Плоскость сдвига

Рис. U. Плоскость сдвига (С) как след движения дислокации А—А) В — экстраплоскость

Существует два основных типа движения дислокаций. При скольжении или консервативном движении дислокации движутся в плоскости, определенной линией дислокации и вектором Бюргерса. При переползании или неконсервативном движении дислокация выходит из плоскости сдвига. [c.472]

Назовем положительной ту сторону плоскости скольжения, в которую направлен вектор п, другую сторону назовем отрицательной. Когда дислокация движется по плоскости в направлении т, часть кристалла, расположенная с положительной стороны плоскости, сдвигается на вектор Ь относительно части кристалла, находящейся с отрицательной стороны. Рассмотрим следующие два случая. [c.103]

В рассматриваемом случае сила лежит в плоскости площадки, па которую она действует. Возникающее в этом случае напряжение для площадки 5 является тангенциальным напряжением. Очевидно, что в рассматриваемом случае напряжение т одинаково для всех площадок, параллельных сечению S (параллельных плоскости сдвига). [c.470]

Но уже в случае однородного сдвига одна величина тангенциального напряжения не определяет полностью силы, действующей на площадку AS, лежащую в плоскости сдвига S. Величина этой силы [c.471]

Если растяжение и сжатие обычно происходят в чистом виде, то чистый сдвиг практически не встречается. Сдвигу всегда сопутствует либо изгиб, либо растяжение или сжатие, поэтому по плоскостям сдвига, кроме касательных, действуют еще и нормальные напряжения. Однако, поскольку величины этих нормальных напряжений малы по сравнению с касательными напряжениями, технические расчеты производятся только на сдвиг, который для металлических элементов называют срезом, а для деревянных — скалыванием. Обычно считают, что по площади среза или скалывания касательные напряжения распределены равномерно, Допущенные неточности компенсируют величиной допускаемого касательного напряжения (т) [c.60]

Из предыдущего параграфа мы уже знаем, что если изменить ориентацию сечений, повернув их в плоскости сдвига на 45°, то в новых площадках обнаруживаются только нормальные напряжения, имеющие одинаковое с т значение. При этом одно из них является растягивающим, а второе - сжимающим. [c.116]

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

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]

Для одновременного перемещения атомов в плоскости сдвига требуется очень большое напряжение, которое в сотни и тысячи раз превышает реальное сопротивление сдвигу (табл. 1) [c.23]

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]

По плоскостям сдвига в общем случае действуют касательные и нормальные напряжения т Тр, Ор. [c.180]

Локализация деформации зависит от величины теплового эффекта, зависящего от модуля сдвига, теплопроводности и теплоемкости металла, от числа плоскостей сдвига в единице объема и от интенсивно-стн температурного разупрочнения металла. [c.196]

Возникающие при сдвиге касательные напряжения распределяются в плоскости сдвига неравномерно. Однако условно считают, что эти напряжения распределяются равномерно и расчет ведется по средним напряжениям. [c.107]

С другой стороны, если диссипативная правая часть неравенства представлена многопараметрической функцией, ее значение предположительно меняется в зависимости от кинематики образования дА. Если правая часть неравенства зависит от того, распространяется ли трещина путем раскрытия, путем сдвига или в направлении, не совпадающем с плоскостью сдвига, то для баланса энергии больше не требуется, чтобы затраченная энергия была постоянна. Для анизотропных композитов это дополнительное усложнение наблюдается в экспериментах соответственно схеме, приведенной на рис. 10, трещины с различными начальными ориентациями, очевидно, будут распространяться по различным траекториям. [c.228]

Повторный проход при маршруте В приводит к изменению направления сдвига при этом плоскость сдвига поворачивается на угол 120° (при 2(р = 90°) (рис. 1.56) [43]. [c.15]

Рис. 77. Изменение микротвердости армко-железа в зависимости от расстояния от плоскости сдвига

Из (1.44) следует что теоретическая прочность кристаллов на сдвиг, вычисленная из предположения, что смещение одной части кристалла относительно другой происходит одновременно по всей плоскости сдвига, должна составлять л 0,1(3, т. е. быть величиной порядка 10 —10 Н/м (10 —10 кгс/см ). Более строгий учет характера сил взаимодействия между атомами приводит к незначительному уточнению этой величины. [c.48]

