Полоса скольжения

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]

Рассмотрим теперь процесс возникновения пластических деформаций. Опыт показывает, что образование пластических деформаций связано со смещениями сдвига в кристаллической решетке. Наглядное подтверждение этому дает, в частности, наблюдение за поверхностью полированного образца при испытании на растяжение. В зоне общей текучести и упрочнения, т. е. при возникновении заметных пластических деформаций, поверхность образца покрывается системой тонких линий или, как их называют, полос скольжения (рис. 47). Эти линии имеют преимущественно направление, составляющее угол, [c.56]

При достаточно больших силах пласти> / кие деформации в образце становятся преобладающими. Необратимые сдвиги происходят в большинстве кристаллов в их наиболее слабых плоскостях, особенно, если последние имеют направление, близкое к плоскостям максимальных касательных напряжений в образце. Это находит свое выражение в образовании полос скольжения. [c.60]

При напряжениях меньше предела выносливости в области IV (между напряжениями 0я и 0 на рис. 7) у пластичных материалов в поверхностных слоях наблюдаются локальные полосы скольжения и могут зарождаться микротрещины (нераспространяющиеся усталостные микро трещины), которые, однако, не достигают критической длины и с ростом числа циклов прекращают свое развитие, достигая линии БЕ. Ниже будут рассмотрены более детально процессы накопления усталостных повреждений в каждом из периодов и стадий в условиях циклического деформирования. [c.20]

Рис, 25. Встреча устойчивых полос скольжения с границей ферритного зерна в низкоуглеродистой стали Ст. 3 (а), с перлитной колонией (б), образование микротрещин при пересечении двух систем скольжения и схема образования микротрещин (в, г) [c.46]

Устойчивые полосы скольжения [c.72]

III наблюдается снижение бщ с увеличением деформации. Такое двойное поперечное скольжение экспериментально наблюдается между полосами скольжения [c.195]

Рис. 119. Четко выраженные грубые полосы скольжения на стадии ]И (а) — полосы двойного поперечного скольжения (отмечены буквой Л) —и ступенька при поперечном скольжении (в круге) в начале стадии /// в монокристалле меди (б)

Таким образом, дислокации не могут непосредственно перейти из одного зерна в другое (Набарро показал, что напряжение сдвига оказывается очень высоким — одного порядка с теоретическим сопротивлением сдвигу), поэтому распространение скольжения от одного зерна к другому осуществляется путем возбуждения источников дислокаций в соседнем зерне II) под действием концентрации напряжений у вершины полосы скольжения в зерне / (см. рис. 136). В этом случае наиболее эффективно нейтрализуются напряжения от скопления дислокаций в зерне I. При достижении такого напряжения сдвиг пересекает границу, поле напряжений около скопившихся ранее дислокаций ослабевает (релаксация напряжений), создаются условия для дальнейшей пласти- [c.225]

Множитель п в выражении (143) можно рассматривать как коэффициент концентрации, максимальное значение которого достигается на границе зерна. Величина концентрации напряжений уменьшается в зерне II с ростом г и может вызвать генерацию источника А (см. рис. 136) при напряжении срабатывания дислокационного источника Коэффициент концентрации в местах, где в кристалле заканчивается полоса скольжения, определен из теории упругости для случая, когда полоса скольжения рассматривается как свободно скользящая трещина, по нормали к которой напряжение равно нулю. По данным Б, Чалмерса, [c.240]

Рассмотренная выше теоретическая модель, объясняющая зависимость деформирующего напряжения (напряжение течения для заданной деформации е) и предела текучести от размера зерна, устанавливает взаимосвязь размера зерна с концентрацией напряжений в индивидуальных полосах скольжения. Согласно этой теории размер зерна d ограничивает длину плоского нагромождения дислокаций и их число п в этом нагромождении. [c.241]

Согласно другому механизму, предложенному Коттреллом, дислокации движутся в двух пересекающихся полосах скольжения, сливаются вдоль линии пересечения и образуют раскалывающую дислокацию (рис. 225,6). В железе этому процессу соответствует дислокационная реакция 0,5а [111]+0,5а [И 1]- -а [001], которая приводит к образованию трещины в плоскости (001), являющейся плоскостью скола. Многократное повторение реакции приводит к слиянию дислокаций а[001], вызывая образование зародышевой трещины Гриффитса. Эта схема не требует наличия барьеров для дислокаций. Дислокации [c.427]

