Macrolocalization, which accompanies the process of plastic deformation beginning from the yield point and ending by fracture, is determined by the staged character of material-loading diagrams. The evolution of localization patterns in a plastic flow of body-centered cubic vanadium alloy, hexagonal close-packed magnesium alloy, tetragonal tin, and face-centered cubic submicrocrystalline aluminum is analyzed within this concept.Introduction. It was found [1-3] that macrolocalization accompanies the process of shape variation of all materials, independent of their chemical nature, crystallographic state, and real structure, over the entire process from the yield point to fracture. The types of deformation localization have a uniform dependence on the law of strain hardening of the material (loading diagram) and uniformly change from one stage to another. The number of such types is limited. Four types are known at the moment [3]: 1) single moving deformation fronts (autowaves of excitation or switching); 2) equidistant moving zones of deformation localization (phase autowave); 3) spatially periodic steady distributions of deformation-localization sites (stable dissipative structures); 4) high-amplitude motionless deformation sites. The first type is typical of stages of easy slip of single crystals and yield areas of polycrystalline materials. The stages of linear hardening correspond to the second type of localization in the form of phase autowaves. The third type of localization arises at stages of parabolic hardening. High-amplitude steady zones of deformation localization in regions of future viscous fracture were observed when the strain before the beginning of neck formation was several percent of the total strain. The evolution of localization patterns rigorously follows the stages of the strain curves. If some stage is absent, the corresponding type of localization is absent as well. Therefore, it was only the third type of macrolocalization that was observed in all experiments without any exceptions, which were performed with single and polycrystals, pure metals and high alloys, ordered structures, materials with dislocation and twinning mechanisms of deformation, alloys with phase-change plasticity, and substances with viscous and quasi-brittle fracture [3]. The phenomenology of transformation of the first to the second type of localization [4] and from the second to the third type of localization [5] has been described. It remains unclear, however, how a steady dissipative structure (third type) is transformed to a distribution with one high-amplitude maximum.
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН (634055, Россия, Томск, пр. Академический, 2/4) 2 Юргинский технологический институт-филиал Томского политехнического университета (652057, Россия, Кемеровская обл., Юрга, ул. Ленинградская, 26) 3 Национальный исследовательский Томский государственный университет (634050, Россия, Томск, пр. Ленина, 36) 4 Национальный исследовательский Томский политехнический университет (634050, Россия, Томск, пр. Ленина, 30) Аннотация. Исследованы особенности развития макроскопической неоднородности деформации в виде полос Чернова-Людерса на упругопластическом переходе в малоуглеродистой стали. Установлены основные закономерности зарождения и развития полос. Особое внимание уделено кинетике подвижных границ (фронтов) полос, определены характерные скорости. Показано, что темп формирования зародыша полосы Чернова-Людерса более чем на порядок выше темпа ее расширения. Рассмотрены ситуации, при которых в объекте одновременно развивается более одной полосы и поэтому наблюдается несколько движущихся фронтов. Установлено, что во всех случаях скорости движения фронтов полос Чернова-Людерса взаимно согласованы так, что в любой момент времени обобщенная скорость расширения продеформированной зоны является постоянной величиной. Проанализировано влияние скорости деформирования на кинетику фронтов полос Чернова-Людерса. Как обобщенная скорость расширения деформированной зоны, так и скорости индивидуальных фронтов возрастают с ростом скорости нагружения. Установлен нелинейный (степенной) характер этой зависимости. Фронты полос Чернова-Людерса имеют сложную структуру. Разные участки фронта могут двигаться с неодинаковыми скоростями, так что линия фронта локально искривляется и расщепляется. Перед фронтом в недеформированной части образца возможно зарождение предвестников, конфигурация которых напоминает зародыш полосы Чернова-Людерса. При встрече фронты смежных полос аннигилируют. Аннигиляция фронтов является комплексным процессом, который также характеризуется формированием предвестников и вторичных диффузных полос Чернова-Людерса. Эти факты демонстрируют, что упрощенное представление о полосе Чернова-Людерса как о деформированной области в нагружаемом образце, а о фронте полосы как о границе между деформированной и недеформированной зонами должно быть пересмотрено. Микроскопическая теория деформации Людерса основана на лавинном росте плотности подвижных дислокаций вследствие отрыва от центров закрепления и последующего размножения, который реализуется одномоментно на верхнем пределе текучести в пределах кристаллита (зерна). В то же время для формирования подвижного макроскопического деформационного фронта необходимо, чтобы без упрочнения пластическая деформация передавалась соседним зернам, то есть нужна зернограничная аккомодация. Полученные результаты дают основание полагать, что такой зоной аккомодации, по-видимому, является фронт полосы Чернова-Людерса, а потому он имеет сложное строение.
The deformation behavior of high-chromium steel (0.4%C-0.6%Si-0.55%Mn-12.5%Cr) of martensitic structure upon quenching and of sorbitic structure upon high-temperature tempering has been investigated. Each of the states is shown to be represented by a particular stress-strain curve. The stress-strain curve for the steel in the martensitic state consists of a single linear-hardening stage, whereas in the sorbitic state, it exhibits a three-stage deformation pattern. The plastic flow of the examined material in the two states has been found to be of a localized character. The evolution of localized-strain center distributions follows the law of plastic flow, i.e., it depends on the deformation stages in the stress-strain curve. The fracture process is determined by the kinetics of the localized-strain centers in the final (prefracture) deformation stage in the stress-strain curve.
scite is a Brooklyn-based organization that helps researchers better discover and understand research articles through Smart Citations–citations that display the context of the citation and describe whether the article provides supporting or contrasting evidence. scite is used by students and researchers from around the world and is funded in part by the National Science Foundation and the National Institute on Drug Abuse of the National Institutes of Health.
hi@scite.ai
10624 S. Eastern Ave., Ste. A-614
Henderson, NV 89052, USA
Copyright © 2024 scite LLC. All rights reserved.
Made with 💙 for researchers
Part of the Research Solutions Family.