Дислокации образование во время роста

В настоящем разделе мы рассмотрим следующие вопросы 1) образование дислокаций во время роста кристалла 2) изменение их числа под действием некоторых механизмов размножения и аннигиляции 3) их взаимодействие, приводящее к образованию в кристалле дислокационных границ и дислокационных сеток. [c.195]

В данном разделе нас будут интересовать главным образом отклонения решетки от физической однородности, и, следовательно, мы будем иметь дело в основном с образованием физических дефектов в кристалле во время роста. Будут рассмотрены следующие четыре типа дефектов 1) неоднородности по химическому составу 2) дислокации 3) пустоты 4) случайные кристаллы. [c.194]

Образование дислокаций под действием термических напряжений происходит также и после окончания роста в процессе охлаждения кристалла, и механизм охлаждения играет при этом немаловажную роль. Так, если кристалл охлаждается слишком быстро, то число дислокаций, образующихся под действием напряжений, возникающих при охлаждении, будет даже больше числа дислокаций, вводимых термическими напряжениями, существующими в кристалле во время роста. [c.197]

Субструктура не является просто результатом увеличения плотности дислокаций и образования неоднородной среды во время пластической деформации металла при высокой температуре. Основные очертания субструктуры образуются уже во время роста кристалла. [c.141]

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]

В работах [232, 234, 356] показано, что для некоторых материалов характеристики вязкости разрушения при циклическом нагружении могут существенно отличаться от характеристик статической трещиностойкости. Циклическое деформирование металла у вершины трещины приводит к нестабильному (скачкообразному) ее развитию при КИН, меньших статической вязкости разрушения Ки. В настоящее время феноменология такого явления достаточно хорошо разработана и описана в работах [29, 197, 232, 234, 267, 356]. Тем не менее физическая природа скачков усталостной трещины изучена недостаточно. Попытаемся дать физическую интерпретацию этого явления. Выше (см. подраздел 2.3.2) была представлена модель, описывающая зарождение усталостного разрушения в масштабе зерна. Разрушение представлялось как многостадийный процесс, включающий зарождение микротрещин по границам и в теле фрагментированной субструктуры, возникающей при циклическом деформировании, стабильный рост микротрещин за счет стока дислокаций в их вершины, образование разрушения в пределах зерна при нестабильном росте микротрещин. Ограничение мае-штаба разрушения при нестабильном росте микротрещин размером зерна возникает в случае их торможения границами зерен или стенками фрагментированной структуры, т. е. при = Oi < 5с(ху), где X/ — накопленная деформация к моменту страгивания микротрещин. Если сгтах 5с(ху), то разрушение может распространяться в масштабе, большем чем размер зерна. [c.222]

Кристалл, не содержащий дислокаций, растет путем присоединения зародыша к ступеньке, так как чем больше соседних атомов, тем лучше зародыш присоединяется к кристаллу. Наконец, слой полностью достраивается. Для образования на гладкой поверхности кристалла нового атомного слоя требуется возникновение двумерного зародыша, что является самым узким звеном роста совершенного кристалла и требует больших пересыщений (переохлаждений). Это звено отсутствует, если растет кристалл, содержащий винтовую дислокацию. Присоединение атомов к ступеньке на его поверхности приводит к вращению ступеньки. Поскольку атомы откладываются на винтовую поверхность, то ступенька все время продолжает существовать, облегчая тем самым присоединение атомов к кристаллу, т. е. облегчая рост кристалла. [c.103]

Огромная скорость роста мартенситных кристаллов, превышающая 1000 м/с, способствует образованию наклепа в аустените, возникающие при этом дислокации переходят в образующийся затем мартенсит, что повышает его твердость, снижая пластичность до нуля. Плотность дислокаций возрастает до 10 см . За время превращения кристаллы мартенсита многократно возникают и проскакивают под углами 60° и 120° друг к дугу. При наблюдении в микроскоп их следы имеют игольчатую форму (см. рис. 5.2, г), поэтому мартенсит считается игольчатой структурой. [c.109]

Механизм роста нитевидных кристаллов Сирс связывает с особо большой ролью дислокаций [особенно винтовых дислокаций (см. 10.3.2)], которые расположены в направлении оси нитевидного кристалла. Таким образом, на свободной торцовой грани кристалл растет по спиралям, в то время как боковые грани усов растут только через образование плоских зародышей. Следовательно, для образования усов переохлаждение должно быть меньше критического, при котором происходит рост кристалла через двухмерные зародыши. Отсюда вытекает, что ограничивающими поверхностями усов являются основные грани роста, которые растут от плоских зародышей. В большинстве случаев они действительно наблюдаются экспериментально как ограничивающие элементы. Теоретически длина усов [c.333]