Здесь а,, — эффективное решение, определяющее прочность рассматриваемого микрообъема, o d и о г — локальные напряжения в нем, вызванные соответственно скоплением дислокаций и наличием трещины, Опс — теоретическая прочность кристаллической решетки (или поверхности раздела) в микрообъеме (индекс га указывает, что напряжения направлены нормально к плоскости скола). Как следует из моделей разрушений сколом Стро, Смита и др. [55, 198], обусловленная скоплением дислокаций концентрация напряжений пропорциональна мощности скопления дислокаций в конце полосы скольжения п [c.333]

Результат скольжения проявляется в изменении размеров кристалла и в появлении полос скольжения на его поверхности. Полосой скольжения называется линия микроскопических размеров, являющаяся следом пересечения плоскостей скольжения со свободной поверхностью металла. [c.77]

Теория Тейлора имеет и некоторые недостатки. Она не учитывает взаимодействие зерен вдоль общей границы, а также то, что при скольжении по комбинации более чем пяти систем скольжения может в некоторых случаях совершаться меньшая работа. Кроме того, экспериментально не отмечаются предсказываемые теорией повороты зерен, редко наблюдается скольжение более чем по трем системам, хотя ожидается пять и более. Последнее, как и в монокристаллах, может быть обусловлено методическими трудностями обнаружения очень тонких полос скольжения. В то же время необходимо учитывать и альтернативный вариант, т. е. если возможны виды деформации, отличные от однородного сдвига (повороты, неоднородная деформация), то требуется меньше систем скольжения. Кстати, именно это альтернативное направление в последние годы широко развивается [27]. [c.15]

Зависимость (2.21), в которой и Ку — константы, за достаточно короткое время нашла свое экспериментальное подтверждение на абсолютном большинстве поликристаллических металлов и сплавов. Поэтому эТу зависимость пытались неоднократно объяснить с помощью различных теоретических моделей. Среди таких моделей наибольшее распространение получили теория, связывающая концентрацию напряжений в вершинах индивидуальных полос скольжения с размером зерна [26, 98, 99, 102] модель деформационного упрочнения, согласно которой плотность дислокаций, необходимая для пластической деформации металла, изменяется обратно пропорционально размеру зерна [63] модель начала пластического течения, исходящая из действия зернограничных источников и их определяющей роли в процессе передач , скольжения от зерна к зерну [54, 102]. [c.49]

Эффект магнитной памяти металла к действию на] рузок растяжения, сжатия, кручения и циклического нагружения выявлен в лабораторных и промышленных исследованиях. Уникальность метода магнитной памяти заключается также в том, что он основан на использовании собственного магнитного поля, возникающего в зонах устойчивых полос скольжения дислокаций, обусловленных действием рабочих нагрузок. В результате взаимодействия собственного магнитного поля (СМП) с магнитным полем Земли в зоне концентрации напряжений на поверхности объекта контроля образуется градиент магнитного поля рассеяния, который фиксируется специализированными магнитометрами. Механизм возникновения СМП на скоплениях дислокаций обусловлен закреплением доменных границ, когда эти скопления становятся соизмеримы с толщиной доменных стенок. Ни при какгос условиях с искусственным намагничиванием в работающих конструкциях такой источник информации, как собственное маг- [c.350]

При традиционном описании процесса пластической деформации исходят из того, что существующие в кристаллах системы скольжения позволяют обеспечить его формирование без разрушения сплошности. В.Е. Паниным и др. [11] было доказано, что пластическое течение происходит одновременно на нескольких уровнях, причем трансляция на одном уровне обязательно сопровождается поворотом на более высоком уровне, и наоборот. Принципиально важным в этом подходе является то, что любое нарушение структуры кристалла при подводе к нему внешней энергии рассматривается с позиции самоорганизации локальных структур, обусловленной энтропийными эффектами. Вторичные структуры, формирующиеся в деформируемом кристалле при достижении необходимого уровня возбуждения, представляют совокупность локальных структур - от дефектов типа точечных или линейных до аморфного состояния, возникающего при высокой плотности дефектов. Таким образом, при анализе пластической деформации кристаллов необходимо учитывать кооперативное взаимодействие трансляции, ответственной за изменение формы (дисторсии), и ротации, ответственной за изменение объема (дилатации). При этом важную роль в распространении скольжения играют границы зерен. Эволюция скольжения включает образование полос скольжения на начальных этапах пластической деформации, которые потом трансформируются в полосы микроскопического сдвига, что приводит к возникновению зоны локализованной макропластической деформации, проходящей через весь объем. Переход от одного масштабного уровня (микрополосы) к другому (макротюлосы) являет собой неустойчивость пластической деформации, предопределяющую шейко-образование. Он характеризуется тем, что шменяются элементарные носители деформации - дислокации сменяются дисклинациями. Дисклинации являются более энергоемкими дефектами, чем дислокации, что позволяет системе про- [c.241]

