4. ODKSZTAŁCENIE l REKRYSTALIZACJA

Metale jako ciała plastyczne ulegają pod działaniem sił zewnętrznych odkształceniu, które polega na zmianie ich wymiarów i kształtu, nie ulegając przy tym zniszczeniu. Zjawisko to umożliwia kształtowanie metali w drodze przeróbki plastycznej. Przy odkształcaniu metali w miarę wzrostu naprężeń występują początkowo odkształcenia sprężyste, następnie odkształcenia plastyczne, po czym w miarę dalszego wzrostu naprężeń następuje w końcu zniszczenie materiału.

1. Odkształcenie sprężyste

Odkształcenia sprężyste są to odkształcenia przemijające, które zanikają po od­ciążeniu (odkształcony element metalowy powraca do swego pierwotnego kształtu i wymiarów). W zakresie odkształceń sprężystych pod wpływem przyłożonego obciążenia następuje zmiana odstępów pomiędzy atomami w sieci krystalicznej. W przypadku działania sił rozciągających komórki sieciowe wydłużają się w kierunku działania tych sił, a w przypadku działania sił ściskających nieznacznie się skracają, jak to przedstawia rys. 4.1. W wyniku wzajemnego oddziaływania pomiędzy wysuniętymi ze swych położeń równowagi atomami powstają wewnątrz odkształconego materiału siły wewnętrzne, które dążą do przywrócenia stanu równowagi, i pod wpływem tych sił element metalowy po odciążeniu powraca do swego pierwotnego kształtu.

Rys. 4.1. Odkształcenie sprężyste: a) rozciąganie, b) brak odkształceń, c) ściskanie

Dla metali i ich stopów występuje w zakresie odkształceń sprężystych proporcjonalna zależność pomiędzy naprężeniem a odkształceniem, wyrażająca się wzorem:

gdzie
oznacza naprężenie,
— odkształcenie względne.

Dla naprężeń rozciągających lub ściskających współczynnik proporcjonalności E na­zywa się modułem sprężystości podłużnej (modułem Younga) i równy jest tangensowi kąta nachylenia prostej wyrażającej podaną zależność w układzie „normalne naprężenie-odkształcenie”, jak to przedstawia rys. 4.2. Wartość modułu sprężystości daje pojęcie o szybkości narastania naprężenia ze wzrostem deformacji sprężystej. Moduł sprężystości jest różny dla różnych metali i zależy głównie od rodzaju metalu, typu jego sieci przestrzennej i jej parametrów. Dla monokryształów metali jako ciał anizotropowych moduł sprężystości ma różną wartość w różnych kierunkach, np. moduł sprężystości dla monokryształu żelaza waha się w zależności od kierunku badania w granicach 135 000 ÷ 290 000 MPa.

Rys. 4.2. Wykres odkształceń sprężystych

Oprócz naprężeń rozciągających występować mogą również naprężenia styczne, czyli ścinające, które powodują przemieszczanie warstw atomów względem siebie, jak to przedstawia rys. 4.3. Odkształcenia te są również w przybliżeniu proporcjonalne do naprężeń, a współczynnik proporcjonalności nazywa się modułem sprężystości poprzecznej.

Rys. 4.3. Odkształcenie sprężyste ścinające: a) brak odkształceń, b) odkształcenie ścinające

Ponieważ moduł sprężystości zależy od sił międzyatomowych, obróbka cieplna czy też dodatki stopowe nieznacznie tylko wpływają na jego wartość. Moduł sprężystości zaliczyć można do właściwości metali, które są mało zależne od różnych czynników zewnętrznych. Wartość modułu sprężystości żelaza jest szczególnie duża w stosunku do modułu większości innych metali, co jest jedną z przyczyn, które czynią stopy żelaza tak cennymi tworzywami w technice.

2. Odkształcenie plastyczne

Obciążenie metalu powyżej określonej granicy, zwanej granicą sprężystości, powodu­je odkształcenie plastyczne, tj. odkształcenie trwałe; odciążony element metalowy wyka­zuje trwałą zmianę kształtu. Odkształcenie plastyczne zachodzi głównie w drodze poślizgu oraz bliźniakowania.

Odkształcenie przez poślizg polega na tym, że pod wpływem sił zewnętrznych następuje przesunięcie względem siebie części kryształu wzdłuż określonych płaszczyzn sieciowych, jak to przedstawia rys. 4.4. W płaszczyznach tych metal stawia najmniejszy opór zachodzącym odkształceniom i z tego względu płaszczyzny te noszą nazwę płaszczyzn łatwego poślizgu. Wzajemne przesuwanie się części kryształu względem siebie powoduje pewne zniekształcenia sieci przestrzennej kryształu, co wpływa hamująco na ruch poślizgowy, tak że prze­nosi się on z kolei na drugą płaszczyznę o tej samej orientacji krystalograficznej. W ten sposób tworzą się stopniowo nowe płaszczyzny poślizgu oddzielone nieodkształconymi warstwami krystalicznymi, jak to przedstawia rys. 4.5. Grubość tych warstw, czyli odległość pomiędzy płaszczyznami poślizgu, jest zwykle rzędu 10 ^-3 ÷ 10 ^-5 cm.

Rys. 4.4. Odkształcenie przez poślizg

Rys. 4.5. Powstawanie pasm poślizgu

Płaszczyznami łatwego poślizgu, w których metal stawia najmniejszy opór odkształ­ceniom, są płaszczyzny z najgęstszym ułożeniem atomów. Z rysunku 4.6 widać, że płaszczyzny odpowiadające rzędom atomów A-A' (prostopadle do płaszczyzny rysunku) są gęściej obsadzone atomami niż płaszczyzny odpowiadające rzędom atomów B-B'; w związku z tym oddalenie płaszczyzn A-A' od siebie jest większe niż jakichkolwiek innych płaszczyzn i z tego względu płaszczyzny A-A' łatwiej się względem siebie przesuwają niż np. płaszczyzny B-B'. Kierunek poślizgu w płaszczyźnie łatwego poślizgu jest zgodny z kierunkiem najgęstszego ułożenia atomów.

