Внедренные атомы равновесная

В металлах, и особенно в металлах, имеющих плотно-упакованную кристаллическую решетку, имеются сравнительно небольшие объемы, в которые могли бы внедриться дислоцированные атомы. По этой причине такие процессы оказываются связанными с затратой значительной энергии и маловероятны. Поэтому в металлах равновесное даже при высоких температурах число внедренных атомов (того же металла) ничтожно мало и основным типом точечных дефектов в них являются вакансии, возникшие в результате второго из указанных выше механизмов. Далее этот вопрос будет рассмотрен более подробно. [c.37]

Равновесное распределение внедренных атомов [c.136]

Равновесное распределение внедренных атомов по междоузлиям разного типа при абсолютной температуре Т [c.136]

Весьма распространенным является случай, когда имеются только два типа междоузлий (т=2), например, октаэдрические и тетраэдрические междоузлия в решетке металла. В, этом случае из (7,7) получаем формулы для равновесных концентраций внедренных атомов Б междоузлиях первого и второго типа [c.138]

Тогда из (8,7) получаем равновесные числа внедренных атомов С, находящихся на междоузлиях 0 и О2 [c.142]

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]

Равновесное распределение внедренных атомов в металлах по междоузлиям при любых степенях их заполнения [c.144]

Таким образом, равновесные относительные концентрации внедренных атомов С, находящихся на междоузлиях первого и второго типа в сплаве внедрения с любыми числами этих междоузлий Й и Э1г при любых степенях V заполнения междоузлий, равны [c.147]

Определение равновесных концентраций внедренных атомов при любых степенях заполнения междоузлий может быть проведено в случае не только двух, но и любого числа т сортов междоузлий. Пусть кристалл содержит междоузлий г-го типа, на которых находятся [c.148]

В отличие от вычислений, проведенных в 8, где рассматривалось размещение невзаимодействующих внедренных атомов (при малой концентрации Сс) по междоузлиям упорядоченного сплава с заданным дальним порядком на узлах, здесь исследуется задача совместного установления равновесного порядка как на междоузлиях, так п на узлах при любой концентрации сс взаимодействующих атомов С. [c.203]

Энергия Вигнера, освобождающаяся при нагреве, выделяется благодаря рекомбинации внедренных атомов и вакансий, а также восстановлению равновесного состояния структуры [6, 26, 117, 226]. [c.197]

Внедренные атомы, т. е. атомы, выбитые нз своего равновесного положения в решетке и заторможенные в таких промежуточных положениях, из которых не происходит рекомбинации атома с ближайшей вакансией (дефект Френкеля). [c.292]

Аналогичная тенденция наблюдается и у дефектов кристаллической решетки в промежуточных фазах композиции с более высокой равновесной концентрацией вакансий или внедренных атомов характеризуются более низкой прочностью при высоких температурах из-за более высокой диффузионной подвижности. Увеличение связей типа вакансия — растворенный атом приводит к возрастанию энергии активации диффузии и повышению [c.300]

При цементации происходит поверхностное насыщение стали углеродом. Внедрение атомов углерода в междоузлия искажает кристаллическую решетку основного металла, в ней создается упругое напряженное состояние, вызванное стремлением атомов занять свое равновесное положение в решетке. [c.53]

Мартенситное превращение. Мартенсит является пересыщенным твердым раствором внедрения атомов углерода в а-железе. Если в равновесном состоянии растворимость углерода в а-железе при 20 °С не превышает 0,002 %, то его содержание в мартенсите такое же, как и в исходном аустените. [c.134]

Это уравнение определяет при каждом значении температуры Т = Тр равновесное значение р, т. е. разность концентраций атомов С в первой и второй фазах, определяющую ширину двухфазной области па диаграмме состояния. Тр имеет смысл температуры распада. При Т > > Тр сплав находится в однофазном состоянии и представляет собой однородный твердый раствор внедрения, имеющий концентрацию Сс = Нс/Э1. Охлажденный до температуры Т, меньшей Тр, этот сплав распадается на две находящиеся в равновесии фазы с разными составами и Сс определяемыми при Г = Г из (16,21), (16,20) и (16,18). Из первого равенства (16,9) следует, что концентрация Сс (для двухфазного сплава имеющая смысл средней концентрации) связана с Сс и Сс соотношением [c.195]