Повышенные концентрации в стали хрома (16—25%) и элементов, способствующих образованию феррита (лголибдена, кремния и др.), вызывают образование нри температурах 700—850° С ст-фазы. Выделение этой фазы происходит преимущественно с образованием промежуточной фазы феррита (у -> а ст) или ире-образованпем 6-феррита (б -> а). Одпако возможно ее выделение и неносредственпо из твердого раствора (у -> ст). Холодная деформация, приводя к появлению дополнительных плоскостей сдвига, увеличивает количество выделившейся ст-фазы. Выделение ст-фазы резко снижает служебные характеристики жаропрочных и жаростойких сталей. [c.286]

Указанные выше границы влияния стесненности движения зависят от соотношения /вн//н. Так, например, данные [Л. 345], полученные в медной трубке, указывают на падение скорости в пристенном слое на 15— 207о данные Л. 30], полученные в стальных трубах,— на 40—60%, а данные, полученные нами и в [Л. 341] в стеклянной трубке, — на 5%. Везде использовался один материал — кварцевый песок, а диапазон изменения скорости был одинаков. Значительная разница в результатах не случайна и вызвана изменением соотношения между коэффициентами и внешнего и внутреннего трения сыпучей среды. В пределе, когда коэффициент внешнего трения f оказывается заметно меньше коэффициента внутреннего трения движущихся частиц [вн, пристенный слой почти исчезает (стеклянная трубка), так как плоскость сдвига опускающегося слоя совпадает со стенкой канала. Следовательно, границы влияния А/йт могут существенно меняться при изменении состояния стенок и поэтому рассматриваются автором как новый метод воздействия на процесс теплообмена с движущимся слоем. [c.295]

Условно считают, что сдвиговые деформации происходят по плоскости 00, которую называют плоскостью сдвига. Она располагается примерно под углом 0 = 30° к направлению движения резца. Угол 0 называют углом сдвига. Наличие поверхности сдвига в процессе стружкообразования и положение ее в пространпве было установлено русскими учеными И. А. Тиме и К. А. Зворыкиным. Срезанный слой металла дополнительно деформируется вследствие трения струж4<и о переднюю поверхность инструмента. Структуры металла зоны AB и стружки резко отличаются от структуры основного металла. В зоне AB расположены деформированные [c.261]

Как видно из рис. 36, до температуры 11. р сохраняется деформированное зерно. При температуре /[,. р в деформированном металле растут зародыши (рис. 36) новых зерен с неискаженной решеткой, отделенные от остальной части матрицы границами с большими углами разориентировки (большеугловыми границами) Новые зерна, вероятно, возникают в участках с повышенной плотностью дислокаций, где сосредоточены наибольшие искажения решетки, т, е. у границ деформированных зерен или плоскостей сдвига внутри зерен затем они растут в результате перехода к ним атомов от деформированных участков. [c.55]

Условно принято, что дислокация положительна, если она находится в верхней части кристалла и обозначается знаком L, и отрицательна, если находится в нижней части (знак Т ). Дислокации одтгаго и того же знака отталкиваются, а противоположного - притягиваются. Под воздействием напряжения краевая дислокация может перемещаться по кристаллу (по плоскости сдвига), пока не достигнет границы зерна (блока). При этом образуется ступенька величиной в одно межатомное расстояние. Винтовая дислокация (см. рис. 6.2,6) в отличие от краевой параллельна вектору сдвига. [c.265]

Образовацие вихреподобных уплотненных структур перед условной плоскостью сдвига, вновь определяется соотношением (Oyz/Oi) ротационной и трансляционной составляющих термо-деформацион-ного процесса. [c.166]

F ) относительный сдвиг у обратно пропорционален сечеиню S (сечению плоскости сдвига), т. е. [c.470]

Таким же образом можно вычислить и энергию упругой деформации при сдвиге. На грань куба с ребрами /, лежащу[о в плоскости сдвига, действует сила [c.478]

Величина сдвига s и величина сдвиговой деформации в плоскости сдвига 5 — важные критерии двойникового превращения. В процессе двойникового превращения изменяется ориентировка двойниковой прослойки, однако не изменяется симметрия или структура кристалла. Поэтому угол ф между первой К и второй К2 неискаженными плоскостями остается неизменным до и после превращения, а величина сдвига s будет пропорциональна расстоянию от плоскости зеркального отражения. В частности, для о. ц. к. кристалла (см. рис. 77, а) s= (паКз)/6, где п — О, 1, 3... — номер рассматриваемой плоскости (112), отсчитываемый от плоскости зеркального отражения п= О [на рис. 77, а показаны лишь атомы каждой второй такой плоскости ряды атомов А, С, Е, А м т. д., а ряды атомов В, D, F, В, не лежащие в плоскости чертежа (см. также рис. 42), не обозначены]. [c.134]

