Направление двойникования

Надежность конструкции 17—19 Наклеп 258, 270 — 273, 292, 329 Накопление дефектов 580, 589, 590, 594 Направление двойникования 251, 254 Направления главные девиатора 420 [c.825]

Пластическое деформирование двойникованием существенно отличается от деформирования скольжением. Двойникование происходит, когда в результате приложения касательного напряжения одна часть кристаллической решетки становится зеркальным отражением кристаллической решетки исходного кристалла. (Приведенное здесь описание относится к механическому двойникованию и не пригодно для двойников, образующихся при отжиге металлов после холодной обработки.) Процесс двойникования при приложении касательного напряжения показан на рис. 3.14. В нижней части рисунка показана полоса двойникования, грани и направление двойникования на довольно большой части кристалла в верхней части — подробности смещения атомов в двойнике и образование зеркально отраженной структуры при деформировании двойникованием. [c.40]

В о. ц. к. решетке плоскость (112) — плоскость двойникования, а/Ь [111]—направление двойникования. [c.94]

В г. ц. к. решетке плоскость (111) — плоскость двойникования а/Ь [211]—направление двойникования. [c.94]

Нетрудно убедиться в том, что в результате прошедшей пластической деформации правая верхняя часть кристалла стала как бы зеркальным отражением левой части, т.е. из одного кристалла образовалось два, причем их взаимное расположение строго определено. В кристаллографии такие кристаллы называют двойниками, отсюда появился термин двойникование. Пластическая деформация путем двойникования по существу происходит за счет скольжения, которое охватывает сразу множество плоскостей, смещающихся одна относительно другой в определенной закономерности. Эта закономерность на рис. 8 заключается в том, что каждая атомная плоскость, параллельная плоскости двойникования, смещается относительно соседней плоскости на /2 межатомного расстояния в направлении двойникования. На рис. 8 направление двойникования совпадает с направлением действующих сил. [c.41]

Выше было показано, что в феррите плоскость (112) является плоскостью двойникования, а направление (111) является направлением двойникования. В монокристаллах пластическая деформация, обусловленная образованием двойников, очевидно, зависит от ориентировки растягивающего напряжения по отноше- [c.129]

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 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]

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]

S — плоскость сдвига К — плоскость двойникования tjj —направление сдвига [c.132]

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]

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]

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]

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

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]

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]

Для второго случая показано, что аккомодация деформации роста путем двойникования может сопровождаться вращением кристаллической решетки, вызывая изменение первоначальной ориентировки кристалла. Предполагается, что в процессе облучения это обстоятельство способно обеспечить одинаковую скорость роста кристаллов в направлении общей анизотропии материала и тем самым обеспечить наблюдаемую скорость роста поликристалла в целом. Согласно этому механизму изменение начальной ориентировки кристаллов при аккомодации деформации роста путем двойникования является необходимым условием для радиационного роста поликристаллов. Однако при таком объяснении неясно, каким образом должен осуществляться радиационный рост урана, когда процесс двойникования затруднен или отсутствует. Например, в работе 1421 отмечается, что даже при —196° С только 10% приспосабливающей пластической деформации проходит путем двойникования, а подавляющая часть деформации связана со скольжением. Поэтому можно ожидать, что переориентировка кристаллов в процессе облучения не является единственной причиной, обеспечивающей одинаковую скорость деформации всех кристаллитов в направлении роста поликристалла. [c.211]

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]

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]

Имеются и другие механизмы образования зародышевых трещин, детальный анализ которых выполнен В. И. Трефиловым, В. Л. Иденбомом, Т. Екобори и др. Например, часто зарождение трещин наблюдается в месте встречи двойника деформации с каким-либо трудно проницаемым барьером границей зерна или другим двойником (рис. 225, г, д). Двойники распространяются с высокой скоростью и возникающие при столкновении с препятствием напряжения не успевают релаксировать. Особенно благоприятные условия для зарождения трещин создаются при встрече растущего двойника деформации с ранее образовавшимся, для которого было характерно другое направление двойникования (см. рис. 225,(3). В этом случае концентрация напряжений в месте встречи особенно велика. В поликристаллах и осо- [c.428]

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]

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]

