Дислокации в кристаллах и рост кристаллов

Вообще скольжение двух тел может наблюдаться только тогда, когда имеются плоскости как бы наименьшего сопротивления, в которых взаимодействие соприкасающихся тел или частей одного и того же тела ослаблено. Такое ослабление наблюдается и в случае однородных, тел, наиболее ясно — в максимально однородных телах, какими и являются монокристаллы, в основе строения которых лежит правильное расположение атомов по узлам так называемой кристаллической решетки, узлы которой в свою очередь расположены параллельными слоями. Несмотря на правильность расположения атомов, во всех реальных монокристаллах имеются участки, ослабленные по тем или иным причинам, связанным с условиями образования и роста кристаллов. Эти слабые места (дислокации) часто расположены вблизи поверхности они предопределяют образование плоскостей скольжения, вдоль которых происходит скольжение двух частей кристалла. Такое скольжение близко совпадает с описанным [c.151]

Теория дислокаций в настоящее время получила исключительно большое развитие не только в направлении разработки теоретических основ, но также и экспериментального ее подтверждения. За последние годы проведен ряд тонких экспериментов, убедительно показывающих образование дислокаций в процессе роста кристаллов из паров или расплава. Так, например, современные оптические приборы позволили наблюдать образующиеся на растущей поверхности кристаллов ступеньки, содержащие дислокации. Наблюдение за спиральным ростом кристаллов удалось осуществить на карборунде [1], парафине [2], берилле [3], кадмии и магнии [4] и других Форма наблюдаемых ступенек роста (неполных атомных плоскостей) совпадает с предсказаниями теории Франка [5, 6], показавшего, что наличие дислокаций создает условия для роста кристалла без образования новых зародышей взамен выросших в полные атомные плоскости. Наблюдаемые на поверхности растущего кристалла спиральные ступеньки являются непосредственным доказательством существования дислокаций в реальных металлах. [c.16]

Чистые кристаллы обладают высокой пластичностью и текут при очень малых напряжениях. Существуют четыре основных способа упрочнения сплавов, позволяющих добиться того, чтобы материал выдерживал напряжения сдвига, достигающие Ю- О. Эти способы следующие 1) механическое торможение движения дислокаций, 2) закрепление дислокаций растворенными атомами, 3) противодействие движению дислокаций путем создания ближнего порядка и 4) увеличение плотности дислокаций, приводящее в результате к переплетению дислокаций. Таким образом, успех применения любого механизма упрочнения зависит от того, насколько эффективно удается затормозить движение дислокаций. Существует еще один, пятый механизм, сущность которого сводится к удалению из кристалла всех дислокаций. Этот способ пригоден для некоторых тонких нитевидных кристаллов (усов) и будет рассмотрен ниже в разделе, посвященном росту кристаллов. [c.709]

Дислокации приводят к увеличению энергии Гельмгольца и Гиббса кристалла и поэтому могут в принципе оказывать влияние на процесс кристаллизации. Так как дислокации образуются в процессе зарождения и роста кристалла (по-видимому, вследствие значительных температурных градиентов, возникающих при этом), то они влияют также и на размеры зародыша кристаллической фазы. [c.94]

При изучении процессов зарождения и роста кристаллов используются общие принципы термодинамики и закономерности фазовых переходов и поверхностных явлений с учётом вз-ствия кристалла со средой, анизотропии св-в и атомно-мол. структуры крист, в-ва (см. Кристаллизация). В К. изучаются также разнообразные нарушения идеальной крист, решетки — точечные дефекты, дислокации и др. дефекты, возникающие в процессе роста кристаллов или в результате разл. внеш. воздействий на них и определяющие многие их св-ва. [c.324]

Дислокации представляют собой дефекты кристаллического строения, вызывающие нарушения правильного расположения атомов на расстояниях, значительно больших, чем постоянная решетки. Они возникают случайно при росте кристалла и термодинамически неравновесны. Причинами образования дислокаций могут быть также конденсация вакансий, скопление примесей, действие высоких напряжений. Процесс преобразования скоплений точечных дефектов в линейные идет с уменьшением свободной энергии кристалла. [c.470]

Напомним, что по мере роста пластической деформации растет усилие, которое необходимо прикладывать к образцу для обеспечения дальнейшего деформирования, Рост напряжения пластического течения твердого тела по мере увеличения деформации связан с увеличением плотности дефектов в кристалле и называется механическим упрочнением или наклепом. Движение дислокаций, обусловливающее пластическое течение твердых тел, может тормозиться различными дефектами кристаллической решетки в частности, другими дислокациями и границами зерен. [c.129]

