах, особенно когда диаметр образца соизмерим с размерами зерен, сопротивление малым пластическим деформациям ((Год существенно снижается. Из табл. 11 видно, что в весьма крупнозернистом (литом или перегретом) состоянии [c.43]

Разрушение металлов с высокосимметричной ТЦК-структуфОЙ, имеющих только металлические связи, происходит вязко Пластическая деформация ГЦК-металлов может происходить по 12 системам скольжения (одновременно только по пяти) путем движения дислокаций <110> по плоскостям скольжения 111 . У атомов на краю движущейся дислокации часть связей оборвана, а межатомные расстояния перед краем дислокации, т.с. в области растяжения, увеличены, что означает ослабление межатомных связей. Поэтому перед краем движу щейся дислокации создаются благоприятные условия для образования вакансий. По мере увеличения степени пластической деформации плотность дислокаций и число их пересечений возрастают, вызывая быстрое размножение вакансий. Вакансии сливаются, образуя поры, начальные микротрещины. Процесс заканчивается вязким разрушением. [c.45]

Особое механическое поведение материалов с кубической структурой типа алмаза обусловлено наличием в них высокой степени направленности ковалентной связи. Именно эта структурная особенность межатомной связи обусловливает высокое сопротивление решетки скольжению дислокаций во всех системах скольжения, включая основную систему 111J 110). В данном случае вплоть до температуры 0,5 оказывается энергетически более выгодным диссипировать подводимую энергию путем разрыва межатомной связи, чем путем пластического течения. Эти структурные особенности кристаллического строения обусловливают и другие следствия, а именно энергия образования и движения точечных дефектов очень велика, так что при заданной гомологической температуре диффузионные процессы также более заторможены, чем в других классах сплавов более низкого уровня неравновесности структуры. Таким образом, даже при температурах больше 0,6 Tj в случае, например, кремния и германия деформация ползучести, контролируемая диффузией, очень ограниченна. Поэтому элементы и сплавы с алмазоподобной структурой образуют отдельный класс материалов с высоким значением zJG при всех гомологических температурах. [c.261]

Для металлов с гексагональной ячейкой преобладающим механизмом деформации является двойпикование. В работах [27, 33] показано, что для титановых сплавов двойпикование протекает преимущественно по плоскостям 1012) и (1121) и в меньшей степени по плоскостям (II22). Отмечается [34], что механизм пластической деформации а-титана существенно отличается от такового для других металлов с гексагональной решеткой, для которых характерны системы скольжения (0001) и двойни-кования (1012). [c.155]

Различие в устойчивости упрочнения при фазовом наклепе и при пластической деформации связано с многократ ностью деформации при полиморфном превращении в раз личных системах скольжения и образованием более равно мерной дислокационной структуры (М А Штремель, И Н Кидин) [c.312]

Деформация поликристаллического материала происходит тогда, когда напряжения, вызванные скоплениями дислокаций в зернах, благоприятно ориентированных для скольжения (т. е. имеются системы скольжения, ориентированные близко к направлению максимальных напряжений сдвига), превышают минимальное напряжение, вызывающее скольжение в соседних зернах. Это напряжение обычно выше в анизотропных металлах, чем в изотропных, поскольку в первых имеется меньше систем скольжения и, следовательно, меньше вероятность их благоприятной ориентации в зернах, не испытывающих пластической деформации. Исходя из уравнения Петча [25], можно показать, что отношение напряжения текучести в поликристаллическом анизотропном материале по сравнению с изотропным должно быть выше критического сдвигового напряжения для активации источников дислокаций, поско.льку [c.72]

В процессе неупругого деформирования кристалла перед препятствиями образуются скоцления дислокаций, в которых возникают внутренние напряжения т (см. рис. 2.18), что также приводит к упрочнению материала. Для дальнейшего развития мгновенной пластической деформации необходимо увеличивать т. Зависимость между т и пластической деформацией сдвига у в системе скольжения в первом приближении можно принять линейной [36] [c.94]

