Деформации формоизменения

Микроструктурная оценка б и Л? на исследовавшихся в работе [22] образцах поли кристаллического армко-железа (D — 0,37 мм, Т = =• —185 °С, и е = 103 с~') позволяет получить по выражению (2.49) 8Д = 0,09 %, а обжатие на 4 % образцов из сплавов Сг — 20 % Fe (D = 0,3 мм) дает ед == 3,9 %. Однако общая пластическая деформация до разрушения указанных образцов значительно превышала величины деформации двойникованием. Другими словами, вклад деформации двойникованием в общий уровень пластичности образца оказывается сравнительно небольшим. В работе [137] это объясняется

своеобразным эффектом «самоторможения», который сопровождает развитие деформации двойникованием. «Самоторможение» при двой-никовании прэисходит в результате измельчения исходного зерна поликристалла на «фрагменты» каркасом из двойниковых пластин, которые возникают в процессе деформации в теле зерна (рис. 2.22)1. Двойниковые пластины каркаса являются для последующего двойни-кования достаточно мощным препятствием, аналогичным границе зерна. Поэтому двойникование внутри отдельных «фрагментов» будет 'происходить при более высоком значении внешних напряжений, так как длина плоскости скольжения внутри фрагмента значительно меньше длины плоскости скольжения в зерне до фрагментации. Критическое напряжение двойникования связано с эффективным размером зерна (или размером «фрагмента») известным выражением (2.33) 122, 117, 121, 122].

критических напряжений сдвига для скольжения и двоиникования внутри «фрагментов».; Размер зерна (или «фрагмента»), соответствующий равенству напряжений сдвига и двоиникования, можно определить совместным решением уравнений типа (2.33) для сдвига и двоиникования, как это уже обсуждалось в предыдущем разделе. На рис. 2.24 представлено соотношение критических напряжений сдвига и двоиникования по данным работы [22]. Очевидно, что если в крупнозернистых образцах армко-железа с размером зерна D > dx в результате первых актов деформации двойникованием возникнут фрагменты с размером d •< dx, то дальнейшая деформация будет происходить путем скольжения. Если размер фрагментов будет превышать dx> то в процессе упрочнения, которое сопровождается утолщением существующих двойников, возможно и «вторичное» двойни-кование.

Отсюда получаем окончательное выражение для максимально возможной величины пластической деформации двойникованием

На рис. 2.25 представлено изменение едтах в зависимости от размера зерна D, рассчитанное по формуле (2.53) для трех конкретных случаев испытаний армко-железа, по данным работ [22, 122]. Результаты микроструктурной оценки степени деформации двойникованием с помощью выражения (2.49), которая была выполнена для образцов с размером зерна больше 1 'мм 1, показали хорошее согласование с расчетными КрИВЫМИ бдщах НЗ рИС. 2.25.

133. Моисеев В. Ф. Изучение деформации двойникованием в поликристаллических переходных металлах с ОЦК-решеткой : Автореф. дис... канд. физ.-мат. наук.— Киев, 1967.—26 с.

Как видно из табл. 19, изменение величины U в ряду Si—Ge—InSb— GaAs—GaP (в такой же последовательности происходит и увеличение ионной составляющей в силах связи) не носит закономерного характера, тогда как приведенная энергия активации перемещения дислокации Е закономерно уменьшается. В то же время приведенная температура перехода в пластичное состояние практически одна и та же для всех указанных веществ, за исключением GaP, где вклад ионной составляющей в силах связи наибольший. Принимая во внимание общность характера двух высокотемпературных участков, описываемых в принципе соотношениями (46) и (47), можно предположить, что в первом высокотемпературном участке пластическая деформация осуществляется двойникованием. Действительно, поскольку этот вид деформации происходит путем образования ,и движения перегибов на частичных дислокациях, то к этому процессу должны быть применимы уравнения (46) и (47), что и наблюдается в действительности. Напряжение Пайерлса при низких температурах для деформации двойникованием ниже, чем для скольжения. Это

На рис. 160 приведена температурная зависимость предела текучести чистого и легированного германия. На этой кривой четко виден перелом, соответствующий переходу от деформации двойникованием к деформации скольжением.

