Внедренные атомы эффективная

В процессе ионной бомбардировки в материал вводятся чужие атомы, пик в распределении которых расположен за пиком повреждения., где концентрация внедренных атомов для потоков, эквивалентных 10 н/см , достигает нескольких атомарных процентов. Этот эффект не имеет последствий в случае облучения собственными ионами мишени, но возможно изменение в химическом составе, когда сорт падающих ионов отличается от сорта ионов мишени. Изменение химического состава в процессе ионного облучения наблюдается в сталях и вообще в сплавах. Следует отметить, что даже бомбардировка собственными ионами представляет собой введение дополнительных межузельных атомов, влияние которых возрастает с уменьшением дислокационной плотности и числа смещений на один внедренный атом (число смещений на один внедренный атом не должно быть меньше 100, иначе необходимо учитывать дополнительное количество межузельных атомов). Влияние внедренных атомов на распухание предполагается наиболее эффективным при температуре максимума распухания [231. [c.119]

Серусодержащие соединения, являясь эффективными ингибиторами, иногда вызывают водородную хрупкость стали. Это является следствием того, что сами эти вещества или образующиеся продукты их гидролиза (например, HaS) могут способствовать внедрению в металл атомов водорода (см. разд. 4.5). Такое же действие могут оказывать соединения, содержащие мышьяк и фосфор. [c.271]

При этом задача сведется к замене сплава некоторым чистым металлом, узлы которого заняты одинаковыми эффективными атомами такими, что в их поле внедренный атом имеет среднюю энергию. Ясно, что в приближении средних энергий для рассматриваемых неупорядоченных сплавов температурная зависимость коэффициента диффузии будет такой же, как для чистых металлов, т. е. InD будет линейно зависеть от 1/Г. Метод средних энергий, таким образом, непригоден для исследования нелинейности таких зависимостей в неупорядоченных сплавах. Однако он может быть применен для определения концентрационной зависимости D. [c.276]

Высокая подвижность растворенного примесного атома приводит к быстрому снижению силы взаимодействия и соответственно напряжения течения, и наоборот, чем ниже подвижность, тем более эффективным будет упрочняющее влияние примеси. Таким образом, при низких температурах дислокация движется в периодическом поле упругих напряжений со стороны растворенных атомов, как бы раздвигая их за счет внешнего напряжения. По мере повышения температуры атомы примеси под действием упругого поля дислокации все более легко уходят в сторону от плоскости скольжения и их вклад в сопротивление движению дислокаций быстро снижается. При температурах порядка 0,3 Тпл. скорости дислокаций и элементов внедрения становятся соизмеримыми [88, 89], прямой эффект примесного упрочнения снижается практически до нуля, но еще остается эффект взаимодействия дислокаций с атмосферами [4]. [c.47]

Каково же влияние примесных атмосфер на температуру хрупкого перехода молибдена Для решения этого вопроса необходимо сопоставление механических свойств образцов молибдена с различной концентрацией примесей внедрения в твердом растворе, которая определяет степень эффективности тормозящего действия всех видов взаимодействий дислокаций с примесными атомами на ее подвижность. [c.40]

Соответственно, легирующий элемент, наиболее эффективно увеличивающий сопротивляемость ползучести сплава при заданной температуре и заданном напряжении, не будет эффективным при более высоких или низких температурах, или напряжениях. Отсюда следует, что сплав с более высоким сопротивлением ползучести (с учетом течения растворенных атомов на движущихся дислокациях) должен содержать несколько рационально выбранных легирующих элементов внедрения, чтобы обеспечить дрейф атмосфер растворенных атомов во всем используемом интервале температур и напряжений. Так как движущиеся дислокации никогда не имеют чисто винтовой ориентации, то всегда могут наблюдаться эффекты, обусловленные вязким течением легирующих элементов замещения. [c.315]

Механико-химико-термическая обработка. Известно, что образование облаков Котрелла из внедренных атомов вокруг дислокаций играет эффективную роль в процессе механике-термической обработки. С другой сторонЬ. , полигонизация в более чистых металлах происходит значительно легче, чем в металлах с легирующими добавками, т. е. полигональные стенки образуются при более низких [c.72]

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]

Высокая эффективность упрочнения мартенситной стали объясняется развитием дислокаций и перераспределением атомов внедрения углерода в кристаллической решетке. Вследствие неравномерности деформации при накатке в поверхностном слое глубиной 5— 20 мкм могут возникать микротрещины и микронадрывы. Мартенсит-ная сталь, отличающаяся более высокой прочностью, чем стали с сорбитной структурой, меньше склонна к образованию трещин. Чтобы их вызвать, нужно накатку производить при большей силе. Эффект упрочнения сталей с мартенситной структурой был бы еще выше, если бы не малое сопротивление хрупкому разрушению и не повышенная чувствительность к концентраторам напряжений. Связанное с накаткой повышение механических свойств как бы компенсирует недостаток пластичности указанных сталей. [c.99]