За последние десятилетия в физике твердого тела получило широкое распространение представление о несовершенствах кристаллической решетки, называемых дислокациями. Этим несовершенствам приписывается основная роль при объяснении ряда особенностей поведения реальных кристаллов. Механизм пластической деформации, ползучести, разрушения, рассеяния энергии при циклическом деформировании связываются большинством современных авторов с перемещением дислокаций внутри кристалла. Дислокационные представления используются также для объяснения механизма роста кристалла. Возможные дефекты кристаллической решетки не ограничиваются, конечно, одними дислокациями этим термином называются дефекты особого рода, обладающие совершенно определенными свойствами. Однако дислокационные представления, как оказалось, имеют настолько общий характер, что на их основе можно построить очень большое количество разного рода моделей, объясняющих те или иные свойства реального кристалла, и выбрать из этих моделей те, которые наилучшим образом отвечают опытным данным. [c.453]

РАЗМНОЖЕНИЕ ДИСЛОКАЦИЙ. Как следует из вывода 3 см. с. 48), собственная энергия дислокаций велика 30—50 эВ при длине дислокации L = 10b. Поэтому термодинамически равновесные дислокации в кристалле должны отсутствовать. Следовательно, появление дислокаций и их размножение должны объясняться другими причинами условиями роста и охлаждения кристалла и в еще большей мере его пластической деформации, так как установлено, что в недеформированном кристалле плотность дислокаций составляет Ю" —10 , а в деформированном 10 °—-10 2 см . [c.65]

Кристалл, содержащий винтовую дислокацию, представляет собой атомную плоскость, закрученную по спирали. Возникает вопрос какие причины вызывают закручивание в первый момент роста, при образовании зародыша Известно, что кристаллы зарождаются на готовой подложке, которой служат стенки изложницы и мельчайшие твердые частицы, взвешенные в расплаве. На поверхности таких подложек имеются готовые ступеньки, к которым присоединяются атомы из кристаллизующегося расплава. Таким образом, винтовая дислокация из подложки как бы прорастает в образующийся кристалл. [c.103]

Здесь член PdV относится к изменению объема, не превышающему для пластических деформаций металла порядка сотых долей процента. Следовательно, этим членом можно пренебречь. Заметим, что речь идет о внешнем давлении, тогда как внутреннее (локальное) давление в окрестности дефектов структуры, уравновешивающееся по объему кристалла, может достигать огромных величин оно обусловливает деформационное увеличение энтальпии кристалла, эквивалентное росту внутренней энергии. Освобождение этой энергии при постоянном давлении происходит в количестве, эквивалентном выделившемуся при рекристаллизации количеству тепла 6Q = dH, по которому и определяется запас энергии упругих искажений. Если исключить обратимую деформацию тела, то для использования соотношения 6Q = dH в принципе неважно, что послужило причиной увеличения внутренней энергии (при постоянном давлении). Например, если каким-либо способом возбудить глубокие электронные оболочки атомов, то может отсутствовать не только макроскопическая деформация тела, но и локальная (возникающая в окрестности дислокации). При соответствующих условиях эта энергия возбуждения рассеивается в виде фононов, т. е. энтальпия переходит в тепло. [c.27]

Известно, что рост кристаллов тесно связан с винтовыми Дис локациями. Однако, как показали исследования кинетики испарения кристалла путем удаления спиральных слоев, высота которых соответствовала вектору Бюргерса порядка 2-10" см [37], можно пренебречь влиянием со стороны энергии деформации решетки в точке выхода на поверхность винтовой дислокации на скорость испарения. Авторы исследования [37] считают, что расстояние между ступенями, порожденными винтовой дислокацией, быстро растет, достигая такой же величины, как и в случае, когда единственным источником моноатомных ступеней является край кристалла. Поэтому на таких дислокациях ямки травления не образуются. [c.46]

Дислокации в кристаллах возникают в процессе их роста, в ре-зультате слияния вакансий, они могут непрерывно генерироваться в процессе пластической деформации и т. д. За количественную ха-рактеристику числа дислокаций принимают плотность дислокаций, равную числу дислокационных линий, пересекающих единич- ную площадку поверхности кристалла. В наиболее совершенных кристаллах кремния и германия плотность дислокаций равна всего 10 —10 м в хорошо выращенных недеформированных металлических кристаллах она составляет 10 —10 см , в сильно деформи-рованных 10 —10 см . [c.51]

