Аннигиляция дефектов

СТИНЫ могут укрупняться ТОЛЬКО путем миграции и аннигиляции дефектов. (Сфероидизация и последующее укрупнение не происходят из-за малой удельной энергии поверхности раздела фаз, имеющих кристаллографическое соответствие до и после термообработки.) [c.369]

АЯ(59) и АЯо, — сумма эндотермического эффекта диссоциации кислорода и экзотермических процессов нейтрализации и аннигиляции дефектов типа внедренных ионов. Увеличение —АЯо, по мере уменьшения дефектности кислорода соответствует увеличению положительной энтальпии образования дефектов типа внедренных атомов с ростом их концентраций. [c.124]

Ki — константа скорости процесса аннигиляции дефектов. Величину Ki можно оценить для двух крайних случаев. [c.164]

Интегрируя уравнение (III, 23), получаем соотношение, описывающее кинетику аннигиляции дефектов [c.165]

При более высоких температурах термовакуумных обработок, а также при воздействии на поверхность высокоэнергетического облучения, помимо дегидратации поверхности, начинаются процессы декомпозиции приповерхностного слоя, приводящие к нарушению его стехиометрии и возникновению системы точечных дефектов. При высоких Те из-за большей подвижности поверхностных атомов будут протекать реакции аннигиляции дефектов и их сегрегация. Обратимся для определенности к уже рассмотренной реальной поверхности оксидов и оксидных пленок. [c.181]

Чрезвычайно важным результатом взаимодействия физических точечных дефектов (т. е, вакансий и междоузельных атомов) с дислокациями является их аннигиляция на дислокации. Механизм такого явления можно понять из рис. 3.27, где изображена краевая дислокация, переходящая из одной плоскости скольжения в другую, расположенную выше на одно межатомное расстояние. Такой переход называют ступенькой. Если к точке А подходит вакансия, то ступенька смещается в положение В, а сама вакансия [c.110]

Выше уже указывалось, что кристаллы с точечными дефектами в определенном количестве могут быть термодинамически равновесны. Однако в ряде случаев возникают и избыточные неравновесные точечные дефекты. Различают три основных способа, с помощью которых дефекты могут быть созданы быстрое охлаждение от высоких до сравнительно низких температур (закалка) дефектов, которые были равновесны до закалки, пластическая деформация, облучение быстрыми частицами. Возникающие в этих случаях типы точечных дефектов, как правило, те же, что и вблизи термодинамического равновесия. Однако относительные доли каждого типа дефектов могут существенно отличаться от характерных для равновесия. Поэтому в изучении дефектов решетки особую роль играют экспериментальные методы, такие, как изучение электросопротивления (зависимости его от температуры и времени), рассеяния рентгеновских лучей и нейтронов, зависимости теплосодержания от температуры и времени, механических свойств, ядерного гамма-резонанса, аннигиляции позитронов и т. д. [c.235]

Точечные дефекты способствуют переползанию дислокаций, вследствие чего внутренние напряжения снимаются и, возможно, даже происходит аннигиляция дислокаций. Об этом, в частности, свидетельствует наблюдающееся размытие следов скольжения, отчетливо проявляющееся с увеличением деформации. [c.208]

Эти явления обусловлены диффузией точечных дефектов, осаждающихся на дислокациях и вызывающих переползание краевых дислокаций, которое может привести к взаимной аннигиляции дислокаций противоположного знака. Точно так же можно объяснить зависимость 0л (y) (см. рис. 127,6) при малых скоростях точечные дефекты успевают исчезнуть еще во время дефор- [c.208]

Таким образом, результаты исследований температурной эволюции структуры и свойств наноструктурного Ni, полученного ИПД, показывают, что при нагреве этого материала происходят сложные структурные изменения, связанные с развитием процессов возврата, рекристаллизации и роста зерен. Очевидно, природа возврата обусловлена прежде всего перераспределением и аннигиляцией дислокаций на границах и в теле зерен, приводящих к уменьшению внутренних напряжений (см. рис. 3.25). В то же время точечные дефекты здесь не играют существенной роли, поскольку электросопротивление, наиболее чувствительное к присутствию избыточных вакансий и межузельных атомов, остается постоянным вплоть до начала роста зерен (см. рис. 3.2а). [c.127]