Rys. 4.6. Płaszczyzny poślizgu

Plastyczność metali jest bezpośrednio związana z płaszczyznami łatwego poślizgu. Im więcej układów płaszczyzn łatwego poślizgu występuje w sieci przestrzennej kryształu danego metalu, tym bardziej metal ten jest plastyczny. W układzie regularnym płasko centrowanym (Al) płaszczyznami łatwego poślizgu są płaszczyzny ośmiościanu, np. płaszczyzna (111). W metalach krystalizujących w układzie regularnym przestrzennie centrowanym (A2) płaszczyznami łatwych poślizgów są płaszczyzny przekątne elemen­tarnego sześcianu, np. płaszczyzna (110). Dla sieci przestrzennej kryształu układu heksagonalnego zwartego płaszczyzną łatwych poślizgów jest płaszczyzna podstawy (0001). Płaszczyzny łatwych poślizgów wraz z zaznaczonymi kierunkami łatwych pośliz­gów podaje rys. 4.7. Jak wynika z rysunku, najmniej płaszczyzn i kierunków łatwego poślizgu występuje w układzie heksagonalnym, toteż metale krystalizujące w tym układzie, jak np. magnez i cynk, odznaczają się mniejszą plastycznością.

Rys. 4.7. Płaszczyzny i kierunki łatwego poślizgu

Rys. 4.8. Odkształcenie przez bliźniakowanie: a) brak odkształcenia, b) kryształ bliźniaczy

Odkształcenie plastyczne może zachodzić także za pomocą bliźniakowania. Tego rodzaju odkształcenie zachodzi szczególnie łatwo w metalach krystalizujących w układzie regularnym płasko centrowanym (A1) i heksagonalnym zwartym (A3). Tworzenie się kryształów bliźniaczych polega na tym, że pod wpływem sił zewnętrznych część kryształu przybiera położenie będące zwierciadlanym odbiciem pozostałej części kryształu, jak to przedstawia rys. 4.8. Przesunięcie poszczególnych warstw atomów jest proporcjonalne do ich odległości od płaszczyzny bliźniaczej.

3. Odkształcenie plastyczne monokryształu

Przebieg odkształcenia plastycznego w drodze poślizgu można najłatwiej obserwować przy rozciąganiu cylindrycznej próbki wykonanej z monokryształu cynku, który krys­talizuje w układzie heksagonalnym zwartym (A3) i ma tylko jedną płaszczyznę łatwego poślizgu. Proces ten przedstawiono na rys. 4.9. Pod działaniem. siły rozciągającej powstają w płaszczyźnie poślizgu naprężenia ścinające, powodujące poślizg poszczególnych warstw kryształu względem siebie.

Rys. 4.9. Odkształcenie monokrystalicznego pręta cynku rozciąganego siłą F:

a) kryształ nie odkształcony, b, c) kryształ odkształcony

Poślizg zaczyna się w chwili, gdy naprężenie ścinające w płaszczyźnie poślizgu, powstałe w wyniku oddziaływania na metal sił zewnętrznych, skierowane w kierunku łatwego poślizgu, osiągnie pewną minimalną wartość zwaną krytycznym naprężeniem stycznym (τ_kr). Dla pojedynczych kryształów czystych metali krytyczne naprężenie styczne jest bardzo małe i wynosi 0,l ÷ 1 MPa. Ponieważ sieć heksagonalna zwarta ma trzy kierunki łatwego poślizgu (zgodnie z przekątnymi sześcioboku stanowiącego pod­stawę elementarnej komórki sieciowej), poślizg zachodzić będzie zgodnie z tą przekątną sześcioboku, w kierunku której wartość naprężenia ścinającego będzie największa.

Zależność naprężenia ścinającego działającego w kierunku łatwego poślizgu od siły rozciągającej F można znaleźć z rys. 4.10. Jeżeli powierzchnia przekroju poprzecznego rozciąganej próbki wynosi S₀, a kąt pomiędzy płaszczyzną przekroju poprzecznego próbki a płaszczyzną poślizgu ma wielkość φ, to powierzchnia płaszczyzny poślizgu S₁ wynosi:

Rys. 4.10. Rozkład sił przy rozciąganiu monokrystalicznego pręta

Gdy kierunek poślizgu tworzy z kierunkiem przyłożonej siły F kąt λ, wówczas składowa tej siły w kierunku poślizgu ma wartość F cos λ. Naprężenie ścinające τ wynosi:

Wielkość naprężenia ścinającego
wywołującego poślizg zależy od orientacji kryształu w stosunku do siły działającej. W przypadku rozciągania osiowego osiąga ono maksimum, gdy płaszczyzna poślizgu tworzy kąt 45° z osią próbki, co dla kryształu cynku przedstawia rys. 4.11. Przy takiej orientacji płaszczyzny poślizgu najłatwiej więc może być przekroczone naprężenie styczne τ_kr; natomiast gdy płaszczyzna łatwego poślizgu jest równoległa (
) lub prostopadła (
) do kierunku działania siły F, naprężenie styczne τ równa się zeru.

Rys. 4.11. Zależność naprężenia stycznego t przy rozciąganiu od orientacji płaszczyz­ny poślizgu

W czasie rozciągania monokryształu cynku zachodzą równocześnie trzy procesy:

1) wzajemne przesuwanie się warstw krystalicznych,

2) obrót płaszczyzny poślizgu w kierunku siły rozciągającej (α→90°),

obrót płaszczyzn łatwego poślizgu wokół osi do nich prostopadłej tak, aby kierunek łatwego poślizgu pokrył się z kierunkiem naprężeń ścinających.

Rys. 4.12. Odkształcona próbka monokryształu cynku (wg J.S. Umańskiego)

W ten sposób cylindryczna próbka przekształca się stopniowo w płaską taśmę. Obraz rozciągniętej próbki monokryształu cynku przedstawiono na rys. 4.12. Jeżeli w danym typie sieci przestrzennej istnieje kilka układów płaszczyzn łatwego poślizgu, to poślizg zaczyna się w tym układzie płaszczyzn, które są najbardziej dogodnie zorientowane w stosunku do sił działających, tj. wzdłuż których naprężenie ścinające t osiągnie największą wartość.

4. Przebieg odkształcania ciała polikrystalicznego

Przebieg odkształcania ciała polikrystalicznego, jakim są metale, jest bardziej złożo­ny. Sąsiedztwo ziarn o różnej orientacji krystalograficznej, jak również występowanie zanieczyszczeń na ich granicach wpływają hamująco na przebieg poślizgów w poszczególnych ziarnach. Zmianę kształtu ziarn pod wpływem rozciągania, obserwowaną na zgładzić wykonanym zgodnie z kierunkiem płynięcia metalu, przedstawiono na rys. 4.13. W początkowej fazie odkształcania poślizgi zachodzą tylko w tych ziarnach, w których płaszczyzna poślizgu nachylona jest pod kątem 45° w stosunku do siły działającej, gdyż do ich odkształcenia, jak to już wykazano, potrzeba najmniejszej siły. Ziarna o innej orientacji krystalograficznej pozostają nieodkształcone. Tę fazę roz­ciągania pokazuje rys. 4.13a. W miarę wzrostu sił rozciągających odkształceniu ulegają również i pozostałe ziarna, przy czym stopniowo wydłużają się one w kierunku sił działających, przybierając postać włókien, jako to widać n rys. 4.13 b i c.

