Внедренные атомы зависимость

Изменение электросопротивления металла в зависимости от температуры показано на рис. 49. Выше — 173° С (100° К) сопротивление пропорционально Г ниже этой температуры эта зависимость нарушается и R становится пропорциональным Т , принимая нулевое значение при —273 С. При температуре плавления сопротивление скачкообразно увеличивается, так как периодичность электрического поля почти разрушается. Значительное рассеяние электронных волн, а следовательно, увеличение электросопротивления наблюдается при наличии в металле примесей, особенно примесей типа внедрения. Атомы примесей искажают решетку металла, нарушая ее периодичность. При наличии примесей коэффициент рассеяния [c.70]

Формулы (8,12) дают зависимость равновесных концентраций С1 и С2 от степени дальнего порядка т]. Для неупорядоченного сплава, когда ц = 0, междоузлия Ох и О2 в среднем оказываются энергетически эквивалентными и из (8,10) получаем нг= пг- При этом из (8,12) видно, что С1 = С2 = 7г, т. е. имеем в среднем равномерное распределение внедренных атомов по междоузлиям. В сплаве же стехиометрического состава (сд = д = 7з) в состоянии с наибольшим порядком т] = 1 концентрации С1 и С2 наиболее сильно отличаются одна от другой. [c.142]

Рис. 40. Зависимость д (а) и (б) от Сд при Г = 0 в случав распределения внедренных атомов Л и В по октаэдрическим и тетраэдрическим междоузлиям ГЦК решетки.

Выясним, какое влияние оказывает примесь внедренных атомов С на кривую концентрационной зависимости температуры распада (кривую распада), т. е. на диаграмму состояния сплава. Определим из (20,12) величины [c.218]

Пользуясь формулами (20,27) п (20,23), можно построить кривую зависимости температуры распада Тр — Тр- - АТр тройного сплава от состава. Величина о может быть выражена через средние концентрации атомов А и В в сплаве Са = Ад/А и Св = Ав/А формулой о = Сд — Св = 2сд—1. При заданном значении ю можно найти по формуле (20,23) кривую распада в нулевом приближении. Эта Кривая для каждого значения са == сдо определяет значения р и Г . Далее, находя соответствующее Сд значение а и при заданных Vлa и Ква значение , можно при данном Сс по формуле (20,27) определить АТр и построить кривую зависимости Гр = = Тр- - АТр от Сд, т. е. кривую распада в первом приближении для сплава А — В с примесью внедренных атомов С. [c.221]

Рис. 62. Зависимость потенциальной энергии внедренного атома от координаты X при диффузии но междоузлиям двух типов (для случая, когда И] < ма).

Таким образом, рассмотренные отклонения от прямой линии кривой зависимости 1н7) от 1/7 в случае диффузии внедренных атомов в металлах с ОЦК решеткой, возмон -но, могли бы служить указанием на такой механизм диффузии, когда диффундирующий атом последовательно проходит через чередующиеся октаэдрические и тетраэдрические междоузлия с различной потенциальной энергией его в этих положениях. [c.259]

Экспериментальные исследования диффузии внедренных атомов в ОЦК решетке различных металлов [1], проведенные в широком интервале температур, обнаружили в некоторых случаях отклонения от температурной зависимости типа (23,25). Такие аномалии были обнаружены при диффузии углерода в а-железе, вольфраме и тантале [18, 19] (рис. 63, 64). Зависимость 1пО от 1/Г для диффузии углерода в а-железе обсуждалась также в [17], где приведена сводка экспериментальных данных. При диффузии углерода в вольфраме в интервале от 1800 до 2800°С (где не происходит фазовых превращений) аномальные отклонения от прямолинейности кривой зависимости 1п7) от ЦТ были замечены только выше 2600°С, а для диффузии углерода в тантале, изученной в интервале 600 — 2600°С, заметные отклонения были обнаружены выше 1400°С. [c.260]

Рис. 65. Возможные типы зависимости потенциальной энергии и внедренного атома от координаты х при его перемещении вдоль линии расположения октаэдрических (О) и тетраэдрических (Т) междоузлий. (При наличии минимума в тетраэдрическом междоузлии (а), в отсутствие минимума (6).)

