Работа образования кластера в пар

Для того чтобы вычислить работу образования кластера ДС, необходимо ввести в рассмотрение некоторое стандартное состояние системы. Это можно сделать следующим образом. Приращение термодинамического потенциала пара AGn, обусловленное объединением свободных молекул в кластер, равно [c.87]

Стандартную работу образования кластера AG получим, если положим р = ро. Обычно принимают р = I атм. Значение AG при любом другом давлении пара найдем из уравнения [c.87]

Однако указывается, что температурные зависимости AG, даваемые клатратной моделью и капиллярным приближением, сильно различаются. С повышением температуры величина AG по классической теории уменьшается, тогда как согласно клатратной модели она растет. Аналогичное увеличение AG с ростом температуры получают при изучении кластеров аргона [173, 174, 269]. В работе [283] из статистической суммы в приближении гармонического осциллятора—жесткого ротатора вычислялась работа образования кластеров льда со структурой /я, составленной из колец, содержащих по шесть молекул воды. Скорость образования зародышей льда и воды рассчитывали по формуле (42) при обычных допущениях 1282, 283]. [c.93]

РИС. 28. Работа образования кластеров воды по классической теории 1 и согласно клатратной модели (2) [c.94]

Работа образования кластера в паре [c.364]

ИЛИ на границах зерен и среднее время их жизни становится сравнимо или даже больше, чем время образования кластеров. Следует подчеркнуть большую роль, которую играют примесные атомы, если энергия их связи с вакансиями не равна нулю. Во-первых, они блокируют дислокации и мешают им работать в качестве стоков вакансий даже при больших пересыщениях последними. Во-вторых, они изменяют энергию миграции вакансий (на величину, приблизительно равную энергии связи), замедляя тем самым их подвижность и увеличивая время жизни (по данным [21], среднее время жизни вакансий в сплаве А1 + 1,3% (ат.) Си примерно в 100 раз выше, чем в чистом алюминии в аналогичных условиях). Благодаря этому концентрация таких примесных вакансий может быть намного больше, чем свободных. [c.232]

Проявлением коллективного поведения наполнителя в структуре материала является его агрегация в более сложные образования кластеры, сетки, каркасы. Первые теоретические работы в данном направлении [40, 156] были посвящены прямому статистическому моделированию распределения наполнителя и матрицы в материале. При этом предполагалось, что имеется периодическая решетка, например квадратная или шестиугольная на плоскости, или кубическая в пространстве. Часть ячеек решетки наделяется упругими свойствами матрицы, а оставшаяся часть — свойствами наполнителя. Если жесткость материалов значительно различается, до тех пор пока в мягком материале матрицы имеются только отдельные включения жесткого наполнителя, макроскопические свойства среды будут определяться в основном [c.142]

РИС. 26. Влияние присутствующих в паре Аг атомных комплексов на работу AG образования кластеров [c.91]

В опытах по окислению Еи-Си-катализатора при комнатной температуре было установлено, что присутствие меди защищает Еп от действия кислорода. На основании совокупности полученных результатов авторы работы сделали вывод об образовании в порах силикагеля биметаллических кластеров, состоящих их рутениевого ядра и медной оболочки. К аналогичному же [c.70]

В работе [158] выполнены более тщательные исследования зависимости степени агрегирования наполнителя от его объемного содержания, а также изучено влияние агрегации на упругие характеристики композита. С помощью математического моделирования на ЭВМ по методу Монте-Карло рассчитана критическая концентрация частиц для образования перколяционного кластера, получено распределение агрегатов по объемам и длинам. [c.144]

Получить агрегации с числом атомов 10 данным методом не удается из-за спонтанного образования коллоидных частиц. Приготовление и исследование оптических свойств кластеров серебра и некоторых других металлов описано в работах [49—51], где также приведены ссылки на весьма обширную литературу по матричному методу. [c.18]

