Деформация монокристаллов - Скольжение

Характер деформации монокристалла путем скольжения виден (рис. 1.7) на образце из монокристалла сплава меди и алюминия, подвергнутом растяжению [56]. [c.16]

При незначительной деформации скольжение атомных слоев начинается по плоскостям, оптимально расположенным в направлении сдвига. С увеличением деформации скольжение распространяется и на другие плоскости, благодаря чему происходит последовательное распространение процесса пластической деформации по всему монокристаллу. При пластической деформации полированных образцов металла обнаруживают следы скольжения в виде линий скольжения ( у отдельных зерен), группирующиеся в пластинки, пачки, а затем по мере развития деформации в полосы скольжения. [c.81]

Так, в монокристаллах алюминия астеризм начинает наблю даться после удлинения на 1%, уже на стадии легкого скольжения более сильно он.выражен на второй стадии скольжения (см. гл. IV) Отсюда следует, что при растяжении деформация монокристаллов в микромасштабах происходит неоднородно. [c.149]

Эффект адсорбционного облегчения или адсорбционного понижения напряжения течения открыт Ребиндером П. Л. в 1928 г. и назван его именем. Опыты показывают, что при деформации монокристалла олова в активной среде с добавлением олеиновой кислоты в вазелиновом масле наблюдается снижение сопротивления скольжению и уменьшение толщины пачек скольжения более чем на порядок с одновременным ростом количества пачек скольжения (рис. 256). При этом резко уменьшается локализация деформаций в пачках скольжения. Учитывая, что с развитием степени деформации толщина пачки скольжения может увеличиваться до значений, характерных при деформации без поверхностно активных веществ, пластичность металла значительно возрастает. [c.477]

В работе [252] отмечается, что для расчета кривых напряжение — деформация поликристаллических металлов наиболее подходящими являются кривые, полученные при деформации монокристаллов с твердой ориентировкой, у которых сразу в начале деформации начинает работать несколько систем скольжения. [c.115]

Упрочнение, отдых, рекристаллизация. Критическое скалывающее напряжение сильно зависит от степени предварительной деформации кристалла, увеличиваясь с ростом последней. Так, предварительная деформация монокристаллов магния на 350% приводит к увеличению т примерно в 25 раз. Еще более сильное упрочнение испытывают кристаллы кубической системы — алюминий, медь и др. Это явление получило название упрочнения или наклепа. Оно свидетельствует о том, что скольжение вдоль данной плоскости создает в ней необратимые искажения (несовершенства), которые затрудняют дальнейшее протекание процесса скольжения. В настоящее время считается, что такими несовершенствами являются дислокации, которые будут подробно рассмотрены в 1.11. [c.39]

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]

Деформация монокристаллов. Пластическая деформация монокристаллов происходит 1) путём скольжения (сдвига) и 2) путём механического двойникования. [c.267]

Следствием искажения решётки и повреждений, возникающих в плоскостях скольжения, является упрочнение(наклёп). Упрочнение заключается в том, что с увеличением степени деформации монокристалла сдвигающее напряжение, производящее скольжение, увели- [c.268]

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]

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]

При увеличении степени деформации пластическая деформация поли-кристаллических веществ идет аналогично деформации монокристалла путем сдвига (скольжения) или двойникования, но формоизменение происходит в результате пластической деформации каждого отдельного зерна. [c.124]

Если при деформировании монокристалла плоскость скольжения оказалась параллельной направлению касательного напряжения, то монокристалл не упрочняется, а его деформация велика. Начальную стадию / деформирования называют стадией легкого скольжения (рис. 5.4). При этом дислокации перемещаются в монокристалле, практически не встречая препятствий. Деформация монокристаллов с ГП решеткой на стадии легкого скольжения достигает 1000%, у ГЦК и [c.125]

Пластическая деформация. Экспериментально показано, что при пластическом течении металла его объем не изменяется. Это объясняется природой атомной решетки. Трудно представить себе такое явление, как сжатие всех атомов под действием внешней нагрузки и сохранение этого состояния после снятия нагрузки. Идеализированной моделью пластической деформации монокристалла является относительное скольжение атомных плоскостей. Эта модель не является реальной и в действительности процесс скольжения включает в себя образование и перемещение дислокаций. При этом достигается тот же результат, что и при относительном скольжении целых плоскостей. Монокристаллы обладают свойством анизотропии скольжение происходит вдоль вполне определенных плоскостей. Направление скольжения почти всегда совпадает с теми плоскостями, в которых атомы упакованы наиболее плотно (рис. 2.6). [c.17]

