Скорость образования зародыше на дислокациях

Согласно рассмотренной модели, объемная скорость образования зародышей на дислокациях становится заметной, когда [c.246]

До настоящего времени механизм и кинетика роста зародышей оксида на поверхности металла относительно мало изучены. Первоначальными причинами образования зародышей считаются дислокации, примеси и другие поверхностные дефекты. Часто такое расположение зародышей оксида объясняется адсорбцией кислорода на поверхности как фактора, лимитирующего скорость окисления. Адсорбированный кислород, диффундируя на поверхность к растущим зародышам оксида, снижает одновременно концентрацию кислорода в зоне вокруг каждого зародыша и тем самым препятствует возникновению новых. Размеры таких зон и плотность распределения зародышей зависят от запаса адсорбированного кислорода и скорости поверхностной миграции. [c.47]

Как указывается в работе [19], имеется высокая вероятность образования плоских зародышей растворения твердого тела (моно-атомных углублений) на тех участках поверхности, на которых плотность энергии решетки и химический потенциал больше такими местами прежде всего являются окрестности выхода краевых дислокаций. Поскольку на грани совершенного кристалла образование зародышей растворения носит случайный характер и требует относительно больших затрат энергии, то, если скорость такого растворения невелика, на грани реального кристалла, растворяющегося с заметной скоростью, образование зародышей должно происходить в местах пересечения дислокаций с поверхностью кристалла, т. е. в очагах локального плавления, где АР = = ст и указанные выше условия проявления механохимического эффекта могут выполняться (по крайней мере, для участков металла в состоянии медленного растворения в не слишком агрессивных электролитах). [c.26]

Как указывается в работе [17], имеется высокая вероятность образования плоских зародышей растворения твердого тела (моно-атомных углублений) на тех участках поверхности, на которых плотность энергии решетки и химический потенциал больше такими местами прежде всего являются окрестности выхода краевых дислокаций. Поскольку на грани совершенного кристалла образование зародышей растворения носит случайный характер и требует относительно больших затрат энергии, то, если скорость [c.28]

Уровень адсорбции примесных атомов непосредственно на дислокациях такого участка, согласно теории, может быть очень высоким (общая плотность атомов углерода в цилиндре вокруг трубки дислокации, имеющем радиус в два межатомных расстояния, достигает 50 атомов в одной атомной плоскости). Скорость завершения такого насыщения вплоть до образования зародыша новой фазы на дислокации чрезвычайно велика и процесс протекает почти одновременно с образованием самой дислокации [10, 91]. [c.119]

Разная скорость трансформации структуры покрытий, ншосимых в условиях пространственного согласоваш1я и несогласования, связана с различной скоростью накопления структурных дефектов в процессу роста. Наиболее наглядными с этой точки зрения являются вольфрамовые покрытия . Образующиеся поверхностные террасы можно рассматривать как поверхности отдельных блоков. Накопление дефектов и их сток к границам блоков увеличивают угол их разориентировки, что постепенно приводит к все более независимому росту каждого блока. Одновременное накопление дефектов на поверхности роста огрубляет ее и в конечном итоге приводит к повторному образованию зародышей на несовершенствах. На этой стадии двумерное зародышеобразование переходит в трехмерное. В итоге образуется поликристаллический поверхностный слой, преимущественная ориентировка в котором в результате процессов отбора совпадает с собственной текстурой. При значительном несовпадении решеток материалов подложки и гетероэпитаксиального покрытия дислокации несоответствия и возникающие лтругие напряжения увеличивают скорость накопления дефектов в про ссе роста, что [c.61]

Расчет показывает, что при плотности дислокаций 10 /сж и а —200 эрг1см движущая сила, которая давала бы пренебрежимо малую скорость образования зародышей при гомогенном зарождении ( 10 " см сек ), при зарождении на дислокациях дает очень высокую скорость образования зародышей [c.246]

Суть второго факта понятна еще не полностью. Объяснение неодинаковой скоростью диффузии ионов металла в зависимости от кристаллографического направления в окисле могло бы играть известную роль для окислов, обладающих некубической структурой. Однако, как уже отмечалась [335], подобная зависимость скорости окисления от направления наблюдалась по больщей части для таких окислов с кубической решеткой, как СигО, FeO, Рез04. Несколько выше мы уже говорили, что объяснение разной величиной работы выхода электронов с поверхности представляется невероятным, но представление о числе эквивалентных путей возникновения конкретной ориентационной зависимости может быть увязано с числом межзеренных границ и тем самым со скоростью внутренней ди ффузии. Поэтому оно заслуживает дальнейшего изучения. В этой связи представляется, что поверхностная диффузия важна на стадии образования зародышей роста. Объяснение анизотропии скорости окисления очень тонких пленок, выдвинутое Родиным [164], исходит из модели Франка и ван-дер-Мерве, согласно которой в окисле возникают дислокации, когда несоответствие между пространством для катиона в окисле и в. металле превосходит определенную величину. Нет сомнения, что расширение наших званий о поверхностной энергии на границе между металлами и окислами существенно поможет объяснению некоторых ориентационных эффектов, особенно ориентационной зависимости скорости окисления. [c.97]

