Границы зерен большеугловой

Б. Большеугловые границы зерен. Большеугловые границы являются сильно искаженными поверхностями раздела соседних объемов с различием в ориентировках 15—18° (рис. 1.32). Энергия границы со- [c.24]

Границы зерен большеугловые 208, 213, 215-217, 220 [c.296]

Образование границ зерен — структурное превращение, присущее литому металлу (сварному шву, отливке) в период завершения его кристаллизации из жидкого расплава. Границы образуются непосредственно при срастании первичных кристаллитов. Поскольку кристаллические решетки кристаллитов ориентированы произвольно, то их сопряжение при срастании кристаллитов сопровождается существенными искажениями решеток. Эти искажения и приводят к образованию граничной поверхности. Существует также мнение, что границы образуются путем собирания дислокаций, неупорядоченно расположенных в металле после затвердевания в одну граничную поверхность в результате процесса полигонизации, однако более обоснован первый механизм образования границ. Современные представления о строении границ сводятся к тому, что на границах чередуются участки хорошего и плохого соответствия кристаллических решеток соседних зерен. Это так называемые островные модели границ зерен. Строение и протяженность участков плохого соответствия зависят от угла разориентировки решеток смежных кристаллитов. Различают малоугловые (угол до 15°) и большеугловые (угол свыше 15°) границы. Малоугловые границы описывают как ряд отдельных дислокаций (рис. 13.9,а). Расстояние между ними D определяется соотношением [c.501]

Представления о границах зерен (большеугловых границах) развивались постепенно по мере того, как изучались их особенности и влияние на поведение поликристалла. Современные модели большеугловых границ исходят из концепции решто% совпадения, впервые предложенной Кронбергом и Вильсоном [361], и представляют большой шаг вперед в сравнении с прежними моделями (см., например, [362]). Решетка совпадения определяется положениями атомов, принадлежащих обоим кристаллам, разделенным границей, - местами совпадений. На рис. 14.8, а показаны два кубических гранецентрированных [c.215]

Рис. 13.9. Дислокационные модели границ зерен а — малоугловая б — большеугловая в — специальная

Дальнейшим развитием теории строения границ зерен является установление факта суш,ествования на границах зерен, включая н большеугловые, зернограничных дислокаций (рис. 96, в). В этом случае граница зерна состоит из участков мест совпадения и зернограничных дислокаций (ЗГД). Зернограничные дислокации могут быть подвижными и сидячими. Подвижные ЗГД могут перемещаться вдоль границы и играют важную роль в зернограничном проскальзывании. Скорость такого проскальзывания увеличивается с ростом плотности ЗГД. Наличие ЗГД подтверждается электронномикроскопическими исследованиями границ специально выращенных бикристаллов. [c.166]

Наиболее ранняя дислокационная теория строения границ зерен может быть использована также для объяснения особенностей деформации поликристаллов. В частности, модель границы зерна Мотта предусматривает, что в границах с большими углами разориентации дислокации располагаются так близко, что их индивидуальные особенности стираются и дислокации уже нельзя рассматривать как самостоятельные дефекты. Поэтому островная модель большеугловой (0>1О-=-15°) границы Мотта предполагает, что границы зерен состоят из островков хорошего соответствия, разделенных областями с сильно нарушенной структурой. [c.166]

Эшби показал, что для сложных границ скольжение по границе и миграция тесно связаны. В этом случае скольжение и миграция границы пропорциональны, поскольку только в этом случае возможно скольжение без изменения структуры границы. При зернограничном проскальзывании по большеугловой границе миграция выступает как процесс, обеспечивающий непрерывное под-страивание границы до плоскости в атомном масштабе благодаря перемещению зернограничных дислокаций. Однако эту миграцию следует отличать от той, которая происходит в процессе пластической аккомодации, когда миграция, наблюдаемая при локальной пластической деформации, непосредственно не связана со скольжением по границе зерна. Такая нерегулярная миграция может препятствовать зернограничному проскальзыванию, поскольку не позволяет границе в процессе скольжения оставаться плоской. Для осуществления непрерывного скольжения по поверхности границы зерна необходимо действие источников зернограничных дислокаций. Предполагается, что источниками таких дислокаций могут быть источники типа Франка — Рида, действующие на границе зерна. Обнаруженные спиральные образования на границе зерен являются источниками дислокаций границ зерен, размножение которых происходит не скольжением, а переползанием. Дислокации границ зерен могут образовываться и в результате взаимодействия дислокаций решетки со структурными дефектами границы. [c.178]