Подобная модель мартенситной пластины впервые была пред-лон ена Франком [30] для частного случая мартенсита в стали с габитусом 225 . Франк предположил, что дислокации являются чисто винтовыми предложенная Франком модель требует небольшого несовпадения решеток вдоль некоторого направления в габи-тусной плоскости, которая, таким образом, несколько отличается от инвариантной плоскости. Схема дислокационной границы раздела чисто винтовыми дислокациями приведена на фиг. 23а на фиг. 236 показана граница, макроскопическая инвариантность габитусной плоскости которой достигнута путем двойникования мартенситной пластины. Предполагается, что направление двойникования также лежит в плоскости границы. Формальные кристаллографические теории не разрабатывались применительно к какой-либо конкретной модели поверхности раздела, однако они находятся в соответствии с поверхностью раздела того типа, который показан на фиг. 23а и 236, хотя векторы Вюргерса дислокаций или направления двойникования могут быть наклонены к габитусной плоскости. [c.330]

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]

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]

Диагностика. Весьма для них характерны умеренный рельеф и двупреломление, полисинтетические двойники с малым максимальным углом погасанпя (6 ), положительный двуосиый характер с заметной диспер-спей г>гз и очень хорошая базальная спайность. Между собой они различаются, согласно описанию, по оптической ориентировке и направлению двойникования. [c.595]

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]

Обычной плоскостью двойникования является плоскость 112), а направлением двойникования— (111) (рис. 66). На микрофотографиях 603 показаны относительные ориентации двойников и зерен, причем ориентации зерен видны благодаря ямкам травления и окрашиванию. На металлографическом шлифе двойникованные области в пределах узкой полосы могут иметь ориентацию, которая либо сильно отличается от ориентации исходного зерна, либо может быть очень близкой к ней или даже идентичной. Эти разлйчия в окрашивании можно видеть в одном и том же зерне, как например, на микрофотографии 603/3. Для данной плоскости сечения двойник и исходное зерно могут иметь одну и ту же ориентацию (см. рис. 64). При комнатной температуре в пределах одного и того же ферритного зерна получаются и двойники при динамической деформации, и линии скольжения при статической деформации. Примером может служить микрофотография 603/6, на которой, помимо двойников, видны искривленные линии скольжения вблизи границы зерна. Двойниковые полосы редко имеют достаточную толщину, чтобы внутри них появились заметные фигуры травления (ф. 603/4 и 614/6). [c.38]

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]

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]

Процессы скольжения и двойникования, как правило, взаимосвязаны. Электронномикроскопические исследования тонких фольг показали [12], что перед растущим двойником 11122/ в матрице происходит скольжение в направлении 123у. Это скольжение обеспечивает аккомодацию двойника с матрицей и повышенную плотность дислокаций у поверхности двойника. Активное участие двойникования в процессе деформации приводит, как правило, к повышению физического упрочнения при деформации. [c.20]

С повышением температуры 80 эффект титановых сплавов, как и других металлов, снижается. Природа 80 эффекта различна у разных металлов. Для титановых сплавов приобретает большое значение кристаллографический фактор, а именно более легкое двойникование при растяжении, чем при сжатии. При ориентации направления нагружения параллельно оси с кристаллической решетки при растяжении образуются двойники -[1012 , а при сжатии — 1122 . Образование последних двойников требует более высоких напряжений, чем двойников 10Т2 . В связи с этим величина 80 эффекта в титановых сплавах зависит от степени текстурированности полуфабриката и ориентации нагрузки по отношению к текстуре. Таким образом, у текстурованных высокопрочных а- и (а + /3) -титановых сплавов сопротивление деформированию при сжатии и модуль нормальн)рй упругости могут быть заметно выше, чем при растяжении. [c.95]

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]

Одним из первых исследователей, заметивших влияние поверхности на механические свойства, был Роскоу. Еще в 1934 г. он обнаружил, что критическое значение проекции касательного напряжения на направление скольжения для монокристалла кадмия уменьшается в 2 раза при удалении оксидной пленки с поверхности кристалла. В дальнейшем были проведены многочисленные исследования, в которых изучалось влияние оксидных пленок, керамических и металлических покрытий на напряжение сдвига [118—121], напряжение двойникования [122, 123], форму диаграммы напряжений [119, 121], микроскопические характеристики деформации [121, 122], хрупкое разрушение [124], внутреннее трение [125] и эффекты аномального восстановления деформации [126]. Очень небольшое число работ было посвящено изучению роли поверхности в процессах усталости и ползучести различных моно- и поликристаллов [127, 128]. [c.27]

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]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...