Монокристаллам, деформированным при ползучести, в большинстве случаев также свойственна полигонизация. Это происходит из-за того, что они деформируются между жесткими, не-пластичными наковальнями без смазки. При этом плоскость скольжения должна поворачиваться и искривляться ( 1.1.3). В редких случаях, при хорошей смазке, когда монокристалл может деформироваться равномерно, субструктура ползучести не появляется даже при больших деформациях. Такой случай имел место при деформации монокристалл а оливина [102]. Большинство исследований образования субструктуры выполнялось на монокристаллах методом ямок травления. Обзор основных результатов, полученных при этих исследованиях, дан в работе [354]. [c.197]

При деформации реального монокристалла процессы скольжения и двойникования могут происходить одновременно и влиять друг на друга. Двойникование существенно отличается от скольжения. При последнем происходит непрерывное и устойчивое изменение ориентировки, в то время как перестройка решеток при двойниковании происходит с переходом через неустойчивое состояние скачком. Так как с понижением температуры сопротивление скольжению растет быстрее, чем сопротивление двойникованию, то при низких температурах легче образуются двойники [16], в частности, например, для а-железа. [c.124]

Ввиду того, что пластическая деформация монокристаллов в основном происходит путем сдвигов, вызываемых касательными напряжениями, кривая деформации кристаллов строится в координатах приведенное касательное напряжение т — приведенный (к той же системе скольжения) сдвиг у- Поворот плоскостей [c.124]

Отметим, что сходные предположения приняты также и в некоторых теориях усталости [2]. По-видимому, третье из перечисленных положений нельзя считать верным. Другие предположения теории о сходстве ориентации микро- и макроскопических сдвигов и возможности векторного суммирования также не являются бесспорными, так как не учитывают взаимодействия между зернами и наличия в последних нескольких, а не одной, поверхностей скольжения. Величины деформаций поликристалла не складываются из величин деформаций монокристаллов, а являются некоторым усреднением последних [8]. [c.132]

Уровень температуры существенно влияет на сопротивление пластической деформации монокристаллов (см. гл. 3). Изменение температуры меняет характер кривых деформации монокристаллов, например, для металлов с г. ц. к. структурой, если температура уменьшается, то стадия П — быстрого упрочнения продолжается до более высоких напряжений, и средний наклон кривой на стадии П1 — динамического отдыха увеличивается. Влияние температуры на упрочнение металлов на стадии I — легкого скольжения невелико. [c.241]

Рис. 40. Схема деформации монокристалла посредством двойного скольжения

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]

Отмеченные особенности картины пластической деформации при динамическом нагружении обусловливают изменение деформационного упрочнения и отдельных характеристик прочности и пластичности по сравнению -СО статическими испытаниями. В гл. V влияние повышения скорости деформации приравнивалось к снижению температуры испытания. Это утверждение верно для диапазона скоростей, реализуемых при статических испытаниях. В области же высоких скоростей проявляется ряд новых эффектов. Наблюдается, в частности, существенное увеличение степени деформационного упрочнения на I стадии кривой деформации монокристаллов с г. ц. к. и г. к. решеткой. При динамическом нагружении резко увеличивается и степень упрочнения на П стадии, особенно при таких ориентировках кристалла, когда действует большое число систем скольжения. [c.205]

Пластическая деформация поликристаллического металлического тела осуществляется аналогично пластической деформации монокристалла. Однако в поликристаллическом металле на процесс пластической деформации внутри отдельных зерен накладываются процессы поворота или взаимного скольжения зерен. Отдельные зерна поликристаллического тела вследствие различной кристаллографической ориентировки деформируются по-разному. Прежде всего деформируются те зерна, в которых плоскости скольжения наиболее благоприятно расположены по отношению к приложенной силе. На первом этапе пластической деформации в отдельных зернах появляются линии сдвигов. По мере развития пластической деформации происходит дробление блоков мозаичной структуры, поворот зерен относительно друг друга и изменение их формы. [c.91]

Рассмотренный дислокационный механизм схематически представляет физическую сущность пластической деформации, происходящей путем скольжения (сдвига) в единичной кристаллографической плоскости монокристалла (одного зерна). [c.125]