При переходе к случаю диффузии в сплавах с разными атомами на узлах появляется принципиальное отличие от случая диффузии внедренных атомов по однотипным междоузлиям металла. Действительно, как уже подчеркивалось выше, в случае металла (где все узлы заняты одинаковыми атомами) внедренный атом во всех однотипных междоузлиях имеет одинаковую потенциальную энергию Uo и во всех перевальных точках (типа точек Р па рис. 59) его потенциальная энергия Up тоже одинакова. Следовательно, при всех диффузионных переходах преодолевается одинаковая высота потенциального барьера Аи = Up—Uo. Поэтому процесс диффузии характеризуется одной энергетической константой — энергией . активации Q = Аи, коэффициент диффузии D имеет вид (23,25) и его температурная зависимость изображается прямой Аррениуса — линейной зависимостью 1н D от i/T. [c.274]

Рис. 69. Характерный вид зависимости логарифма коэффициента диффузии внедренных атомов от 1/Г в упорядочивающихся сплавах типа р-латуни, полученный методом конфигураций.

Рис. 70. Возможный вид концентрационной зависимости коэффициента диффузии внедренных атомов в сплавах типа р-латуни (метод конфигураций).

Рис. 79. Зависимость концентрации а внедренных атомов на октаэдрических междоузлиях от времени < для различных значений степени заполнения междоузлий V (цифры у кривых соответствуют

По описанным выше методам получают монокристаллы, которые всегда содержат микроскопические, структурные неоднородности точечные дефекты, дислокации, субграницы субзерна различной величины, внедренные атомы примесей, выделения частиц и т.д. Эти субструктурные характеристики появляются всегда в той или иной степени при формировании монокристаллов, их количество и распределение меняется в зависимости от условий их роста, кристаллизации и способов получения. [c.87]

При образовании твердого раствора один компонент является растворителем, другой — растворимым. Растворителем становится тот компонент, кристаллическая решетка которого сохраняется, а растворимым — компонент, атомы которого располагаются в кристаллической решетке растворителя (см. рис. 3.1). В зависимости от расположения атомов в кристаллической решетке различают твердые растворы замещения и твердые растворы внедрения (рис. 3.2). В твердом растворе замещения атомы растворимого компонента замещаются атомами растворителя, в твердом растворе внедрения атомы растворителя размещаются между атомами растворимого компонента в наиболее слабых местах элементов кристаллической решетки, т. е. там, где атомы наиболее удалены друг от друга. Свойства сплавов, образующих твердые растворы, изменяются плавно и отличаются от свойств компонентов, из которых они состоят. [c.48]

Как показал Фридель [54], термические флуктуации способствуют осредненной силе, приходящейся на высоту между атомными плоскостями, занимаемой порогом, в зависимости от природы самого порога (образованного вакансиями или внедренными атомами) образовывать или адсорбировать вакансии. Например, истинная частота абсорбции вакансии на пороге, образованном внедренными атомами, может быть представлена выражением [c.276]

Зависимость энергии взаимодействия от расстояния между дислокацией и атомом дает соответствующий градиент потенциала (определяемый градиентом искажений решетки). В соответствии с этим беспорядочное тепловое движение внедренного атома, когда он попадает в поле напряжений дислокации, сменяется направленным движением к ее центру под действием радиальных и тангенциальных сил. Скорость дрейфа того атома определится как [c.11]