Такой механизм образования зародышей рекристаллизации на исходных границах зерен приводит к локальной миграции отдельных участков большеугловой границы, т. е. к образованию выступов ( языков ). В результате граница исходных зерен принимает зубчатую форму (рис. 202). [c.369]

Движущей силой образования выступов (зубчатости) является разница в локальной плотности дефектов по обе стороны от данного участка границы. Эта разница может быть вызвана непосредственно неоднородными условиями деформации в граничащих зернах. Возможен и другой механизм, непосредственно наблюдавшийся на алюминии. Заключается он в том, что по одну сторону границы происходит коалесценция одного или нескольких субзерен с полным или, вероятнее, частичным исчезновением разделяющих их границ. В результате по эту сторону границы возникают субзерна, значительно превосходящие по размерам субзерпа, расположенные по другую сторону большеугловой границы. В сильно деформированном, текстурованном материале рассмотрен-ный ранее механизм чаще реализуется у границ зерен, [c.369]

Особенностью двухфазных сплавов является то, что наряду с малоугловыми и большеугловыми границами зерен в пределах данной фазы в них имеются и границы между разными фазами — так называемые межфазные границы, которые являются барьерами для роста зерен в пределах данной фазы за счет друг друга, т. е. тормозят рекристаллизацию. [c.560]

Примеси сегрегируют к границам зерен даже при наличии в количествах, значительно меньших, чем их растворимость в твердом состоянии. Так, добавка одного атома золота или серебра на 10 атомов свинца заметно повышает мнкротвердость большеугловых границ последнего аналогичное влияние оказывают добавки олова и цинка. При повышении температуры разность твердостей границ и тела зерен уменьшается и при 130 °С равна нулю. Микротвердость границ и тела зерен высокочистого свинца одинакова и равна 51 при —196 °С, 39 при 270 °С и 22 МПа при 150 °С. [c.59]

Ли [54, 102], используя другую модель — модель зернограничных источников, попытался объяснить уравнение Холла — Петча путем рассмотрения начального этапа пластической деформации, т. е. объяснить начальную плотность подвижных дислокаций и ее связь с размером зерна. Исходя из того что скопления дислокаций редко наблюдаются (хотя специально оговаривалось, что это не является достаточным доказательством их отсутствия). Ли [54, 102] выдвигает альтернативный вариант объяснения, согласно которому начало пластической деформации в поликристалле связывается с эмиссией дислокаций выступами на большеугловых границах зерен. Из модели такой границы было рассчитано напряжение, необходимое для отрыва абсорбированной границей дислокаций и эмиссии ее в зерно. Это напряжение оказалось примерно одного порядка с напряжением предела текучести, следовательно, рассматриваемый процесс возможен без больших концентраций напряжения, т. е. без плоских скоплений дислокаций. [c.51]

При больших деформациях, когда динамический возврат протекает наиболее полно, наблюдается рост совершенства и разориентации субграниц. К такому же результату приводит и статический (термический) возврат холоднодеформируемого металла. Несмотря на то что образующиеся дислокационные субграницы отличаются от большеугловых границ зерен меньшими углами разориентации [9, 275], их поведение приближается к поведению границ зерен, что экспериментально подтверждается выполнением зависимости Холла — Петча для субзерна [9, 306—310] [c.131]

