Кривые упрочнения поликристаллов

РАСЧЕТ КРИВЫХ УПРОЧНЕНИЯ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ ПО ДАННЫМ ДЛЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ [c.236]

Первое представление диаграммы деформации более удобно в практическом смысле, но показатель упрочнения в этом случае менее верный, так как он зависит от уровня напряжения, что делает его неприемлемым для анализа упрочнения металлов с различной прочностью, например калия и вольфрама. Эти различия связаны с модулем сдвига G. Поэтому во многих работах, в частности Мак Лина [15], который использует этот показатель при анализе кривых упрочнения поликристаллов Мо, Nb, Fe, Ti, Си, Ag и Al, исходные кривые в координатах а—б (напряжение— [c.18]

Сравним кривые упрочнения поликристаллической меди с двумя размерами зерен (3,4 и 150 мкм) с рассчитанной ho уравнению (1.12) для монокристалла меди (111) кривой нагружения некоторого эффективного поликристалла фис. 3.7). Наблюдается достаточно хорошее согласование последней кривой с кривой 2 (D — 150 мкм). В то же время увеличение числа высокоугловых границ зерен при измельчении зерна (кривая I) приводит при небольших деформациях к отклонению от уравнения (1.12). Отсутствие учета зависимости упрочнения от размера зерна является одним из основных недостатков уравнения (1.12) и в целом теории Тейлора [273]. [c.115]

На этапе развитой деформации влияние границ зерен, согласно [252], ослабевает. Деформационное упрочнение в этом случае начинает определяться процессами внутри зерна, поэтому интенсивности упрочнения поли- и монокристаллов становятся почти равными. Здесь вклад границ зерен выражается только в более высоком уровне напряжения течения при одинаковых деформациях. Тогда можно ожидать, что после удлинения в несколько процентов кривые напряжение — деформация для монокристаллов, ориентированных для множественного скольжения, и соответствующие кривые для поликристаллов должны идти параллельно. На практике, однако, кривая а — е поликристаллов идет более круто, что, по-видимому, обусловлено более сложной картиной скольжения (рис. 3.8). [c.116]

Среди приведенных зависимостей наиболее известны первые две ((3.24) и (3.47)). Применение различных вариантов этих уравнений для обработки кривых нагружения позволяет определить эмпирические параметры Од, К (К2) и щ (п ), положенные в основу анализа деформационного упрочнения поликристаллов [318—321]. Один из самых простых способов вычисления параметров деформационного упрочнения предполагает построение экспериментальных данных в [c.133]

Кривая упрочнения. Влияние наклёпа на сопротивление деформации поликристалла может быть представлено кривой упрочнения (фиг. 6). По оси ординат отложено истин- [c.269]

Приведенный анализ деформационного упрочнения благоприятно ориентированного г. ц. к. монокристалла и изложенные в гл. III сведения о пластической деформации моно- и поликристаллов с разными решетками и ориентировкой позволят нам теперь без труда разобраться в любых кривых упрочнения. [c.120]

На кривых растяжения г. ц. к. металлов при низких температурах иногда удается выявить три стадии упрочнения — рис. 58. До удлинения на 1—2% соблюдается параболическая связь See, затем следует линейный участок, а потом вновь параболический. Как видно, на второй и третьей стадиях наблюдается аналогия с кривой деформационного упрочнения монокристалла. Однако переходы от одной стадии упрочнения к другой на кривых растяжения поликристаллов (см. рис. 68) обычно настолько плавные, что вся кривая хорошо аппроксимируется одной параболой. [c.124]

Установлено, что большая часть кривой растяжения поликристаллов относится к П1 стадии деформационного упрочнения монокристаллов (точка С на рис. 59— напряжение, при котором начинается П1 стадия в монокристалле того же металла). Это очень важное положение. Оно показывает, что упрочнение при пластической деформации поликристаллов определяется в основном характером множественного скольжения в каждом зерне и особенно — легкостью поперечного скольжения [c.125]

