Двойникование, плоскости и направлени

Пластическая деформация металла — это последовательное массовое перемещение атомов по определенным плоскостям и направлениям кристаллической решетки. Перемещение происходит в результате скольжения или двойникования атомных слоев металла по [c.80]

Плоскость двойникования К и направление сдвига (направление скольжения) rii, вектор которого лежит в плоскости К на рис. 77, а Ki соответствует плоскость (112), а направлению rii — направление [111] . Атомы, лежащие в плоскости Ki, не смещаются, поэтому ее называют первой неискаженной плоскостью. [c.134]

ВИДОВ имеется большее предрасположение. Последнее зависит от взаимного расположения плоскостей и направлений скольжения (двойникования) и направления действия внешних сил. [c.254]

Происходят ЛИШЬ В силу изменения взаимного расположения зерен в процессе взаимного перемещения их частей. Преодоление связей на границах зерен влечет за собой хрупкое разрушение. Постольку, поскольку ориентация плоскостей, в которых зерно предрасположено иметь скольжение или двойникование, по отношению к направлению внешней нагрузки в разных зернах различна, не все они сразу вступают в пластическую деформацию. В первую очередь подвергаются ей те зерна, в которых расположение вероятных плоскостей скольжения (двойникования) относительно направления внешних сил наиболее благоприятствует возникновению пластической деформации. Предел текучести поликристалла может быть подсчитан методами математической статистики достаточно удовлетворительно. Наибольшее число зерен, одновременно включающихся в пластическую деформацию посредством скольжения, наблюдается в поликристаллическом металле, зерна которого имеют кубическую гранецентрированную решетку, ввиду того, что число плоскостей и направлений скольжения в кристаллах с такой решеткой велико. Этим объясняется и то, что характер протекания пластической деформации в монокристалле ближе к такому характеру в поликристаллическом металле с указанной кристаллической решеткой, чем в случае иных решеток. Постепенно, по мере увеличения напряжений, в пластическую деформацию вступают и другие зерна с менее благоприятной для нее ориентацией. [c.256]

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]

Рис. 11. Пространственное изображение основных кристаллографических плоскостей и направлений сдвигов и двойникования титана

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]

По современным представлениям, пластическое деформирование металла состоит в последовательном массовом перемещении атомов по определенным плоскостям и направлениям кристаллической решетки. Результатом перемещения являются процессы скольжения или двойникования атомных слоев металла относительно соседних по определенным кристаллографическим плоскостям (плоскостям скольжения) и направлениям (направлениям скольжения). Плоскостями скольжения в металлах обычно являются плоскости кристаллической решетки с наибольшей атомной плотностью. Вдоль [c.99]

Как и при обычном скольжении, при двойниковании соблюдаются определенные кристаллографические соотношения. Для решеток каждого типа характерны свои плоскости и направления двойникования (табл. 1). [c.715]

Пластическая деформация в монокристаллах может проходить путем скольжения и двойникования. Необходимо знать плоскости и направления скольжения в ОЦК, ГЦК и ГПУ решетках, а также дислокационный механизм скольжения. В поликристаллических металлах пластическая деформация начинается не одновременно во всех зернах. Уясните, с чем это связано и к чему приводит. Особое внимание уделите влиянию пластической деформации на структуру металлов и явлению наклепа. [c.5]

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]

Кроме отмеченных двух путей протекания пластической деформации, переходящей при возрастании нагрузки в пластическое разрушение (от среза), мыслим и иной характер работы материала, при котором после упругих деформаций до возникновения или после ничтожно малых пластических деформаций возникает разрушение от отрыва. То, что пластическое или хрупкое поведение материала зависит от взаимного расположения в пространстве направления действия сил и плоскостей отрыва, скольжения и двойникования, а также направлений скольжения и двойникования и величин предельных напряжений скольжения, двойникования и отрыва, можно проиллюстрировать таким примером. Монокристаллический цинковый стержень в случае, если ось его составляет 45° с плоскостями скольжения, обнаруживает очень большую пластичность — к моменту разрыва его можно растянуть в 10 и более раз. Если же в монокристаллическом цинковом стержне ось его составляет с указанными выше плоскостями 90°, то разрушение происходит, как у чисто хрупкого материала. [c.254]