К счастью, многие из упомянутых проблем могут быть преодолены при использовании методов обработки, названной нами интенсивной пластической деформацией (ИПД) [3, 8]. Задачей методов ИПД является формирование наноструктур в массивных металлических образцах и заготовках путем измельчения их микроструктуры до наноразмеров. Хорошо известно, что путем значительных деформаций при низкой температуре, например, в результате холодной прокатки или вытяжки [9-11], можно очень сильно измельчить структуру металлов. Однако полученные структуры являются обычно ячеистыми структурами или субструктурами, имеющими границы с малоугловыми разориентировками. Вместе с тем рассматриваемые наноструктуры являются ультра-мелкозернистыми структурами зеренного типа, содержащими преимущественно большеугловые границы зерен [8, 12]. Создание таких наноструктур может быть осуществлено методами ИПД, позволяющими достичь очень больших деформаций при относительно низких температурах в условиях высоких приложенных давле- [c.6]

Можно сформулировать несколько требований к методам интенсивной пластической деформации, которые следует учитывать при их развитии для получения наноструктур в объемных образцах и заготовках. Это, во-первых, важность получения ультра-мелкозернистых структур, имеющих преимущественно большеугловые границы зерен, поскольку именно в этом случае происходит качественное изменение свойств материалов (гл. 4,5). Во-вторых, формирование наноструктур, однородных по всему объему образца, что необходимо для обеспечения стабильности свойств полученных материалов. В-третьих, образцы не должны иметь механических повреждений или разрущений несмотря на их интенсивное деформирование. Эти требования не могут быть реализованы путем использования обычных методов обработки металлов давлением, таких как прокатка, вытяжка или экструзия. Для формирования наноструктур в объемных образцах необходимым является использование специальных механических схем деформирования, позволяющих достичь больших деформаций материалов при относительно низких температурах, а также определение оптимальных режимов обработки материалов. К настоящему времени большинство результатов получено с использованием двух методов ИПД — кручения под высоким давлением и РКУ-прессования. Имеются также работы по получению нано- и субмикрокристаллических структур в ряде металлов и сплавов путем использования всесторонней ковки [16, 17 и др.], РКУ-вытяжки [18], метода песочных часов [19]. [c.9]

Деформация кручением под высоким давлением. Установки, в которых деформация кручением была проведена под высоким давлением, впервые были использованы в работах [20, 21]. Их конструкция является развитием известной идеи наковальни Бриджмена [22]. В первых работах эти установки были использованы для исследования фазовых превращений в условиях интенсивных деформаций [20], а также изучения эволюции структуры и изменения температуры рекристаллизации после больших деформаций [23]. Новым и принципиально важным моментом явились доказательства формирования наноструктур с неравновесными большеугловыми границами зерен при использовании интенсивной деформации кручением [3, 8, 12], что позволило рассматривать этот метод как новый способ получения наноструктурных материалов. [c.10]

В чистых металлах ИПД кручением обычно приводит к формированию равноосной структуры, средний размер зерен в которой составляет около 100 нм, а РКУ-прессование обеспечивает размер зерен, равный 200-300 нм. На рис. 1.7а, б показаны типичные микроструктуры Си, подвергнутой ИПД кручением, наблюдаемые в просвечивающем электронном микроскопе в светлопольном и темнопольном изображениях, вместе с соответствующей дифракционной картиной [8]. Видно, что интенсивная деформация приводит к формированию в Си однородной ультрамелкозерни-стой структуры уже при комнатной температуре. Многочисленные рефлексы на электронограмме, расположенные вдоль окружностей, указывают на большеугловые разориентировки соседних зерен. Присутствие преимущественно большеугловых границ в структуре металлов после интенсивной деформации было подтверждено также прямыми измерениями разориентировок индивидуальных границ зерен [56], и это является важной особенностью материалов, подвергнутых ИПД [3,8,13,38]. [c.19]

Недавно этот вопрос подробно исследовался при РКУ-прессовании А1 в работах [41-43,45] (см. также данный параграф), где показано, что однородность формирующейся структуры, удлинение зерен, доля большеугловых границ зерен определяются не только степенью деформации, но и в значительной степени геометрией оснастки и режимами прессования. Необходимо также учитывать [c.21]

Данная схема рассматривает переход в процессе интенсивной деформации от ячеистой структуры к зеренной, характеризующейся большеугловыми границами зерен, следующим образом. Сформировавшиеся на начальных стадиях холодной деформации ячеистые структуры в процессе ИПД трансформируются. При этом стенки ячеек становятся более узкими и упорядоченными (рис. 1.316 ). Такой тип трансформации известен при больших деформациях при низких температурах [11,34]. [c.46]