Расчет усредненного фактора ориентации и использование уравнений, подобных (66), имеет смысл только в том случае, когда пластическая деформация поли- и монокристаллов протекает качественно аналогично. Если же картины деформации существенно различаются, то такой подход не оправдан. Действительно, г. к. металлах, например, пластическая деформация монокристаллов может идти в основном путем базисного скольжения, а в том же поликристаллическом металле удлинение будет происходить за счет небазисного скольжения и двойникования. В таком случае кривую упрочнения монокристалла, естественно, нельзя использовать для расчета кривых 5 — е поликристалла. [c.127]

Возникающие при взаимодействии зерен изгибающие моменты (г. п.-металлы) снимаются полосами сброса и трещинами у границ. Для сопротивления кривых упрочнения моно- и поликристаллов нормальное напряжение а необходимо перевести в скалывающее т, действующее в наиболее благоприятно ориентированной системе скольжения, а удлинение е — в сдвиговую деформацию е, которая параллельна плоскости скольжения и более чем вдвое превышает удлинение при растяжении. [c.218]

Основными параметрами кривой напряжения поликристаллов (рис. 142 и 150) являются условный предел текучести (а или т ), участок параболического упрочнения (е,,) и коэффициент упрочнения, который иногда представляется в виде двух значений 02 и 0з им отвечают два значения условного предела текучести и Тт. При этом можно указать еще степень деформации 85, отвечающую пределу текучести поликристалла Величина Од близка к 0,11 монокристалла, но в несколько раз больше, чем 01 (рис. 150), хотя в ряде случаев значения т , как и Тц у моно-и поликристаллов почти совпадают. Значение также близко к значению т,п монокристалла. [c.218]

Железо зонной очистки упрочняется в процессе деформации при комнатной температуре лишь немного интенсивнее, чем алюминий чистоты 99,99%. Кривые а—е с учетом поправок на модуль сдвига и температуру плавления для о. ц. к. металлов лежат ниже, чем для г. ц. к. металлов, и степень упрочнения первых ниже, чем вторых, прежде всего благодаря тому, что число систем скольжения в о. ц. к. металлах больше, чем в г. ц. к. металлах. Кривые а—е для о. ц. к. поликристаллов (рис, 141,6), так же как и для г. ц. к. поликристаллов (см. рис. 139,6), чувствительны к величине зерна более мелкозернистый металл имеет более высокий предел текучести и более интенсивно упрочняется при деформации. [c.233]

Описать кривую напряжение — деформация поликристаллов сложно, поскольку требуется статистическое усреднение диаграмм деформации каждого зерна-монокристалла и учет влияния на упрочнение границ зерен. Для вывода уравнения кривой а — е необходимо в первую [c.114]

В отличие от монокристаллов уже на ранних стадиях деформации поликристаллов границы зерен препятствуют движению дислокаций, что приводит к первичному параболическому упрочнению вместо стадии легкого скольжения. Линейные участки кривых на второй стадии упрочнения для моно- и поликристаллов, согласно [5, 252], практически параллельны, третьи стадии параболического упрочнения также во многом схожи. Причем характерное для ГЦК-монокристаллов влияние температуры и величины энергии дефекта упаковки на наличие [c.117]

Вернемся к анализу модели поликристалла без изотропного упрочнения и рассмотрим случай неизотермического деформирования. На рис. 2.32 сплошными линиями показаны расчетные кривые мгновенного пластического деформирования поликристалла при различных температурах Tq < < Т . При этом зависимости [c.109]

