Компонент дислокаций

лебания характеризуют деформацией (от лат. deformatio — искажение) — изменением взаимного расположения ди точек тела. Это изменение относят к первоначальному расстоянию между точками, в результате чего деформация становится безразмерной величиной. Если точки сдвинулись вдоль отрезка, их соединяющего, то это деформация растяжения-сжатия, а если перпендикулярно этому отрезку — деформация сдвига. В результате деформацию записывают в виде тензора вц, аналогичного тензору напряжений. В нем вхх = дих/дх — деформация растяжения-сж'а-тия вдоль оси х и аналогично для других осей. Чтобы сделать тензор деформаций симметричным, компонент кху записывают в форме Exy=(dux/dUy+dUy/dx)/2 и также для других сдвиговых компонент деформации. Величина е = кхх + гуу + егг означает изменение объема dxdydz элементарного куба. Для жидкостей и газов деформации сдвига отсутствуют, а деформации растяже-ния^сжатия по всем направлениям одинаковы.

действия нагрузки. Оказалось, что при малом напряжении деформация является целиком упругой еуп и по снятии нагрузки полностью исчезает, а при большом напряжении появляется второй компонент деформации — остаточная деформация еост, которая сохраняется и после разгрузки образца. Таким образом, в общем случае

где т — фактор ориентировки Тейлора. Таким образом, нахождение условия начала течения в поликристаллическом материале фактически сводится к поиску способа усреднения ориентировок отдельных кристаллитов для получения т. Простое усреднение всех возможных ориентировок, которое фактически предполагает, ЧТОБ каждом зерне действует одна система скольжения с максимальным значением приведенного касательного напряжения, дает для ГЦК-металлов т = 2,238 [4]. Аналогичный ход расчета в работе [23] с некоторыми допущениями об упрочнении за счет границ приводит к т — 2,2. Эти представления о независимой деформации каждого зерна противоречили самой сущности поликристалла, сохранению его сплошности во время деформации, что было явным ограничением теории и никак не согласовалось с данными эксперимента. Мизес впервые еще в 1928 г. показал 14], что для осуществления требуемого изменения формы тела необходимо иметь пять независимых компонент деформации (объем принимается постоянным). Для кристаллического тела это означает необходимость действия пяти различных систем скольжения. В принципе могут действовать и более пяти систем, но энергетически оптимальные условия течения достигаются при пяти действующих системах. Это значит, что в металле с ГЦК-решеткой, имеющей 12 кристаллографически эквивалентных октаэдрических систем скольжения, должны будут работать только пять с наиболее высокими для данной ориентировки приведенными касательными напряжениями.

Из уравнения (18) в сочетании с известными выражениями для преобразования компонент деформации можно получить следующие зависимости для использования критерия максимальных деформаций:

Для численного решения удобно развернуть зависимости (29) в виде трех формул для дц, 622, oi2- Индексные обозначения при этом можно заменить на обычно употребляемые в технической литературе; так оц,
Теория наибольших нормальных деформаций Сен-Венана была распространена на анизотропные материалы в работах [17—19]. При этом предполагалось, что исчерпание несущей способности однонаправленного композита происходит тогда, когда любая из компонент деформации в направлении главных осей достигает предельного значения. Первоначальные формулировки предполагали линейность диаграмм деформирования материала слоя до разрушения, следовательно, жесткость и податливость слоистого композита в процессе нагру-жения оставалась неизменной. Дальнейшее совершенствование указанного подхода позволило учесть и нелинейность механических свойств композита [19].

