Плоскость легкого скольжения

В однофазных о. ц. к. и г. ц. к. поликристаллах скольжение в смежном кристаллите происходит относительно легко, так как из-за большого числа систем скольжения в соседних кристаллитах всегда найдется благоприятная ориентировка для скольжения. Барьерное упрочнение в таких металлах не будет эффективным вплоть до высоких напряжений. В указанном случае различие в упрочнении и пластичности моно- и поликристаллов будет не столь резким. Барьерное упрочнение важно для металлов с гексагональной решеткой, деформируемых при комнатной температуре. В этих условиях есть только одна плоскость легкого скольжения, и лишь немногие зерна ориентированы благоприятно по отношению к приложенному напряжению. Поэтому гексагональные монокристаллы, ориентированные для базисного скольжения, медленно наклепываются вплоть до значительных деформаций, а поликристаллические образцы (рис. 137) упрочняются гораздо быстрее. Пластичность поликристалла значительно меньше пластичности монокристалла. С повышением температуры возможно скольжение в плоскостях, кроме базисной (см. гл. III и IV), при этом поликристаллические образцы проявляют большую пластичность и меньшую склонность к наклепу. [c.226]

Вследствие влияния соседних зерен деформирование каждого зерна не может совершаться свободно и начнется, когда напряжения превысят предел упругости. Сначала пластическая деформация может происходить лишь в отдельных зернах, у которых плоскости легкого скольжения совпадают с направлением максимальных касательных напряжений (под углом 45 к направлению приложенных сил). Кроме сдвига, происходит и поворот частей зерна. При повороте плоскостей сдвиг облегчается. Смещение и поворот зерна приводят к повороту других зерен, в которых начинается процесс пластической деформации (рис. 17). [c.24]

Закон Шмида проще всего может быть проверен на кристаллах с ГПУ-решеткой, имеющей одну плоскость легкого скольжения. На рис. 1.4 представлены экспериментальные результаты [5] измерения кри- [c.12]

Видно, что увеличение анизотропии материала как вследствие изменения способа формования при облучении материала, так и после термомеханической обработки готового графита (ГМЗ) ведет к росту деформации ползучести в направлении параллельном преимущественному расположению кристаллографической оси с, т. е. перпендикулярно к плоскостям легкого скольжения (00/). Деформация ползучести ориентированных параллельно и перпендикулярно образцов анизотропного английского реакторного графита марки PGA (рис. 3.39) также различается в перпендикулярно ориентированных образцах деформация выше [182]. [c.147]

А) Неверно. Пластичность материала определяется числом плоскостей легкого скольжения в кристаллической решетке. [c.118]

С) Неверно. Решетка ГПУ имеет меньше плоскостей легкого скольжения, чем ОЦК. Следовательно, в состоянии а титан менее пластичен. [c.122]

Однако из-за анизотропии кристалла существуют плоскости легкого скольжения, которые будут действующими плоскостями скольжения. Различие механизмов скольжения краевых и винтовых дислокаций приводит к [c.136]

Пластическая деформация металлов и сплавов как тел поликри-сталлических имеет некоторые особенности по сравнению с пластической деформацией одного зерна (монокристалла). В поликристал-лическом металле зерна, а следовательно, и плоскости легкого скольжения имеют различную ориентировку, в структуре всегда присутствуют неметаллические включения, микропоры и другие дефекты. Вследствие влияния соседних зерен деформирование, каждого зерна не может совершаться свободно. Пластическая деформация начинается тогда, когда действующие напряжения превысят предел упругости. Сначала пластическая деформация может происходить лишь в отдельных зернах с благоприятной ориентировкой, у которых плоскости легкого скольжения совпадают с направлением максимальных касательных напряжений. Для одноосного растяжения такие плоскости расположены под углом 45° к направлению приложенных сил (рис. 67). [c.127]