При резком снижении а экспериментально и с помощью модели поликристалла можно получить участок обратной ползучести, когда < О (сплошная кривая на рис. 2.35 для д/оу = 0,28). Такое поведение материала вообще не может быть описано теорией упрочнения и объясняется влиянием внутренних напряжений в системах скольжения. Возникающие при о/оу = 1,32 внутренние напряжения после резкого снижения а преодолевают действие малых по абсолютному значению т в системах скольжения, что приводит к смене знака Уп. Аналогичным образом объясняется возрастание по абсолютному значению скорости ползучести при смене знака а (штриховая линия на рис. 2.35 для д/Оу = —1,32), что также согласуется с известными экспериментальными данными [39, 48]. [c.112]

В теориях ползучести собственно деформация ползучести обычно рассматривается независимо от мгновенной пластической деформации и не учитывается их взаимное влияние. Однако эксперименты показывают [39, 48], что такое влияние имеет место. Аналогичный результат дает модель поликристалла. В частности, описываемый моделью процесс ползучести при а/оу = 1,32, в течение которого накапливается деформация == Ю,4еу (рис. 2.36), приводит К упрочнению материала. При последующем быстром нагружении участок ВС кривой пластического деформирования проходит выше участка, который получается параллельным горизонтальным переносом участка первоначальной кривой мгновенного пластического [c.112]

Вид кривых растяжения чистых поликристаллов с различными решетками качественно аналогичен. После участка упругой деформации наблюдается параболическое упрочнение [c.124]

Если сравнить кривые нагружения металлов с ОЦК- и ГЦК-решетка-ми с поправкой на модуль сдвига и температуру плавления (рис. 3.11) то, кривые упрочнения ОЦК-поликристаллов лежат значительно ниже, чем для плотноупакованных металлов. Кроме того, железо, молибден и ниобий подвергаются деформационному упрочнению (судя по наклону кривых) практически с одинаковой скоростью, но менее интенсивно, чем любой из металлов с ГЦК-решеткой. Поскольку эффекты модуля и температуры исключены, то различия в деформацион- [c.119]

В случае изотропного упрочнения поликристалла на взаимодействие этих факторов дополнительно накладывается влияние роста в системах скольжения в процессе деформирования. На рис. 2.38 показаны кривые деформирования изотропно упрочняющегося поликристалла при знакопеременном нагружении с амплитудой ст = =, -tl,5(Ty, рассчитанные с учетом (сплошные линии) и без учета (штриховые линии) ползучести. В расчете принято, как и ранее, G = 0,01Go, R = 0,02Go/t , рТт = 5, а напряжение а изменяется на величину Су за безразмерное время Л= 0,2-10 . Несмотря на уменьшение размаха неупругой деформации благодаря изотропному упрочнению, ползучесть приводит к нарастанию деформации в направлении первоначального нагружения. [c.114]

Особенности кривых деформационного упрочнения поликристаллов связаны в первую очередь с наличием границ зерен и различной их ориентировкой. Стадия легкого скольжения, естественно, всегда отсутствует, и с самого начала пластической деформации происходит резкое упрочнение, связанное со скоплением дислока- [c.124]

Наиболее важным результатом повышения температуры для поликристаллов является снижение коэффициента упрочнения на HI стадии из-за облегчения поперечного скольжения (на I и И стадиях dtldg также снижается из-за уменьшения модуля сдвига, но эффект очень невелик). Это приводит к тому, что кривые растяжения поликристаллов при разных температурах могут заметно различаться по степени деформационного упрочнения и уровню напряжений течения (рис. 62). [c.128]

Легирующие элементы, вызывающие образование избыточных фаз, усиливают деформационное упрочнение с самого начала пластического течения. При наличии достаточно большого количества дисперсных выделений стадия легкого скольжения может быть полностью подавлена, и кривая упрочнения монокристалла оказывается по виду такой же, как -у поликристалла. По мере деформация таких сплавов степень упрочнения может даже на начальных этапах возрастать за счет образования дислокационных петель между частицами и соответствующего уменьшения эффективного расстояния между ними. Частицы второй фазы затрудняют как консервативное скольжение дислокаций, так и некон-серватив1Ное их движение — поперечное скольжение я переползание. Поэтому они способствуют увеличению коэффициента упрочнения и росту напряжений течения на всех стадиях дефор Мации и практически при всех температурах (хотя, конечно, с повышением температуры их упрочняющее действие ослабляется). [c.133]