Rys. 4.13. Zmiana struktury pod wpływem rozciągania

Tego rodzaju struktura metalu o odkształconych ziarnach, które zależnie od rodzaju przeróbki plastycznej mogą przybierać kształt włókien lub płatków o jednakowej w przybliżeniu przestrzennej orientacji krystalograficznej, nosi nazwę tekstury, przy czym rozróżnia się teksturę walcowania, ciągnienia itp. Należy jednak zauważyć, że po deformacji plastycznej rozgraniczenie poszczególnych ziarn od siebie nie jest optycznie tak wyraźne, jak w materiale odlanym czy też wyżarzonym. Granice ziarn miejscami nawet zanikają ze względu na to, że same ziarna nie są po przeróbce plastycznej jednolite, ale rozpadają się na szereg bloków względem siebie skręconych.

Mikrostrukturalnym objawem odkształceń plastycznych są linie, które można obser­wować na zgładach w ziarnach odkształconego metalu, jak to przedstawiono na rys. 4.14. Linie te są śladami płaszczyzn, wzdłuż których zachodziły poślizgi w poszczególnych ziarnach w czasie odkształcania. Noszą one nazwę linii poślizgu lub pasm poślizgu (dlaczego są one widoczne pod mikroskopem, wyjaśnia schemat na rys. 4.15).

Rys. 4.14. Linie poślizgu

Rys. 4.15. Schemat powstawania linii poślizgu: a) przed poślizgiem, b) po poślizgu (wg C. H. Samansa)

Przeróbka plastyczna metalu, powodująca wydłużenie się ziarn krystalicznych w kie­runku działania sił odkształcających, sprawia, że metal, który w stanie odlanym jest ąuasi-izotropowy, staje się anizotropowy. Z tego względu właściwości metali przerobio­nych plastycznie są różne w różnych kierunkach; próbki wycięte w kierunku zgodnym i poprzecznym w stosunku do kierunku płynięcia metalu wykazują różne właściwości mechaniczne.

5. Mechanizm poślizgu w świetle teorii dyslokacji

Próby określenia właściwości wytrzymałościowych metali na podstawie praw rządzą­cych oddziaływaniem atomów w doskonałej sieci przestrzennej kryształu nie dawały zadowalających rezultatów. Otrzymane na drodze stosunkowo prostych obliczeń teorety­cznych wartości krytycznego naprężenia stycznego wywołującego poślizg dla różnych metali były 10² ÷ 10⁴ razy większe od wartości uzyskiwanych eksperymentalnie. W pra­ktyce metale okazały się słabsze, niż to wynikało z teorii ich budowy. Przyczyną tych niezgodności było to, że przy przyjętym modelu mechanizmu odkształcania, w myśl którego poślizg zachodzi jednocześnie na całym przekroju kryształu, konieczne jest równoczesne pokonanie sił oddziaływania wszystkich atomów znajdujących się w płasz­czyźnie poślizgu. Wówczas, jak można wykazać, krytyczne naprężenie styczne wynosi

lub przy dokładniejszych obliczeniach

gdzie
oznacza krytyczne naprężenie wywołujące poślizg, G — moduł sprężystości poprzecznej. Wartości krytycznego naprężenia stycznego, wywołującego poślizg, ob­liczone według obydwu wzorów oraz rzeczywiste wartości ustalone doświadczalnie przedstawia tabl. 4.1. Jak widać, wartości obliczone na podstawie teoretycznych roz­ważań różnią się o kilka rzędów wielkości rzeczywistych.

Tablica 4.1 Wartości krytycznych naprężeń wywołujących poślizg (wg J. A. Odinga)

Metal	Wartości rzeczywistego (krytycznego) naprężenia wywołującego poślizg N/mm^2	Moduł sprężystości poprzecznej GN/mm^2	Wartości teoretycznego (krytycznego) naprężenia wywołującego poślizg
						Tkr = G/271N/mm^2	tkr = G/30 N/mm^2
aluminium miedź srebro złoto nikiel żelazo magnez cynk kadm cyna bizmut	1,2 ÷ 2,4 1,0 0,6 0,9 5,8 9,0 0,8 0,9 0,6 1,3 2,2	27000 46200 29100 28200 78000 69000 17700 37800 26400 17100 12900	4300 7350 4550 4500 12400 11000 2800 6000 4200 2700 2050	900 1540 970 940 2600 2300 590 1260 880 570 430

Dopiero zastosowanie teorii dyslokacji do wyjaśnienia mechanizmu poślizgu po­zwoliło na usunięcie tych niezgodności. Według tej teorii w rzeczywistym krysztale poślizg przy odkształceniu plastycznym jest procesem przemieszczania się dyslokacji, jak to schematycznie przedstawia rys. 4.16. Jeżeli na kryształ o idealnej sieci przestrzennej działa siła zewnętrzna F, to początkowo wystąpią przesunięcia sprężyste atomów w pionowych rzędach l, 2 oraz 3, nad płaszczyzną poślizgu A-A (rys. 4.16a). Przy dalszym wzroście siły F drugi rząd atomów wytworzy dodatkową płaszczyznę, tj. powstanie dyslokacja krawędziowa (rys. 4.16b). Teraz wystarczy przyłożyć niedużą siłę zewnętrzną, ażeby spowodować przesuwanie się poszczególnych pionowych rzędów atomów nad płaszczyzną poślizgu A-A. Przesunięcia te jednorazowo nie są większe niż jedna odległość międzyatomowa (rys. 4.16c). W ten sposób dyslokacja będzie się przenosiła na dalsze rzędy atomów (4, 5 itd.), jak gdyby pewnego rodzaju „sztafeta”, wychodząc w końcu na powierzchnię kryształu (rys. 4.lód). W ten sposób na powierz­chni kryształu wytworzy się uskok odpowiadający jednej stałej sieciowej, a dyslokacja zanika. Końcowym wynikiem opisanego ruchu dyslokacji jest przesunięcie części krysz­tału wzdłuż płaszczyzny poślizgu o jedną odległość międzyatomowa.