При линейном растяжении поликристаллического образца (см. рис.. 6) после определенной упругой деформации, которая захватит все зерна, в некоторых из них начнется пластическая деформация. Из курса сопротивления материалов известно, что при линейном растяжении в образце развиваются тангенциальные (касательные) напряжения. Они достигают наибольшей величины в направлениях под 45° к оси растяжения. По этой причине те зерна в образце, у которых направления и плоскости легкого скольжения расположены под углом в 45° к оси растяжения, начнут деформироваться пластически, в то время как в других кристаллах, расположенных иным образом, будет продолжаться упругая деформация. Пластически деформируемые зерна будут упрочняться — наклепываться, и, кроме того, в ходе деформирования всего образца их ориентировка будет меняться. По этим причинам после растяжения образца на некоторую величину действующие напряжения оказываются не в состоянии вызывать в них пластическую деформацию, и они вновь начнут деформироваться упруго. Но к этому моменту другие зерна, которые пока деформировались только упруго, в ходе растяжения образца изменили свое расположение. У некоторых из них направления и плоскости легкого скольжения оказались под углом в 45° к оси растяжения, и эти зерна начали деформироваться пластически. По мере общего удлинения образца в ходе растяжения пластическая деформация захватывает все новые и новые зерна. Если напряжения растяжения будут увеличиваться, то пластическая деформация может происходить во всех зернах, в том числе и в тех, которые ориентированы самым неблагоприятным для данных условий образом. При деформации поликристал-лических образцов скольжение и двойникование могут происходить не только по плоскостям и направлениям наиболее легкого деформирования, но и по некоторым другим системам. Такая усложненность пластической деформации вызывает быстрое упрочнение металла. [c.44]

Для сплава одного и того же состава или однородного чистого металла влияние сил междуатомного сцепления должно быть постоянным, и, следовательно, главным фактором, влияющим на изменение твердости, будет наличие плоскостей легкого скольжения— анизотропии кристаллов. [c.445]

Анизотропия объясняется неравномерностью расположения атомов. Между плоскостями, в которых произошла концентрация атомов, ослабляется связь и образуются плоскости легкого скольжения. [c.445]

Ступенчатый вид кривых изменения деформации во времени (рис. 145) свидетельствует о сильном барьерном эффекте границ зерен в титановых сплавах с а- и а -структурой. Это свойственно всем металлам с плотно-упакованной гексагональной решеткой при комнатной температуре, так как у них имеется только одна плоскость легкого скольжения. [c.238]

В кристаллах с объемно-центрированной кубической решеткой (рис. 4.14,6) основными плоскостями возможного скольжения являются плоскости 110 , а направлениями — <1И>. Легко сообразить, что общее число основных систем скольжения также составит 12 — это шесть плоскостей (ПО) и в каждой плоскости — по два направления скольжения [111]. [c.131]

В гексагональных кристаллах (рис. 4.14,а) плоскостями скольжения являются плоскости базиса 0001 , а направлениями легкого скольжения — направление <1120>, т. е. имеет место одна плоскость скольжения (0001) и три направления скольжения типа [1120] — всего три основные системы скольжения. [c.131]

На стадии легкого скольжения основной вклад в деформацию дают дислокации, вышедшие на поверхность кристалла, что подтверждается экспериментально [10]. На этой стадии (площадка текучести на кривой напряжение — деформация) пластическая деформация растяжения отожженного технического железа [33] происходит путем лавинообразного течения, как это установлено наблюдениями линий скольжения на поверхности и методом дифракционной электронной микроскопии. По данным работы [34 ], в ходе легкого скольжения сдвиг не продолжается по тем плоскостям, где он уже происходил, так как легче активировать источники дислокаций в новых (неупрочненных) плоскостях скольжения. [c.46]

В стадии легкого скольжения дислокации беспрепятственно перемещаются в плоскости скольжения и многие из них могут выходить на поверхность кристалла. Исходная плотность дислокаций в отожженных ГЦК-кристаллах, полученная с помощью трансмиссионного электронного микроскопа, составляет 10 — 10 см [101]. Часть этих дислокаций расположена беспорядочно в виде сетки Франка, остальные — в виде малоугловых границ. На этой стадии скольжение развивается только по одной системе плоскостей, упрочнение мало. [c.21]

В стадии линейного упрочнения линии скольжения короче и расположены менее регулярно, чем на стадии легкого скольжения. Длина L линий скольжения и расстояния между ними составляют примерно 10 —10" см. Скольжение развивается по нескольким системам плоскостей. С увеличением степени деформации длина линий скольжения уменьшается. [c.22]