Наибольшее упрочнение поликристаллов наблюдается в начальный период деформации, т. е. до момента развития процесса переползания дислокаций. С повышением температуры переползание дислокаций облегчается и участок интенсивного упрочнения укорачивается. Кроме того, сокращается инкубационный период развития процесса рекристаллизации. Поэтому с повышением температуры интенсивность упрочнения на начальном участке кривой упрочнения уменьшается. Экспериментальные кривые Ог = (г з) при 1000° С и особенно при 900° С имеют начальный участок относительно большого упрочнения. Очевидно, деформационное упрочнение, появляющееся в начальные моменты де( юрмации, не снимается полностью рекристаллизацией, как это было при температурах свыше 1000° С. Для всех сплавов максимум на кривой упрочнения с повышением температуры достигается при более высоких деформациях. Так, у сплава ВТ15 при 900° С максимум СТ появился при % = 20%, а при 1200° С максимум СТ при ф = 40%. [c.73]

В работах [328, 330, 332, 339, 3551 было показано, что описание-кривой нагружения ОЦК-поликристаллов уравнением параболического типа (3.57) значительно расширяет возможности экспериментального изучения процесса деформационного упрочнения. Обобщением-результатов этих работ, а также ряда литературных данных [9, 289,, 290] является общая схема деформационного упрочнения поликристал-лических ОЦК-металлов и сплавов [47, 48] (рис. 3.33), которая отражает сложный многостадийный характер процесса, обусловленный поэтапной перестройкой дислокационной структуры при деформации. Считается, что перестройка структуры (от относительно однородного распределения дислокаций через сплетения и клубки к дислокационной ячеистой структуре) вызывает соответствующее изменение внутренних напряжений [2961, следовательно, и параметров процесса деформационного упрочнения. Данная схема основывается на анализе и обобщении результатов механических испытаний и структурных исследований, проведенных на десяти сплавах ОЦК-металлов [47, 481, которые различались по величине модуля упругости, энергии дефекта упаковки, наличию дисперсных упрочняющих фаз, уровню примесных элементов и размеру зерна (в пределах одного сплава). В частности, были исследованы при испытаниях на растяжение в интервале температур 0,08—0,5Гпл однофазные и дисперсноупрочненные сплавы-на основе железа (армко, сталь 45, Ре + 3,2 % 81), хрома, молибдена (МЧВП с размером зерна 100 и 40 мкм, Мо Н- 4,5 % (об.) Т1М, ЦМ-10-и ванадия (технически чистый ванадий), а также сплавы ванадия и ниобия с нитридами соответственно титана и циркония [95]. [c.153]

В начале циклической деформации наноструктурные материалы проявляют значительно менее короткую стадию быстрого уц-рочнения по сравнению с обычными поликристаллами. Тем не менее на рис. 5.19 и 5.20 некоторое упрочнение заметно. Для полученных кривых характерно экспоненциальное упрочнение [c.217]

Рис. 52. Кривая деформационного упрочнения моно- и поликристалли-ческого металла с ГЦК решеткой

На рис, 2,26 сплошной линией показана расчетная кривая мгновенного пластического деформирования при растяжении поликристалла с упругоизотропными зернами, имеющими коэффициенты Пуассона v = 1/3 и анизотропного упрочнения G = 0,01 Gq. Кривая построена в относительных координатах <-рЧеу и о/а , где гу п Оу — деформация и напряжение, соответствующие пределу пропорциональности материала. При проведении расчета задавались компоненты девиатора условной деформации в макроосях Eh = Y, Е22 = 33 = —Y/2, 12 =>= Е23 = з = О, причем значение Y мо- [c.104]