Сдвигообразование в кристалле под действием внешней силь представляет собой движение дислокаций по плоскостям скольже-ния и выход их на поверхность кристалла. Если бы сдвигообразование происходило только за счет выхода дислокаций, уже имевшихся в кристалле, то процесс пластического деформирования приводил бы к истощению дислокаций и переводу кристалла в более совершенное состояние. Это противоречит эксперименту, который показывает, что с ростом степени деформации искажения решетки не уменьшаются, а, наоборот, растут, следовательно, растет и плотность дислокаций. Поэтому в настоящее время принято считать, что дислокации, обусловливающие пластическую деформацию, генерируются в процессе самого сдвигообразования под действием внешних сил, приложенных к кристаллу. [c.51]

Низкая прочность кристаллов на сдвиг обусловлена наличием в них уже готовых дислокаций и генерированием их в процессе сдвигообразования. С другой стороны, известно, что по мере развития пластической деформации и роста количества дефектов кристалл упрочняется. Сущность такого упрочнения состоит во взаимодействии дислокаций друг с другом и с различного рода дефектами решетки, приводящем к затруднению перемещения их в кристалле. [c.51]

Так как с ростом степени пластического деформирования число дислокаций в кристалле увеличивается, то увеличивается и число препятствий, возникающих в местах пересечения дислокаций. Поэтому рост степени деформации сопровождается упрочнением кристалла. Подобное же действие оказывают и атомы примеси вызывая местные искажения решетки, они затрудняют перемещение дислокаций и тем самым увеличивают сопротивление кристалла сдвигу. Особенно сильное тормозящее действие оказывают границы блоков, границы зерен и обособленные включения, содержащиеся в решетке. Они резко увеличивают сопротивление перемещению дислокаций и для своего преодоления требуют более высоких напряжений. [c.52]

На первом участке наблюдается облегченное скольжение, при котором упрочнение металла незначительно. Протяженность этого участка зависит от ориентировки кристалла относительно приложенного напряжения, температуры, скорости деформации и чистоты металла. С ростом степени деформации происходит переход к множественному скольжению, наблюдается движение дислокаций в пересекающихся плоскостях с образованием дополнительных препятствий и барьеров на пути движения дислокаций. Коэффициент упрочнения в начале II стадии (см. рис. 1) резко возрастает и достигает максимума (области линейного упрочнения). По мере повышения плотности дислокаций и роста числа их образований в металле интенсивно развивается ячеистая дислокационная структура в кристаллах наблюдаются короткие полосы скольжения и образования плоских скоплений дислокаций. [c.9]

Рост кристалла значительно облегчается тем, что грани его не представляют идеально ровных плоскостей. На гранях растущего кристалла всегда имеются различные дефекты поверхности в виде ступенек и выступов, на которых легко удерживаются новые атомы, поступающие из жидкости. В этом случае рост кристалла может протекать даже без образования двумерного зародыша. В растущем кристалле всегда имеются дислокации. В месте выхода на поверхность винтовой дислокации имеется ступенька, к которой легко присоединяются атомы, поступающие из жидкости (рис. 21, б). Винтовые дислокации ведут к образованию на поверхности кристалла спиралей роста высогой от одного до нескольких тысяч атомов. Спиральный рост экспериментально обнаружен при изучении роста монокристаллов магния, кадмия, серебра и других металлов. [c.34]

Л аксимальное переохлаждение у некоторых металлов может достигать 300 К и более (А7, ах 0,2Гпл). Дислокации приводят к увеличению свободной энергии кристалла и поэтому могут оказывать влияние на процесс кристаллизации. Так как дислокации образуются в процессе зарождения и роста кристалла (очевидно, вследствие значительных температурных градиентов, а также вследствие напряжений, вызванных примесями), то они оказывают влияние также и на размеры зародыша кристаллической фазы. [c.391]