В процессе пластической деформации атомы в кристаллической решетке смещаются на большие расстояния, чем при упругой деформации, причем это смещение становится необратимым. После снятия нагрузки в результате пластической деформации размеры и форма тела изменяются. Смещение атомов при пластической деформации может происходить скольжением (сдвигом) и двойникова-нием. Скольжение происходит по плоскостям и в направлении с наиболее плотной упаковкой атомов, где расстояния между соседними атомными плоскостями наибольшие, а силы взаимодействия между ними наименьшие, в результате чего сопротивление сдвигу также будет наименьшим. При двойниковании происходит такое смещение части зерна, при котором эта часть занимает зеркально-симметричное положение по отношению к несмещенной части зерна (см. рис. 1.18). [c.27]

Кристаллическое вещество в макроскопическом масштабе может состоять из Одного когерентного блока. Это будет то, что обычно называют идеальным монокристаллом. Строго говоря, идеальный монокристалл должен быть бесконечным во всех направлениях, однако из-за малости междуатомных расстояний и малости радиуса действия междуатомных сил влиянием поверхностных эффектов по сравнению с объемными эффектами для макроскопических кристаллов в большинстве случаев можно пренебречь. Отдельные кристаллы могут достигать колоссальных размеров. Известны кристаллы природных минералов (кварц, берилл) длиною более метра и весом более тонны. В реальных кристаллах возможны различные нарушения когерентности параллельное смещение вдоль плоскости АВ двух соседних кристаллических блоков на величину ба, не кратную периоду а структуры в направлении смещения (рис. 3.4, а), или Поворот на угол бф (рис. 3.4,6). Обычно кристаллы бывают мозаичными, т. е. состоящими из блоков, имеющих небольшую дезориентировку, измеряемую десятками секунд, минутами и долями градуса. Размеры блоков мозаики составляют обычно от Ю"" до 10 см. Часто встречаются двойники (рис. 3.4, в), т. е. два блока, симметрично расположенных относительно плоскости двойникования (плоскость EF). [c.66]

Как уже отмечалось в гл. П, пластическая деформация кристаллических тел может осуществляться не только скольжением, но и двойникованием. Двойникование для кристаллов с о. ц. к., г. ц. к. и г. п. у. решетками можно наблюдать при особых условиях деформирования. При этом металлографическими способами выявляются области, иначе травящиеся, чем окружающий матричный кристалл. Отличительными признаками этих областей являются прямолинейность и строгая кристаллографическая направленность двух параллельных границ. Дифракционными (рентгеновскими и др.) методами установлено, что эти области закономерно отличаются своей ориентировкой и расположением атомов относительно матрицы. Расположение атомов внутри этой области представляет собой зеркальное отражение расположения атомов в матричном кристалле (см. рис. 77,а). Плоскости зеркального отражения, пересечение которых с плоскостью шлифа имеют вид прямолинейных границ, являются плоскостями двойникования. Так, на рис. 77,а п б плоскостью двойникования является плоскость (112). Переориентированные области называют двойниками, а процесс их образования двойникованием. Двойники в кристаллах делятся на двойники роста (рост кристалла из расплава, в процессе рекристаллизации и отжига) и деформационные двойники. Двойникование при деформации — один из механизмов сдвиговой деформации. Для деформационного двойникования характерны высокие скорости и выделение энергии в форме звука с характерным потрескиванием в процессе деформации кристалла. Двойникование сопровождается скачкообразным изменением деформирующего усилия, [c.131]

Плоскости Ка (до деформации) и К2 (после деформации), пересекающие Ki по линии, перпендикулярной направлению сдвига rji (см. рис. 76) и составляющие с плоскостью К равные углы ф до и после сдвига в плоскости сдвига S, также не искажаются в процессе двойникования. Так, в о. ц. к. решетке (см. рис. 77, а) плоскости сдвига 5 соответствует (ТЮ), плоскостью К2 является (112), а плоскостью К2 —(552). Линией пересечения плоскостей К VL К2 данном примере является [110]. [c.134]