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]

Один из важных моментов исследования неупругого деформирования материала состоит в изучении знакопеременного нагружения после предварительной пластической деформации. На рис. 2.27 сплошной линией отмечена расчетная кривая мгновенного пластического деформирования при растяжении, последующем сжатии и снова растяжении поликристалла, состоящего из упругоизотропных зерен с анизотропным упрочнением. Существенная особенность этой кривой заключается прежде всего в том, что рабочая точка в координатах 8замкнутую траекторию после повторного растяжения поликристалла до максимального значения которое было достигнуто в конце первоначального этапа пластического деформирования. Кроме того, при каждой смене направления деформирования рабочая точка движется по траектории, которую можно построить по кривой первоначального пластического деформирования a = f(e(p>), если в 2 раза увеличить масштаб построения по осям координат, [c.106]

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]

Если бы внутренние напряжения в системах скольжения не ре-лаксировали, то теории упрочнения и модель поликристалла описывали ползучесть при скачкообразном изменении сг одинаковым образом. Однако процесс релаксации частично снимает достигнутое упрочнение, и модель обеспечивает большее значение . Характерно, что результаты известных экспериментов по ползучести при ступенчатом возрастании а [39] описываются кривыми, лежащими выше кривых, которые следуют из теории упрочнения. По той же причине отличие от теории упрочнения и лучшее согласование с экспериментом дает модель поликристалла и при ступенчатом уменьшении а. В этом случае кривая ползучести по теории упрочнения (штрих-пунктирная линия на рис. 2.35 для а/оу = 0,83) проходит выше штриховой линии, которая получается из расчета по данной модели. [c.112]

Хотя иринциниальпо множественное скольжение — наиболее простой путь, энергетически он невыгоден и дает наименьшую эффективность диссипации упругой энергии. Об этом говорит вид кривой течения монокристалла (рис. 24). Эффективная релаксация напряжений происходит только на стадии легкого скольжения, когда действует одна его система. Вторая стадия (множественное скольжение) характеризуется высоким деформационным упрочнением. Данные 171] показывают если в поликристалле удается йзбен ать внутри зерен множественного скольжения, то сопротивление деформации существенно снижается (соответственно повышается диссипацця упругой энергии). На рис. 25, 26 приведены концентрационные зависимости сопротивления деформации (растя-н ением) и параметров уравнения Петча для поликристаллов сплавов Си — А1. Видно, что на пределе текучести эти зависимости имеют нормальный вид, с ростом концентрации твердого раствора [c.88]

Рассмотрим более детально закономерности упрочнения. Зависимости о = /(е) поликристаллов с разным размером зерна представлены на рис. 5.7. Очевидно, что стадийность кривых течения является общим свойством поликристаллов в интервале размеров зерен 20—2000 мкм (интервал соответствует изменению размера зерна на два порядка). Упорядоченное состояние сплава характеризуется более четким различием стадий и возрастанием 0 на переходной, в разупорядоченном сплаве на этой стадии 0 уменьшается. Влияние размера зерна в упорядоченном состоянии значительно слабее. При размерах зерна более 1500 мкм зависимость о = /(е) начинает приобретать черты монокристалличности. [c.136]

Таким образом, соотношения Бэлла справедливы не только для монокристаллов чистых металлов, но п для упорядочивающихся моно- и поликристаллов сплавов. Есть, следовательно, все основа-ппя полагать, что непрерывность коэффициента деформационного упрочнения является общим свойством кривых течения. Выполнимость соотношений Бэлла свидетельствует о глубокой связи стадий деформации. В отличие от чистых металлов коэффициент парабо-личности в упорядоченном сплаве более сложным образом зависит от приведенной температуры. Это свидетельствует о существенной ])оли иных, нежели в чистых металлах, дислокационных механиз-ix, ответственных за термически активируемую часть иластиче-)й деформации. [c.141]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...