Электронно-микроскопические исследования. Уже в первых электронно-микроскопических исследованиях наноструктурных материалов, полученных ИПД, было обращено внимание на специфический вид границ зерен в сравнении с обычными отожженными материалами [8, 37]. Типичным примером такого дифракционного контраста является изображение микроструктуры сплава А1-4 %Си-0,5 %Zr [8], имевшего после ИПД кручением средний размер зерен около 0,2мкм (рис. 2.2а). Для сравнения рядом приведена микроструктура этого же образца, подвергнутого дополнительному отжигу при 160°С в течение 1ч (рис. 2.26 ). В обоих случаях наблюдалась структура зеренного типа, имеющая преимущественно большеугловые границы. Тем не менее вид толщинных контуров экстинкции на границах зерен на рис. 2.2а отличается от такового на рис. 2.2 значительным уширением. [c.62]

В целом структурные особенности границ зерен, обнаруженные методом высокоразрешающей электронной микроскопии, были достаточно схожи во всех ИПД материалах, исследованных в работах [24, 121-123]. Прежде всего следует подчеркнуть, что большинство границ зерен является большеугловыми произвольными границами и это соответствует данным дифракционных исследований [8, 56], что ИПД может приводить к формированию границ зерен с большеугловыми разориентировками. Кроме того, границы зерен обычно имеют узкую ширину, которая составляет 1-2 межатомных расстояния, т. е. близка к ширине границ зерен в обычных крупнокристаллических материалах. Однако границы зерен в на- [c.68]

В работе [56] была предпринята попытка определить характер распределения зернограничных разориентировок в чистой Си (99, 98%), подвергнутой РКУ-прессованию. Для определения локальных разориентировок в ультрамелкозернистом наноструктурном состоянии использовали кикучи-линии на электронномикроскопических картинах микродифракции, полученных с 5 различных областей фольг. Результаты анализа, проведенного для 154 границ, свидетельствуют о том, что распределение границ зерен носит хаотичный характер (рис. 2.9). При этом более чем 90 % границ зерен являются большеугловыми. [c.70]

Дилатометрические исследования. Как было показано вьппе, в результате ИПД в различных материалах формируются большеугловые границы зерен, содержащие высокую плотность неравновесных зернограничных дефектов и в результате имеющих разупорядоченную структуру, повышенную энергию и да льнодействующие поля напряжений. [c.80]

Однако в последние годы благодаря достижениям высокоразрешающих экспериментальных методов и машинного моделирования развиты достаточно ясные представления о строении таких большеугловых границ зерен. Эти представления о строении произвольных границ основаны на том, что любую границу можно представить как смесь структурных элементов каких-то низкоэнергетических структур. Такая концепция впервые использовалась в ранней островковой модели Мотта и ее дальнейших модификациях [155]. [c.88]

К настоящему времени накоплен обширный экспериментальный материал, касающийся образования неравновесных границ зерен при их взаимодействии с решеточными дислокациями [172]. Под взаимодействием границ зерен с дислокациями понимают действие большеугловых границ как источников и стоков для дислокаций решетки. Достижением недавних исследований, включая компьютерное моделирование, явилось доказательство того, что решеточные дислокации, попадая в границу, остаются дискретными дефектами кристаллического строения и взаимодействие дислокаций с границами должно заключаться в достаточно сложных перестройках. Решеточная дислокация не может просто оборваться на границе, она должна продолжаться в границе зернограничной дислокацией (одной или несколькими). Поэтому в поликристалле решеточные дислокации вместе с зернограничными должны образовывать единую замкнутую систему (рис. 2.19) [172]. Следовательно, взаимодействие решеточных дислокаций с большеугловыми границами сводится, по существу, к взаимным превращениям внутризеренных и зернограничных дислокаций. Как и [c.97]