В проведенном расчете изотропное упрочнение не учитывалось. Поэтому предел текучести Тт в системах скольжения оставался постоянным, причем а у = 2Ту и Ву = Оу/ о = (Тт,/( о)/(1 + v). B итоге вместо (2.78) можно написать а/ау == (3/2) (F/бу — в< )/еу) х X (1 — Ро)/(1 + v) = (3/5) (К/бу — ё(р)/еу). С увеличением Y сплошная кривая на рис. 2.26 асимптотически стремится к прямой с угловым коэффициентом (3/5) GVGq = 0,006. Эта прямая на оси ординат отсекает отрезок (ст/ау)о, который соответствует относительному напряжению, вызывающему при отсутствии упрочнения пластическое течение во всех кристаллических зернах, причем в каждом из них активизируется по пять независимых систем скольжения. В этом случае каждое зерно обладает необходимым числом степеней свободы (шесть степеней свободы по числу независимых компонентов тензора деформации, которые связаны одним дополнительным условием о неизменности объема при неупругом деформировании), чтобы деформироваться совместно с поликристаллом, т. е. приращения пластической деформации (в макроосях ) во всех зернах одинаковы и совпадают с приращениями пластической деформации поликристалла. При этом взаимодействие зерен становится несущественным, а увеличение а связано лишь с их упрочнением (для идеально пластических зерен G = О и а остается постоянным). В этом расчете получено (а/ау)о = 1,532, а в [7, 601 — соответственно 1,536 и 1,541. Эти результаты хорошо согласуются между собой и характеризуют возможную погрешность вычислений, связанную с осреднением напряжений и деформаций по конечному числу кристаллических зерен. Показано [611, что увеличение при осреднении числа зерен с 28 до 91 изменяет результат лишь на 0,4 %. [c.105]

При наличии изотропного упрочнения R > О, см. 2.7) коэффициент подобия т в (2.81) для кривой деформирования при знакопеременном нагружении зависит от накопленной пластической деформации q поликристалла. По результатам анализа модели поликристалла при сжатии после предварительного растяжения для R — 0,02Go/t , где т — начальное значение предела текучести в системе скольжения, на рис. 2.29 кривой 1 соответствует т = 2,08, а кривой 2 — m = 2,50. Ширина петли гистерезиса при знакопеременном нагружении с амплитудой а/сту 2 в данном примере расчета достаточно быстро уменьшается. Штриховой линией для сравнения отмечена диаграмма растяжения при наличии только анизотропного упрочнения (G = 0,01Go, R = 0). На рис. 2.30 сплошной линией представлена расчетная зависимость т от q а нанесены точки, полученные при обработке экспериментальных данных по знакопеременному кручению тонкостенных трубчатых образцов из алюминиевого сплава АМгб при Т = 291- 523 К. Параметры модели В этом расчете также были подобраны иэ соответствия расчетных и экспериментальных кривых на первом этапе нагружения. В исследованном диапазоне температур коэффициент т практически [c.108]

При обратной последовательности (сначала мгновенная пластическая деформация, затем процесс ползучести) указанное взаимное влияние обычно оказывается несколько меньшим, но также отражается моделью поликристалла благодаря учету внутренних напряжений в системах скольжения. После предварительной пластической деформации соответствующей напряжениям а = 1,58ау, процесс ползучести при одинаковом значении о- = 0,83ау идет менее интенсивно, если > О, и более интенсивно, если < О, по сравнению со случаем ё р) = О (рис. 2.37). На стадии установившейся ползучести влияние предварительной пластической дефор- мации исчезает и во всех случаях принимает одинаковое значение, так как в данном случае изотропное упрочнение материала не учитывается. [c.113]

Описание поведения материала при знакопеременном нагружении в соответствии с принципом Мазинга согласуется с опытом, когда влияние изотропного упрочнения менее существенно, чем влияние анизотропного. Однако при многократных циклических нагружениях накапливается значительная по абсолютной величине пластическая деформация (параметр Удквиста q в 1.5), которая приводит к заметному изотропному упрочнению материала [51 ]. Эту особенность в поведении материала можно отразить в структурной модели, если каждый структурный элемент наделить свойством изотропного упрочнения подобно тому, как это сделано в 2.7 по отношению к системам скольжения в кристаллических зернах. [c.127]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...