Направления т)2 и rj , лежащие вдоль линии пересечения плоскости сдвига S и плоскостей К2 или К2 соответственно, являются важными для описания геометрии двойникования характеристиками. В частности, для [c.134]

Деформация с инвариантной решеткой. На рис. 1.14, в показана схема деформации скольжением или двойникованием, причем — плоскость сдвига, d — направление сдвига. В результате деформации с инвариантной решеткой векторы из плоскости АК В переходят в плоскость АК В. Эти векторы вращаются, однако длина их остается неизменной. Длина векторов, направленных от линии АОВ влево от плоскости АК В, уменьшается в результате деформации, длина векторов, направленных в правую сторону, — увеличивается. В результате такой дополнительной деформации с инвариантной решеткой длина в направлении оси х, увеличенная при деформации Бейна, сокращается, а деформация вдоль главных осей становится равной 1. Плоскости А ОС и B OD, показанные на рис. 1.14,8, становятся информируемыми плоскостями. [c.26]

В заключение отметим существенную специфику другого вида пластической деформации — двойникования. В отличие от сдвиговой пластической деформации, основу протекания которой составляет работа дислокационного механизма, при двойниковании происходит образование так называемых двойников, т. е. таких незначительных прослоек в кристаллической решетке зерна, в которых кристаллографические направления и плоскости переориентированы в зеркально-симметричное положение относительно некоторой плоскости, называемой плоскостью двойникования (рис. 1.18, плоскость 1—I). Деформация двойникования происходит в тех случаях, когда она менее энергоемка, чем деформация скольжения. Двойники наблюдаются, например, в зернах отожженной меди. [c.23]

Разрушение от отрыва. Может случиться, что до того как возникнут условия для скольжения или двойникования нормальная составляющая напряжения в некоторой плоскости называемой плоскостью отрыва, достигнет предельного значения при котором преодолеваются силы взаимодействия между атомами лежащими по разные стороны от указанной плоскости, и направлен ные нормально к последней. В таком случае монокристалл разру шается вследствие отрыва одной его части от другой. Отрыву пред шествуют весьма небольшие чисто упругие деформации, обуслов- [c.252]

Кристаллографические теории приводят к хорошему совпаде-= нию с экспериментом для мартенсита в сталях, имеющего иррациональные габитусные плоскости, близкие к 3, 10, 15), при допущении, что эквивалентная деформация при инвариантной решетке является чистым сдвигом по плоскости 112 в направлении (111) мартенсита. Келли и Наттинг [74] методом электронной микроскопии тонких фольг провели прямое исследование тонкой структуры такого мартенсита и показали, что мартенситные пластины представляют собой пакеты тонких двойников с указанными плоскостью и направлением двойникования. Аналогичные результаты были получены для мартенсита с габитусом 225 , так что более правильной является модель, показанная на фиг. 236, а не на фиг. 23а. Толщина отдельных двойников может составлять всего лишь около 20 атомных диаметров, так что рентгеновским методом выявить их невозможно. Было установлено, что и в других случаях (например, в сплавах Си — А1) продукты мартенситного превращения также состоят из очень тонких пакетов двойников, и представляется весьма вероятным, что подобную структуру имеют продукты многих мартенситных превращений ). В то же время Келли и Наттинг [74] обнаружили, что мартенсит малоуглеродистых сталей представляет собой монокристальные иглы. [c.332]

Схема макроудлинения образца при растяжении в результате образования двойников показана на рис. 17. Видно, что при двойниковании происходит сдвиг одной части кристалла относительно другой вдоль определенной плоскости и направления двойникования. Плоскость [c.65]