Другим источником напряжений третьего рода, охватывающих области меньшего, чем у дислокаций, порядка, являются внедренные атомы. В зависимости от характера взаимодействия внедренных атомов с атомами матрицы возможны как растяжения, так и сжатия решетки (рис. 2.1). Поля напряжений распространяются по всем направлениям примерно на одинаковые расстояния, в то время как вокруг дислокаций силовое поле имеет относительно значительную напряженность, по крайней мере в одном направлении. Установлено, что в закаленной стали возникают заметные искажения решетки и значительные напряжения третьего рода. Смещение атомов железа из узлов реп1етки составило 0,007 нм при содержании углерода 0,35% и 0,009 нм при 0,41% углерода. [c.43]

Рис. 42. Зависимость температуры упорядочения То внедренных атомов и вакансий от степени заполнения Q октаэдрических меигдоузлий ОЦК решетки металла.

В 21 было отмечено, что в принятом приближении величину цо можно считать не зависягцей от температуры. Поэтому, согласно (22,2), температура распада Гр бинарного сплава В — С обратно пропорциональна натуральному логарифму концентрации внедренных атомов С, Такого типа зависимость Гр от следует ожидать, например, при выделении карбида железа из аустенита ). На опыте (см., например, [6]) в этом случае кривая распада, т. е. кривая зависимости Гр от мало отличается от прямой линии во всей области концентраций, где происходит рассматриваемое превращение. Легко убедиться в том, что теоретическая формула (22,2) в этом интервале концентраций с достаточной точностью дает тоже практически линейную зависимость Гр от [c.231]

Пусть зависимость и от положения х атома на упомянутой прямой линии имеет вид, изобралюнный на рис. 59. Минимумы расположены в точках О и О, соответствующих соседним междоузлиям. Опп отделены максимумом в точке Р, соответствующей вершине потенциального барьера, разделяющего мелодоузлия, и лелеащей посередине между ними. Высота этого барьера Ан определяется разностью потенциальных энергий внедренного атома в точках Р и О [c.239]

При экспериментальных исследованиях диффузии внедренных атомов в чистых (на узлах) металлах обычно толсе получается экспоненциальная зависимость В от 1/Г типа (23,25). Следовательно, график зависимости 1н1) от 1/Г является прямой линией, по наклону которой можно определить энергию активации Q, а по ординате, отсекаемой этой прямой на оси ординат,—предэкспоненциальный мпонштель Во. В табл. 8 приведены для примера экспериментальные значения Во п Q ъ случае диффузии некоторых примесей внедрения в ОЦК (а) и ГЦК ("() [c.243]

В 23 была рассмотрена микротеория диффузии внедренных атомов некоторого сорта С по однотипным (октаэдрическим) междоузлиям в ОЦК и ГЦК решетках некоторого металла А. В этом случае атомы С при любых переходах из одного междоузлия в соседнее преодолевают потенциальные барьеры одинаковой высоты Аи и процесс диффузии в кагкдом таком кристалле характеризуется единой энергией активации Q = Ан. Зависимость коэффициента диффузии О от абсолютной температуры Т определяется формулой типа (23,25), т. е. график зависимости 1п2) как функции 1/Г является прямой линией (прямой Аррениуса). [c.253]

Из (24,11) следует, что эта формула не имеет вида (23,25), обычного для чистых (на узлах) металлов, в которых диффузия внедренных атомов проходит по междоузлиям одного типа. Таким образом, процесс диффузии по междоузлиям двух типов (с различающимися энергиями И и Иг) не может быть охарактеризован единой, не зависящей от температуры Т энергией активации Q. В выражение (24,11) входят две экспоненциальные функции от 1/Г, содержащие высоты потенциальных барьеров ДИ12 и Ды21 для переходов М - и М2 М. Поэтому график зависимости ЫО от 1/Г, согласно (24,11), не является прямой линией, как это должно быть в случае справедливости формулы (23,25), и отклонения этой кривой от прямой обусловлены наличием двух тижов междоуз- [c.257]