Дислокационная сетка при наличии хрупких фаз могла создавать границу блоков, по которой произошел ско.л. Если изложенное верно, то возникновение дислокаций следует отнести к периоду начала кристаллизации расплавленных частиц и росту кристаллов А12О3. В дальнейшем, в течение весьма малого промежутка времени до полного затвердевания покрова, вероятно, происходило некоторое увеличение числа дислокаций с ростом неоднородных напряжений внутри кристаллов. Однако, по-видимому, мы наблюдаем в основном дислокации, возникшие в первый период и замороженные в результате весьма быстрой кристаллизации и затвердевания рас- [c.244]

Гурь1 композиций Ni — оксиды до 1400 "С оказывает корунд [131]. При электронно-микроскопическом изучении на просвет его тонких пленок, осажденных из электролита Уоттса, были показаны высокая плотность дислокаций и ограничение двойяикования и роста кристаллов частицами. Частицы АЬОз находятся как в зернах, так и а границах между ними. Оптимальная термическая стойкость могла быть достигнута, если частицы в матрице были бы дискретными. Однако столь диспергированные частицы подвергаются агломерации в суопеязни и в матрице, особенно при 1000—1400 °С. [c.117]

В табл. 14.6 видно, что особо высокие прочность и жесткость присущи нитевидным кристаллам ( усам ). Высокая прочность объясняется совершенством их структуры, для которой характерна очень малая плотность дислокаций. Доказано, что скручивание усов в процессе образования монокристаллов AI2O3 и Si02 вызвано наличием в них единственной винтовой дислокации, расположенной вдоль оси роста кристаллов. [c.455]

Было показано [574, 578, 579], что кинетика такого распада протекает по-разному в бездислокационных и дислокационных кристаллах, причем в бездислокационных кристаллах она протекает быстрее и более интенсивно по сравнению с дислокационными. Это объясняется тем, что дислокации служат центрами частичного вьщеления кислорода уже в процессе роста кристалла и главное, являясь стоками для вакансий, они существенно снижают их концентрацию и соответственно концентрацию центров осаждения кислорода. Вакансионная природа центров осаждения кислорода была предположена в [574, 575]. Предполагается [575], что первоначально из пересыщенного раствора вакансий возникают крупные комплексы вакансий, которые, захлопываясь, приводят к образованию вакансионных петель Франка с дефектами упаковки внутри них. Последние и служат местами осаждения избыточного кислорода и образования плоских частиц Si02, т.е. уже внедренных петель Франка с вектором Еюр- [c.197]

В работе [77] показано, что на грани могут выходить несколько винтовых дислокаций и рост кристалла будет зависеть от условий их взаимодействия, которое в свою очередь обусловлено расстоянием между векторами Бюр-герса, активностью и знаком дислокаций, скоростью вращения спирали н радиусом зарождения дислокаций. На рост кристалла влияние оказывают не только чисто винтовые дислокации. [c.66]

На фиг, 32 приводятся графики зависимости lATITjn от rib для нескольких значений параметра а = Gb /6 (1 — v) t//, полученные при условии, что 1) д = 1 2) собственная энтропия вакансий не учитывается 3) внутри дислокационной петли не происходит образования дефекта упаковки. Типичное значение а для металлов равно 0,6, так что дислокационные кольца с радиусом г = 15 Ь растут только при температурах ниже 0,85 ктIT- —0,15). Если в кристалле существуют другие стоки вакансий, например дислокации, образовавшиеся во время роста кристалла, то ЛГ/Г , необходимое для роста такой петли с радиусом г = 156, должно увеличиваться и может при некоторых условиях роста достигать 0,5. В случае германия и кремния lATITm также боль- [c.200]

Первичная рекристаллизация происходит за счет разницы в свободных энергиях деформированных зерен с высокой плотностью дислокаций и бездислокационных зерен. При ее описании можно использовать тот же математический аппарат, что и при описании фазовых превращений зарождения и роста кристаллов. Из уравнения (2.75) следует, что бездислокационные зародыши зерен с размером больше критического. могут спонтанно расти, что приводит к уменьшению полной свободной энергии. Экспериментальные данные подтверждают идею о том, что зародыши формируются не в результате статистических флуктуаций (в объеме), а представляют собой локальные вздутия на большеугловых границах зерен. Отметим, что любая граница с достаточно высокой разориентацией, образовавшаяся в процессе деформирования, может локально выгибаться и вздутия на ней могут расти за счет миграции границ, вызванной деформацией (МГВД) (рис. 2.25) [19]. Большеугловые границы могут быть полосами излома или двойниковыми границами, например, в галените [233], энстатите [112], слюде [ИЗ] или оливине (рис. 2.26). МГВД также происходит на границах [c.89]