S возможен только при растяжении. При сжатии кристалл цинка будет деформироваться путем сбросообра-зования. Наоборот, для кристалла Mg (с/а= 1,624) угол между базисной плоскостью и плоскостью двойни-кования уменьшается от 47 для Zn до 43° для Mg. Рассуждая аналогично, т. е. помещая левую часть монокристалла с базисной плоскостью параллельно действующему -усилию, убеждаемся, что по принципу Ле-Шателье можно получить двойникование только при сжатии, когда вектор 5 перехода плоскости Ki в Кч направлен против часовой стрелки в направлении пассивного захвата. Таким образом, для магния образование двойников следует ожидать при сжатии, а для цинка — при растяжении. Для металлов с еще меньшим соотношением осей, чем для магния (титан, цирконий), двойникование более сложное и наблюдается не только по плоскостям 10Г2 , но и по плоскостям 1122 и другим пирамидальным плоскостям (см. рис. 80, а). [c.140]

Плоскость двойникования и направление двойникования, удовлетворяюш ие критерию Боулза — Маккензи, совпадают с предполагаемыми элементами механического двойникования. Более примечательным примером является мартенситное превра-ш ение в сплавах золото — кадмий как установлено, конечная фаза в этом случае представляет собой пакет тонких двойников с плоскостью двойникования типа 111 ромбической решетки, а направление двойникования, как и предсказывает кристаллографическая теория, является иррациональным. Как уже указывалось, самые простые предположения относительно S в ряде мар-тенситных превраш,ений приводят к весьма хорошему совпадению между, теоретическими и экспериментальными данными, в других же случаях это не так. Изменение теоретических результатов можно получить, либо меняя элементы S, либо отказываясь от условия, что полное изменение формы является деформацией с инвариантной плоскостью. [c.322]

В качестве возможного объяснения того, почему простые теории не для всех превращений приводят к совпадению с экспериментальными результатами, был предложен сдвиг при инвариантной решетке, происходящий по иррациональным плоскостям или направлениям, однако прямых данных о существовании таких более сложных поверхностей раздела очень мало. Гипотезы двой-никования в сочетании с предположением о том, что оба двойника имеют эквивалентные ориентационные отношения с матрицей, часто требуют, чтобы направление двойникования было иррациональным, и это предсказание теории было подтверждено экспериментально в случае превращения кубической фазы в ромбическую в сплавах золото — кадмий. Однако, в то время как дислокационная модель допускает образование скользящей поверхности раздела из различных систем дислокаций, представляется маловероятным, чтобы такая поверхность могла образоваться из сочетания разных систем двойников. [c.332]

Плоскостью двойникования мартенсита для выбранного варианта ориентационных соотношений является плоскость (112) Ориентировка 2 получается зеркальным отражением ориентировки aj в этой плоскости. Интересно, что в случае кубической симметрии а-решетки плоскостями зеркального отражения становятся также плоскости (i21) а 1. (2li) а ], (111) а J (см. рис. 2.13). В [73] ЭТО быпо отмечено в отношении плоскости (121)д (121) у, проходящей через нормаль к плоскости (111)у и направление [iOll (входящие в ориентационное соотношение). [c.52]

Двойникование проявляется в повышении пла-стичпостп таким образом, что, изменяя ориентировку кристалла благодаря вызываемому двойникованием перекидыванию решетки, оно ставит плоскости и паправ-лення скольжения, уже исчерпанные в результате де-форл1ацип скольжения, в положения по отношению к направлению деформации, благоприятные для дальнейшей деформации путем [c.529]

Деформация, реализуемая посредством механического двойникования. В первом приближении механическое двойникование происходит по геометрической схеме, родственной скольжению. Всегда имеются плоскость двойникования, по которой осуществляется сдвиг, и направление сдвига. Так, у меди это (111) [112] в кристаллах с ОЦК решеткой обычно (112) [111] у ГПУ кристаллов работают многие ji TeMbi, например, у магния (1012) [10П] и дополнительно (lOTl) [1012], (1121) [ТГ26], (1122) [1123] или (112 ) [1122] в ромбоэдрической решетке висмута (1012) [1011] в тетрагональном индии (101) [101] и т. д. В отличие от простого сдвига двойникование полярно — сколь- [c.19]