Металлические кластеры возникают внутри ионных кристаллов или фоточувствительного стекла под действием УФ- или рентгеновского облучения при комнатной температуре. В ходе последующего прогревания при повышенных температурах кластеры вырастают до размеров, видимых в электронном микроскопе. Образцы для электронно-микроскопического исследования получают либо растворением матрицы и осаждением выпадающих частиц на углеродную пленку, либо приготавливая углеродные реплики с поверхности матрицы. Составы фоточувствительных стекол, детали термообработки и протекающие процессы при образовании частиц Ag и Аи рассмотрены в работах [52—56]. [c.18]

Нагревание порошка MgO до 353—523 К приводило к полному удалению из него угарного газа (СО) и агломераций этих новых карбонилов. Если выделяющийся газ СО откачивался, то в случае Ni( 0)4 возникали димеры и тримеры Ni, которые при повышении температуры коагулировали в малые кристаллиты. Эти кристаллиты, однако, разрушались, когда в установку снова вводили газообразный СО. Картина значительно усложнялась в случае Fe( O)s и o2( O)s. В частности, предполагалось образование вначале соединений Fe( O)y и Fe .( O)y, а затем твердых растворов FeO—MgO при высоких температурах обезгаживания. Данная работа продемонстрировала, насколько трудно сохранить высокодисперсные металлические кластеры на поверхности MgO из-за сильного взаимодействия адсорбата с адсорбентом. [c.24]

РИС. 31. Работа ДС образования ГЦК-кластеров, содержащих п атомов, согласно точным расчетам (7) и в капиллярном приближении (2) при разных температурах Т и пересыщениях пара s = р/рао [c.95]

В заключение следует отметить, что принятая в работах [277, 278, 282, 283, 285] методика вычисления скорости образования зародышей по кинетическому уравнению (42) с использованием формулы (55) со значением AG, рассчитанным из статистической суммы кластера, с логической точки зрения не вызывает возражений. Она не только исключает из рассмотрения неприемлемое для зародышей понятие поверхностного натяжения, но также совершенно естественно разрешает трансляционно-вращательный парадокс, который вообще не возникает при последовательном статистическом подходе. [c.97]

Впервые значения AG для кластеров аргона, содержащих от 13 до 55 атомов, рассчитал Бартон [173] методом NM. Он нашел сильное расхождение данных с предсказаниями классической теории. Более детальные вычисления тем же методом для комплексов Аг (ге = 2 -Ь 100) выполнил Макгинти [156], используя уравнения (213), (214), в которых, однако, он допустил ошибки. Так, в его статье уравнение (9) содержит под знаком логарифма не р/к Т, а просто р. Далее, его уравнения (10) и (И) определяют не работу образования кластера AG, а величину AG . Чтобы получить AG, в (10) и (11) нужно заменить и на V. Правильные выражения, близкие по виду к (213)—(215), даны в работах [276, 277]. [c.87]

Мы полагаем, что наиболее поразительной закономерностью поведения различных систем сплавов является общность эффектов, связанных с характером скольжения. Планарное скольжение может вызываться рядом факторов, включая уменьшение энергии дефектов упаковки, понижение температуры, ближний и дальний порядок, образование кластеров и разрезание выделений дислокациями. Все эти факторы отмечались в разных местах данной главы и в предшествующих обзорах. Хотя корреляция планарного скольжения с КР и водородным охрупчиванием наиболее полно и подробно исследована для аустенитных нержавеющих сталей, она применима и в случае других аустенитных сплавов, алюминиевых сплавов, титановых а- и р-сплавов, а возможно, и в никелевых сплавах. Очевидным исключением служит семейство ферритных и мартенситных сталей, однако в этом случае число работ, в которых исследован характер скольжения, относительно невелико. Ниже обсудим возможность того, что в подобных сплавах тип скольжения не имеет большого значения, но предстоящие исследования этих материалов все же должны включать определение типа скольжения, например, с помощью сравнительно простой методики линии скольжения [201]. Это позволит установить, распространяется ли отмеченная корреляция на о. ц. к. стали. Часто высказываемое мнение о том, что в железе (и, как следствие, в стали) скольжение всегда носит сильно непланарный характер,— ошибочно. Например, понижение температуры делает скольжение в чистом железе заметно более планарным и [c.120]