Вокруг дислокации существует поле упругих напряжений. Например, в случае краевой дислокации под краем неполной атомной плоскости находится область растяжения, а над этим краем — область сжатия. Поэтому структурное несоответствие зародыша и исходной фазы может быть частично или полностью скомпенсировано дислокацией, что служит одной из причин предпочтительного образования на дислокациях зародышей с полуко-герентными и некогерентными границами. При образовании такого зародыша упругая энергия решетки исходной фазы в некоторой области вблизи линии дислокации уничтожается. Это значит что в формуле (25) слагаемое Д/ упр имеет минус упругая энергия дислокации способствует зарождению, суммируясь с движущей силой превращения Д об. По одиой из оценок, в результате этого скорость зарождения на дислокациях в 10 раз больше скорости гомогенного зарождения. [c.139]

Зависимость скорости рекристаллизации от типа исходной субструктуры материала исследована во многих работах. Так, развитие полигонизации обусловливает не только замедление, но даже в ряде случаев полное предотвращение рекристаллизации [31]. Это же подтверждается и работой Тальбо [79], в которой показано, что рекристаллизация при нагреве полигонизованного железа не происходит, что указывает на большую стабильность субструктуры. Нагрев алюминия высокой чистоты [12], деформированного при нормальной температуре и температуре жидкого азота, выявил различное протекание процессов разупрочнения. В алюминии, деформированном при нормальной температуре, благодаря протекавшему динамическому отдыху создались условия для формирования в процессе нагрева полигонизованной структуры и развития рекристаллизации на месте . В связи с тем, что деформация при температуре жидкого азота не могла сопровождаться процессом отдыха, структура характеризовалась неоднородностью, большей плотностью дефектов, и, как следствие этого, разупрочнение при нагреве начиналось с образования областей, отделенных от матрицы высокоугловыми границами, и пх миграцией. Это же было подтверждено Котреллом [52] и Бюргерсом. Котрелл подчеркивает преимущественное образование зародышей рекристаллизации в областях решетки, имеющих максимальную кривизну. Многие эксперименты показывают, что зародыши рекристаллизации образуются в первую очередь в тех областях, где скольжение носит турбулентный характер и где решетка имеет максимальную кривизну. Это связано с тем, что чем более турбулентным было скольжение и неоднородным распределение дислокации, тем труднее последующее их перераспределение с образованием устойчивых [c.55]

Измельчение субзерен — фрагментов и расположенных внутри них блоков сопровождается существенным увеличением углов разориентировки и нарушением когерентности решетки у поверхностей раздела. Одновременно с увеличением степени деформации аустенита интенсифицируется блокировка примесными атомами и вакансиями всех этих поверхностей раздела, а также скоплений дислокаций внутри блоков. В подобных условиях даже границы блоков не только не должны являться дополнительными местами образования мартенситных кристаллов, но и могут служить препятствиями при росте зародышей (возникающих внутри блоков) по крайней мере на стадии достижения ими критических размеров. Что же касается отдельных дислокаций и их скоплений внутри блоков, то их роль в качестве готовых зародышевых центров мартенситных кристаллов определяется степенью развития процесса термической стабилизации аустенита. Повышение температуры деформации (до известного предела, определяемого устойчивостью облаков Коттрелла) и снижение последующей скорости охлаждения способствуют блокированию дислокаций за счет диффузии примесных атомов и уменьшают вероятность образования мартенситных кристаллов в этих местах. Для зарождения кристаллов становятся необходимыми сдвиги в других свободных от закрепленных дислокаций участках объемов блоков. [c.167]

Рассмотрим с этих позиций описанные в предьщущем разделе особенности поведения сталей при а -> 7-превращении, осуществляемом в условиях разных скоростей нагрева. Прежде всего следует обратить внимание на существенные различия в морфологической картине развития а -> 7-превращения при переходе от медленного к ускоренному нагреву (см. гл. Ш). При нагреве с малыми скоростями наблюдается равномерное распределение зародышей аустенита по объему образца, что должно приводить к однородному фазовому наклепу ферритной матрицы. При ускоренном же нагреве <х - -у-превращение связано с локальными наиболее искаженными участками матрицы. Следствием такого процесса должно быть неоднородное распределение дислокаций. А как уже отмечалось, чем менее однородное распределение дислокаций, тем труднее осуществляется их последующее перераспределение с образованием малоугловых границ. Поэтому можно ожидать, что характер дислокационной структуры, создаваемый в результате а -> 7-превра-щения при медленном нагреве, должен способствовать протеканию по-лигонизационных процессов, при ускоренном же нагреве - рекристал-лизационных. [c.96]

Под воздействием ультразвука высокой интенсивности процессы старения металлов и сплавов ускоряются, а твердость их повыщается. Качественно одинаковые данные о влиянии ультразвука получены на стали, алюминиевых, медных и других цветных сплавах, независимо от сложности их состава и концентрации введенных элементов. Ускорение процесса старения объясняют влиянием ультразвуковых колебаний на кристаллическую рещетку металлов. В решетке металлов происходит многократная циклическая деформация (растяжение — сжатие), в результате чего процессы диффузии ускоряются. На стадиях старения ультразвук увеличивает число зародышей выделяющейся упрочняющей фазы. Особенностью ультразвука является то, что он, ускоряя выделение из твердого раствора суб-микроскопических фаз — упрочнителей, почти не влияет на скорость коагуляции этих фаз. Эффект воздействия ультразвука возрастает при суммировании его с влиянием температуры ускорение процесса искусственного термического старения в этом случае еще более заметно. В случае, если влияние температуры преобладает над эффектом ультразвука, ускоряется и разупрочнение, т. е. происходит коагуляция упрочняющих фаз. Упрочняющее влияние ультразвука объясняется измельчением блоков мозаики и интенсивным образованием дислокаций. [c.222]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...