Rys. 4.16. Dyslokacyjny schemat poślizgu

Według tego mechanizmu odkształcania jedynie do wytworzenia dyslokacji niezbęd­ne jest dość znaczne przemieszczenie atomów pierwszego rzędu, a zatem dosyć duża początkowa siła F. Jeśli dyslokacja już powstała, to do wywołania odkształcenia potrzebne są już siły znacznie mniejsze. Wielkość naprężenia i potrzebnego do urucho­mienia dyslokacji określa przybliżone równanie:

gdzie W oznacza stałą, b — wektor Burgersa.

Przy przemieszczaniu dyslokacje natrafiają na przeszkody, które hamują ich ruch. Może to być obecność obcych atomów w roztworze stałym oraz różnego rodzaju wydzieleń dyspersyjnych. Przeszkody te będą tym trudniejsze do pokonania dla dyslokacji, im większe będzie zniekształcenie sieci przestrzennej kryształu związane z ich obecnością.

Rys. 4.17. Rozmieszczenie dyslokacji w pobliżu granicy ziarna

Istnienie innych dyslokacji wpływa również hamująco na ich ruch. Przeszkodą dla dyslokacji będzie również granica ziarna; rys. 4.17 pokazuje przemieszczenie dyslokacji w pobliżu granicy ziarna. Tego rodzaju układ dyslokacji jest przyczyną dużej koncentracji naprężeń, co może spowodować uruchomienie źródła dyslokacji w drugim ziarnie.

6. Powstawanie dyslokacji podczas odkształcania

Odkształcenie plastyczne metali prowadzi do powstania nowych dyslokacji. Hipoteza mechanizmu tego procesu została wysunięta niezależnie przez dwóch badaczy: W. T. Reada oraz F. C. Franka, dlatego też tego rodzaju źródła powstania dyslokacji nazwano źródłami Franka-Reada. Przebieg powstawania nowych dyslokacji przedstawia się następująco: jeżeli w płaszczyźnie poślizgu (odpowiadającej płaszczyźnie rysunku) wy-stępuje dyslokacja krawędziowa utwierdzona w punktach D i D', jak to przedstawia rys. 4.18 a, to pod wpływem działania stale rosnącego naprężenia wygina się ona aż do chwili uzyskania kształtu półokręgu (rys. 4.18b). Krytyczne naprężenie styczne w kierun­ku wektora Burgersa, niezbędne do wygięcia linii dyslokacji wynosi

gdzie G oznacza moduł sprężystości poprzecznej, b — wektor Burgersa, r — promień krzywizny linii dyslokacji.

Rys. 4.18. Źródło Franka —Reada i kolejne stadia jego rozwoju

Dalszy rozwój spirali może nastąpić przy mniejszych naprężeniach, ponieważ pro­mień krzywizny r powiększa się; linia dyslokacji zaczyna się wyginać, tworząc następnie pętlę z dwiema spiralami. Rozwój dyslokacji poprzez tworzenie się dwu pętli trwa tak długo (rys. 4.18c), dopóki nie nastąpi zetknięcie się prawej i lewej części spirali w punktach C i C”. Ponieważ odcinki linii dyslokacji w punktach C oraz C' mają znaki przeciwne, wzajemnie się równoważą (rys. 4.18d). Wtedy dyslokacja dzieli się na dwie:

1) dyslokację zewnętrzną zamykającą się w postaci zewnętrznego okręgu (rys. 4.18e),

2) dyslokację wewnętrzną, zajmującą pozycję wyjściową D-D'.

Dyslokacja zewnętrzna rozszerza się następnie pod wpływem naprężenia stycznego, wywołując w danej płaszczyźnie jednostkowy poślizg, tymczasem dyslokacja wewnętrzna po osiągnięciu położenia wyjściowego zaczyna się ponownie wyginać w opisany wyżej sposób, dając nową dyslokację.

Powstawanie nowych dyslokacji nie może trwać jednak nieskończenie długo, gdyż powstające pętle mogą natrafić na przeszkody hamujące ich ruch. Zależnie od rodzaju przeszkód źródło może przestać wytwarzać dyslokacje, zaniknąć całkowicie lub wznowić swoją działalność przy większych naprężeniach stycznych. Gęstość dyslokacji w metalu silnie odkształconym dochodzi do l0⁹ ÷ 10¹² cm^-2.

7. Zgniot i umocnienie

Zmiany, jakie zachodzą w strukturze i właściwościach metali pod wpływem odkształ­cania plastycznego na zimno, określa się pojęciem zgniotu. Za miarę zgniotu przyjęto stopień odkształcenia wyrażony ubytkiem przekroju w procentach:

gdzie Z oznacza stopień zgniotu w procentach, F₀ — pole powierzchni przekroju przed odkształceniem, F₁ — pole powierzchni przekroju po odkształceniu.

Na skutek odkształcenia następuje wzrost gęstości dyslokacji (10¹⁰ ÷ 10¹² cm^-2), a także wzrost stężenia defektów punktowych. Za pomocą mikroskopu elektronowego można zaobserwować, że dyslokacje są pogrupowane w gęste nieregularne sploty oddzielone obszarami prawie że wolnymi od dyslokacji. Przy odkształceniu 10 ÷ 25% te nieregularne gęste sploty dyslokacji łączą się, tworząc ciągłe ścianki, otaczające komórki o małej gęstości dyslokacji. Dalszy wzrost odkształcenia powoduje zwiększenie gęstości dyslokacji w ściankach komórek oraz zmiany kształtu komórek.

Zagęszczenie dyslokacji powoduje, że ich ruch jest hamowany, czy też blokowany przez inne dyslokacje. W wyniku tego opór przeciwko dalszemu odkształceniu stop­niowo wzrasta i aby go pokonać, trzeba stosować coraz to większe siły. Zjawisko to nosi nazwę umocnienia; zachodzi ono zarówno w monokryształach, jak i w ciałach polikrystalicznych, przy czym w tym ostatnim przypadku należy jeszcze uwzględnić wpływ granic ziarn. W wyniku umocnienia właściwości wytrzymałościowe metali, jak granica plastycz­ności, wytrzymałość na rozciąganie i twardość, podwyższają się, natomiast właściwości plastyczne, jak wydłużenie, przewężenie a także udarność, ulegają obniżeniu, co przed­stawia rys. 4.19. Jednocześnie ze zmianą właściwości mechanicznych zmieniają się także właściwości fizyczne i chemiczne metali; ze wzrostem stopnia zgniotu maleje przewodnic­two elektryczne i przenikalność magnetyczna, natomiast siła koercji i magnetyzm szczątkowy rosną. Zgnieciony metal ma większą objętość właściwą, a mniejszy ciężar właściwy; zwiększa się rozpuszczalność w kwasach. Najwyraźniej zmieniają się jednak właściwości mechaniczne.