На начальной стадии пластическая деформация монокристалла осуществляется движением дислокаций по одной системе плоскостей — стадия легкого скольжения (рис. 52). Дислокации на этой стадии перемещаются сравнительно беспрепятственно на большие расстояния, обеспечивая прогрессивную деформацию без значительного роста действующих напряжений (стадия / деформационного упрочнения). После этого начинается стадия множественного скольжения—движение дислокации в двух и более системах. На этой стадии после значительной деформации дислокационная структура металла сильно усложняется и плотность дислокаций ( лес дислокаций) возрастает по сравнению с исходным состоянием на четыре — шесть порядков, достигая 10 — 10 см . Вследствие упругого взаимодействия между дислокациями сопротивление их движению сильно возрастает (см. рис. 52) и для их продвижения внешнее напряжение должно резко возрасти (стадия II деформационного упрочнения). Под влиянием все возрастающего напряжения развивается поперечное скольжение винтовых дислокаций, т. е. скольжение с переходом из одной разрешенной плоскости скольжения в другую. Это приводит к частичной релаксации напряжений, аннигиляции отдельных дислокаций разного знака и группировке дислокаций в объемные ячейки, внутри которых плотность дислокаций меньше, чем в стенках ячеек. Наступает III стадия деформации, когда происходит так называемый динами- [c.72]

Образованию и перемещению пачек скольжения в зернах предшествует лавинообразный процесс передвижения дислокаций по определенным плоскостям-системам скольжения в кристаллической решетке. Системы скольжения включают те параллельные плоскости, по которым могут передвигаться дислокации. Насчитывается до трех действующих систем. Наиболее легкие условия скольжения в первой, самые трудные — в третьей. [c.16]

При наибольшем напряжении ае в кристаллах появляется первый локальный район пластической деформации в виде одной или нескольких линий скольжения. В этот момент сопротивление деформированию резко падает до значения вследствие чего на диаграмме наблюдается острый пик текучести. На второй стадии легкого скольжения происходит фронтальное распространение линий Людерса по всей длине кристалла в первичных плоскостях. На этой стадии деформация происходит скачкообразно и при постоянном напряжении. По-видимому, пики напряжений на этом участке соответствуют моменту зарождения нескольких новых линий скольжения, а минимумы — выходу на поверхность образца дислокаций, образующих, эти [c.362]

На рис. 77 показано сечение указанной структуры плоскостью, х у, перпендикулярной плоскости скольжения дислокаций xz (z = 0 р/рмакс = = 1/2 Ajr = 4Лу). Приведенные дислокационные структуры имеют форму жгутов, вытянутых в направлении распространения винтовых участков дислокационных петель, что типично при пластической деформации ОЦК-и ГЦК-металлов на стадии легкого скольжения. В [201] показано, что образующаяся периодическая структура устойчива, а также сделаны количественные оценки параметров структур. В частности, установлено, что максимальная плотность дислокаций в жгутах Рмакс в 20 раз превышает плотность дислокаций роста ро. [c.113]

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]

Рис. 5.2. Системы скольжения в металлах с ГЦК (а), ОЦК (б) и ГП (в) решетками плоскости наиболее легкого скольжения заштрихованы

Чем меньше величина вектора Бюргерса Ь и больше расстояние а между плоскостями в нормальном к плоскости скольжения направлении, тем меньше критическое касательное напряжение тп-н- Небольшое увеличение параметра а/Ь сильно влияет на тп-н- Так, для случая, разобранного в п. 1, при а/Ь,= 1 тп-н=2,5-10- G, а при ajh—1,5 тп—н 2,1 1(>- G, т. е. уменьшается почти в 100 раз. Поэтому наибольшей подвижностью обладают дислокации с малым вектором Бюргерса, лежащие в атомных плоскостях, расстояние а между которыми наибольшее. В частности, для плотноупакованных плоскостей величина тп-н будет наименьшая, а межплоско-стное расстояние наибольшее. Эти плоскости и являются плоскостями легкого скольжения. [c.63]

Барьерное упрочнение для чистых ГЦК-металлов невелико, так как среди большого числа систем скольжения, близких друг к другу в связи с особенностями симметрии этих кристаллов, в соседнем зерне всегда найдется благоприятная для скольжения ориентировка [14, 252]. В ОЦК-металлах механизм эстафетной передачи деформации через границы зерен дополнительно затрудняется из-за повышенной склонности этих металлов к сегрегации примесей внедрения [9]. Барьерное упрочнение, как отмечается в [14], более эффективно для металлов с гексагональной решеткой, деформируемых при комнатной температуре. В этих условиях есть только одна плоскость легкого скольжения, и лишь немногие зерна ориентированы благоприятно по отношению к приложенному напряжению. Поэтому монокристаллы с ГПУ-решеткой, ориентированные для базисного скольжения, медленно наклепываются вплоть до значительных деформаций, а поликристалли-ческие образцы упрочняются значительно быстрее. [c.114]