Пластическая деформация поликристаллического металла протекает аналогично деформации монокристалла, путем сдвига (скольжения) или двойникования. Формоизменение металла при обработке давлением происходит путем пластической деформации каждого зерна. При этом следует иметь в виду то, что зерна ориентированы не одинаково, пластическая деформация не может протекать одновременно и одинаково во всем объеме поликристалла. [c.72]

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]

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]

Разрушение и образование шейки разрушения — наименее изученные явления при деформации монокристаллов. Однако прямая зависимости gxp от Ig Г/Гпл (см. рис. 118,6) для меди, золота, свинца и других г. ц. к. кристаллов имеет тангенс угла наклона, пропорциональный величине AI(Gb ), где /l= onst=2,7- 2,8. Связь Тр с Л приводит к мысли, что при образовании шейки разрушения и при поперечном скольжении на стадии III протекают схожие процессы, т. е. напряжение разрушения Тр, которое хорошо воспроизводится от эксперимента к эксперименту, характеризует состояние всего кристалла, а не развитие шейки разрушения, происходящее более или менее случайно. Эту мысль подтверждает тот факт, что если оставшийся кусок разрушенного кристалла заново деформировать, то шейка разрушения в ка-ком-то произвольном месте возникает вновь при этом же (т. е. первоначальном) напряжении. [c.197]

Микроструктурная оценка 8, d и N в опытах дает значения е = 1 4%, несравненно более низкие, чем общая пластическая деформация до разрущения. Таким образом, вклад деформации двойникованием в общий уровень пластичности поликристалла оказывается небольшим, несмотря на то, что, кроме концентрации напряжений в местах нагромождения дислокации на различных препятствиях (например, в местах пересечения полос скольжения), благоприятствующих процессу двойникования, в поликристалле создается дополнительная концентрация напряжений, облегчающая двойникование тем больше, чем больше величина зерна. Снижение температуры и повышение скорости деформации приводят к уменьшению эстафетного скольжения, затрудняя релаксацию напряжений и, следовательно, способствуя развитию двойникования. Как показывают расчеты и эксперимент, вклад двойникования при деформации монокристалла существенно ниже, чем предсказываемый по формулам (85) и (149). Подобно тому, как уменьшение величины зерна приводит к снижению концентрации напряжений и, как следствие этого, не достигаются значительные по величине напряжения старта двойникового источника Од= д.у/6 ( д,у=1,4-10-2 мДж/см2 — энергия дефекта упаковки для железа и ад—2000 МПа), можно утверждать, что в результате раздробления исходного зерна поликристалла на фрагменты , ограниченные каркасом из двойниковых пластин, возникает (В. И. Трефилов с сотр.) своеобразный эффект само- [c.245]

Первые два процесса называются внутри-кристаллитной деформацией, а последний — межкристаллитной деформацией. Внутрикри-сталлитная деформация подчиняется тем же закономерностям, которые наблюдаются при деформации монокристалла. Межкристаллитная деформация не может вызвать значительного изменения формы, так как перемещения зёрен относительно друг друга, разрушая их границы, ведут к разрушению поликристалла. Поэтому основным процессом, вызывающим изменение формы поликристалла, так же как и монокристалла, является скольжение. [c.268]

Образование субграниц, аналогичных возникающим при П, в результате отжига после деформации, наблюдается также после весьма незначит. низкотемператур-Еой пластнч. деформации монокристаллов, ориентированных так, что возможно скольжение только по одной системе параллельных плоскостей. В этом случае образование стенок 113 дислокаций связано с низким уров- [c.13]

Скольжение. В основном процесс пластической деформации монокристалла совершается путем ряда последовательных скольжений одних слоев атомвв по отношению к другим в направлении опреде- [c.54]

Стадийность процесса прежде всего связана с различным типом дефектных структур, самоорганизующихся при обмене системы энергией (и веществом) с окружающей средой. Эволюция дислокационной структуры в процессе деформации монокристаллов с ОЦК-решеткой, детально изученная в работах [35, 148, 216, 235 и др.], связана на различных стадиях со следующими дислокационными структурами стадия I — диполи из краевых дислокаций, винтовые дислокации и скопления дислокаций II — клубки дислокаций, границы ячеистой структуры III — ячеистая структура. Считают, что переход от одной стадии к другой, а следовательно и перестройка дислокационной структуры, связаны с изменением кристаллографии скольжения. В случае поликристаллических материалов также удается выделить эти стадии, в том числе при циклическом нагружении [35, 236, 237]. В работе [235] предложена обобщенная схема деформационного упрочнения поликристаллических ОЦК-металлов и сплавов (рис. 90), отражающая многостадийный и иерархический характер перест- [c.135]

