Распределения дислокаций

деформациях, когда развивается фрагментация структуры [302, 365— 367], кривая нагружения Р — А/ молибденового образца (рис. 4.1, а) была перестроена в координатах S — Уе (рис. 4.5, кривая 1). При значениях е < е0 такую перестройку проводили обычным порядком с использованием значений удлинения Д/ (см. главу 3), при е >> е0 кривую S — У"е рассчитывали только для минимального сечения, определяемого по профилограммам (рис. 4.1, б). Поскольку при стыковке этих двух участков кривой.S — Уе могут возникнуть сложности из-за наблюдаемого неоднородного распределения деформации

4) вакансионный механизм образования трещин, структурные изменения, неравномерность распределения деформации по сечению образца, приводящая к более раннему пластическому течению поверхностных слоев по сравнению с основной массой металла, из-за изменения числа действующих систем скольжения, переход от циклической ползучести к усталостному разрушению в малоцикловой области.

Для оценки равномерности распределения деформации всю исследуемую зону разбивают на четыре участка (/ — IV), как показано на рис. 66. По результатам измерений жесткости подсчитывают величину пластической деформации за цикл епл по формуле

При небольших скоростях скольжения, когда повышением температуры на контакте можно пренебречь, большое влияние на характер распределения деформации по глубине оказывает смазка [25].

сг(е), как показано на рис. 42, а, при изменении скорости ударного растяжения от 75 до 207 м/с. Результаты следует анализировать с учетом возможного неравномерного распределения деформации по длине рабочей части образца и несоблюдения заданного параметра испытания. Использование образца с более короткой рабочей частью и связанное с этим ограничение по времени процессов релаксации приближает скорость деформирования к номинальной. Как видно из осциллограмм а(0 для образцов с рабочей частью диаметром 4 мм, длиной 10 и 4 мм, уменьшение длины рабочей части образца сдвигает максимум напряжений к началу деформирования, существенно не изменяя область зуба текучести (см. рис. 42, б). Это смещение, как указано выше, обусловлено повышением скорости деформирования в области рабочей части образца вблизи динамометра.

сохраняются неизменными все характеристики прочности и пластичности, в том числе и величина относительного удлинения (в отличие от стали 45), что свидетельствует о высокой однородности распределения деформации по длине образца и незначительном влиянии сосредоточенной деформации в шейке. Аналогично влияние длины образца (см. рис. 44, б) на кривую деформирования при ударном растяжении со скоростью до 20 м/с.

3. Приближенное выражение для величины сигнала может быть получено из интегрального рассмотрения общего сжатия диэлектрического слоя при прохождении волны нагрузки. Сжатие диэлектрика уменьшает его толщину и, следовательно, увеличивает среднюю плотность диэлектрика и число диполей в единице объема (общее число диполей при сжатии не меняется). Если пренебречь изменением момента диполя при сжатии, можно пренебречь и изменением их суммарного момента при постоянной напряженности электрического поля. Суммарный момент не зависит от конкретного распределения деформации по толщине диэлектрика. Следовательно, средняя по толщине величина коэффициента поляризации % меняется пропорционально толщине диэлектрического слоя:

Рис. 12. Схема искажения делительной сетки при изучении распределения деформации при растяжении моделей из резины:

Важно отметить, что согласно (3.2) величина скорости тела во внеконтактной области (в точках \х \ > С12) не зависит от закона распределения деформации в области контакта, а зависит лишь от максимального его значения ЁШЗХ в неподвижной точке, что значительно упрощает кинематические расчеты этого вида движения и механизмов, использующих описанный принцип прокатки упругого тела. Некоторые из этих механизмов будут описаны в гл. 9.