Rys. 4.19. Zmiana właściwości mechanicznych czys­tego żelaza w zależności od stopnia zgniotu (wg Z. Wendorff)

8. Przyczyny umocnienia

Jakkolwiek dyslokacje wywierają istotny wpływ na właściwości wytrzymałościowe metali, zmniejszając opór odkształcenia, jednak wzajemne oddziaływanie dyslokacji, jak również dyslokacji i innego rodzaju przeszkód hamujących ich ruch prowadzi z kolei do podwyższenia wytrzymałości metali.

Wpływ gęstości dyslokacji i innych wad sieciowych na właściwości wytrzymałościowe metali przedstawiono na rys. 4.20. Ponieważ obecność dyslokacji ułatwia odkształcanie metali, kryształy metali o prawidłowej strukturze, nie zawierające defektów sieciowych, mają bardzo dużą wytrzymałość, zbliżoną do wytrzymałości teoretycznej. Kryształy metali nie zawierające dyslokacji, otrzymywane są w postaci cienkich włosków o grubości 2 ÷ 10 μm.

Rys. 4.20. Wpływ gęstości dyslokacji na właściwości wytrzyma­łościowe metali

Granica plastyczności kryształów nitkowatych czystego żelaza osiąga wartość 5000 MPa, a miedzi 2500 MPa. Wzrost gęstości dyslokacji w metalach technicznych (linia ciągła na rys. 4.20) powoduje z kolei wzrost wytrzymałości. Ogólnie biorąc, na właściwo­ści wytrzymałościowe metali mają wpływ następujące czynniki:

1) siły wiązań międzyatomowych,

2) gęstość dyslokacji i innych defektów sieciowych,

3) wady struktury krystalicznej powstałe zarówno na skutek zgniotu, jak i obróbki cieplnej,

4) wielkość ziarna, submikroskopowe wydzielenia faz utwardzających, których obecność na płasz­czyznach poślizgu utrudnia odkształcanie metali.

9. Zniszczenie metalu

Gdy naprężenia wywołane działaniem na monokryształ metalu sił zewnętrznych przekroczą jego wytrzymałość, następuje oddzielenie części kryształu. Zjawisko to określamy pojęciem złomu (dekohezji). Zasadniczo wyróżnić można dwa rodzaje złomu, jakiemu mogą podlegać ciała krystaliczne: złom kruchy i zlom poślizgowy (ścięcie).

Cechą charakterystyczną złomu kruchego jest to, że powstaje on bez uprzedniego odkształcenia plastycznego; pokonanie sił spójności następuje w zakresie odkształceń sprężystych przed osiągnięciem granicy plastyczności. W przypadku złomu kruchego rozdzielenie następuje zazwyczaj przez oderwanie, a płaszczyzna oderwania jest prosto­padła do kierunku naprężeń. Odporność kryształu na zniszczenie zwie się w tym przypadku wytrzymałością rozdzielczą i jest ważną charakterystyką materiału. Mecha­nizm pękania polega na tym, że w krysztale powstają bardzo drobne pęknięcia, które następnie pod^działaniem sił zewnętrznych rozrastają się, doprowadzając w końcu do złomu. Według hipotezy Griffitha pęknięcia takie mogą się samorzutnie rozprzestrzeniać tylko wtedy, gdy całkowita energia układu (tj. metalu) maleje. Warunkiem rozprze­strzeniania się pęknięcia jest, aby ubytek energii sprężystej metalu, wywołany rozprze­strzenianiem się pęknięć, był większy niż zachodzący z tego powodu przyrost energii powierzchniowej. Zgodnie z tym rozprzestrzeniać się mogą tylko pęknięcia o długości większej od określonej wartości krytycznej. Wartość tę obliczył Griffith z wzoru:

gdzie c oznacza krytyczną długość pęknięcia,
- rzeczywiste naprężenie rozdzielcze,
— jednostkową energię powierzchniową, E — moduł sprężystości podłużnej.

Obliczone na podstawie tego wzoru długości szczelin okazują się w wielu przypad­kach jednak zbyt duże. Powodem może być to, że teoria Griffitha odnosi się do materiałów całkowicie nieplastycznych, podczas gdy złom metali, nawet kruchy, jest zawsze poprzedzany chociażby bardzo nieznacznym odkształceniem plastycznym.

Przyczyną powstawania pęknięć mogą być skupienia dyslokacji (rys. 4.21), obecność wtrąceń niemetalicznych i innych nieciągłości materiału. W metalach polikrystalicznych złom kruchy może przebiegać także wzdłuż granic ziarn, ponieważ umiejscawiające się na granicach zanieczyszczenia osłabiają spójność ziarn.

Rys. 4.21. Skupienie dyslokacji jako przyczyna pęknięcia

Złom poślizgowy (ścięcie) powstaje w wyniku naruszenia spójności kryształu w płasz­czyznach poślizgu. W przeciwieństwie do złomu kruchego powstanie złomu pośliz­gowego poprzedza odkształcenie plastyczne metalu, niekiedy nawet bardzo znaczne. Odporność materiału na zniszczenie w tych warunkach określa się jako wytrzymałość na ścinanie. Powstanie tego rodzaju złomu można wyobrazić sobie w ten sposób, że w wyniku odkształcenia plastycznego następuje umocnienie metalu w płaszczyznach poślizgu; związana z tym kruchość powoduje zmniejszenie spójności w płaszczyznach poślizgu, a w konsekwencji złomu.

Na podstawie obserwacji makroskopowej powierzchni złomu ciała polikrystalicznego można określić jego charakter. W przypadku złomu kruchego powierzchnia jego jest szorstka i dają się wyodrębnić poszczególne ziarna. Złom bowiem przebiegał wzdłuż pewnych płaszczyzn krystalograficznych ziarn albo na ich granicach (złom międzykrystaliczny). Złom poślizgowy natomiast jest gładki i nie można na jego powierzchni stwierdzić budowy ziarnistej. Pochodzi to stąd, że odkształcenia plastyczne, występujące w płaszczyźnie ścięcia są tak silne, że ziarna jako takie zostają w warstwie najbliższej powierzchni złomu bardzo zniekształcone, a ich obraz zatarty. W przypadku pęknięć elementów maszyn rzadko obserwuje się klasyczne ścięcie czy też oderwanie; zwykle powstające pęknięcie łączy w sobie elementy złomu kruchego i poślizgowego.