Таким образом, во всех исследованных металлах, подвергнутых интенсивной деформации, при нагреве наблюдали близкую по характеру эволюцию наноструктур. Типичным является развитие процессов возврата, связанное с перераспределением и аннигиляцией дислокаций на границах и в теле зерен. Имеют место также рекристаллизационные процессы, приводящие к росту зерен, однако последовательность этих процессов определяется химическим составом и природой металла (энергией дефектов упаковки, типом кристаллической решетки), а также условиями интенсивной пластической деформации, которые определяют характер исходных наноструктур. Здесь в каждом случае требуются конкретные исследования. Важным также является установление процесса, контролирующего эволюцию структуры при нагреве. В работах [12, 140] предполагается, что этим процессом могут быть структурные перестройки на неравновесных границах зерен и скорость этого процесса контролирует возврат структуры и начало рекристаллизации. Однако выяснение этого вопроса требует дальнейших исследований. [c.136]

Причиной наблюдаемых изменений электросопротивления при температурах от комнатной до 175°С (рис. 4.5) является аннигиляция точечных дефектов и перераспределение дислокаций. В этой [c.165]

Для оценки параметров дефектов, ответственных за разрушение, примем следующую модель. Положим, что каждому значению параметра аннигиляции Рр = Sp/Sg при данном К соответствует насыщающая концентрация центров захвата. Как указывалось, такая концентрация достаточна для полного захвата дефектами всех позитронов. Для полностью отожженного образца измеряемый параметр аннигиляции равен Рд. Тогда на основании модели захвата параметр Р характеризующий состояние аннигиляции, описывается выраже- [c.142]

Поскольку разность сопротивлений в процессе деформации изменяется, равновесие менаду долями сопротивления, очевидно, нарушается. В состоянии механической стабилизации можно предполагать постоянную скорость образования точечных дефектов, из чего следует непостоянная скорость аннигиляции в процессе полу-цикла растяжения (см. рис. 4, а, б). Из-за растущей концентрации вакансий и благоприятных условий напряжения энергия активации, способствующая движению вакансий, уменьшается, из чего следует возрастающая аннигиляция вакансий (см. рис. 4, а). Аннигиляция вакансий происходит как при дислокациях, так и посредством образования малых скоплений вакансий. В полуцикле (см. рис. 4, б) растяжения процесс аннигиляции вакансий уменьшается. [c.174]

Впервые установлена закономерная связь между электронной структурой дефектов и характеристиками усталости материалов. Разработана методика измерения электронно-позитронной аннигиляции (ЭПА) в циклически деформированных материалах. [c.425]

Микроструктура материала, определяемая при данном рассмотрении концентрацией точечных дефектов и плотностью дислокаций, меняется с течением времени вследствие размножения линейных и точечных дефектов и их аннигиляции, так что приращение плотности дефектов за единицу времени [c.30]

Совместное действие в зоне резания высоких температур и больших напряжений от усилия резания может вызвать частичную рекристаллизацию наиболее деформированного верхнего слоя обрабатываемой детали. Рекристаллизация будет сопровождаться перераспределением (диффузионным или сдвиговым) и аннигиляцией дислокаций в тонком слое с наиболее высокой их плотностью. Нижележащие деформированные слои из-за более низкой температуры сохраняют высокую плотность дефектов в решетке. [c.127]

По мере увеличения времени испытаний и внешних напряжений в решетке появляется одновременное скольжение дислокаций по нескольким системам, так называемое множественное скольжение. В этом случае дислокации, упруго взаимодействуя, образуют скопления, дислокационные сетки и трехмерные жгуты. Скорость упрочнения на данном этапе максимальна ввиду, Т0Г0, что большое число дислокаций стопорится в решетке, обусловливая ее упруго напряженное состояние. При дальнейших испытаниях наступает стадия динамического отдыха, характеризуемая термически активируемым переползанием дислокаций в другие плоскости с последующей аннигиляцией дефектов противоположного знака. [c.27]