Не будем принимать во внимание геометрические искажения решетки, квантовые особенности атомных переходов, а также корреляцию в процессах этих переходов, В отличие от обычно проводимых расчетов, в этом и следующем параграфах не будем ограпичиваться случаем игалых концентраций внедренных атомов, принимая, что степень заполнения междоузлий внедренными атомами может быть любой. При такой постановке вопроса выяснится существенное различие в зависимости коэффициентов самодиффузии и химической диффузии внедренных атомов от степени заполнения ими междоузлий [23]. [c.265]

Из (26,6) видно, что D зависит от степени заполнения междоузлий р только благодаря взаимодействию атомов С, но, в отличие от D, не стремится к нулю нрир—>-1. Мнолштсль в фигурных скобках формулы (26,6) имеет при р = /г максимум для Мсс7>0 и минимум для Псс <0, причем возможно, что при анализе экспериментальных результатов это может дать информацию о знаке Псс, т. е. о характере взаимодействия внедренных атомов в данном сплаве. D зависит от л (благодаря зависимости р х)), но при малом grad р эта зависимость будет весьма слабой. [c.271]

В связи с этим на первый взгляд может показаться странным, что экспериментальные исследования диффузии внедренных атомов в сплавах замещения приводят обычно к зависимостям 1п О от 1/Г, не имеющим значительных отклонений от прямолинейности. С этим связан тот факт, что при таких экспериментальных исследованиях понятие энергии активации в ряде случаев применяется и к диффузии по междоузлиям сплавов замещения. Как будет показано ниже, такая ситуация объясняется тем, что в реальных сплавах отклопспия от прямолинейности оказываются заметными лишь в весьма широком температурном интервале, не всегда реализуемом на опыте, или же при резких изменениях в протекании процесса диффузии, имеющих место, например, при температуре упорядочения сплавов. Нелинейные зависимости 1ц от Т были действительно обнаружены экспериментально в ряде сплавов рассматриваемого типа. [c.275]

Как было показано в 8, например, для бинарного упорядоченного сплава Л — В типа -латуни упорядочение выделяет в сродном два различных типа октаэдри-, чоекпх междоузлий. В приближении средних энергий такой сплав заменяется кристаллом с двумя типами междоузлий, в которых внедроипьп атом имеет разные значения потенциальной энергии М1 и Ы2. Задача о диффузии внедренного атома в таком кристалле относится к типу задач о диффузии в чистом металле по двум типам междоузлий (см. 24). Ее решение приводит к нелинейности зависимости 1п1) от 1/Г. Наряду с этим, как будет показано далее, метод средних энергий дает возможность получить зависимость О от состава и параметров порядка в упорядоченных сплавах. [c.279]

Метод конфигураций позволяет более точпо решить задачу об определении коэффициента диффузии в сплаве, так как предусматривает явный учет всех возможных конфигураций атомов разного сорта на узлах вокруг междоузлий и перевальных точек. Число таких конфигураций оказывается достаточно велико, и задача значительно усложняется. Тем нс менее этот метод дает воз-молшость найти более точную зависимость коэффициента диффузии от температуры и состава сплава, а в упорядоченных сплавах более детально исследовать влияние степени порядка на диффузию. Сравнение результатов применения двух методов к задачам диффузии показывает, как будет выяснено дальше, что основные качественные особенности диффузии внедренных атомов в сплавах замещения могут быть получены и менее точным, но значительно более простым методом средних энергий. [c.279]

Формулы (28,14) и (28,13) дают в рассматриваемом прибли5кении зависимость коэффициента диффузии внедренных атомов С от концентрации Сд атомов А и степени дальнего порядка т) сплава А — В,. При определении температурной и концентрационной зависимости В в упорядоченном состоянии сплава нужно учитывать, что от температуры и состава (без учета корреляции согласно (11,7)) зависит и степень дальнего порядка ц. [c.284]

Рис. 76. Экспериментальная зависимость 1п О от 1/Г для диффузии внедренных атомов водорода Б сплаве РеСо [14] В в см7с, Г в К. Стрелкой указана точка, паиесен-ная при температуре упорядочения Т = Та).