Для структуры ИПД Си характерны некоторые отличия по сравнению с наноструктурным Ni. Средний размер зерен в Си, подвергнутой ИПД кручением [23, 140, 232], обычно несколько больше (около 150 нм) и, более того, в сверхчистой Си образцы даже содержали некоторое количество рекристаллизованных зерен большего размера (0,5мкм). Границы зерен имели также преимущественные большеугловые разориентировки. Для структуры был характерен сложный электронно-микроскопический контраст, свидетель- [c.128]

Перераспределение дислокаций в неравновесных границах зерен, образовавшихся при интенсивной деформации, что приводит к формированию большеугловых границ зерен, имеющих узкую толщину, соизмеримую с размерами атомов. [c.146]

В работе [273] подобные исследования проводились при температуре жидкого азота потенциометрическим (компенсационным) методом на образцах Си (чистотой 99, 98%), подвергнутых ИПД кручением с логарифмической степенью деформации е — 7. Такая обработка привела к формированию зеренной структуры с размером зерен 140 нм. В теле большинства зерен дислокации практически отсутствовали. Границы зерен оказались преимущественно большеугловыми и равновесными. Образцы, отожженные при высоких температурах, имели средний размер зерен 13мкм и более. Было обнаружено, что удельное электросопротивление р интенсивно деформированного образца уменьшается с ростом температуры отжига (рис. 4.3). Уменьшение носило нелинейный характер. Последовательный отжиг до 200 °С приводил к относительно [c.163]

Недавние исследования показали также новые возможности методов ИПД для получения наноструктурных сплавов с метаста-бильной структурой и фазовым составом (см. гл. 2). Как уже отмечалось, было установлено, например, полное растворение цементита и формирование пересыщенного твердого раствора углерода в армко-Fe в случае высоколегированной стали, подвергнутой ИПД [66], а таже образование пересыщенных твердых растворов в А1 сплавах с исходными взаимно нерастворимыми фазами [67]. Формирование таких метастабильных сотояний позволяет ожидать получения особопрочных материалов после последующих отжигов. Вместе с тем, структура этих образцов характеризуется не только малым размером зерен и большеугловыми разориен-тировками соседних зерен, но также специфической дефектной структурой границ зерен, необычной морфологией вторых фаз, повышенным уровнем внутренних напряжений, кристаллографической текстурой и т. д. В связи с этим, очень важным является изучение комплексного влияния структурных особенностей наноматериалов на их механическое поведение. [c.183]

Рассмотрим более подробно результаты механических испытаний образцов наноструктурной Си, которая была использована в качестве исследуемого материала в ряде недавних работ [61, 327, 328]. Как было показано выше в гл. 1, РКУ-прессованиеСипо оптимальным режимам приводит к формированию достаточно равноосной микроструктуры со средним размером зерен 200-300 нм, и преимущественно большеугловыми границами зерен, которые, однако, являются сильно неравновесными. На рис. 5.1 представлены кривые истинные напряжения-деформации этих образцов [c.184]

Полученные результаты важны для понимания природы деформационного упрочнения при больших деформациях (стадия IV), обнаруженных для многих материалов. Так, некоторые одинаковые черты наблюдаются в деформационном поведении наноструктурной Си и обычной Си на стадии IV. Среди них высокое напряжение течения, отсутствие деформационного упрочнения и низкая скоростная чувствительность [217]. Кроме того, в работах [И, 217] при больших деформациях крупнокристаллических материалов также сообщалось о формировании отдельных большеугловых границ зерен. На стадии IV интенсивно исследовалось механическое поведение многих металлических материалов, однако изучению структуры формирующихся границ уделялось мало внимания. [c.194]

Деформированный Ti в наноструктурном состоянии 2 имел волокнистую в осевом направлении структуру с заметно меньшим средним размером зерен 0,15 мкм и более высокой плотностью дислокаций 10 -10 м . Вид электронограмм свидетельствовал об увеличение числа рефлексов, что говорит о присутствии как большеугловых, так и малоугловых границ. На рис. 6.12 приведена микроструктура интенсивно деформированного Ti в состоянии 3, характеризуемом наименьшим размером зерен и наибольшей прочностью. Структура образца имела средний размер зерен 0,15 мкм и для нее характерны наличие высоко- и малоугловых границ зерен с плотностью решеточных дислокаций до 10 -Ю м , а также появление зерен, полностью свободных от дислокаций. [c.241]