Наблюдениями, проведенными с помощью электронного микроскопа над деформациями в небольших монокристаллах, состоявших на 99,99% из алюминия, при возраставших напряжениях, было установлено ), что сначала одна часть кристалла начинает скользить относительно другой по единственной плоскости на расстояние примерно в 2 ООО А (ангстрем А = = 10 с ). Затем движение по этой плоскости прекращается и скольжение возникает по другой плоскости, параллельной первой и отстоящей от нее на 200 Л. в дальнейшем скольжение возникает на следующих параллельных плоскостях, отстоящих одна от другой на такие же расстояния в 200 А, пока это движение не захватит все плоскости. Производя эксперименты с монокристаллами ртути, Андраде и Хатчингс ) обнаружили, что плоскости скольжения располагались через интервалы в 0,005 см, которые включали в своих границах примерно 200 ООО атомных плоскостей. Ртуть, кристаллизующаяся в ромбоэдрическую систему, обнаруживает скольжение по ромбоэдрическим плоскостям в направлении короткой диагонали, но часто деформация происходит также и путем двойникования (см. стр. 75, 76). При —180° С пластическая деформация путем двойникования происходит чаще, чем при —50° С. Скольжение в O -железе, имеющем объемноцентрированную кубическую решетку, направлено вдоль пространственной диагонали куба, но плоскости скольже- [c.66]

Пластическое течение в металлах происходит, когда на некоторых плоскостях решетки превышается сопротивление сдвигу. В таком случае скольжение протекает по этим плоскостям в направлении наиболее плотной упаковки атомов. В феррите это направление является диагональю куба (111). При комнатной температуре скольжение в феррите наиболее часто происходит по плоскостям (123) и во вторую очередь по плоскостям (ПО) и (112). При более низких температурах скольжение по двум последним плоскостям затрудняется (увеличивается твердость и хрупкость) до такой степени, что основным становится другой механизм деформации, а именно, двойникование (см. настоящую главу, с. 37). Многообразие возможностей деформации феррита означает, что в пределах зерна линии скольжения редко бывают прямолинейными в противоположность деформированному аустб1шту (ф. 644/6).. Ферритные зерпа покрываются более или менее изогнутыми линиями, идущими по одному или нескольким средним направлениям (ф. 599/6). Если новая система линий скольжения пер ёсекает образовавшуюся ранее, то величину скольжения можно определить по сдвигу линий, возникших первыми (ф. 599/4). [c.37]

В о. ц. к. монокристаллах скольжение происходит в плот-ноупакованных направлениях <111> по плоскостям типа ПО , 112 , 123 и в других иррациональных плоскостях, что подтверждается наблюдаемым карандашным скольжением. При низких температурах и высоких скоростях деформации происходит двойникование и преимущественное скольжение ограничивается плоскостью ПО . При комнатной и повышенной температурах скольжение наблюдается также в плоскостях 112 и 123 . [c.199]

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]

Показатели преломления являются осн. оптич. константами кристаллов и часто служат их диагностич. признаком. О методах измерения п см. в ст. Рефрактометрия, Рефрактометр, Ыммерсиоимый метод. Особую роль в К. играют исследования кристаллов в поляризац. микроскопе с помощью универсального вращающегося столика Фёдорова, к-рый позволяет наблюдать кристаллич. препарат в любом направлении и вращать его вокруг любой проходяш ей через него оси. Разработанная Фёдоровым методика позволяет, наблюдая погасания кристаллов при поворотах, определять ориентацию осей индикатрисы кристал.тгов относительно его граней, плоскостей спайности, двойниковых плоскостей, находить законы двойникования, из.мерять углы оптических осей, показатели преломления кристаллов (определяя смещение изображения при наклоннол прохождении света через кристаллич. пластинку известной толщины). [c.513]