Различный подход к вопросу о причинах, контролирующих процесс укрупнения дислокационных петель в сс-уране при облучении осколками деления, обусловливает принципиальную разницу в микроскопических моделях радиационного роста а-урана, предложенных соответственно Бакли и Летертром. Если модель роста Бакли допускает возможность установления стационарного состояния, характеризующегося постоянством коэффициента радиационного роста, в момент достижения максимальной плотности дислокационных петель, то из модели Летертра следует, что стационарное состояние радиационного роста, по-видимому, никогда не достигается. С увеличением дозы облучения коэффициент радиационного роста а-урана должен стремиться к некоторой асимптотической величине, не зависящей от температуры облучения, которая ниже температурной границы начала заметной самодиффузии (300— 400° С). Последнее обстоятельство прямо связано с предложением о зарождении дислокационных петель в пиках смещения и последующим изменением их размеров при взаимодействии с новыми пиками. Влияние температуры облучения может быть существен ным лишь для начальной стадии радиационного роста за счет ухудшения при увеличении тепловых колебаний решетки условий фокусировки столкновений и каналирования. В результате уменьшения степени пространственного разделения точечных дефектов различного знака, а также увеличения их подвижности возрастает вероятность взаимной аннигиляции дефектов в зоне пика смещения, что может привести к уменьшению начального коэффициента радиационного роста, обусловленного зарождением дислокационных петель [c.207]

Константа равновесия К, равная произведению равновесных концен-раций С°(Т)С°(Т), очень быстро убывает с понижением Т, т. е. с рас- тоянием г от фронта кристаллизации. Как показали выполненные в [5] зценки, характерная длина убывания обратно пропорциональна тем-тературному градиенту у фронта кристаллизации Сив случае выращивания монокристаллов кремния составляет по порядку величины несколько миллиметров. Другими словами, при понижении температуры происходит аннигиляция дефектов произведение их фактических кон- [c.49]

При высокой плотности дефектов в кристаллической решётке должна происходить структурная релаксация, сопровождающаяся взаимной аннигиляцией дефектов и образованием сдвиго-неустойчивых фаз. В итоге возникает неустойчивое состояние решётки, приводящее к фазовому переходу кристаллической фазы в паракристаллическую, затем аморфную. Такое состояние характерно, например, для деформируемых металлов при достижении предельной деформации, контролирующей фрагментацию зёрен и образование сдвиго-неустойчивых фаз по границам фрагментов. [c.128]

Изучение поведения очищенного зонной плавкой алюминия интересно вдвойне во-первых, потому что становится возможным определение свойств сверхчистого материала и, во-вторых, на основе этого материала можно приготовить сплавы, содержащие малые количества примесей, и исследовать специфическое влияние каждой из них на рекристаллизацию. Для экспериментов такого рода обычные методы должны быть видоизменены, поскольку наблюдения необходимо вести при температурах ниже температур начала рекристаллизации (т. е. при температурах ниже комнатной). Развитие рекристаллизации в результате отжига наблюдают, в частности, с помощью рентгенографирования при температуре жидкого азота. Аннигиляцию дефектов решетки можно изучать путем измерения низкотемпературного электросопротивления см. разд. 3.4). Сами измерения нужно производить прй достаточно низкой температуре образца, чтобы в нем не происхо- [c.453]

Исследуем характер решений системы (3.82), (3.83) при различных соотношениях параметров. С этой целью введем безразмерные плотности дефектов у = р/р , х = п/п и время г = а также параметры а = /3 = ру ра и 7 = р 1РоПц. Первый определяет соотношение характерных времен, второй — отношение интенсивностей процессов размножения и аннигиляции дефектов, третий — соотношение интенсивностей взаимного влияния дислокаций и вакансий. В безразмерных величинах система (3.82), (3.83) принимает вид [c.251]