Диаметр кластеров в жидком свинце, оцененный по результату нейтронографического исследования [45], несколько меньше размера микрогруппировок, вычисленных по рентгеновским данным [24]. По-видимому, речь идет об одних и тех же областях ближнего порядка, поскольку в работе [53] показано, что кривые интенсивности для Ga, определяемые рентгеновским и нейтронографическим методами, в основном совпадают, но на вопрос о том, можно ли их связывать с гетерофазны-ми флуктуациями, ответа эти исследования не дают. Отметим, что гетерофазные флуктуации даже при температуре, близкой к точке кристаллизации, не могут являться зародышами твердой фазы, так как и при температуре равновесия работа образования зародыша бесконечно велика. [c.43]

Сравнение величин работы образования AG ГЦК-кластеров, вычисленных, с одной стороны, в приближении гармонического осциллятора — жесткого ротатора статистическим методом (точный расчет), а с другой — по формуле (53), используя капиллярное приближение, показано на рис. 31 [285, 167]. На основании подобных результатов была составлена табл. 3 и вычерчены графики (рис. 32), позволяющие скорректировать предсказания классической теории нуклеации ФВБД для скорости образования зародышей и критического пересыщения s = р р по формулам ]285, 167] [c.96]

Механические свойства гетерогенных систем подробно исследованы в работах [19, 95,138—147]. Улучщение прочностных характеристик, прежде всего предела текучести, этих систем по сравнению с гомогенными материалами обусловлено наличием структурных неоднородностей, создающих дополнительное сопротивление движению дислокаций. Согласно работе [145], эти неоднородности можно классифицировать следующим образом 1) локальные изменения, вызванные флуктуациями состава и приводящие к образованию метастабильных групп-кластеров, которые могут длительно существовать при низких температурах в силу замедленных процессов диффузии 2) мета-стабильные зоны типа зон Гинье — Престона (предвыделения) 3) выделения второй фазы, имеющие когерентную или некогерентную связь с матрицей, а также включения второй фазы 4) смесь двух фаз, представляющая собой поликристалл, состав отдельных зон которого может быть различным (следуя Гуарду [139], часто применяется термин конгломератная структура ). [c.71]

В заключение описания вопросов, изложенных в гл. 9, отметим следующее. Во-первых, как и в случае обсуждения механических свойств, авторы не уделили должного внимания влиянию структурной релаксации на коррозионную стойкость аморфных сплавов. А это влияние достаточно велико (см. например, [43] ). Во-вторых, развиваемая авторами концепция высокой коррозионной стойкости аморфных сплавов не является общепризнанной. В частности, в СССР рядом авторов в развитие идей акад. Я- М. Колотыркниа отстаивается точка зрения, что. высокая коррозионная стойкость аморфных сплавов может быть обусловлена образованием на поверхности металла кластеров с сильно выраженными направленными связями [11, с. 43—45]. Высокая химическая стойкость и особенности электронной структуры этих кластеров обеспечивают сравнительно легкую пассивацию и соответственно высокую коррозионную стойкость аморфных сплавов. Кластерная концепция позволяет понять значение углерода, в формировании коррозионных свойств аморфных сплавов и большую разницу в коррозионной стойкости сплавов Fe —Сг — Р и Fe — Сг — Р — С [474 (в предлагаемой книге углероду в этом плане отводится неоправданно скромная роль). Интересно отметить, что по данным работы [463 в сплаве системы Fe — Ni — Сг — Р — В при фиксированных потенциалах пассивной области в растворе Na l на поверхности образуется пассивирующая пленка толщиной менее моноатомного слоя. [c.21]

Во многих физических процессах наиболее реальна ситуация, при которой только редкие столкновения кластеров ведут к их соединению. Такая ситуация может создаться при образовании химической связи. Этот процесс агрегации фрактальных кластеров получил название химически лимитированная агрегация типа кластер — кластер С1ЛС1 — С1). В некоторых работах используется название реакционно—лимитированная агрегация. [c.27]