Деформац. двойникование часто встречается у кристаллов средней и низшей категорий симметрии, имеющих сложные многоатомные элементарные ячейки, выраженную ковалентную составляющую межатомной связи. Наблюдается оно и у металлов, В металлах с гексагональной плотноупакованяой решёткой (Геке. ПУ) деформац. двойникование связано с ограниченностью набора действующих систем скольжения. Во мн. кристаллах гексагональной сингонии при низких темп-рах векторы Бюргерса дислокаций лежат в плоскости базиса, Такие дислокации не в состоянии осуществить сдвиг материала в направлении, перпендикулярном плоскости базиса. Если же он геометрически необходим, то произвести его может лишь независимая мода деформации, к-рой и является двойникование. Даже в пластичных металлах с Геке. ПУ решёткой, таких, как а — Т(, двойникование наблюдается на самых ранних этапах пластич. деформации (рис. 5). [c.633]

Технические процессы обработки металлов давлением осуществляются как в холодном, так и в горячем состоянии. Основными механизмами пластической деформации в горячем и холодном состоянии являются внут-ризеренное скольжение, двойникование, взаимное перемещение и поворот зерен. При пластической деформации происходит измельчение зерен металла, ориентация зерен вдоль преимущественного направления деформации, искажаются и заклиниваются плоскости скольжения, возникают напряжения между отдельными зернами, частями металла и др. [c.249]

Структура образцов или деталей из металлов и сплавов обычно состоит не из одного, а из многих кристаллических зерен, по-разному ориентированных. Пластическая деформация в пбликристалличе-ских телах осложняется разным направлением возможных плоскостей скольжения в разных зернах, несовершенствами строения кристаллической решетки и присутствием примесей на границах зерен. Кроме уже описанных скольжений, двойникований, перемещений атомов и разрушений в каждом зерне, зерна поворачиваются и скользят относительно друг друга. [c.57]

Прочность сапфировых волокон Тайко диаметром 0,25 мм на растяжение, а для стержней большего диаметра (3,2 мм) на сжатие для двух главных кристаллографических ориентаций показана на рис. 6, 7 [14]. Довольно значительное снижение прочности волокон на сжатие при повышенных температурах, несомненно, является одной из трудностей изготовления композиций с этими волокнами. Все волокна Тайко, использованные в работах, которые рассматриваются в данной главе, были С-водокнами, т. е. с направлением <0001 > вдоль оси волокна. Пластическое течение в сапфире при повышенных температурах может происходить по механизмам скольжения и деформационного двойникования [13, 17]. Базисное скольжение легко идет при температурах выше 900° С в образцах, ориентированных соответствующим образом относительно направления напряжений. Пламенно-полированные кристаллы, получаемые по Вернейлю, как правило, имели ориентацию, при которой базисные плоскости располагались под углом около 30° к оси стержня поэтому базисное скольжение обычно наблюдали при изгибе стержней (или при растяжении и сжатии параллельно оси стержня) при температурах [c.180]

V 8/3= 1,633, см. рис. 2.3, в), имеют три четко выраженных направления скольжения, лежащих в плоскости основания шестигранной призмы (рис. 2.20, в) и совпадающих с его диагоналями и сторонами. Для таких кристаллов реализуется так называемое базисное скольжение при трех независимых системах скольжения в плоскости основания. Для идеальной ГПУ решетки da = К 8/3 и плотность упаковки в основании и гранях пирамиды (заштрихованы на рис. 2.20, б) одинакова. Поэтому в ГПУ кристаллах с решеткой, близкой к идеальной, возникает и так называемое пирамидальное скольжение. В сплющенной решетке при с а < / 8/3 доминирует призматическое скольжение в плоскости граней шестигранной призмы [55]. В некоторых случаях неупругое деформирование ГПУ кристаллов происходит путем двойникования (рис. 2.21, а и б), когда в результате потери устойчивости исходной формы равновесия решетка переориентируется в объемах, размеры которых значительно превосходят межатомные расстояния 147]. Двойникование может иметь место и в кристаллах с ГЦК и ОЦК решетками [36]. [c.91]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...