При изучении радиационных последствий обычно различают так называемые необратимые (остаточные) и обратимые (переходные) эффекты. К остаточным нарушениям относят перегруппировку атомов в решетке (образование вакансий, междоузлий, дислокаций), а также внедрение инородных атомов, например, в результате ядерных реакций. Обратимые нарушения являются следствием перехода электронов или дырок в неравновесное состояние, что обычно приводит к ионизации. Благодаря относительно большой подвижности электронов и дырок равновесное состояние быстро восстанавливается после прекращения облучения. Б дальнейшем, если специально не оговаривается другое, под радиационными дефектами мы будем понимать необратимые нарушения. [c.278]

В первом случае атом ве-Вакансия щества внедряется в меж-У У, доузлие и искажает кристаллическую решетку в некоторой окрестности внедренного атома. Во втором случае один из атомов вещества удален из кристаллической решетки, что тоже приводит к ее искажению. Так как атомы в кристаллических решетках не неподвижны, а постоянно совершают колебательное движение около некоторого равновесного состояния, то в этом движении они обладают некоторой энергией движения и импульсом. Распределение этих энергий и импульсов между атомами кристалла носит статистический (вероятностный) характер, поэтому на некоторые атомы приходится их достаточно большой уровень, который обеспечивает отрыв атома и образование вакансии. Это, в свою очередь, приводит к появлению в другом месте атома внедрения. В любом кристалле такого рода точечные дефекты постоянно зарождаются и исчезают в силу теплового движения (флуктуации) концентрация их определяется формулой Больцмана [c.132]

Диффузия в сплавах внедрения является процессом, используемым при различных видах обработки металлических материалов. Знание же законов кинетики процессов перераспределения внедренных атомов по междо-узлияд позволяет определить время, необходимое для достижения практпчеески равновесного состояния сплава после его закалки или какого-либо другого вида термической обработки. [c.6]

Пользуясь условиями равновесия системы, можно найти формулы для равновесных концентраций и других типов точечных дефектов. Различные случаи равновесного распределения примесных внедренных атомов по мелщо-узлиям разного типа будут подробно рассмотрены в следующих главах. [c.70]

Аналогичным образом мозкет быть найдена и равновесная концентрация появившихся в результате теплового возбузкдения атомов металла, занимающих межузельные пололюния (которые могут быть и гантельного типа). Будем предполагать, что внедренные атомы занимают межузельные полозкения некоторого определенного типа. Так [c.72]

Рассмотрим кристаллическую решетку, в которой в общем случае имеется несколько типов междоузлий с разной глубиной минимума потенциальной энергии внедренного атома. Ограничимся случаем, когда число внедренных атомов много меньше числа междоузлий каждого типа и, следовательно, могут реализоваться только малые степени заполнения междоузлий. Наддем равновесное распределение внедренных атомов по междоузлиям разного типа, пользуясь атомной конфигурационной моделью, причем не будем учитывать взаимодействия меноду этими атомами ). [c.136]

НОМ СОСТОЯНИИ таких сплавов вызывается деформационным взаимодействием внедренных атомов (рассмотренным в 5). Если бы взаимодействие отсутствовало, то в равновесии атомы углерода были бы распределены равномерно по всем трем иодрешеткам. Наличие взаимодействия приводит к возможности унорядоченных равновесных состояний. Было установлено, что в наиболее упорядоченном состоянии, когда все атомы углерода находятся в одной подрешетке, отношение периодов решетки с 1а (см. рис. 45, а) тетрагонального кристалла мартенсита изменяется с атомным процентом Сс углерода согласно формуле [c.186]

Таким образом, в этом случае равновесная концентрация внедренных атомов С в твердом растворе в начале выделения при некоторой заданной температуре, являющейся температурой распада, обратно пропорциональна концентрации легирующего элемента В (почти чистое химическое соединение которого с С выпадает) в степени l/Y. Этот результат представляет собой обобщение формулы (13) работы [4], полученной там для частного случая 7 = на случай любых Как было отмечено в [4], такой результат находится в качественном согла-сип с эксиоримепталышми данными. [c.233]

Обычно подвижность внедренных атомов С бывает значп-тельно больше подвин ности атомов А и В, в связи с чем будем считать, что при изменепип порядка в сплаве А — В атомы С успевают достичь равновесного состояния. [c.282]