Приведенные в работе данные, их обобщение и анализ представляют основу для дальнейшего развития как теоретических, так и экспериментальных исследований в области а) разработки новых физических моделей процесса хрупкого разрушения, основанных не на традиционных схемах неоднородности дислокационной структуры, а за счет реализации различного рода локальной неоднородности распределения ансамбля кластеров из точечных дефектов различной мощности и природы б) изучения основных закономерностей эволюции дислокационной структуры при испытаниях на длительную и циклическую прочность и физической природы усталости металлических и неметаллических материалов в различном диапазоне напряжений и температур в) расшифровки и интерпретации данных по низкотемпературному внутреннему трению металлических и неметаллических материалов и идентификащи их механизмов с учетом возможного влияния чисто методических эффектов (обусловленных спецификой метода и режима испытаний) на характер получаемой информации, а также выявления физической природы механизма старения материала тензодатчиков в процессе их эксплуатации г) получения количественной информации о кинетике, механизме и энергетических параметрах низкотемпературной диффузии (энергии образования и миграции вакансий и междоузлий, значения их равновесных концентраций и др.) д) развития теоретических основ и соз- [c.8]

Поверхностные слои кристалла в условиях периодически повторяющихся циклов сжатие—разгрузка поглощают вакансии при разгружении и возникающем недосыщении в основном со свободной поверхности и в силу се близости находятся в более благоприятной ситуации и привилегированном положении, чем объем кристалла. Таким образом, специфическая особенность данного случая заключается в том, что области максимального проявления эффекта диффузионной микропластичности находятся вблизи свободной поверхности твердого тела, которая является наиболее мощным и практически бесконечным источником и стоком вакансий. Причем процесс диффузионного образования вакансионных кластеров и дислокационных петель особенно резко интенсифицируется при циклическом нагружении, когда работает своего рода вакансионный насос [368--371], который при каждом цикле разгрузки кристалла засасывает вакансии со свободной поверхности, а при каждом цикле сжатия сбрасывает их на стоки (вакансионные петли), которые с увеличением числа циклов быстро растут в своих размерах и становятся отчетливо видны металлографически (см. рис. 109-111, 115-122 и др.), постепенно превращаясь из некоторого повышенного структурного фона (рис. 117) во все более отчетливые ямки травления. [c.208]

Как уже отмечалось в п.4.3 и 7.2, наряду с чисто гетерогенным зарождением дислокаций по модели призматического вьщавливания их на включениях в определенном интервале действующих напряжений и температур может иметь место конденсационный механизм образования петель, размер которых определяется степенью деформационного пересыщения по точечным дефектам и процессами неконсервативного движения дислокаций. В работах [497 -500, 595, 607, 608] была весьма убедительно продемонстрирована начальная стадия работы источников Франка-Рида на так называемых Л-кластерах, т.е. ростовых петлях вакансионного и внедренного типа. Таким образом, основными центрами зарождения и размножения дислокаций в полупроводниковых кристаллах являются скопления вакансий, меж-узельных атомов, а также преципитатов примесей, возникающих при распаде пересыщенного твердого раствора. Однако в дополнение указанного авторами [497-500, 595, 607, 608] механизма размножения следует также отметить тот факт, что генерация дислокаций от ростового типа гетерогенностей в общем случае, по-видимому, все же является частным вариантом размножения. [c.243]