Это соотношение выполняется, если в расчет принима ются эффективные радиусы элементов Указанные выше значения атомных радиксов элементов внедрения могут сильно отличаться от эффективных радиусов тех же эле ментов, находящихся в твердом растворе Так, на основе измерения параметров твердых растворов внедрения и по следующих расчетов установлено, что эффективный радиус атомов углерода (г ) в 7-железе равен 0,068 нм (вместо Гс = 0,077 нм), а г —0,073 нм (вместо rjv=0,071 нм) Следовательно, правилу Хэгга соответствует отношение эфф/ эфФ 0,б8/1,27 0,54 и =0,73/1,27 0,57 и [c.40]

Необходимо отметить, что для бора, даже с учетом его эффективного атомного радиуса (г 0,087 0,01 нм), при образовании твердого раствора внедрения в железе правило Хэгга не выполняется г 1гр =0,68) Такое отношение не позволяет образовать твердые растворы замеш,е-ния бора в железе Поэтому можно предположить, что атомы бора внедряются в решетку растворителя по дефектам кристаллического строения (вакансиям, дислокациям, субграницам и границам) Вообще роль дефектов кристаллического строения при образовании твердых растворов может быть значительной, благодаря этому при образовании твердых растворов могут наблюдаться отклонения от размерного фактора На основании роли размерного фактора для твердых растворов внедрения (глг/гме<0,59) н замещения Гэ/гме—0,85—1,15) следует сказать, что отношение атомных размеров в пределах 0,59—0,85 является неблагоприятным для образования твердых растворов В этом случае, как будет показано ниже, получаются химические соединения со сложной структурой [c.41]

Эффективным методом закрепления дислокаций является введение в поверхностный слой примесных атомов. Ограничение подвижности дислокаций вблизи поверхности препятствует образованию стабильных полос скольжения и возникновению микротрещин. Имеющие высокую подвижность и небольшой атомный радиус примеси внедрения сегрегируют к дислокациям и образуют так называемые атмосферы Коттрелла [81], тормозящие перемещение дислокаций. Примеси замещения, обычно имеющие большой атомный радиус, также могут являться препятствием перемещения дислокаций. Особенно эффективным оказалось одновременное введение в стали ряда примесей замещения (Ti, Та, Nb, Y, Sn) и внедрения (С, N, В). Обработанные таким образом поверхности имеют высокую твердость и износостойкость. Предполагается, что под действием поля упругих напряжений образуются подвижные несферические комплексы атомов внедрения и замещения, активщ) взаимодействующие с дислокациями и упрочняющие матрицу [1, 163]. Такие комплексы эффективны даже при высоких температурах. В частности, высокую твердость сплава Fe—Ti—С, относительная атомная масса Ti в котором составляет 2%, легче объяснить указанным эффектом, чем дисперсионным упрочнением частицами Ti или образованием твердого раствора Ti в матрице Fe. [c.18]

Ионная имплан Iация. ("у гъ метода весьма проста и заключается в поверхностной обработке изделия ионами с энергией, достаточной для внедрения в поверхностные слои материала. Пороговая энергия, выше которой начинается внедрение ионов, составляет примерно 3 10 Дж. Глубина нроникнове-ния при энергии частиц 10" - 10 Дж не превышает нескольких межатомных расстояний. Обычно рассматривают три энергетических диапазона ионной имплантации низкоэнергетическая (10 —10 Дж), имплантация ионов средних энергий (10 —10 Дж), высокоэнергетическая имплантация (10 Дж и выше). В качестве технологии, имеющей промышленное значение, ионную имплантацию начали применять 25—30 лет назад в микроэлектронике. Как метод получения износостойких материалов, ионная имплантация интенсивно развивается последние 10— 5. лет. Предпосылками этого развития стали создание высокопроизводительного оборудования для получения больших концентраций примесных атомов, накопление данных о влиянии ионного легирования на структуру и свойства обрабатываемых материалов. Наиболее перспективной в машиностроении сегодня представляется имплантация ионов средних энергий. Оборудование для высокоэнергетической имплантации остается сложным и дорогим. Низкоэнергетическая имплантация эффективна в сочетании с диффузионным отжигом для легирования глубоких слоев. [c.76]

Имплантация атомами отдачи и ионное перемешивание. Эти методы являются разновидностями ионной имплантации и основаны на том, что эффект изменения свойств связан с внедрением не первичных высокоэнергетических ионов в легируемый материал, а атомов отдачи, например, из тонкой пленки, предварительно нанесенной на обрабатываемое изделие. В результате возможно для получения различных сплавов пользоваться одним и тем же источником и сортом ионов, например тяжелым инертным газом. Эффективное легирование и перемешивание достигаются при более низких дозах и энергиях, чем в методе прямой импланта ии. Существенный недостаток имплантации атомами отдачи—распыление поверхностной пленки при бомбардировке преодолевается с развитием метода динамического перемешивания, когда поверхность одновремеико подвергается воздействию пучка ионов [c.76]