В настоящее время известны различные механизмы образования дислокаций. Дислокации могут возникать при росте зерен, при образовании субзерен (см. рис. 43). Экспериментально установлено, что границы зерен и блоков имеют большую плотность дислокаций. При кристаллизации из расплава энергетически более выгодно, когда зародыш растет с образованием винтовой дис- [c.127]

Выращивание кристаллов путем конденсации паров предполагает наличие температурного градиента между источником пара, имеющего обычно более высокую температуру, и пространством, где происходит рост кристаллов. Температуры источника паров и кристалла являются важнейшими параметрами процесса роста, и скорость роста, которая определяется степенью пересыщения, можно легко контролировать путем подбора этих температур. Рост кристаллов происходит с заметной скоростью при степени пересыщения порядка 0,1% в то время как, согласно теории образования ядер, степень пересыщения должна была бы составлять несколько десятков процентов. Как уже говорилось, такое несоответствие объясняется наличием винтовых дислокаций или других дефектов на поверхности кристалла. Этим методом можно просто и эффективно выращивать монокристаллы многих металлов, неорганических и органических соединений. [c.204]

В теории дислокации рассматривается несколько механизмов образования и роста трещин путем торможения и скопления дислокаций на препятствиях (например, у границ зерен), объединения вакансий, образованных ступеньками на движущихся дислокациях, и др. По данным С. Н. Жуковского и Э. Е. Тома-шевского, время до разрушения, долговечность под нагрузкой, определяется скоростью роста трещин на ускоренной стадии Хе - [c.32]

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]

В упомянутых выше теориях зарождения рассматривается только образование очень малых областей новой фазы без учета кристаллографии превращения. В то же время весьма вероятно, что критическим моментом при зарождении мартенсита является достил ение условий, при которых может начаться не активируемый термически рост, а это для большинства превращений подразумевает образование полукогерентной поверхности раздела. Вопрос этот специально рассматривался Кнаппом и Делингером [45], развившими теорию, основанную на предложенной Франком модели поверхности раздела. По концентрации дислокаций была оценена поверхностная энергия зародыша, оказавшаяся равной 200 эрг1см , что значительно выше поверхностной энергии полностью когерентной границы раздела упругая энергия была рассчитана, исходя из общего изменения формы с использованием теории изотропной упругости. Считалось,- что зародыши возникают вследствие взаимодействия дислокаций друг с другом с последующим их перераспределением, приводящим к возникновению такого сплюснутого эллипсоида, форма которого соответствует минимуму поверхностной и упругой энергии. Эта минимизация проводилась таким же путем, как и в классической теории зарождения, но за критический размер зародыша принимался такой, при котором изменение полной свободной энергии не достигает своего максимального значения, как в классической теории, а становится отрицательным. Предполагается, что зародыши, размер которых превышает этот размер, оказываются способными к быстрому росту, приводя к возникновению новых дислокаций по мере роста пластины параллельно поверхности раздела. [c.335]

Дислокации могут возникать не только при деформации сдвига, но и, например, вследствие образования различных дефектов во время роста кристалла. Сгибая кристалл, в него за счет деформации сдвига можно ввести известное число краевых дислокаций. Используя известные значения постоянных решетки и радиуса кривизны сгиба, с помощью простых геометрических соотношений можно определить число таких дислокаций. Плотность краевых дислокаций обычно измеряется числом дислокационных линий, проходящих через единицу повеохности в кристалле в обычных кристаллах содержится 0 см (и больше) дислокаций. Другой способ выра- [c.63]

При этом принятые допущения имеют разумное физическое объяснение. Известно, что в поверхностных слоях металла зарождение скользяЩ Их дислокаций значительно облегчено по сравнению с глубинными слоями. Феноменологически это явление связано со снижением напряжения микротекучести материала в поверхностных слоях образца [1, 190]. В результате при весьма низких нагрузках может зародиться микротрещина, размер которой соответствует размеру поверхностного слоя [191]. В то же время при образовании трещины длиной 1° сопротивление пластическому деформированию в окрестности ее вершины увеличивается (деформирование происходит не у свободной поверхности) и дальнейший рост трещины возможен только при нагрузках, приводящих к обратимой пластической деформации материала (строго говоря, к процессам микротекучести) в объеме, большем чем размер зерна, т. е. при А/С > > AKth. [c.220]