Однако существенным недостатком указанных работ, по нашему мнению, является тот факт, что при этом не обращается внимание на низкотемпературный источник образования данного типа дефектов. Хотя разрушение, как уже упоминалось, очень часто происходит именно при низкотемпературной обработке или после ее проведешя (скрайбирование, резка, шлифовка, полировка, термокомпрессия контактов и др.), все авторы, как правило, считают причиной его именно высокотемпературные процессы — режим выращивания, отжиги и пр. Не отрицая важную роль этих процессов в природе появления данных дефектов, однако необходимо учитывать тот факт, что именно силовые низкотемпературные воздействия (особенно циклические - резка, шлифовка, полировка) могут, во-первых, в существенной мере трансформировать спектр ростовых и высокотемпературных кластеров (увеличивать, например, в размерах один тип дефектов и уменьшать другой) и, во-вторых, создавать дополнительно свой чисто деформационный спектр, который в ряде случаев в зависимости от технологических режимов низкотемпературной обработки может даже существенно превосходить по своему отрицательному влиянию на механические и электрические свойства материала спектр исходных дефектов в материале. Таким образом, для решения указанной проблемы необходимо учитывать не только высокотемпературный канал возникновения данных дефектов, но и низкотемпературный, на который, к сожалению, в настоящее время не обращается серьезного внимания. Именно с учетом этого фактора необходимо выбирать оптимальные режимы низкотемпературной обработки полупроводниковых материалов и особенно связанные с циклическим силовым воздействием [368- 371]. [c.246]

Кроме рассмотренных выше работ, имеются также другие косвенные аргументы, свидетельствующие о возможном участии межузлий в ряде процессов. Так, в результате развернувшейся в последние годы дискуссии о природе ростовых А- и 5-кластеров в Si [359, 585, 595, 607—611] и постановки прямых электронно-микроскопических исследований рядом авторов были обнаружены межузельные петли [607, 608, 611], хотя в других работах [359, 585, 588, 609,610] быпо экспериментально с использованием того же метода показано, что Л-кластеры являются петлями вакансионного типа. Аналогичные результаты, указывающие на образование межузельных петель, были получены при анализе кинетики распада твердого раствора примесей в Si и Ge. Однако при рассмотрении экспериментальных данных в перечисленных работах следует учитывать следующие обстоятельства. [c.254]

Согласно полученным результатам авторы работы [221 предложили следующую качественную схему образования островковой пленки Ли на поверхности Na l. На ранних стадиях конденсации (время экспозиции меньше 3 с) имеется очень большое число малых кластеров с числом атомов от 2 до 13, мигрирующих по подложке и коалесци-рующих при комнатной температуре, в результате чего их плотность уменьшается, а размеры увеличиваются. Рост кластеров происходит также за счет захваченных адатомов. Экстраполяция макроскопических вычислений поверхностной диффузии атомов применительно к кластерам показывает, что расстояние, с которого кластеры собирают адатомы, довольно резко обрывается за полосой шириной 10 А. [c.8]

Попытки учесть полиатомные агрегации в рамках теории ФВБД предпринимались авторами работ [203, 204]. Обобщение сводилось к включению в кинетические уравнения Беккера—Дёринга процессов присоединения или потери комплексов вместо одиночных молекул. Фриш и Виллис [203] нашли, что присутствие стабильных димеров увеличивает скорость образования критических зародышей за счет увеличения поверхности димеров по сравнению с поверхностью одиночных молекул. Однако, как показали Катц и др. [204], кинетический эффект, только частично учтенный в работе Фриша и Виллиса, почти всегда пренебрежим, тогда как описываемое экспонентой изменение равновесного распределения кластеров вследствие наличия стабильных димеров сильно уменьшает скорость образования критических зародышей. [c.48]

Авторы этой работы полагали, что члены, включающие ге и /1 " =, дают закономерную поправку на вклады от ребер и граней кристаллита, тогда как члены, содержащие и п п) п, определяют специфику малых частиц. Поскольку пренебрежение последними двумя членами в (208), (209) дает ошибку, не превышающую Ю/гд, то делается заключение, что именно с такой погрешностью свободная энергия кластера может быть определена из макроскопических данных. И хотя эта погрешность приводит к фактору в выражении для скорости образования зародышей, авторы работы 1272] считают макроскопическое описание термодиналгаческих свойств кластеров приемлемым в пределах точности существующих результатов измерения критического пересыщения пара. [c.84]