Принимая линейный закон распределения деформации по сечению вала, получим е = s/p, где 1/р = и" (s)/[l -(- м' (s)2]3/». В случае малых перемещений можно принять е « гм" (s). И тогда

Влияние скорости деформирования на механические характеристики материала при динамических скоростях нагружения Р ^> р1** (Р** х 10"1 с"1) исследовано достаточно полно [20—25]. Однако вследствие того, что при динамическом нагружении в течение одного опыта в разных сечениях образца протекают различные процессы деформации е (t) (напряженно-деформированное состояние вдоль длины образца неоднородно), дисперсии волн и наличия радиальной инерции (неоднородность напряженно-деформированного состояния по радиусу стержня), а также большой сложности (невозможности) одновременного замера в одной и той же точке образца процесса е (t) и о (t) из динамических экспериментов, в настоящее время невозможно получение динамической зависимости ст от е без привлечения априорно задаваемых соотношений между напряжениями и деформациями или использования расчетов для той или иной математической модели эксперимента (например, модели тонкого стержня). Попытка определения динамических уравнений состояния по некоторым косвенным эффектам (скорости распространения деформации различной величины, распределения деформации в различные моменты времени, скорости движения поверхностей испытуемого образца и т. д.) также не увенчалась успехом, поскольку было обнаружено [20, 24, 25], что указанные эффекты могут быть описаны с практически одинаковой степенью точности при помощи различных соотношений o"jj — BIJ. Вследствие этого до сих пор еще не получено надежных уравнений, описывающих динамическое поведение материала, а по ряду определяющих параметров данные различных экспериментальных работ не только расходятся в несколько раз, но имеют и качественно различную картину.

Термчмсханпческия обработка ;шключаепи'.i ч сочетании пластиче-(кий ()('р.Ш1ЦИ11 ч аус/пеишпном состоянии, с мкалкои Формирование структуры закаленной стали при ТАЮ происходит в условиях повышенной плотности и оптимального распределения дислокаций, обусловленных условиями горячей (теплой) деформации.

Дислокации1 закономерно присущи всякому металлу и возникают в огромных количествах. Средняя плотность распределения дислокаций в сталях составляет 108 -1010 на 1 см2 поверхности.

Для повышения энергоемкости металлов важное значение имеют распределение и плотность дислокаций. Каждую дислокацию можно рассматривать как сублокальное искажение кристаллической решетки, являющееся источником неоднородности, однако чем более равномерно распределены дислокации по объему металла, тем однороднее будет поглощение механической энергии в процессе деформирования и тем больше будет рабочий объем Vs. Таким образом, величина Vs является прежде всего функцией распределения дислокаций. Однако с увеличением числа равномерно распределенных дислокаций возрастает средняя величина поглощенной энергии в рабо-

где Кк — постоянная, зависящая от распределения дислокаций.

Вид распределения дислокаций ао Литература

Итак, в процессе пластической деформации поликристаллических ОЦК-металлов можно наблюдать формирование различных структурных состояний от гомогенного распределения дислокаций до развитой ячеистой структуры. Процесс накопления дислокаций и характер их распределения, как отмечает Такеучи [296], являются главными факторами, определяющими упрочнение металла.

В случае однородного распределения дислокаций х = у и г\ = 1. При образовании ячеистой структуры т <; 1 .

Формула (3.39) и расчет показывают, несмотря на то что напряжение течения границ ячеек выше, чем всего материала в случае однородного распределения дислокаций, появление таких границ приводит в результате к уменьшению действующего напряжения течения. Например, как это следует из рис. 3.14, если объемная доля границ составит 0,05 и в них собрано 90 % дислокаций, то отношение напряжений течения становится равным 0,5, т. е. константа А в уравнении а = Лр-1/, уменьшается в два раза, что свидетельствует об уменьшении эффективности упрочнения при неоднородном распределении дислокаций. С учетом сказанного уравнение (3.23) приобретает вид

где л — параметр Такеучи, характеризующий однородность распределения дислокаций.

Авторы работы [9], однако, полагают, что зависимость вида (3.40) может достаточно точно описать упрочнение поликристаллов только в области относительно однородного распределения дислокаций и слабо-разориентированных ячеек, когда границы ячеистой структуры оказывают сопротивление движению дислокаций по типу дислокаций леса. Тогда упрочнение, вносимое границами слаборазориентированной ячеистой структуры, может быть рассчитано по уравнению Хольта (3.30). Если же на некотором этапе пластической деформации форми-

Рис. 3.14. Влияние неоднородного распределения дислокаций на напряжение течения кристалла 296].