Краевая дислокация образуется, если внутри кристалла появляегся лишняя полуплоскость атомов, которая называется экстраплоскостью. Ее край М создает линейный дефект peuienai, который называется краевой дислокацией. Условно принято, что дислокация положительная, если она находится в верхней части кристалла и обозначается знаком ".L , если дислокация находится в нижней части - отрицательная ( у ). Дислокации одного и того же знака отталкиваются, а противоположного - притягиваются. Под воздействием напряжения краевая дислокация может перемещаться по кристаллу (по плоскости сдвига), пока не достигнет границы зерна (блока). При этом образуется ступенька величиной в одно межатомное расстояние. [c.13]

Другими словами, мы ограничиваемся исследованием бифуркаций в факторсистеме упрощенной нормальной формы семейства уравнений в окрестности цикла. Истолкование результатов в терминах исходной системы требует дополнительной работы, так как даже топологически бифуркации в исходной системе и в упрощенной нормальной форме не всегда одинаковы (см. например, п. 3.5). Начнем с построения вспомогательных семейств векторных полей на плоскости, сдвиг вдоль которых приближает преобразование монодромни циклов в случае сильного резонанса. [c.56]

Помимо общего разогрева металла происходит местный разогрев по плоскостям сдвига, приводящий к уменьшению прочности в данном участке и дальнейшей локальной деформации, что нежелательно. Хорошая теплопроводноеть металла способствует выравниванию температуры и уменьшению локальной деформации. При горячей деформации местный разогрев ускоряет рекристаллизацию в данном участке, н зарождение трещины не происходит. При холодной деформации это может произойти. [c.196]

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]

Принципы, положенные в основу модели [2], распространены Цвебеном [39] для анализа поведения слоистых композитов типа [07 0°]s с надрезом. Рассматривается только напряженное состояние в слоях, ориентированных в направлении нагружения, как воспринимающих наибольшие напряжения. Важной особенностью модели [39] является возможность оценки влияния на поведение композита слоев, ориентированных под углом к направлению нагружения (90° или 0°) и стесняющих деформации сдвига в плоскости слоя, ориентированного в направлении нагружения. В модели сдвигового анализа фигурируют два напряжения — напряжение в волокнах в направлении нагружения и касательное напряжение в матрице в плоскости армирования. Предполагалось, что слои, ориентированные под углом к направлению нагружения, приводят к появлению еще одной плоскости сдвига. [c.60]

Поскольку механический фактор при усталости вызывает развитие повреждений по плоскостям сдвигов, т. е. внутри зереи, и в этом направлении коррозионный фактор усиливает развитие разрыхления, то естественно в этих случаях зарождение и развитие трещины усталости будет внутризеренным. При превалирующем влиянии коррозионного фактора на границах зерен наблюдается больше разрыхлений, т. е. большее снижение прочности, чем при совместном действии обоих факторов внутри зерна. Поэтому при относительно высоком уровне переменных напряжений следует ожидать преимущественно внутризеренное разрушение, при низком — межзеренное. Однако это общее правило в ряде случаев не соблюдается из-за особого характера коррозионной среды и склонности материала к тому или другому виду разрушения. В перестаренном состоянии сплава системы А1—Zn—Mg наблюдались приграничные зоны, свободные от выделений, по которым облегчалось скольжение, что привело к распространению трещины по границам зерен, ориентированным вдоль направления действия максимальных касательных напряжений [144]. При последовательном изменении среды в процессе испытания в ряде случаев менялась скорость развития трещин [76]. Особенно скорость разрушения увеличивалась при введении коррозионной среды в тех материалах и для тех состояний материала, которые склонны к коррозионному растрескиванию, например в высотном направлении в сплаве В93, когда скорость разрушения в 3%-ном растворе Na l была в 3— 4 раза больше, чем на воздухе. Такого явления не наблюдалось, например, для титанового сплава ВТ22. [c.130]

Вблизи плоских скоплений дислокаций, лежащих в плоскости сдвига, микротвердость резко возрастает. Отдых при 250° С в течение 5 мин (кривая 3) привел к резкому снижению локальных напряжений в этих областях и выравниванию напряженного состояния в прилегающей части зерна, что соответствует разрушению дислокационных скоплений при неизменном общем числе дислокаций, распределяющихся по объему более равномерно в процессе отдыха. Эти данные служат прямым экспериментальным подтверждением определяющей роли плоских скоплений дислокаций в концентрировании запасенной энергии деформации и повышении локальной механоэлектрохимической активности металла в области таких скоплений. [c.185]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...