Рис. 77. Экспериментальная зависимость 1п77 от 1/Г для диффузии внедренных атомов водорода в сплаве FeNiз [15, 14] (О в см /с, Т на нижней шкале в К).

В этой главе будут рассмотрены вопросы кнпетикп процессов перераспределения атомов по междоузлиям, связанные с определением зависимости концентраций внедренных атомов в междоузлиях разных типов от времени при различных температурах металла. В случаях, когда внедренные атомы размещаются но междоузлиям решетки сплава замещения, эти концентрации зависят еще от состава и параметров порядка па узлах. [c.321]

В работе [6] кинетика процессов перераспределения внедренных атомов С в упорядочивающихся сплавах А — В типа АнСнз была рассмотрена аналогичным методом для более сложного случая, когда атомы С могут занимать не только октаэдрические, но и тетраэдрические междоузлия ГЦК решетки, В упорядоченном состоянии таких сплавов приближение средних энергий, как и для сплавов типа р-латуни, приводит к двум рассмотренным выше типам октаэдрических междоузлий и к одному типу тетраэдрических. Таким образом, атомы С распределяются по междоузлиям трех типов, В связи с этим в общем случае упорядоченного сплава процесс перераспределения атомов С, как и в сплавах с ОЦК решеткой, уже не может быть охарактеризован одним временем релаксации и требуется вводить лве постоянные размерности времени. Время релаксации может быть введено в случае неупорядоченных сплавов А — В. Температурная зависимость равновесных концентраций атомов С в междоузлиях трех типов определяется разностями средних высот потенциальных барьеров для соответствующих переходов. [c.337]

В зависимости от соотношения размеров атомов в сплавах могут образовываться твёрдые растворы з а-м е щ е н и я (атомы растворённого металла замещают в кристаллич. решётке атомы растворителя) и внедрения (атомы растворённого элемента располагаются в межатомных промежутках решётки растворителя). На базе интерметаллич. соединений могут образовываться твёрдые растворы (дефектные по одному из компонентов). Мин. значению свободной энергии твёрдых растворов соответствует упорядоченное расположение атомов разного сорта сверхструктурл). Разрушение сверхструктур при высоких темп-рах сопровождается появлением аномалий ряда физ. свойств превращение порядок—беспорядок в зависимости от состава сплава может быть фазовым переходом 1-го либо 2-го рода. [c.112]

В Т. р. вычитания на основе соединения АВ часть атомов или ионов сорта В отсутствует (возникают вакансии в В-подрешётке), число атомов в элементарной ячейке меньше, чем у исходного соединения стехиометрич. состава. Возможно одновременное сочетание 2 видов Т. р. (напр., Т. р. внедрения атомов D в Т. р. замещения атомов В в кристаллич. решётке, образованной ятомши А). Линейная зависимость межатомных расстояний от д- в Т. р. [c.51]

Кинетика выделения карбидов из а-железа изучалась многими исследователями. Чувствительным индикатором количества внедренных атомов, остающихся в твердом растворе, является высота пика внутреннего трения, связанного с упорядочением атомов внедрения в поле напряжений. Это позволяет проследить за ранними стадиями процесса выделения. Первые работы в этом направлении были проведены Уэртом [62]. Уэрт установил, что кинетика процесса в целом может быть описана уравнением (39) с п, меняющимся от 1,2 до 1,7 (среднее значение 1,45). Это должно было бы соответствовать трехмерному контролируемому диффузией росту из достаточно отдаленных друг от друга заранее существовавших зародышей и первоначально рассматривалось как указание па то, что частицы имеют сферическую форму. Полученные позднее результаты показали, что величина п может довольно сильно меняться, увеличиваясь в недеформированных образцах по мере снижения температуры старения. При повышенном содержании углерода п резко увеличивается при некоторой определенной температуре (при 0,022 вес. % углерода эта температура составляет 60° С), и такое изменение кинетики процесса обнаруживается на графике зависимости 1п от 1/Г. [c.294]