В целом можно отметить, что для металлов группы железа рост поляризации и увеличение количества выделяющегося водорода приводят к возрастанию внутренних напряжений растяжения. Обычно с напряжениями растяжения осаждаются железо, никель, кобальт, марганец, хром, сурьма, галлий, медь. Возникновение напряжений растяжения связано со сжатием осадка в процессе электролиза. Последнее может быть обусловлено уменьшением размеров зерен при их формировании, что возможно, например, в результате вухода имеющихся в кристалле вакансий и дислокаций на границы зерен либо аннигиляции дефектов. [c.44]

Слияние зерен не требует для своего осуществления значительных диффузионных процессов, и, главное, процесс слияния может происходить одновременно по всем (или многим) поверхностям межзеренного раздела, Межзерен-кые границы являются, как об этом уже говорилось, сосредоточением различных дефектов, дислокаций, в первую очередь. Аннигиляция этих дефектов по сути дела есть уничтожение границ зерен. Следовательно, процесс роста зерен путем слияния происходит при более низкой температуре, чем роет зереи путем миграции и, как показывает пр п тика, приводит к образованию очень крупных зерен. [c.93]

Точечные дефекты могут взаимодействовать друг с другом. Если объединяются вакансия и атом внедрения, то происходит аннигиляция обоих дефектов, и атом, бывший ранее междоузель-ным, занимает нормальное положение в решетке. Две вакансии могут объединяться в наиболее простой комплекс дефектов — [c.468]

Атомная структура металлических стекол. Как и в любом другом некристаллическом веществе, в аморфном металле отсутствует дальний порядок в расположении атомов. Данные по рассеянию рентгеновских лучей аморфными телами можно пытаться объяснить как в рамках микрокристаллитной структуры, так и в рамках модели непрерывной сетки. Исследования последних лет, в частности опыты по электрон-позитронной аннигиляции, дают веские основания считать, что в аморфном металле существует распределение атомов без каких-либо разрывов типа границ зерен и точечных дефектов, характерных для кристаллов. Предполагается, что в металлическом стекле существует хаотическое непрерывное распределение сферических частиц, характеризующееся плотной упаковкой. Координационные числа, определенные по площади под первым пиком функции радиального распределения, в большинстве случаев оказываются равными 12, т. е. они больше, чем для жидких металлов. [c.372]

Динамический возврат. Эволюция дислокационной структуры во время динамического возврата начинается в наиболее деформированных местах с накопления дислокаций и постепенного образования субграниц. С повышением плотности дислокаций скорость их аннигиляции возрастает до тех пор, пока не станет равной скорости их образования. В результате плотность дислокаций увеличивается до равновесной величины подобно тому, как это происходит в холодно-обработанных и подвергнутых возврату металлах. Поскольку только часть субграпиц способна мигрировать, стенки ячеек должны непрерывно распадаться и вновь образовываться в процессе, названном ре-полигонизацией [275]. Равновесное положение стенок определяется плоскостью расположения дислокаций в них и способностью последних покидать свои плоскости скольжения для образования более регулярных низкоэнергетических границ. От способности дислокаций к поперечному скольжению, ограниченной в металлах и сплавах с низкой энергией дефекта упаковки, в значительной мере зависит степень динамического возврата в деформируемом материале. [c.131]

Для объяснения наблюдаемой линейной зависимости рассмотрим поведение образца на первом цикле. При быстром охлаждении в результате происходящей пластической деформации (обратного знака) возникает неравновесная концентрация дислокаций. Кроме того, возможно повышение концентрации точечных дефектов (например, вакансий). Эти дефекты приводят к сильному наклепу молибдена. При нагревании образца происходит отдых , связанный с частичной аннигиляцией дислокаций, переползанием их из одной плоскости скольжения в другую и выходом на границы зерен [6]. На этот процесс ускоряюще действуют зкспо-ненциальный рост с температурой подвижности вакансий и движение дислокаций как под влиянием обратных упругих напряжений, так и в результате постоянно приложенной нагрузки. Движение дислокаций приводит к образованию субструктуры [7 ], причем образование последней проходит так быстро, что за цикл успевает практически завершиться первая стадия ползучести, а в структуре обнару-щиваются характерные для термоусталости следы скольжения в зер- [c.205]