В работе [23] была развита теория диффузии внедренных атомов, основанная на модели многократных перескоков . Согласно этой модели внедренный атом в результате теплового возбуждения может совершить перескок не только в блин1айшее, но и в более удаленные междоузлия, осуществляя сразу переход на несколько элементарных расстояний, равных расстоянию между ближайшими междоузлиями. Это видоизменяет выражение для коэффициента диффузии, который в результате учета многократных переходов умножается на фактор, определяемый средним числом элементарных скачков, совершаемых диффундирующим атомом между двумя равновесными положениями с колебательным состоянием движения. Применение модели многократных перескоков к случаю диффузии внедренных атомов как в металлах, так и в упорядочивающихся сплавах [24] привело к ряду новых результатов. Среди них можно отметить получающиеся отклонеиия от прямой Аррениуса, обусловленные особенностями принятой модели диффузии. В анизотропных упорядоченных сплавах процесс диффузии ведренных атомов усложняется еще тем, что в разных направлениях внедренный атом совершает многократные переходы разной средней длины. [c.320]

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]

С точки зрения микромеханики деформирования процесс высокотемпературной ползучести связан, как и процесс мгновеннопластического деформирования, со скольжениями дислокаций. Однако эти скольжения активируются в данном случае не только напряжениями определенного уровня, но и вышеупомянутыми термическими флуктуациями колебаний атомов около их равновесных положений в узлах кристаллической решетки 9, 30, 73, 77]. Диффузия вакансий и внедренных атомов, образующихся в результате термических флуктуаций, вызывает с течением времени переползания дислокаций в направлениях, перпендикулярных их плоскостям скольжения. Эти переползания стимулируют процесс скольжений и придают ему реономный характер. Более детальное описание физической природы ползучести можно найти в указанных источниках. [c.24]

Дефекты типа вакансий и внедренных атомов называются точечными. Точечные дефекты типа вакансий образуются в металлах в результате резкого охлаждения (закалки). Вакансии могут образовываться также в процессе пластической деформации, т. е. в процессе движения дислокаций. Кроме того, вакансии и атомы внедрения могут образовываться и в результате нейтронного облучения кристаллов. При этом упругое столкновение движущейся частицы с атомом облучаемого вещества смещает последний из равновесного положения в решетке, что и приводит к образованию межузельного атома и вакансии (френкелевской пары) [76. [c.26]

При выводе этого уравнения было заменено на АН — TAS . Если полученное выражение сравнить с эмпирическим уравнением D = Dq —QIRT), то нетрудно видеть, что коэффициент Dq эквивалентен выражению в уравнении (19), заключенному в квадратные скобки, а величина Q эквивалентна АН , т. е. — это энергия, необходимая для перемещения атома элемента внедрения из равновесного положения в промежуточное положение с повышенной энергией. [c.144]

Тогда для снижения когезии о всего на 10% требуется локальная концентрация водорода перед вершиной трещины 10 . Вместе с тем, оценки, учитывающие восходящую диффузию водорода с поверхности в зону трехосного растяжения у вершины, где химический потенциал внедренных атомов водорода понижен, показывают, что равновесная концентрация водорода здесь С ппри внешнем давлении Р ц 0,1 МПа (вполне достаточном для замедленного разрушения в сталях с уровнем прочности 10 МПа) оказывается ниже в 10 раз [216]. [c.178]

В середине 20-х годов Френкель предположил, основываясь на изучении электролиза простых солей, что вакансии и внедренные атомы образуются в заметных количествах в твердых телах в результате термической флуктуации и имеют равновесную концентрацию, зависящую от температуры, подобно молекулам пара над жидкостью или твердым телом. Эта идея была развита Шот-тки и Вагнером, которые предложили модель дефектов для конкретных случаев и проверили ее экспериментально. К сожалению, эти экспериментальные методы неприменимы к металлам и сплавам, поэтому истинная природа термически активируемых в них дефектов оставалась предметом дискуссий в течение почти тридцати лет. В течение некоторого периода методика измерения са-модиффузии и изменений, обусловленных радиационными повреждениями, достигла высокого уровня и дала возможность детально изучать природу дефектов в металлах, главным образом в благородных металлах. Изучение дефектов кристаллической решетки в закаленных металлах ос бенно продвинулось вперед после исследования их в тонких проволоках и фольгах с помощью дилатометрических измерений. [c.6]