10. Proces rekrystalizacji

Duża gęstość dyslokacji, a także innych wad struktury sieciowej powoduje, że zgnieciony metal ma większą energię wewnętrzną niż metal odlany czy też wyżarzony i znajduje się w stanie równowagi nietrwałej. Dla większości metali taki stan wywołany zgniotem może utrzymywać się w normalnych temperaturach dowolnie długo, gdyż ruchliwość atomów jest zbyt mała, aby usunąć naprężenia występujące w sieci przestrzennej kryształu i przywrócić jej prawidłową budowę. Tylko niektóre odkształcone metale, jak cynk, ołów, cyna, kadm, stanowią w tym względzie wyjątek i już w normalnych temperaturach mogą zmieniać z czasem budowę swych odkształconych ziarn. W większości jednak przypadków dopiero po nagrzaniu, w związku ze zwiększoną ruchliwością atomów, skutki zgniotu zostają usunięte i metal odzyskuje prawidłową strukturę krystaliczną i odpowiednie właściwości, jak to przedstawia rys. 4.22. Całość zjawisk zachodzących podczas nagrzewania zgniecionego metalu dzieli się tradycyjnie na trzy etapy:

1) zdrowienie i poligonizacja,

2) rekrystalizacja pierwotna,

3) rozrost ziarn.

Należy jednak podkreślić, że nie ma wyraźnych granic pomiędzy poszczególnymi etapami procesu rekrystalizacji; w rzeczywistości przemiany zachodzą w sposób ciągły. Przy nagrzaniu metalu do niewysokich temperatur (dla żelaza 300 ÷ 400°C) zachodzą procesy związane ze zmniejszeniem gęstości defektów punktowych oraz gęstości dys­lokacji przy zmianie w ich przestrzennym rozmieszczeniu. Procesy te obejmujemy ogólną nazwą zdrowienia. Idą one w kierunku zmniejszenia energii wewnętrznej metalu i uzys­kania stanu bliższego równowagi. Procesy te realizowane są przez:

— dyfuzję defektów punktowych do miejsc ich anihilacji

— przegrupowanie dyslokacji połączone z anihilacją dyslokacji przeciwnych znaków,

— kurczenie się pętli dyslokacyjnych.

Rys. 4.22. Zmiana właściwości w procesie rekrystalizacji

W mikrostrukturze metalu podczas zdrowienia nie zachodzą żadne zmiany widoczne pod mikroskopem optycznym. W wyniku zdrowienia właściwości mechaniczne metalu zmieniają się jedynie nieznacznie; wytrzymałość na rozciąganie i twardość nieco się zmniejszają, a plastyczność wzrasta; znaczniejszym zmianom podlegają niektóre wła­ściwości fizyczne (przewodnictwo elektryczne) oraz chemiczne (odporność na korozję).

W nieco wyższych temperaturach następuje proces poligonizacji. Dyslokacje, które w zgniecionym metalu rozmieszczone są w sposób nieuporządkowany, jak to przedstawia rys. 4.23 a, ulegają spiętrzeniu, jak to widać na rys. 4.23 b, w ten sposób powstają granice podziarn (bloków), tj. obszarów o nieznacznie różniącej się orientacji krystalo­graficznej. Ziarna zgniecionego metalu rozpadają się na wiele podziarn skręconych względem siebie o niewielkie kąty, rzędu paru minut; wielkość podziarn wynosi 10^-3  ÷ 10^-5 cm. Zjawisko to prowadzi do zmniejszenia energii wewnętrznej metalu. Jeśli stopień uprzedniego zgniotu nie był wielki, zdrowienie i poligonizacja mogą wytworzyć strukturę trwałą nawet w dość wysokich temperaturach.

Rys. 4.23. Schemat procesu poligonizacji: a) dowolne rozmieszczenie dyslokacji, b) uszeregowanie dyslokacji krawędziowych na ścianach poligonalnych

Przywrócenie zgniecionemu metalowi prawidłowej struktury krystalicznej oraz wła­ściwości, które miał on przed przeróbką plastyczną, następuje po nagrzaniu go powyżej określonej temperatury, zwanej temperaturą rekrystalizacji. Zaznaczająca się na rys. 4.24 nagła zmiana twardości określa właśnie temperaturę rekrystalizacji. W tej temperaturze w miejsce odkształconych ziarn krystalicznych z zaburzoną siecią przestrzenną powstają nowe ziarna krystaliczne o prawidłowej strukturze sieciowej; zmiany te można wyraźnie obserwować pod mikroskopem. Proces ten zwany jest procesem rekrystalizacji.

Rys. 4.24. Wpływ nagrzewania na twardość zgniecio­nego mosiądzu

Kinetyka procesu rekrystalizacji polega, podobnie jak przy innych procesach krystalizacyjnych, na tworzeniu się zarodków i ich dalszym rozroście. Według modelu Cahna - Cottrella przegrupowanie dyslokacji tego samego typu i o takich samych wektorach Burgersa w obszarach o ich dużej gęstości prowadzi do powstawania wolnych od dyslokacji podziarn; te z nich, które z osnową tworzą granice szerokokątowe, stają się zarodkami rekrystalizacji, rozrastającymi się przy dalszym nagrzewaniu kosztem sąsie­dniej sieci odkształconej. W ten sposób w zgniecionym metalu tworzą się nowe ziarna o prawidłowej strukturze sieciowej. Zrekrystalizowane ziarna rozrastają się; proces ten przebiega samorzutnie, wskutek naturalnego dążenia układu do zmniejszenia zasobu swej energii wewnętrznej. Ponieważ na jednostkę objętości przypada określona wartość energii powierzchniowej, tworzenie się mniejszej liczby dużych ziarn kosztem dużej liczby ziarn drobnych powoduje zmniejszenie ich łącznej powierzchni, co prowadzi do zmniej­szenia się energii wewnętrznej całego układu. Duże ziarno, mające mniejszą powierzchnię przypadającą na jednostkę swej objętości, jest z punktu widzenia termodynamiki bardziej trwałe niż ziarno drobne. Dlatego też duże kryształy rozrastają się kosztem drobnych. Rozrost ziarn następuje w drodze migracji granic szerokokątowych, zwykle wklęsła granica dużego ziarna przesuwa się w kierunku swego środka krzywizny, jak to przedstawia rys. 4.25; duże ziarno o wklęsłej granicy rośnie kosztem ziarna drobniejszego o granicy wypukłej. Kształt ziarna może być tego rodzaju, że z jednej strony będzie się ono rozrastać, z drugiej zaś może być pochłaniane przez ziarna sąsiednie.