РИС. 20. Работа ДС образования политетраэдрических кластеров Аг при Т = = 70,1 К и различных давлениях пара [c.86]

Тем не менее Макгинти показал, что зависимость AG от п имеет максимум, смещающийся в сторону малых п с понижением Т и увеличением р. К аналогичным результатам привели расчеты методом MD [244]. Позднее проведенные в работе [276] вычисления методом NM уточнили данные Макгинти. Некоторые из полученных в этой работе результатов представлены на рис. 20 и 21. Как показывает рис. 21, скорость образования зародышей аргона резко возрастает при / 10, но ниже / 10 кривые плавно подходят к оси абсцисс, так что значение / = 1 см -с , принимаемое в ряде исследований, может дать ошибочное пересыщение пара. Кроме того, в работе [276] были рассчитаны константы равновесия для тетраэдрических кластеров Аг (ге = 3 -f- 12) при Т = 30, 30 и 70 К. [c.87]

Б ряде работ [156, 167, 276—278, 282, 283, 285] при вычислении стационарной скорости образования зародышей сохранялись основные термодинамические и кинетические допущения теории ФВБД, но капиллярное приближение исключалось машинным расчетом термодинамических функций кластеров. Полученные при этом результаты значительно отличались (кроме работ [282, 2831) от предсказаний классической теории нуклеации. Естественно, возникают вопросы в какой мере необходима ключевая концепция критического" зародыша и нельзя ли описать феномен внезапной макроскопической конденсации на чисто кинетической основе, учитывая необратимый и неравновесный характер протекающих процессов [c.119]

Как показало электронно-микроскопическое исследование, Ru— Си-катализатор содержал частицы размером от 10 до 60 А средним диаметром 32 А, а чисто рутениевый катализатор — частицы размером от 10 до 100 А примерно такого же среднего диаметра (36 А) (данные для медного катализатора отсутствуют). В опытах по окислению Ru—Си-катализатора при комнатной температуре было установлено, что присутствие меди защищает Ru от действия кислорода. На основании совокупности полученных результатов авторы работы [448] сделали вывод об образовании в порах силикагеля биметаллических кластеров, состоящих из рутениевого ядра и медной оболочки. К аналогичному же выводу они пришли при исследовании методом EXAFS смешанного Os—Си-катализатора, нанесгенного на силикагель с атомным соотношением металлов 1 1 [449]. [c.160]

Для Nig получена трехпиковая кривая LDS, в общих чертах напоминающая вычисленную методом моментов LDS для поверхности Ni (100) [746]. При образовании ступени на поверхности (кластер Nis) центральный пик кривой LDS становился значительно менее выраженным. Нечто аналогичное ранее наблюдалось в случае LDS у средних атомов ребра кубооктаэдрического кластера Ni [747]. С помощью метода моментов было установлено, что в зависимости от четного или нечетного числа атомов на ребре центральный пик кривой LDS либо исчезает, либо появляется, причем по мере увеличения размера кластера эти осцилляции затухают до полной ликвидации центрального пика, когда число атомов в кластере возрастает свыше 1000. Таким образо.м, согласно результатам, полученным методо.м моментов, на кривой LDS кластера Nig обязательно должен быть центральный пик, который, однако, отсутствует в случае вычислений методом Ха. Авторы работы [734] полагают, что отсутствие это/о [c.252]

Согласно Гуденафу [168], зародыши перемагничивания могут возникать на несовершенствах кристаллической решетки, среди которых основную роль играют границы зерен или пластинчатые выделения. Возможная роль пластинчатых выделений как зародышей перемагничивания была рассмотрена Глотовым [171], который оценил критические размеры этих выделений и высказал предположение, что они связаны с образованием а-РегОз. В более поздней работе Гуденаф [172] показал, что Другие несовершенства структуры, благоприятствующие образованию зародышей обратной намагниченности, — кластеры беспорядочно распределенных магнитных неоднородностей. При этом кластеры сохраняют шпи-нельную структуру, разница в намагниченностях насыщений кластеров и матрицы не превышает 2%, объем кластерной фазы должен составлять /ш от объема матрицы. [c.139]