Дислокации могут возникать во время кристаллизации из-за ра.эных случайностей роста кристаллов. Эти случайности приводят к образованию мозаичной структуры — кристалл состоит из взаимно разориентированных субзерен (блоков). Одна из возможных причин образования субзерен — изгиб очень нежных ветвей денд-ритов из-за конвекционных токов, градиента температур и действия других факторов. Когда слегка разориентированные ветви дендри-тов срастаются, на границе между ними возникают дислокации. Поверхность срастания представляет собой стенку из краевых дислокаций. [c.104]

Наиболее полно дислокационную модель зарождения и роста пор, обусловленных частицами, разработал Броек [392]. Согласно этой модели поры образуются на границе раздела частица — матрица вследствие создания у частиц дислокационных скоплений (рис. 5.4). Вокруг частиц образуются дислокационные петли (рис. 5.4, а). Под действием сил изображения эти петли отталкиваются от частиц (рис. 5.4, б). В то же время лидирующая петля выталкивается к частице следующими за ней дислокациями и действующим сдвиговым напряжением (рис. 5.4, в). Когда одна или более петель будут вытолкнуты на границу раздела, частица вдоль линии АВ отделится от матрицы и произойдет рождение поры. Существенным следствием этого будет значительное снижение отталкивающих сил изображения, действующих на следующие петли, в результате чего большая часть дислокаций скопления выйдет на вновь образованную поверхность поры, тем самым увеличивая ее (рис. 5.4, г). Дислокационные источники, испускавшие петли и ставшие неактивными вследствие образования дислокационного скопления, возобновят свое действие, что приведет к спонтанному росту пор и последующему их слиянию. [c.194]

Фаза S имеет форму пластинки и зарождается предпочтительно на дислокациях, как и фаза в в сплаве системы А1—Си. Она по крайней мере частично не когерентна с матрицей и имеет приблизительный состав Ab uMg. Вызывает удивление, что до сих пор нет подходящей количественной оценки процессов, имеющих место во время стандартной термомеханической обработки такого широко применяемого сплава 2024. Упрощенное качественное описание термомеханической обработки этого сплава можно представить следующим образом. При температуре нагрева перед закалкой большинство легирующих элементов переходит в твердый раствор. Однако марганцовистые соединения и другие интерметаллические частицы не растворяются. Эти частицы препятствуют движению границ зерен, способствуя образованию структуры с удлиненным зерном во время изготовления полуфабриката. Быстрое охлаждение с температуры под закалку приводит к пересыщению твердого раствора с почти равномерным распределением меди и магния в матрице. В этих условиях даже границы свободны от выделений, как показано на рис. 86. Если скорость охлаждения во время закалки меньше, чем 550 °С/с, то зарождение и рост фазы, обогащенной медью, может происходить по границам зерен с образованием при этом зон, обедненных медью, непосредственно прилегающих к границам зерен. [c.237]

При циклическом нагружении сплавов потенциал после первоначального всплеска с ростом числа циклов несколько облагораживается, плавно уменьшаясь по абсолютной величине (участок II), принимая спустя некоторое время установившееся значение и стабилизируясь в более отрицательной области III по сравнению с потенциалом ненагружениого образца. Очевидно, наряду с термодинамической активацией образца в данном случае немаловажную роль играет повышение электрохимической гетерогенности металла в ходе усталостного нагружения вследствие интенсивного накопления в его объеме повреждений, скопления вакансий и дислокаций, выхода их на поверхность, формирования грубых полос скольжения и зарождения усталостных трещин. Указанные процессы сопровождаются образованием новых поверхностей, несколько нарушающих сплошность пленок, разблагораживанием потенциала, возникновением менее совершенных защитных пленок на деформированной поверхности, в результате чего электродный потенциал удерживается в более отрицательной области. [c.74]

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]

Условия возникновения зародышей новых зерен и их роста сформулированы во многих работах, например в [4, 47], исходя из понятий о напряжениях, создаваемых в материале дислокациями, генерированными во время пластической деформации. Для образования зародыша нового зерна размером do требуется плотность дислокаций ро = y//doWj, где - энергия дислокации единичной длины у/-удельная поверхностная энергия межзеренной границы. [c.123]

Тенденция развития методов МСС решения задач и физичеосих методов исследования свойств металлов не случайна. Она предопределяется постоянньш совершенствованием техники с соответствующим ростом требований, предъявляемых к качеству металлов и изделий из них, к уровню и стабильности их свойств. В настоящее время методы МСС начинают использовать для формализации результатов исследований строения металлов, образования и движения дислокаций, а результаты металлофизических исследований все шире привлекаются к математическому описанию поведения деформируемых металлов. [c.117]