Впервые A.B. Степановым в 1935 г. было обнаружено, что диаграмма напряжение-деформация кристаллов Na l начинается с линейного участка с малым углом наклона, затем наблюдается другой линейный участок с большим наклоном, и наконец, наступает третья стадия, когда коэффициент упрочнения снова уменьшается [4]. Впоследствии было обнаружено, что аналогичные трехстадийные кривые упрочненения наблюдаются у монокристаллов ГЦК-металлов (рис. 2.1). На этой кривой выделяют стадию легкого скольжения, линейного упрочнения и стадию параболического упрочнения [5] (в ряде работ на этой диаграмме выделяют также нулевую стадию). В работе [6] за нулевую стадию принята стадия прохождения фронта Людерса-Чернова. подобные стадии хорошо выражены в гексагональных кристаллах и иногда проявляются при деформации ОЦК-металлов. Детальный анализ процессов стадийности пластической деформации монокристаллов дан в работах [5, 7, 8]. [c.37]

При деформации монокристалла происходит поворот систем скольжения. При растяжении угол между нормалью к плоскости скольжения и направлением оси растяжения увеличивается и направление скольжения приближается к оси растяжения это хорощо видно на модели растяжения монокристалла с гексагональной рещеткой (рис. 37). Одновременно происходит изгиб плоскостей скольжения (рис. 38). [c.106]

Накоплен большой экспериментальный. материал по исследованию закономерностей структурообразования при больших пластических деформациях [5, 8—13]. Вместе с тем теоретическое обобщение мпого-численных экспериментальных данных, полученных в последнее десятилетие, наталкивается на ряд серьезных и естественных трудностей. Во-первых, многообразие элементарных механизмов деформации и возможность их последовательного или параллельного проявления, перехода от одного (или нескольких совместно действующих) механизма к другому при изменении условий нагружения (температуры, скорости деформации, напряженного состояния, степени деформации и т. д.) и структуры материала практически исключают описание деформационного поведения на основе одного элементарного механизма. Мономеханизмы или их определенная совокупность могут проявляться в узком диапазоне изменения условий деформирования, и соответственно только для этих диапазонов возможно простое теоретическое описание процесса. Следовательно, варьируя условия деформирования (например, температуру или скорость), можно изменить механизм деформации. Хорошо известным примером является переход от скольжения к двойникованию с понижением температуры или при повышении скорости деформации, характерной для ОЦК металлов. Как показывает анализ, даже в этом случае, строго говоря, чистое двойникование, исключая малые степени деформации для поликристаллов или особые условия деформации монокристаллов, не имеет места, а развивается во взаимодействии с процессами скольжения, поэтому в основном речь идет о переходе от деформации скольжением к деформации с участием двух механизмов (скольжения и двойникования) (см. [5]). [c.196]

Четкая история этого вопроса в литературе отсутствует. Удается выделить следующие основные моменты. Закс и Вирте [1] в 1930 г. обнаружили линейное упрочнение на монокристаллах Си, Ag и Аи. Фактически это было первое сообщение о стадии II деформационного упрочнения. Тейлор и Элам [2] в 1936 г. наблюдали параболическую зависимость напряжения от деформации на металлических кристаллах. Параллельно с зарубежными авторами, а кое в чем и опережая их, вел свои исследования Степанов (1935— 1949 гг.) [3], который наблюдал три стадии упрочнения на ионных кристаллах. К сожалению, значимость этих работ сообществом ученых была осознана много позже. В послевоенные годы чистота металлических кристаллов значительно повысилась, и в 1951 г. Андраде с сотрудниками [4] обнаруживают легкое скольжение. Таким образом, первые три стадии пластической деформации монокристаллов чистых металлов в отдельности были идентифицированы. В 1955 г. Диль, Мадер и Зеегер [5] показали, что трехстадийный характер кривой — легкое скольжение, линейное упрочнение и параболическое — носит общий характер. Год спустя в обзорном докладе на Лейк-Пласидской конференции Зеегер [6] обращает внимание на существование еще одной стадии — переходной, расположенной между легким скольжением и стадией II. Таким образом, кривая деформации чистых металлических ГЦК монокристаллов с ориентацией внутри стереографического треугольника после 1957 г. представляется в виде, иэображенном на рис. 5.1. Начинается интенсивное исследование влияния различных параметров на характер стадийности [7, 8]. В 1960 г. выходит [c.123]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...