Аналогичные подробные исследования проводились на сплавах алюминий — серебро и на других сплавах, однако в этих случаях вся последовательность структурных изменений установлена не столь надежно. Здесь тоже перед образованием равновесных выделений наблюдается выделение промежуточных когерентных частиц, так что это явление присуще, по-видимому, очень многим дисперсионно твердеющим сплавам. Описанные выше сферические кластеры возникают очень быстро после закалки или в процессе быстрого охлаждения от температуры растворения, однако весь ход процесса старения французские и немецкие исследователи трактуют по-разному. В работах немецкой школы, выполненных Кестером и сотрудниками, высказывается предположение, что в процессе старения в матрице возникают дефекты упаковки, и последующая диффузия атомов растворенного элемента к этим дефектам упаковки и приводит к образованию пластинок когерентных выделений. Для более подробного ознакомления с деталями структурных изменений, происходящих в этой и другой системах, можно рекомендовать обзоры Харди и Хила [70] и Келли и Ни-кольсона [75]. [c.306]

Из многих источников, в том числе из большого числа работ Борелиуса и его коллег, следует, что в закаленных сплавах кластеры образуются очень быстро, причем наиболее значительные изменения физических свойств часто предшествуют структурным изменениям, фиксируемым рентгеновским или электронномикроскопическим методом. Калориметрические измерения и измерения электросопротивления, проведенные на сплаве алюминия с 1,9% меди [27], показали, что кластеры образуются в процессе изотермических выдержек даже при температуре —45° С. Скорость перемещения атомов меди в этих экспериментах по крайней мере в 10 превышала величину, рассчитанную на основании данных о коэффициенте диффузии при высоких температурах. Было установлено, что скорость превращения увеличивается при увеличении скорости закалки, а прерывание охлаждения при 200° С на несколько секунд снижает скорость превращения в 10— 100 раз, хотя никаких заметных изменений во время этой кратковременной выдержки при 200° С не происходит. Эти данные находятся в полном соответствии с представлением о зависимостщ скорости превращения от числа зафиксированных закалкой вакансий, а анализ температурной зависимости дал для энергии активации величину около эв на атом. Эта величина почти точно совпадает с энергией активации, установленной в аналогичных экспериментах по старению сплавов алюминий — серебро и с энергией активации отжига вакансий в чистом алюминии. Электронно-микроскопические исследования, проведенные на закаленных чистых металлах и разбавленных сплавах, пока зали, что избыточные вакансии собираются в диски, которые захлопываются с образованием дислокационных петель. В сплавах алюминий — медь, содержащих более 2% меди, дислокационные петли обнаружены не были, и вакансии, вероятно, осаждаются на винтовых дислокациях, приводя к образованию геликоидов. В сплавах, пересыщенных и по отношению к вакансиям, и по отношению к растворенным атомам, ситуация, безусловно, более сложна. По-видимому, в этом случае должно существовать сильное взаимодействие между вакансиями и растворенными атомами. Образование комплексов вакансия — атом растворенного элемента могло бы привести к быстрой миграции растворенных атомов и объяснить очень быстрое образование сегрегатов, предшествующее, по-видимому, формированию зон. Если это предположение верно, вакансии, движущиеся к винтовым дислокациям, должны переносить с собой атомы растворенного элемента имеются экспериментальные данныё, показывающие, что 0 -пластинки [c.307]

Гудинаф [3] в качестве возможных источников зародышей перемагничивания рассматривал границы зерен и пластинчатые выделения второй фазы. Им были выведены полуколиче-ственные соотношения, выполнение которых необходимо для получения ферритов с ППГ. В более поздней работе [4] Гудинаф пришел к выводу, что за ППГ ферритов могут быть также ответственны особого рода химические неоднородности — кластеры, образованные ионами Ян-Теллера (ионы Мп + и Си2+). [c.127]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...