На рис. 7.2 показаны расчетные зависимости, построенные по формулам (7.8) с использованием характеристик компонентов из табл. 7.1. На этом же рисунке точками отмечены экспериментальные результаты, полученные в [39] для боро-пластика на эпоксидном связующем. Точность расчетных оценок ЕТ и GLT оставляет, конечно, желать лучшего. Учет стеснения деформации более податливого материала матрицы в направлении армирования при действии поперечной нагрузки позволяет приблизить расчетную оценку Ет к экспериментальной. Для этого вместо модуля упругости матрицы Ет в уравнение для расчета Ет следует подставить значение Em, соответствующее стесненным деформациям (можно получить, положив две из трех компонент деформации в трех-

и е'". Отложим отрезок PD = e' горизонтально в направлении, противоположном направлению е'; точка D определяет собой положение оси -у/2. Отложим D? = e" и проведем ЕН вертикально до пересечения с 2 — 2 (2 — 2 1 е"). Тогда Н явится точкой, лежащей на окружности и имеющей координату, равную компоненту деформации вдоль направления 2 — 2. Отложим DJ=*e"' и проведем У/С вертикально до пересечения с направлением 3—3 в точке К. Тогда точка К представит собой точку на окружности, координата которой дает компонент деформации направления 3—3. Так как Р, Н я К должны

5. Деформация ег. Компонент деформации ег найдем, используя уравнение Коши (6.11)3

Фиг. 5.38. Изменение во времени компонент деформации ех и sv, полученных с помощью сетки, вдо,ль горизонтального диаметра диска из недо-

нагружения работают по сигналам от динамометров с тензометрическими датчиками. Для работы в следящем режиме необходимы электрические системы измерения сил и всех необходимых компонент деформации.

Отметим, что при независимом измерении скоростей краевых и винтовых компонент дислокаций [68, 69] было показано, что в области малых скоростей, или же при низких температурах испытания, краевые дислокации движутся значительно быстрее винтовых.

Учитывая низкую подвижность винтовых компонент дислокаций-в ОЦК-решетке, длина пробега винтовых дислокаций LB <^ LK, и, следовательно, плотность рв ^> рк. В. Л. Инденбом и А. Н. Орлов [254]< полагают, что и коэффициент деформационного упрочнения в ОЦК-металлах будет определяться в основном поведением винтовых дисло-

Учитывая низкую подвижность винтовых компонент дислокаций-в ОЦК-решетке, длина пробега винтовых дислокаций LB <^ LK, и, следовательно, плотность рв.^> рк. В. Л. Инденбом и А. Н. Орлов [2541 полагают, что и коэффициент деформационного упрочнения в ОЦК-металлах будет определяться в основном поведением винтовых дисло-

рис. 3.5) [9, 256, 266]. При температурах испытания ниже 0,15 Т„л форма трехстадийной кривой упрочнения меняется на параболическую. Три стадии упрочнения обычно наблюдаются в промежуточно» области температур (0,15—0,20 Тпл), где подвижность винтовых компонент дислокаций уже сравнима с подвижностью краевых [91.

дислокаций с большим числом порогов. Такой характер структуры при низких температурах обусловлен низкой подвижностью винтовых компонент дислокаций. Более подвижные краевые дислокации, двигаясь намного быстрее винтовых, оставляют за собой «хвосты» из винтовых дислокаций, маленькие призматические дислокационные петли и вытянутые дипольные краевые петли.

кристаллах в скольжении на стадии / участвуют не только винтовые, но и краевые дислокации. На стадии // отношение коэффициента линейного упрочнения к модулю сдвига 9///G в ОЦК-металлах зна^ чительно ниже и зависит от температуры и скорости испытания. В металлах с ОЦК-решеткой поперечное скольжение винтовых компонент дислокаций происходит даже на начальных этапах деформации, а а ГЦК-кристаллах интенсивное поперечное скольжение развивается только на стадии ///.

ном поведении связаны, прежде всего, с различиями в механизмах деформации этих металлов. К этим различиям можно отнести большое число действующих систем скольжения в ОЦК-металлах и возможность достаточно легкого поперечного скольжения винтовых компонент дислокаций [9].