Пластическая деформация приводит к ступенчатой форме профиля поверхности рельефа образца из-за действия распределенных в объеме ИСТОЧИИ1СОП дислокаций. Строение полос скольжения, обнаруживающих элементы периодичности на фоне исходного случайного расп1и . оления источников, указывает на самооргинизлцию скольжения в ходе е()юрмации. Профиль поверхности рельефа можно характеризовать некоторой фрактальной размерностью 1 < D < 2. Пред- [c.222]

Вторая стадия - стадия текучести, на которой наблюдается негомогенная пластическая деформация в виде прохождения по всей рабочей длине образца фронта Людерса - Чернова. Уже на ранних стадиях пластического течения в металле могут зарождаться субмикротрещины (длиной порядка 100 нм, шириной 1-10 нм, радиус острия 0,1 нм). Этот дефект атомных масштабов, возникающий при встрече полосы скольжения с препятствием, по существу представляет собой сверхдислокацию, находящуюся в упругом равновесии с полем напряжений, создаваемых клином субмикротрещины в окружающем материале. При низкотемпературном отжиге эти субмикротрещины захлопываются. Методами малоугловой рентгеновской дифракции и электронной микроскопии обнаруживаются зародышевые субмикротрещины с размерами от тысячи ангстрем. Стадия текучести не наблюдается у металлических материалов, у которых на диаграмме статического растяжения отсутствует деформация Людерса - Чернова. [c.16]

Рис. 11. Металлографические особенности прохождения фронта Людерса - Чернова в условиях растяжения - сжатия железа а - следы и профиль циклической полосы деформации б - зародыш пластического течения в - схема развития пластической деформации на стадии циклЕгческой текучести г - устойчивые полосы скольжения

Рис. 24. Образование межзеренных зрещин в условиях повторного растяжения технического молибдена (а, б) и схема зарождения трещины у границы зерна при встрече с ней полосы скольжения (в)

Модель Коттрелла (см. рис. 136) поясняет распространение пластической деформации от зерна к зерну несколько дислокаций, вышедших из источника В зерна /, движутся в плоскости скольжения и образуют скопление у границы зерна. У вершины р лидирующей дислокации возникает концентрация напряжений. Коттрелл определил, что дислокации будут образовываться вновь в результате генерации, допустим, источником Франка—Рида В до тех пор, пока действующее в окрестности этого источника напряжение Тт, повышающееся от п дислокаций, задержанных в полосе скольжения, полностью не уравновесится противодействующими напряжениями Xd. [c.239]

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]

При изучении механизмов пластической деформации методом исследования изменения дислокационной структур )1 был выявлен процесс текстурирования монокристаллов кремния и ниобия. Методом прямого наблюдения дислокационной структуры было (юказано, что при скольжении индентора в поверхностных слоях стали XI8H9T достигается в1>1сокая плотность дислокаций с образованием полос скольжения в виде пакетов. При этом отчетливо наблюдается ориентировка пакетов в направлении, перпендикулярном действию тангенциальных сил [29]. [c.45]

Увеличение микроискажений решеток карбидной фазы способствует увеличению упругой энергии карбидной фазы. Вместе с том должна возрастать микротвердость зерен и улучп1аться гомог енность С7руктуры вследствие измельчения полос скольжения. В ряде случаев возможно некоторое охрупчивание зерен карбидов из-за уменьшения их пластичности. [c.218]

У стали 1Х18Н9 в исходном состоянии пятна травления располагаются хаотически по объему зерна (фиг. 7, а). Чтобы раздельно изучить влияние силового и температурного факторов при МТО на структуру мате-риала, часть образцов предварительно деформировали на 10% при комнатной температуре. После такой обработки в структуре стали выявляется (еще до травления) отчетливый микрорельеф благодаря развитию полос скольжения по активным плоскостям, однако признаки образования субструктуры при этом отсутствуют, так как последующее травление показывает, что большая часть дислокаций еще не связана с выявленными следами пластической деформации и распределяется беспорядочно по телу зерен (фиг. 7, б). В то же время после длительного отжига деформированных образцов при температуре 600° (фиг. 7, в) образуется ярко выраженная субструктура вследствие выстраивания дислокаций в ряды. В результате этого у большинства зерен наблюдается четкая сетка субграниц, причем имеется определенная связь между расположением этих границ и следами скольжения при предварительном деформировании образца. [c.35]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...