Отжиг при относительно низких температурах приводит к трансформации зернограничной структуры, перестройке неравновесных границ в относительно равновесные благодаря аннигиляции неравновесных дефектов, что сопровождается релаксацией напряжений вдоль границ. Очевидно, что движение зернограничных дефектов в поле напряжений звуковой волны, их упругая релаксация приводят к дополнительной деформации и объясняют понижение эффективных упругих модулей. К сожалению, сейчас трудно конкретизировать природу этих зернограничных перестроек и необходимы дальнейшие экспериментальные и теоретические исследования этого эффекта. Отметим, что аналогичные результаты, указывающие на изменения модулей упругости в ИПД Си и Си нанокомпозитах, были получены также в работах [290, 291]. [c.174]

Роль электронов в металлах как фактора, определяющего их прочность и пластичность, подчеркивалась Я. И. Френкелем еще в ранних работах [1] на основе пористой электронной модели. Современные представления о реальной прочности металлов, учитывающие, с одной стороны, кооперативный характер процессов перемещения атомов при деформации, а с другой — локальный характер разрушения, не отрицают роли электронного фактора. Так, справедливо считается, что наблюдаемые различия прочностных характеристик кристаллов определяются их электронной структурой, а роль дефектов упаковки в механизме деформации и разрушения металлов и качественная связь энергии дефектов упаковки с характеристиками электронной структуры [2] общепринятые. Для дальнейшего развития этих представлений стала очевидной необходимость установления закономерностей взаимосвязи процессов деформации и разрушения с электронными свойствами самих дефектов, ответственных за прочностные свойства металлов [.3]. Со времени открытия явления взаимодействия позитронов с дефектами кристаллической решетки [4] стало понятным, что метод позитронной аннигиляции является уникальным для получения информации об электронной структуре дефектов [5]. В основе этой возможности лежит тот факт, что при наличии в кристал.те дефектов с концентрацией 10 все термализованные позитроны захватываются ими и аннигиляция с электронами в дефектах дает информацию об их электронной структуре. Если концентрация дефектов недостаточна, то в позитронную аннигиляцию будут вносить вклад как совершенные, так и дефектные области кристалла. Следовательно, использование метода электронно-позитронной аннигиляции для анализа структурного состояния в области дефектов, образующих- [c.139]

Авторами [61 показано для ряда материалов, что параметр аннигиляции в зависимости от числа циклов Р (Л с) А1с — изменяющееся число циклов до разрушения) дменяется немонотонно, чю выралшет сложный характер развития дефектов при циклической деформации. Это связано как с изменением конфигурации дефектов, так и с их концентрацией. При этом иоследний этап деформации (разрушение) может характеризоваться относительной величиной минимального и максимального значений параметра аннигиляции на данном этапе [c.143]

Все сказанное выше свидетельствует о том, что метод позитронной аннигиляции позволил фиксировать топкое электроино-структур-иое состояние дефектов, развивающееся при циклической деформации материала. [c.145]

При экспериментальном исследовании усталостных явлений наблюдаются возникновение, агломерация и аннигиляция точечных дефектов. Измерением электрического сопротивления в различных точках механической кривой гистерезиса найдено обусловленное деформацией дополнительное сопротивление в состоянии разгрузки. Кривые дополнительного сопротивления изменяются качественно с количеством циклов. При небольшом количестве циклов N = 200 и бд = 3 10—3 результирующая кривая пересекается при вр = о, а при высоком количестве циклов N 500 при вр = а для обоих полуциклов появляются разные значения сопротивления. Первый тип кривой в основном можно объяснить измерением плотности дислокации в областях низкой дислокационной концентрации, а за второй тип преимущественно отвечают вакансии и вакан-сионные скопления. [c.427]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...