Как известно, титановые сплавы обладают значительной анизотропией сопротивления сдвигу по различным плоскостям кристаллической решетки. Количество плоскостей легкого скольжения в кристаллической решетке титана (г.п.у) значительно меньше, чем у металлов с кубической решеткой (о.ц.к., г.ц.к). В связи с этим при испытании образца во внутренних объемах металла возникновение скольжения в благоприятно ориентированных по отношению к действующему усилию элементах структуры (зернах, фрагментах) будет затрудняться окружающими неблагоприятно ориентированными структурными составляющими. 6 поверхностных слоях в благоприятно ориентированных элементах структуры нет препятствий для возникновения скольжения и появления на поверхности ступени сдвига. В связи с этим при одной и той же суммарной деформации на поверхности и во внутренних объемах образца соотношение между упругой и пластической составляющими может быть различным. В этих условиях требуются значительные деформации, чтобы и во внутренних слоях образца доля пластических деформаций стали близка к величине пластической деформации на поверхности. Это положение и определяет, по нашему мнению, что степень повреждаемости поверхностных слоев-металла при малоцикловом нагружении зависит не только от размеров элементов структуры, но и от внутрикристал-лического строения металла (в частности, от количества плоскостей лег- [c.192]

Следовательно, оценка особенностей разрушения бериллия при помощи критерия (2.44) позволила выявить наличие существенно слабого звена в этом металле - низкой прочности вдоль плоскостей базиса. Экспериментально многократно подтверждено [82-85], что разрушение бериллия развивается именно вдоль плоскостей базиса. Для объяснения этого факта привлекают модель разрушения Гилма-на-Рожанского-Стро [85], рис. 6.5, которая показьшает, что при анизотропии скольжения дислокаций в плоскостях базиса и призмы, а также при наличии моищых препятствий, в качестве которых могут выступать выделения интерметаллидов или оксидов, часть дислокационной стенки может затормозиться. При этом возникает микротрещина. Поскольку для скольжения дислокаций в плоскости базиса требуются наименьшие напряжения, т. е. она является плоскостью легкого скольжения, то и трещины в этом случае возникают именно между плоскостями базиса. [c.278]

Мартенситное превращение протекает по бездиффузионному, сдвиговому механизму. Под действием напряжений, возникающих при быстром охлаждении сплава, в кристаллической решетке аустенита происходит сдвиг по плоскостям легкого скольжения 111 с одновременной у -> а перестройкой. Отличительными особенностями мартенситного превращения являются бездиффузионность и ориентированность (иглы мартенсита находятся под определенными углами относительно друг друга в соответствии с расположением плоскостей легкого скольжения в аустените). [c.72]

При последующем увеличении концентрации молекул п они выстраиваются плотно вертикально (фаза III) и коэффициент трения вновь снижается до минимума. Он не меняется и в случае, когда молекулы выстраиваются во второй ряд (фаза IV) и образуют последующие полимолекулярные слои. Характерным является то, что наименьщее трение наблюдается лишь в том случае, когда на поверхностях пар трения образовывались слои с плоскостями легкого скольжения, направленными вдоль действующей внешней силы (фазы /, III и IV). [c.78]

В работе [51] спектральным методом в изотропном твердом теле была обнаружена генерация второй сдвиговой гармоники в сдвиговой волне конечной амплитуды, которой не должно было бы быть согласно пятиконстантной нелинейной теории упругости. Эта гармоника при прочих равных условиях оказывается существенно (на порядок и более) меньшей по амплитуде, чем гармоника продольной волны, но наблюдать ее несложно. В ряде случаев, в особенности если образец представляет собой кристалл с выраженными пластическими свойствами и на него оказывается локальное воздействие (например, приложение сосредоточенной силы), а также в случае, когда поперечный звук распространяется вдоль плоскости легкого скольжения, эффект генерации такой запрещенной гармоники значительно возрастает. [c.299]