Если перестройка дислокационной структуры, согласно [276], обусловлена энергетическим критерием, то динамика такой перестройки определяется свойствами самого материала, и в частности величиной энергии дефекта упаковки [9, 40, 232]. Как известно, энергия дефекта упаковки является физическим параметром, и в значительной степени определяющем строение ядра дислокации, возможность ее диссоциации на частичные дислокации, подвижность последних, склонность к поперечному скольжению и т. д. Легкость поперечного скольжения винтовых компонент дислокаций и определяет во многом различия в механическом поведении металлов с разной энергией дефекта упаковки, в частности, например, металлов с ГЦК- и ОЦК-решетками. Чем эта энергия выше, тем раньше (по уровню напряжения и величине деформации) начинается интенсивное поперечное скольжение, облегчается обход движущимися дислокациями барьеров различной природы, в результате сокращаются стадии легкого и множественного скольжения монокристаллов, отмечаются изменения и на кривых нагруже-ния поликристаллов (рис. 3.9) [5, 252]. Наблюдаемые явления связаны со структурными перестройками в металле, приводящими к образованию ячеистой структуры вследствие облегченного поперечного скольжения винтовых компонент дислокаций.

ОЦК-металлы в целом имеют более высокие значения энергии дефекта упаковки по сравнению с ГЦК-металлами (табл. 9). Поэтому в пластической деформации этих металлов большую роль играет поперечное скольжение винтовых компонент дислокаций, подвижность которых быстро возрастает с увеличением температуры и приложенных напряжений, что способствует образованию ячеистой структуры с более совершенными и узкими стенками, хотя и менее правильными, чем при холодной деформации и последующей полигонизации.

Авторы [9,28] отдают предпочтение полигонизационному механизму образования ячеистой структуры, согласно которому существенную роль в формировании дислокационных ячеек играют процессы переползания краевых компонент дислокаций. Этот процесс, как известно, является самым медленным звеном полигонизации, поскольку требует переноса массы за счет диффузии точечных дефектов [9]. Избыточная концентрация точечных дефектов в деформируемом кристалле обусловлена возникновением, движением и взаимодействием дислокаций в процессе деформации, поскольку каждая дислокация, пересекаясь с дислокациями леса высокой плотности, приобретает значительное число порогов, способных порождать при дальнейшем перемещении вакансии и междоузельные атомы. В работе [9] особо подчеркивается качественно различный характер ячеистой структуры, возникающей на ранних и конечных стадиях деформации, причем это различие проявляется как в механизме образования дислокационных ячеек, так и механизме передачи пластической деформации через границы ячеистой структуры. На ранних стадиях деформации границы ячеек представляют собой клубки, сплетения, вытянутые вдоль плоскостей скольжения и в направлении скольжения. При дальнейшей пластической деформации формируется разориентированная ячеистая структу-

При объяснении закономерностей параболического упрочнения поликристаллических ОЦК-металлов часто используется допущение о достаточно равномерном хаотическом распределении дислокаций на первой стадии упрочнения. Справедливость указанного допущения обычно обосновывается легким протеканием процессов поперечного скольжения дислокаций из-за высокой энергии дефекта упаковки в металлах с ОЦК-решеткой. Очевидно, что подобное допущение может оказаться не совсем корректным при низких температурах, когда даже у металлов с большой энергией дефекта упаковки скорости движения винтовых и краевых компонент дислокаций различаются на порядок и более [257, 258], а также в широком интервале температур для металлов и сплавов с относительно низкой энергией дефекта упаковки (металлы VA группы — V, Nb, Та, сплавы Fe—Si, Cr—Re, Cr—Fe, W—Re, Mo—Re и др.) [9, 289,

Рекомендуем ознакомиться:

Количество радиоактивных

Карбоновыми кислотами

Количество разнообразных

Количество сгоревшего

Количество соответствующих

Количество состояний

Количество связующего

Количество технологических

Количество выделяемой

Меню:

Главная страница Термины