Rys. 4.25. Rozrost ziarn

Duże ziarna rozrastają się kosztem ziarn drobnych, aż do zupełnego zaniku tych ostatnich; struktura stopów jednofazowych będzie się wówczas składała niemal w całości z dużych ziarn. Szybkość migracji granic ziarn zależy głównie od temperatury, obecności domieszek obcych atomów w roztworze stopu oraz zanieczyszczeń. Wzrost temperatury przyspiesza szybkość migracji granic ziarn, natomiast obce atomy w roztworze oraz zanieczyszczenia wpływają hamująco na migrację.

Niekiedy w czasie nagrzewania, w temperaturach znacznie przewyższających tem­peraturę rekrystalizacji, zachodzić może anormalny rozrost ziarn, zwany również rekry­stalizacją wtórną. Polega ona na szybkim rozroście niektórych ziarn kosztem ziarn drobnych. Ziarna wtórne w krótkim czasie osiągnąć mogą bardzo duże wymiary, tak że w poszczególnych przypadkach możliwe jest powstawanie pojedynczych ziarn o wielko­ści nawet do kilkuset mm².

Jak to było wyżej podane, przy wysokich stopniach deformacji na zimno tworzy się tekstura polegająca na uprzywilejowanej orientacji ziarn krystalicznych. Obecność w przerobionym plastycznie metalu tekstury deformacji powoduje, że powstałe w proce­sie rekrystalizacji nowe ziarna w licznych przypadkach także zachowują określoną orientację i powstaje tzw. tekstura rekrystalizacji. Tego rodzaju tekstury rekrystalizacji spotyka się w żelazie, miedzi, aluminium i innych metalach.

11. Temperatura rekrystalizacji

Każdy metal ma właściwą sobie temperaturę rekrystalizacji. Dla ołowiu i innych łatwo topliwych metali leży ona poniżej temperatur pokojowych; dla czystej miedzi temperatura rekrystalizacji wynosi około 200°C, dla żelaza 450°C, dla niklu około 600°C, dla wolframu około 1200°C. Zależność bezwzględnej temperatury rekrystalizacji od bezwzględnej temperatury topnienia została przez Boczwara wyrażona wzorem:

gdzie T_r oznacza bezwzględną temperaturę rekrystalizacji, T_t — bezwzględną tem­peraturę topnienia,
— współczynnik wahający się zwykle w granicach 0,35 ÷ 0,60.

Temperatura rekrystalizacji ponadto:

1) zależy od stopnia uprzedniej deformacji plastycznej i tym jest niższa, im stopień zgniotu był większy, co przedstawia rys. 4.26, na którym widać szczególnie silny wpływ małych stopni zgniotu na temperaturę rekrystalizacji.

Rys. 4.26. Wpływ stopnia zgniotu na temperaturę rekrystalizacji

2) tym niższa, im bardziej czysty był metal,

3) tym niższa, im mniejsze było ziarno metalu przed przeróbką plastyczną,

4) tym niższa, im dłużej trwa proces nagrzewania.

Temperatura rekrystalizacji ma ważne praktyczne znaczenie; określa ona temperatu­rę jednego z zabiegów obróbki cieplnej, zwanego wyżarzaniem rekrystalizującym, którego dokonuje się, aby zgniecionemu materiałowi przywrócić jego właściwości plastyczne. W warunkach przemysłowych wyżarzanie rekrystalizujące przeprowadza się w tem­peraturach wyższych niż temperatura rekrystalizacji, aby zwiększyć szybkość przebiegu rekrystalizacji.

Ze względu na temperatury, w jakich przeprowadza się odkształcanie metali, można rozróżnić przeróbkę plastyczną na zimno oraz przeróbkę plastyczną na gorąco. Tem­peraturą rozgraniczającą oba te rodzaje przeróbki plastycznej jest temperatura rekrys­talizacji. Przeróbką plastyczną na gorąco nazywamy przeróbkę przeprowadzoną w tem­peraturach powyżej temperatury rekrystalizacji. Skutki zgniotu wywołane deformacją plastyczną są w tym przypadku usuwane przez równocześnie zachodzącą rekrystalizację i metal nie umacnia się, ani nie traci swoich właściwości plastycznych. Ponieważ temperatura rekrystalizacji jest różna dla różnych metali, dlatego też i pojęcie przeróbki plastycznej na gorąco jest względne. Tak na przykład dla ołowiu o temperaturze topnienia 327°C temperatura rekrystalizacji obliczona według wzoru Boczwara (dla
 = 0,4) wynosi -33°C i dlatego przeróbka plastyczna ołowiu w normalnych tem­peraturach będzie przeróbką plastyczną na gorąco, gdyż zachodzić będzie w tem­peraturach wyższych niż temperatura rekrystalizacji tego metalu. Gdy szybkość od­kształcania metalu jest duża w stosunku do szybkości, z jaką przebiegają procesy rekrystalizacyjne, zachodzić może częściowe umocnienie metalu, pomimo że przeróbka plastyczna odbywać się będzie w temperaturach wyższych do temperatury rekrystalizacji. Dlatego też w praktyce, chcąc uniknąć zjawiska zgniotu w czasie przeróbki plastycznej, przeprowadza się ją w temperaturach znacznie przewyższających temperaturę rekrystali­zacji, zwiększając przez to szybkość procesów rekrystalizacyjnych. Jeżeli odkształcanie metalu odbywa się w temperaturach poniżej temperatury rekrystalizacji, proces taki nazywamy przeróbką plastyczną na zimno. Ze względu na zachodzące umocnienie materiału i związaną z tym kruchość, dla umożliwienia dalszego odkształcania metalu na zimno, należy przeprowadzić wyżarzanie rekrystalizacyjne jako zabieg międzyoperacyjny.

12. Wielkość ziarna po zgniocie i rekrystalizacji

Wielkość ziarna po przeróbce plastycznej na zimno i rekrystalizacji może być bardzo różna. Nowe ziarno metalu może być znacznie drobniejsze od ziarna przed przeróbką plastyczną, ale może być też dużo większe. Na wielkość ziarna po zgniocie i rekry­stalizacji mają wpływ następujące czynniki:

— stopień zgniotu,

— temperatura wyżarzania rekrystalizacyjnego,

— wielkość ziarna metalu przed przeróbką plastyczną,

rozkład wielkości ziarna w chwili zakończenia procesu rekrystalizacji.