Как уже указано, мартенситное превращение в макроскопическом масштабе происходит в результате псевдосдвиговой деформации кристаллов исходной фазы. Поэтому в обычных металлах и сплавах под воздействием напряжений превращение происходит по одному из двух равновозможных механизмов деформации — деформации скольжением или деформации двойникованием. Однако при мартенситном превращении возможно обратное превращение, что является особенностью, которой нет при деформации скольжением или двойникованием. Поэтому деформационное поведение сплавов, в которых происходит мартенситное превращение, существенно отличается от деформационного поведения обычных металлов и сплавов.

Для доменов других групп или групп, иначе расположенных относительно направления растяжения, происходит более сложный процесс превращения. Однако и в этом случае процесс по существу можно объяснить с помощью деформации двойникованием в одной простой или более сложной системе двойникования. Процессы деформации мартенсита (за исключением j3\ -мартенсита) аналогичны. В табл. 1.3 указаны системы двойникования мартенсита типа 2Н и 3R.

деформации, опуская механизм деформации двойникованием, зерногранич-ным проскальзыванием и фрагментацией.

Проба МВТУ для тонколистового материала представляет собой образец, составленный из пластин различной ширины, собранных на прихватках (рис. 12.48, б). Деформации формоизменения воз-

Для повышения сопротивляемости сварных соединений образованию горячих трещин необходимо в процессе производства стремиться .к такому сочетанию их свойств в т.и.х., технологических приемов и способов сварки, а также такому конструктивному оформлению узлов, которые обеспечивали бы при минимальных значениях деформации формоизменения максимальный уровень показателя а„ — асв. Для этого необходимо стремиться к уменьшению интервала хрупкости, увеличению пластичности металла шва в т.и.х. и снижению темпа деформации.

В реальных условиях для уменьшения вероятности образования трещин часто применяют режимы, отличающиеся малыми скоростями и большим током, иногда даже рекомендуют предварительный подогрев, однако результаты в этом случае не всегда оказываются положительными, так как большое тепловыделение при незначительной жесткости конструкции может вызвать дополнительные деформации формоизменения. Из всех параметров режима особенно заметное влияние оказывает скорость сварки. С ее увеличением возрастает длина сварочной ванны, фронт кристаллизации приобретает плоский характер, образуя на оси шва зону срастания кристаллитов. Такой шов малопластичен в т.и.х. и вследствие этого подвержен образованию продольных трещин в осевой зоне.

Отсюда следует, что скорость распространения возмущений деформации формоизменения

нако ни «пластические» изменения объема, ни пластические деформации формоизменения не будут существенны, если, как в случае наличия полостей, компонент композита, занимающий значительную часть объема, не будет намного более сжимаем в упругой области, чем другие компоненты.

Положенная в основу критерия Мизеса — Хилла гипотеза (3.3) о независимости наступления предельного состояния от гидростатического давления оправдывает себя для изотропных материалов. Следует ожидать, что вид предельной поверхности композита будет зависеть от гидростатического давления. Действие этого давления вызывает в анизотропном материале не только объемные деформации, но и деформации формоизменения. Поэтому построение критерия прочности композита только на основе рассмотрения энергии формоизменения и пренебрежения энергией изменения объема не является вполне корректным [5]. Более того, из анализа напряжений в компонентах композита, нагруженного гидростатически, следует, что эти напряжения не одинаковы и не являются гидростатическими [6].

'? Удельная энергия деформации (формоизменения) для этого

Удельная энергия деформации (формоизменения) для этого случая может быть выражена следующим образом:

Здесь згу — скорость деформации формоизменения, включающая и скорость упругих деформаций и скорость течения. Решение этого уравнения обсуждается в главе X.

Здесь R' — дополнительная работа деформации формоизменения элемента объема.

Если первоначальный объем заготовки в форме прямоугольного параллелепипеда был равен HBL, то после -деформации (формоизменения) при условии постоянства объема действительно равенство

При этом изотропная составляющая тензора скоростей деформаций определяет собой скорость деформации расширения (сжатия), а девиатор — скорость деформации формоизменения.