В настоящее время уже является классическим представление о том, что при высокой температуре растворенные атомы и вакансии беспорядочно распределены в твердом растворе. Невозможно заморозить такое состояние без изменений при закалке, так как твердый раствор становится пересыщенным относительно вакансий и растворенных атомов. Таким образом, сплав выделяет избыточные вакансии и растворенные атомы в той или другой форме. Избыточные вакансии конденсируются с образованием дислокационных петель либо на дислокациях, вызывая переползание, часть вакансий удерживается в растворе в результате взаимодействия с растворенными атомами [195, 196]. Однако значительная доля растворенных атомов сегрегирует, образуя скопления или группы [197]. Рост этих скоплений, предвыделений по Гинье, при старении или при замедленном охлаждении при закалке приводит к образованию зон, обогащенных растворенным веществом и когерентных с матрицей [198, 199]. Последнее вызывает аномальные дифракционные эффекты [197]. [c.256]

Период распространения трещин (от начала шейкообразова-ния до окончательного разрушения материала) при статическом растяжении пластичных металлов и сплавов также можно разделить на ряд стадий. В настоящее время показано, что процесс шейкообразования связан с развитием дисклинационных (поворотных) мод пластической деформации [31-33], образованием ячеистой структуры с плотностью дислокаций (3-7) 10 м [34] и зарождением пор на стенках дислокационных ячеек и границах раздела включение-основной металл. Рост пор и их последующее объединение происходит в условиях интенсивной пластической деформации и сопровождается в а-Ре появлением значительного количества микродвойников длиной 100-200 А и шири- [c.42]

Хотя описанные исследования относятся к благородным металлам, полученные результаты могут быть перенесены на алюминий (правда, с большим приближением). Ранее отмечалось, что было бы полезно знать скорость роста скопления в алюминии во время закалки для выяснения, может ли скопление достигнуть критического размера при захлопывании до того, как температура образца упадет ниже Тцер, которая, как было показано выше, приблизительно равна 250° С. Впоследствии оказалось, что захлопывание с образованием конфигурации с дефектом упаковки может происходить на ранней стадии, так же как и для тетравакансии, хотя неясно, можно ли применять понятие конфигурация без дефекта упаковки к таким малым скоплениям (такое скопление, очевидно, уже слишком мало, чтобы давать конфигурацию без дефекта упаковки с помощью, например, частичной дислокации Шокли). [c.104]

Изменение же структурно чувствительных физических свойств в значительной степени может определяться не только размерами цементитных пластин, но и видом деформации. Например, коэрцитивная сила, которая зависит от многих факторов (упругих макро- и микронапряжений, размера зерна, количества и размера цементитных частиц, плотности дефектов кристаллической решетки феррита, наличия пор и др.) очень резко реагирует при деформации на образование ячеистой структуры в феррите и значительно слабее увеличивается при образовании леса дислокаций [310]. При этом определяющую роль играет не относительный характер изменения размеров ячеека их абсолютная величина. При увеличении количества грубопластинчатого перлита (содержания углерода в стали) средняя абсолютная величина размера ячеек при деформации снижается, что и приводит к более резкому росту коэрцитивной силы при малых деформациях в сталях с большим количеством углерода, когда в избыточном феррите и феррите перлита формируется ячеистая структура. Изменение коэрцитивной силы зависит от размера цементитных пластин. При деформации стали с грубопластинчатым цементитом независимо от вида деформации (например, прокаткой [335], сжатием [310]) коэрцитивная сила растет до степеней обжатия 70% и более, в то время как в сталях с мелкопластинчатым цементитом вид деформации существенно влияет на характер изменения коэрцитивной силы при волочении рост коэрцитивной [c.139]

Развитие микрокристаллов может происходить в виде усов или дендритов. Усы представляют собой монокристаллы, растущие с торца, иногда по механизму винтовой дислокации, в то время как рост боковых граней плоскостей блокируется примесями или поверхностно-активными веществами. Поперечное сечение уса возрастает с увеличением тока таким образом, что плотность тока на торце уса остается постоянной критическая плотность тока). Критическая плотность тока возрастает с увеличением концентрации органических примесей. Прерывание тока на несколько секунд приводит к прекращению роста уса. При повышении перенапряжения рост уса может начаться вновь в результате образования зародышей на торце или на боковой поверхности. Такой характер роста связан с тем, что для стационарного роста торца уса необходима определенная концентрация органического вещества на растущей поверхности. На торце уса поверхностная концентрация органической добавки поддерживается достаточно низкой за счет того, что органическая добавка включается в растущий осадок. В то же время на нерастущих боковых гранях поверхностная концентрация добавки настолько высока, что рост их без образования зародыша невозможен. При прерывании тока вся поверхность блокируется органической добавкой и дальнейшее развитие микрокристалла возможно только после образования зародыша. [c.33]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...