Rys. 4.27. Wpływ stopnia zgniotu na wielkość ziarna żelaza (wg S. S. Steinberga)

Wielkość ziarna metalu po rekrystalizacji zależy przede wszystkim od stopnia uprzedniego zgniotu. Im wyższy był stopień zgniotu, tym drobniejsze ziarno otrzymuje się w wyniku rekrystalizacji. Zależność wielkości ziarna po rekrystalizacji od stopnia uprzedniego zgniotu przedstawiono na rys. 4.27. Z rysunku wynika, że przy małych stopniach zgniotu nagrzewanie nie powoduje rekrystalizacji i nie obserwuje się żadnych zmian w średnim rozmiarze ziarna. Po osiągnięciu pewnego stopnia zgniotu, zwanego krytycznym stopniem zgniotu, w wyniku rekrystalizacji powstają ziarna bardzo dużych rozmiarów, przewyższające wielokrotnie swą wielkością ziarna materiału przed przeróbką plastyczną. Dopiero dalsze podwyższanie stopnia zgniotu powoduje silne zmniejszanie się ziarna po rekrystalizacji i to tym większe, im większy był stopień odkształcenia plastycznego na zimno. Wartość krytycznego stopnia zgniotu jest nieduża i dla większości metali waha się w granicach 2 ÷ 10%. Takiego stopnia zgniotu należy unikać przy przeróbce plastycznej na zimno, gdyż przy wyżarzaniu rekrystalizującym, przeprowadzo­nym dla usunięcia skutków zgniotu, otrzyma się materiał gruboziarnisty, o niskich właściwościach mechanicznych. Takiego materiału nie można zastosować bezpośrednio do produkcji, lecz musi się go poddać dalszej przeróbce plastycznej czy też obróbce cieplnej w celu rozdrobnienia ziarna i polepszenia na tej drodze właściwości mechanicznych.

Oprócz stopnia zgniotu na wielkość ziarna wpływa również temperatura wyżarzania rekrystalizującego; im wyższa jest temperatura tego zabiegu obróbki cieplnej, tym większe otrzymuje się ziarno, gdyż szybkość rozrastania się kryształów zwiększa się ze wzrostem temperatury. Zależność wielkości ziarna od stopnia zgniotu i temperatury rekrystalizacji można przedstawić na przestrzennym modelu, uwidocznionym w danym przypadku dla żelaza na rys. 4.28.

Rys. 4.28. Wpływ stopnia zgniotu i temperatury rekrystalizacji na wiel­kość ziarna żelaza (wg S. S. Stein-berga)

Proces rozrostu ziarna zależy również od rozkładu wielkości ziarna w chwili zakończenia procesu rekrystalizacji. Jeżeli wielkość ziarna jest równomierna, rozrost ziarn będzie przebiegał powoli. Jeżeli natomiast w strukturze będą ziarna różnej wielkości, to rozrost ziarn będzie szybszy. Pogrubienie lub rozdrobienie ziarn metalu zależy wreszcie od wielkości ziarna przed przeróbką plastyczną. Ten sam stopień zgniotu może wywołać rozdrobnienie ziarna, gdy materiał był gruboziarnisty lub pogrubienie ziarna przy drobnoziarnistym materiale.

13. Badania właściwości mechanicznych metali

Elementy metalowe narażone są w czasie ich pracy użytecznej na działania różnego rodzaju sil o charakterze statycznym lub dynamicznym w normalnych, w wysokich lub w niskich temperaturach. Z tego powodu metale poddaje się badaniom, które mają na celu stwierdzenie odporności materiału na działanie różnego rodzaju obciążeń. Nauka o wytrzymałości materiałów zajmuje się wpływem kształtu i wymiarów przedmiotów na ich wytrzymałość, badania zaś właściwości mechanicznych konkretnych metali wchodzą w zakres metaloznawstwa.

Właściwości te można podzielić na właściwości wytrzymałościowe i właściwości technologiczne. Przy określeniu właściwości wytrzymałościowych jednym z parametrów do ich wyznaczania jest siła. Przy badaniach technologicznych natomiast wartość siły nie jest określana, a badania te mają na celu ustalenie przydatności metalu do określonych procesów technologicznych, np. kucia, gięcia, skręcania. Do badań wytrzymałościowych zaliczamy:

1) statyczną próbę rozciągania metali,

2) statyczną próbę ściskania metali,

3) statyczną próbę skręcania,

4) statyczną próbę zginania,

5) statyczną próbę ścinania,

6) próby udarowe,

7) próby zmęczeniowe,

8) pomiary twardości,

9) próby w podwyższonych i obniżonych temperaturach.

Badania technologiczne obejmują: technologiczną próbę zginania, próbę podwójnego zginania oraz zawijania ze zginaniem, próbę wielokrotnego przeginania, próby tłoczliwo-ści, próby spęczania, próby spłaszczania, próbę skręcania i nawijania drutów, próbę rozginania kątowników, próby rozpychania, zwężania i odwijania kołnierza rur i inne.

Oczywiście, stosowane próby nie odzwierciedlają w pełni warunków obciążenia, występujących w realnych elementach konstrukcji, dają jednak dane liczbowe konieczne do projektowania oraz umożliwiają porównanie właściwości różnych materiałów.

W związku z wprowadzeniem nowego układu jednostek SI przy określaniu właściwo­ści mechanicznych metali zamiast dotychczasowego wymiaru kG/mm² stosuje się MPa.

Aby przeliczyć wartości ze starych jednostek na nowe, trzeba je pomnożyć przez 10, np.

R_m = 40 kG/mm² odpowiada R_m = 400 MPa.

Jest to oczywiście wartość przybliżona, gdyż dokładny mnożnik wynosi 9,81, ale różnica ta wynosząca około 2% praktycznie nie jest istotna.

Wyżej wymienione „tradycyjne” badania właściwości mechanicznych nie są już obecnie wystarczające do oceny przydatności materiału dla współczesnych wysoko obciążonych konstrukcji. Nie charakteryzują one (z wyjątkiem udarności) odporności materiału na skłonność do kruchego pękania. Z tego względu rozwijają się obecnie inne metody badań, które wchodzą w zakres nowej dziedziny wiedzy, zwanej mechaniką pękania.

1

18

---