На начальной стадии пластическая деформация монокристалла осуществляется движением дислокаций но одной системе плоскостей—стадия легкого скольжения. Дислокации на этой стадии перемещаются сравнительно беспрепятственно на большие расстояния, обеспечивая прогрессивную деформацию без значительного роста действующих напряжений (стадия I деформационного упрочнения). После стадии единичного (легкого) скольжения начинается стадия множественного скольжения — движение дислокации в двух и более системах. На этой стадии после значительной деформации дислокационная структура металла сильно усложняется и плотность дислокаций возрастает по сравпепшо с исходным состоянием на 4—6 порядков, достигая см" . [c.46]

На шероховатой горизонтальной плоскости легких брусок веса Р=40Н, соединенный с грузом веса G = 20H посредством переброшенной через идеальный блок нерастяжимой невесомой нити. С помощью пружины жесткости с=1кН/м брусок связан с неподвижной стеной. Определить минимальпое значение /тш коэффициента трения скольжения между бруском и плоскостью, при котором брусок будет находиться в равновесии, а деформация пружины равна 1 см. Массой блока пренебречь. [c.150]

Структурный механизм этой реакции можно понять, рассмотрев рис. 10.7. На этом рисунке показана плотноупакованная плоскость (111). Скольжение происходит именно по этой плоскости в направлении [101]. Однако если рассматривать соскальзывание плоскостей как совместное движение перекатывающихся атомов, то более легким может быть перемещение от В к С и далее к В (В- -С В), чем прямо от В к В (В->В). Поэтому перемещение в направлении [101] может соответствовать зигзагообразному движению атомов попеременно в направлениях [211] и [112], что и приводит к диссоциации упомянутой выше единичной дислокации на две частичные с векторами Бюргерса, соответствующими соотношению (10.29). [c.243]

Для г. п. у. кристаллов расчет по схеме Тейлора невозможен, так как монокристаллы и кристаллиты поликристалла деформируются по разным схемам, причем для поликристалла двойникование, сбросообразование и небазисное скольжение играют основную роль, а легкое скольжение по базисным плоскостям затруднено. [c.238]

В зависимости от расположения плоскости легкого сдвига по отношению к дей-ствующи м нагрузкам в титане скольжение проходит в первую очередь по плоско-стям 10Т0 И [10Т1 с направлением < 1120 >, [c.18]

Доказательством того, что причиной столь большой величины Афст является не просто нарушение окисных пленок в местах I выхода плоскостей скольжения, служит очень малая величина I разблагораживания потенциала на стадии легкого скольжения, хотя число активных центров на этой стадии максимально возрастает. Значительное разблагораживание потенциала и рост анодного тока наблюдались только на стадии интенсивного деформационного упрочнения и коррелировали с его величиной. Если принять расчетную величину Аф = 105 мВ, то это при измерениях на стали 18-8 в потенциостатическом режиме [58] должно дать увеличение скорости анодного растворения в Ai/i a = = exp Аф /Ь = 3,3-10 раз. Это примерно соответствует величине ускорения анодного растворения в 10 раз, полученной в работе [58]. [c.78]

Доказательством того, что причиной такой большой величины Дфст является не просто нарушение окисных пленок в местах выхода плоскостей скольжения, служит очень малая величина разблагораживания потенциала на стадии легкого скольжения, хотя число активных центров на этой стадии максимально возрастает. Значительное разблагораживание потенциала и рост анодного тока наблюдались только на стадии интенсивного деформационного упрочнения и коррелировали с величиной упрочнения. Если принять расчетную величину Аф = 105 мВ, то это при [c.79]

Вид кривых деформации для усов различных ориентаций и при различных температурах различен. Ниже 1100—1300° С усы всех ориентаций разрушались хрупко. На рис. 163 показана диаграмма деформации нитевидного кристалла типа С (см. рис. 159) диаметром 5 мкм, испытанного при 1200° С. Диаграм-ма типична для хрупкого разрушения. Выше 1100—1300° С разрушение пластичное. На рис. 164 показана диаграмма деформации пластинки типа А (см. рис. 159) при растяжении при температуре 1600° С. Здесь видны зуб текучести и область легкого скольжения, соответствующая прохождению двух полос сдвига через кристалл. Следует отметить, что пластичное разрушение наблюдается только на усах типа Ау и Ла (см. рис. 159), так как только в них могут работать две системы скольжения сапфира — базисная и призматическая. В кристаллах С базисная плоскость перпендикулярна к оси действия нагрузки, поэто- [c.359]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...