Катионы легких элементов, располагаясь между атомами металлов, стягивают коллективизированные электроны и частично перекрываются с внешними s-орбиталями соседних металлических атомов, поэтому их номинальные заряды, отвечающие числу коллективизированных электронов (В " , 0 " ), понижаются до малых эффективных реальных значений, несколько различающихся при растворении в разных металлах. Соблюдение закона Фарадея при электролизе подтверждает целочисленность зарядов металлических ионов. Исследование электропереноса и многие другие данные указывают на положительный знак зарядов на примесях внедрения, т. е. на образование в металлических растворах катионов N" , О , В . Реальные заряды на катионах легких элементов есть следствие коллективизации их валентных электронов и последующего стягивания к ним электронного газа, что ведет к поляризации многозарядных ионов, приводящей к сильному уменьшению их номинального заряда до малых реальных эффективных значений. [c.84]

Для дисперсионного упрочнения хрома, молибдена, вольфрама перспективны карбиды, бориды и нитриды титана, циркония, гафния. Для ванадия, ниобия и тантала эффективнее их карбиды и нитриды, а для дисперсионного упрочнения титана пригодны окислы ZrOa, HfOa, ТЬОг. С повышением температуры до 2500—3000° С свободные энергии образования карбидов V , Nb , Ti , Zr , ТаС, Hf снижаются мало, а более высокие при 25° С энергии нитридов TiN, ZrN, HfN резко падают. Выше 1500° С более тугоплавкие карбиды стабильнее нитридов, что обусловливает эффективность карбидного высокотемпературного упрочнения Nb, Мо, Та, W. Энергии образования окислов, максимальные при 25° С, снижаются с ростом температуры, но оказываются выше, чем энергии карбидов и нитридов. Концентрация атомов внедрения Сх связана с энергией диссоциации соединения МеХ выражением Сх = ехр (—АНмехШТ), т. е. чем выше энергия диссоциации, тем меньше растворение частиц и тем выше жаропрочность сплава. [c.122]

Причины стимулирующего действия для одних соединений (N—замещенных соединений пиридина, КПИ-1 и др.) связываются с преимущественной адсорбцией на каталитических пиках поверхности железа с результирующим торможением рекомбинации разрядившихся атомов водорода. Для других соединений (соединения пиридина, хинолина, ЧМ (Р), КПИ-2 и др.) стимулирующий наводороживание эффект связывается с протонизацией частиц этих ингибиторов. Разряд этих частиц увеличивает поверхностную плотность атомов водорода, что способствует их внедрению в кристаллическую решетку железа [56]. Здесь следует указать на то, что среди перечисленных выше соединений могут находиться эффективные для практики ингибиторы наводороживания, работоспособность которых обусловлена значительным превосходством (на по- [c.47]

Вначале образование зуба и площадки текучести в о. ц. к. металлах связывали с эффективной блокировкой дислокаций примесями. Известно, что в о. ц. к. решетке атомы примесей внедрения образуют не обладающие шаровой симметрией поля упругих напряжений и взаимодействуют с дислокациями всех типов, в том числе с чисто винтовыми. Уже при малых концентр а-циях [<10 —10 % (ат.)] примеси (например, азот и углерод в железе) способны блокировать все дислокации, имеющиеся в металле до деформации. Тогда, по Коттреллу, для начала движения дислокаций и, следовательно, для начала пластического течения необходимо приложить напряжение, гораздо большее, чем это требуется для перемещения дислокаций, свободных от примесных атмосфер. Следовательно, вплоть до момента достижения верхнего предела текучести заблокированные дислокации не могут начать двигаться и деформация идет упруго. После достижения а , по крайней мере, часть этих дислокаций (расположенная в плоскостях действия максимальных касательных напряжений) отрывается от своих атмоафер и начинает перемещаться, производя пластическую деформацию. Последующий спад напряжений — образование зуба текучести — происходит потому, что. свободные от примесных атмосфер и более подвижные дислокации могут скользить некоторое время под действием меньших напряжений, пока их торможение не вызовет начала обычного деформационного упрочнения. [c.144]

В работе [84] было показано, что при избытке кислорода в сплавах титана с цирконием атомы кислорода либо образуют соединения (оксиды), либо, оставаясь в виде атомов внедрения в связи с более высоким сродством с цирконием, перемещаются в полё напряжений кристаллической решетки в такие места, в которых эффективность блокировки ими дислокаций резко падает. Различие в диаметрах атомов замещения (например, атомов циркония и титана) и более высокое сродство кислорода с цирконием способствуют сегрегации атомов кислорода вблизи атомов циркония. Энергия акти- [c.58]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...