Широкая петля гистерезиса на кривой намагничения, наблюдаемая для ниобия в состоянии поставки (деформированного) и для ниобия, содержащего внедренные атомы в концентрациях выше предела растворимости, затуманивает характер зависимости —4п М от Я, свойственный сверхпроводникам с отрицательной поверхностной энергией [30, 31]. В этих сплавах удельное электросопротивление рп или средний свободный пробег не могут быть значительно изменены деформацией или наклепом [27, 32] и нельзя ожидать, что Н , зависящая от ря [уравнение (1)], не будет изменяться очень сильно. Я v, полученная для отожженного (недеформированного) ниобия и ниобия в состоянии поставки (деформированного), действительно обнаруживает небольшие различия (см. рис. 7). Несколько более высокое значение для образца в состоянии поставки может быть обусловле- [c.116]

Химико-термической обработкой стали называется такая обработка, в результате которой изменяется химический состав поверхностных слоев. В этом случае инструменты нагреваются в специально выбранной среде, а изменение химического состава поверхности происходит благодаря переходу и внедрению атомов этого вещества в кристаллическую рещетку стали. Процесс проникновения одного вещества в другое при их соприкосновении называется диффузией. В зависимости от среды, в которой нагревается инструмент, различают несколько видов химико-термической обработки. [c.220]

Выражение (2,48а) имеет несколько характерных особенностей, Во-первых, отметим, что теплота переноса при термодиф-фузин Q н эффективный заряд в условиях электропереноса зависят от концентрации происхождение этой концентрационной зависимости связано с образованием пар либо внедренных атомов, либо пар смешанного тнпа, когда в одном из ближайших к внедренному атому узлов находится атом примеси. [c.53]

Т10г представляет собой полупроводник с очень большим сопротивлением при нормальной температуре, если он химически чистый и имеет стехиометрический состав. Однако удаление атомов кислорода приводит к возникновению дефектов в кристаллической решетке таких, как образование вакансий кислорода или внедрение атомов Ti, которые являются донорами электронов 15—16]. С увеличением недостатка кислорода все больше электронов может участвовать в процессе электропроводности, и сопротивление материала уменьшается. Этот эффект повышается с температурой и зависимость сопротивления от ро выражается формулой [c.36]

До сих пор мы считали, Что единичная дислокация в ненапряженном кристалле не испытывает никакого сопротивления своему движению. На самом деле кристалл имеет конечные размеры и в свою очередь разбивается на субмикроскопические блоки, границы которых в настоящее время рассматривают как некоторые образования, составленные из дислокаций. В зависимости от расстояния до границы энергия дислокации меняется таким образом, границы являются препятствиями для движения дислокаций. Движению дислокаций могут мешать другие дислокации в той же или иных плоскостях скольжения, внедренные атомы или вакансии, субмнкро-скопические выделения разного рода. Наконец, имеется еще одна категория сил, препятствующих движению дислокаций даже в идеальной кристаллической решетке. Центр дислокации С при движении дислокации может совпадать с одним из атомов решетки или может находиться между ними. Оказывается, что энергия дислокации зависит от положения центра. Очевидно, что перемещение дислокации на одно междуатомное расстояние полностью восстанавливает картину, но для того, чтобы произвести такое перемещение, нужно преодолеть некоторый энергетический барьер дело обстоит так, как есля бы существовали некоторые силы, препятствующие движению дислокаций. Эти силы называются силами Пайерлса, величина их в сильной степени зависит от расположения атомов в кристаллической решетке. Для площадей наиболее плотной упаковки атомов и для направлений, соответствующих наименьшему расстоянию между атомами, силы Пайерлса оказываются наименьшими, для других кристаллических плоскостей и направлений величина их во много раз больше. Этим и объясняется то, что в кристаллах пластические деформации происходят по определенным системам скольжения, как было указано выше. [c.147]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...