Гляйтер Г., Чалмерс Б. Большеугловые границы зерен.—М. Мир, 1975. 376 с. [c.259]

В приведенном случае пайки стали ОЗВД золотом последнее, диффундируя по большеугловым границам и в объеме зерен паяемого металла, вызывает образование дислокационной сетки, имеющей наибольшее развитие по границам зерен. Повышенная проницаемость границ зерен обусловлена, с одной стороны, повышенной диффузионной подвижностью самой границы зерен, с другой — возникновением вокруг границ зерна области с повышенной диффузионной проницаемостью. [c.30]

Монокристаллические отливки получают как из традиционных, так и специально разработанных для данного процесса сплавов. При создании новых сплавов для монокристаллического литья нет необходимости вводить в них элементы, упрочняющие границы зерен (С, В, Hf, Zr, РЗМ), поскольку не существует большеугловых границ. Поэтому в безуглеродистых сплавах отсутствуют карбиды и остаются только у- и у -фазы. Дальнейшее повышение стабильности сплава (т. е. повышение температур солидуса и полного растворения у -фазы) может быть достигнуто оптимальным его легированием тугоплавкими металлами (W, Та, Re, Мо) и у -стабилизаторами (Ti, Та). Это приводит к существенному торможению контролируемых диффузией высокотемпературных процессов, в том числе коагуляции у -фазы. Важная роль при легировании уделяется рению (до 3%), в основном располагающемуся в у-твердом растворе. Содержащие рений сплавы (например, ЖС36) отличаются более узким интервалом кристаллизации. Так, температуры ликвидуса, солидуса и полного растворения у -фазы в сплаве ЖС36 равны соответственно 1409, 1337 и 1295 °С. Снижение содержания хрома (а следовательно, и жаростойкости) компенсируют добавками Hf и Y, образующими на поверхности плотные жаростойкие оксидные пленки. В связи с применением направленной кристаллизации значительно расширились возможности использования экономно легированных жаропрочных сплавов на основе интерметаллида №зА1. Так, например, установлено, что отливки из этих сплавов с монокристаллической структурой и кристаллографической ориентацией [111] обладают оптимальным сочетанием физико-механических свойств при температурах до 1200 °С высокими показателями жаропрочности, термоусталостной прочности и жаростойкости. [c.367]

Во-вторых, остаются невыясненными причины ускоренной диффузии по границам зерен и связи этого ускорения со строением границ, в частности с их дислокационной структурой поскольку для большеугловой границы нет количественной модели. [c.123]

Иная картина наблюдается при исследовании положения атомов внедрения на границах зерен в процессе рекристаллизации (границы зерен железа насыщались изотопом С ). На рис. 81 показаны авторадиограмма и микроструктура железа технической чистоты после деформации 547о- После нагрева до 650 С происходит почти полная рекристаллизация, однако на границах иерекристаллизованных зерен еще остается углерод (рис. 82). При дальнейшем нагреве (до 700° С) отмечается переход атомов углерода на новые границы, который происходит постепенно (рис. 83). Атомы углерода занимают в первую очередь большеугловые границы. После нагрева до 750° С практически весь углерод продиффундировал к границам. Процесс перемещения атомов углерода, хотя и протекает с большой скоростью (из-за высокого коэффициента диффузии атомов внедрения [c.203]

Границы зерен.. Поликристаллнческое вещество состоит из большого числа зерен (кристаллитов) с различной ориентировкой. Граничные поверхности (границы зерен) представляют собой переходные зоны с нарушенным кристаллическим строением. Различают малоугловые границы субзерен и большеугловые границы зерен. [c.23]

Первичная рекристаллизация. Рекристаллизация — это процесс возникновения и движения или только движения большеугловых границ зерен. Первичная рекристаллизация после холодной деформации реализуется при нагреве до температур, несколько превышающих порог рекристаллизации, который для чистых металлов 7 рекр = 0,4Га (где Ts — температура плавления). [c.86]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...