Характерные особенности имеются у твердых растворов на базе фаз внедрения, Оказывается, что растворы с избытком металлоида в равновесном со- стоянии никогда не встречались, но с избытком металлических атомов встречаются очень часто. Практически в металлических сплавах фазы внедрення почти никогда не имеют стехиометрического соотношения атомов и всегда в НИХ Б избытке присутствуют атомы металла. В этих случаях мы имеем не замену металлоида атомами металла (что, учитывая атомные размеры, надо признать невозможным), а недостаток металлоидных атомов, т. е. образование на базе фаз внедрения твердых растворов вычнтпппя, с которыми мы ознакомились выше. [c.108]

Перминварность объясняется с помощью направленного упорядочения. Представим границу, разделяющую два соседних домена, она находится в равновесии со структурой. При включении магнитного поля граница смещается на расстояние х за очень короткий промежуток времени. Если нет других возвращающих сил, действующих на границу, кроме тех, которые возникают вследствие анизотропного распределения атомов внедрения (в модели рассматривается раствор с атомами внедрения), то величина внешнего поля служит мерой давления р, которая действует на границу в точке х и стремится возвратить ее в исходное равновесное состояние. Это дав- [c.167]

В отличие от закалки металлов с высоких температур при облучении образуется одинаковое количество вакансий и межузельных атомов. Если бы процесс нарушений при облучении сводился только к образованию пар Френкеля и их рекомбинации, то можно было бы относительно просто представить условия равновесной рекомбинации антинарушений и установить период самовосстановления структуры и свойств материала. В какой-то мере такая картина изменения дефектной структуры, по-видимому, может реализоваться после облучения до малых доз совершенных кристаллов ( усов ). В действительности даже при наличии только изолированных точечных дефектов в решетке реальных кристаллов наряду с рекомбинацией протекают более сложные процессы взаимодействия точечных дефектов друг с другом с образованием двойных, тройных и т. д. комплексов, кластеров. Каждый из первичных дефектов может взаимодействовать с примесными атомами, дислокациями, границами раздела. В результате этого возникают комплексы вакансия — атом примеси, внедренный атом — атом примеси, пороги и суперпороги на дислокациях, изменяется перераспределение элементов в растворе, состояние границ раздела, конфигурация дислокаций. [c.60]

Система а-А120з описьталась [97] 120-атомной сверхячей-кой, в расчетах проведена энергетическая оптимизация структуры примесной системы. Обнаружено, что замещение -э А1 приводит к смещению атомов кислорода в направлении от дефекта, атомов А1 следующей сферы — в противоположном направлении на величины 8 и 5 % от равновесных расстояний А1—О и А1—А1 в беспримесном кристалле корунда, соответственно. Энергия внедрения примеси достаточно велика ( 4,8 эВ), отражая малую растворимость иттрия в оксиде. [c.137]

Связь между дислокациями и примесными атомами можно оцепить методом внутреннего трения. В ряде работ (Саррак, Суворова, Энтии [164]) исследовалось взаимодействие между дислокациями и примесными атомами внедрения в железе. Показана зависимость взаимодействия от состава сплава. Отмечено [165], что увеличения содержания углерода в л<елезе от 10 до 10 " % (по массе) достаточно для блокирования дислокаций. В сильно деформированном железе (р = 10 сж" ) для этой цели потребуется 6 10 2% (ат.) С. Равновесная концентрация углерода в твердом растворе железа нри комнатной температуре значительно меньше 7 10 % (ат.), но скорость достижения равновесия при этой температуре очень мала. [c.198]

При этих температурах диффузионные процессы становятся невозможными и перестройка решетки Fe (ГЦК) в решетку Fe (ОЦК) происходит по сдвиговому механизму без выхода атомов углерода из решетки. При этом атомы смещаются на расстояния, не превышающие межатомные, сохраняя первоначальное соседство. Образуется перенасыщенный твердый раствор внедрения углерода в а-железе, нааыъг иъш мартенситом. Растворимость углерода в мартенсите может достигать 2,14 %, в то время как в а-железе при 727 °С в равновесном состоянии растворяется не более 0,02 % углерода. Главные особенности мартенсита — высокая твердость и прочность. Твердость мартенсита тем выше чем больше содержание в нем углерода. [c.43]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...