Блочная структура некоторых реальных кристаллов установлена экспериментально еще в 50-е годы (см., например, [59]). Границами блоков мозаики и зерен с близкими ориентировками являются дислокационные стенки (границы наклона, состоящие из системы параллельных краевых дислокаций, или границы кручения, состоящие из винтовых дислокаций). Мозаичная структура может образовываться в проп.ессе роста кристаллов или их механической обработки. Следует отметить, что описанная выше блочная структура не является универсальной структурой реальных кристаллов. Существуют случаи, когда распределение дефектов имеет более сложный характер блоки находятся в напряженном состоянии. Иногда кристалл вообще нельзя представить разделенным на блоки. При этом искажения в кристалле носяг существенно нелокальный характер, так что нельзя ввести единую для всего кристалла среднюю решетку. [c.227]

Арнольд показал [289], что вдоль дислокаций при травлении кварца возникают глубокие туннели с диаметром порядка сотых миллиметра. Барнс с сотрудниками обнаружил [290], что дислокации в области роста кристалла являются продолжением дислокаций в затравке и их направление совпадает с направлением роста кристалла. Поэтому для уменьшения возможностей образования дислокаций необходимо тщательно выбирать затравку. У качественного синтетического кварца число дислокаций не должно превышать 100 см [c.454]

Механизм наблюдаемого хемомеханического эффекта, исходя из теоретических и экспериментальных данных, можно представить следующим образом. Первоначальный пластический накол обусловил образование зародышей двойников сдвига, которые затем росли вследствие перемещения двойникующих дислокаций. связанного с химическим растворением поверхности кристалла, понижающим поверхностный потенциальный барьер и облегчающим движение этих дислокаций (хемомеханический эффект для двойникового сдвига). Полные дислокации, юзникавшие в матрице при деформировании, взаимодействовали с двойниковыми (в частности, препятствовали росту двойника, вызывая большие локальные напряжения), но, испытывая з>начительно большее сопротивление движению [c.127]

Области метастабильностн в" и в показаны на рис. 85. Видно, что для сплавов, содержащих> 1 % Си, старение может происходить через всю последовательность превращений как при естественном старении при комнатной температуре, так и при искусственном при температуре в интервале 160—200 °С. Это возможно, если бы сплав имел структуру идеального кристалла без дислокаций и границ зерен. Однако выделения из реального пересыщенного раствора не могут быть даже качественно поняты, основываясь только на знаниях стабильных и метастабильных фазовых диаграмм. Знания роли дефектов решетки как мест зарождения являются необходимыми для понимания вида и распределения выделений в зависимости от температуры раствора, скорости закалки, пластической деформации, температуры старения и так далее. Дефектами решетки, которые влияют на зарождение и рост выделений, являются вакансии, дислокации, границы зерен и другие несовершенства структуры. [c.236]

Первая группа методов основана на использовании химических транспортных реакций и характеризуется тем, что кристаллизация осаждаемого металла в этом случае осуществляется из паров его галоидных соединений (иодидов или хлоридов). Для получения монокристаллов молибдена используются преимущественно, хлориды (см. главу V). В общем дислокационный механизм роста кристаллов из газовой фазы сводится к спиральному присоединению атомов на ступеньке, образованной винтовой дислокацией [21, 77, 125], и в зависимости от режима осаждения позволяет получить поли- и монокристалли-ческие осадки. Скорости химических процессов осаждения металлов в молекулярном, кинетическом или диффузионном режимах очень велики и не зависят от механизма массообмена. Характер кристаллизации и скорость роста кристаллов осаждаемого металла в основном определяется относительным пере-насыш,ением газовой фазы. Осадки в виде высокочистых монокристаллов растут при малых степенях пересыщения газовой фазы, в то время как средние степени пересыщения обеспечивают рост массивных поликристаллов. При высоких степенях пересыщения образуются порошки посредством гомогенного зарождения в газовой фазе. [c.81]

При отжиге монокристаллов молибдена ориентации 110 <001>, прокатанных с обжатием до 50%, рекристаллизацию не наблюдали до-1100° С [135, 209]. После отжига при 1100° С плотность дислокаций в образцах была довольно высокой, а отжиг при 1500° С и выше приводит к образованию субграниц. С увеличением степени деформации характер образующейся при отжиге структуры усложняется. В некоторых участках образца (деформация 50%) происходит слияние полигональных стенок в субграницы, мигрирующие в сторону областей с повышенной плотностью дислокаций. Отжиг при более высоких температурах вызывает рост возникших субзерен. При отжиге до 2500°С увеличения предельной суммарной разориентации в процессе роста субзерен не происходит. Кристаллы ориентации 110 <001 >, прокатанные на 50%, разупрочняются после отжига при 1500°С без признаков рекристаллизации. Монокри-сталльная структура сохраняется. Однако кристаллы ориентации 110 <001 > после прокатки с деформацией 70% и отжига при 1600° С и выше уже состояли из крупных рекри-сталлизованных зерен, ориентация которых находилась в пределах рассеяния текстуры 110 <001 >. В то же время после отжига при 1500° С деформированные на 70% кристаллы [c.98]

Образование дефектов. Посторонние газы, раствори-м1.те в растворах и расплавах лучше, чем в кристаллах, выделяются на фронте К. Пу.зырьки газа захватываются растущим кристаллом, если они превышают критич. размер, убывающий с увеличепием скорости роста (аиа-логичио захватываются твёрдые частицы). При К. в невесомости конвективный отвод пузырьков от фронта К. затруднён и кристалл обогащается газовыми включениями. Специально создавая пузырьки, получают пен о материалы. Реальные кристаллы всегда имеют зонарно и секториально распределённые примеси, к-рые изменяют параметр решётки, что вызывает внутр. напряжения, дислокации и трещины. Последние возникают также из-за несоответствия параметров решёток затравки (подложки) и нарастающего на ней кристалла. Источниками внутр. напряжений И дислока- [c.501]

Пластичность деформационного двойникования. В тех случаях, когда подвижность дислокаций затруднена, аластич. формоизменение кристалла может реализоваться посредством деформац. двойникования. Под действием напряжений в нём возникают и развиваются двойники деформации — замкнутые, испытавшие значит. формоизменение микрообъёмы, кристаллич. решётка к-рых по отношению к матрице имеет двойнико-во сопряжённую ориентацию. Механизм роста деформац, двойников заключается в последоват. прохождении частичных дислокаций с одним и тем же вектором Бюргерса вдоль атомных плоскостей, параллельных кристаллографически выделенной плоскости двойникования. Характеристики пластичности двойник у ющего-ся кристалла, так же как и при дислокац. П. к., резко анизотропны. [c.633]

Время т затрачивается на ожидание териофлуктуац. зарождения микротрещин и ва их рост до критич. размера Ге. Когда к образцу прикладывают напряжение а, он деформируется сначала упруго, затем пластически, причём около структурных неоднородностей, имевшихся в исходном состоянии или возникших при пластич. деформации, образуются большие локальные напряжения (напр., в кристаллах — в результате скопления дислокаций). В этих местах зарождаются микро-трещины. Их концентрация может быть очень большой (вапр., в нек-рых ориентиров, полимерах до 10 трещин в 1 см ). Однако их размеры, определяемые масштабом структурных неоднородностей, значительно меньше Г . Под пост, напряжением размеры и концентрация трещин растут медленно н тело не разрушается, пока случайно (напр., в результате посщедоват. слияния близко расположенных соседних трещин) одна на них не дорастёт до критич. разшра. Поэтому при создании прочных материалов следует заботиться не столько о том, чтобы трещины не зарождались, сколько о том, чтобы они не росли. [c.170]

В твёрдых диэлектриках при отклонении системы фононов от равновесия время релаксации связано с i временем жизни фононов т, = Зх/Сс, где х — коэф. теплопроводности, С — теплоёмкость решётки, с — ср. значение скорости звука, т, — i/T при темп-ре Т порядка и выше дебаевской. При распространении звука в пьезополупроводниках частота релаксации Юр растёт с ростом проводимости кристалла И уменьшается с ростом темп-ры и подвижности носителей тока, а величина дисперсии скорости звука определяется коэф, электромеханич. связи. Дислокац. поглощение звука в Монокристаллах также имеет релаксац. характер, причём время релаксация зависит от длины колеблющегося отрезка дислокации, вектора Бюргерса и постоянных решётки.. Релаксац. процессы имеют место также в полимерах, резинах и разл. вязкоупругих средах, в этих веществах наблюдается значит, дисперсия скорости звука, связанная с релаксацией механизма высокой эластичности. [c.330]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...