Дислокации фронт

При пайке железа медью с разными зазорами структура, формирующаяся при затвердевании расплава, оказывается при прочих равных условиях различной в малых и больших зазорах. В широких зазорах (0,5—2 мм) кристаллизация происходит с образованием развитой дендритной структуры и имеет характер объемного затвердевания. Содерл<ание железа в осях дендритов достигает 4%, а на периферии падает до 2—2,5 % (массовые доли). Смена форм затвердевания с изменением размера зазора вызывается изменением условий кристаллизации. Согласно существующим представлениям тип кристаллизации сплавов определяется градиентом температуры расплава, а такл<е величиной и протяженностью области концентрационного переохлаждения вблизи фронта кристаллизации. При прочих равных условиях уменьшение зазора, а следовательно, слоя кристаллизующейся жидкости, начиная с определенного момента, приводит к таким изменениям указанных факторов, что дендритная форма кристаллов постепенно уступает место ячеистой, а последняя — преобладающему росту кристаллов с гладкой поверхностью. Окончательная кристаллическая структура металла шва не соответствует первоначальным формам роста кристаллов. Новые границы зерен в шве пересекают в произвольных направлениях дендритные и ячеистые кристаллы. При больших зазорах имеются участки, где вторичные границы совпадают с пограничными зонами первичных дендритов. При малых зазорах структура шва по ширине представляет собой один слой зерен. Возникновение вторичной структуры в литых сплавах связывается с образованием при кристаллизации большого числа дефектов (дислокаций и вакансий), способных перемещаться и группироваться в определенных участках затвердевающего металла. [c.34]

По-видимому, в пользу особого влияния поверхности на динамику движения дислокаций свидетельствуют и наши оценки термоактивационных параметров микропластической деформации в приповерхностной области кристалла, которые существенно отличаются от аналогичных параметров для макропластической деформации (см. п. 5.1). Так, значения энергии активации 11= 1,1 1,3 1,38 эВ для Si, полученные разными методическими приемами для начальной стадии микропластического течения ниже макроскопического предела текучести, по-видимому, могут характеризовать в первом приближении энергию одиночного перегиба (U — (2,2—2,4)/2 — 1,1 —1,2 эВ), а скорее всего они представляют собой некоторую эффективную энергию активации, абсолютная величина которой, как уже отмечалось в п. 5.1, может меняться в зависимости от глубины пластически деформированного приповерхностного слоя, т.е. приближаться к Uq а быть даже меньше Uq при локализации пластического течения в тонких поверхностных слоях и, наоборот, стремиться к значению i/д.п по мере расширения фронта пластической деформации от поверхности. Аналогичная тенденция прослеживается и на имеющихся литературных данных. [c.160]

Вычислим Г-вычеты по этой формуле для фронта трещины и дислокации, а также для линейных сосредоточенных сил и моментов. [c.136]

Рис. 7.26. Продвижение фронта роста относительно точки D выхода ОСЯ винтовой дислокации (а) б) и в) образование спирального рельефа

Наиболее существенно в формировании полосовой дислокационной структуры в процессе усталости то, что она ориентирована в зоне распространения трещины параллельно усталостным бороздкам [258 и др.]. Измерения показывают [211, 257], что расстояние между стенками полосовой субструктуры и шаг усталостной бороздки равны. При этом рассматривается соответствие переднего фронта бороздки в направлении роста трещины наиболее плотной I зоне дислокаций [257]. В поперечном сечении бороздки эта зона представляет собой стенку дислокаций. [c.205]

Иногда фронт роста металла из расплава имеет ячеистое строение, обусловленное наличием субструктуры. Известно, что в пределах одного кристалла суш,ествуют отдельные области (субзерна), различа-юш,иеся по ориентации на 1—2°. Они отделены друг от друга границами, которые не являются границами зерен, а обусловлены дислокациями, присущими даже хорошим , т. е. практически равновесным монокристаллам [25, 36]. Ячеистая поверхность наблюдается, например, у олова (99,986% Sn). На границах субзерен скапливаются примеси, что, по-видимому, способствует образованию такой структуры. Середина ячеек несколько выпукла. Здесь мы наблюдаем как внутреннее нарушение правильного строения кристалла находит свое видимое выражение в строении поверхности. Это может быть следствием роста кристалла, как в случае олова, или же следствием [c.45]

Исследование дислокационной структуры в условиях повторного растяжения образцов из технического железа и стали СтЗ, а также пластичного молибденового сплава ЦМ-10 при распространении фронта Людерса-Чернова показало, что резко увеличивается плотность дислокации прежде всего в границах зерен и приграничных объемах как внутри материала (рис. 3.9), так и в приповерхностных слоях металла (рис. 3.10, а, ) [14, 24, 35]. Косвенным подтверждением этому также служат результаты работ, в которых наблюдалось повышение микротвердости по границам зерен вследствие большей степени деформации при деформации на площадке текучести. [c.70]

Таким образом, циклическое макроскопическое разупрочнение отожженных ОЦК-металлов и сплавов при напряжениях, меньших предела текучести, связывают с размножением дислокации на фронте пластической деформации Людерса-Чернова, а также с особенностями взаимодействия дислокации с атомами внедрения. По-видимому, наличие разупрочнения свидетельствует о сильном взаимодействии между дислокациями и атомами внедрения, приводящим к почти полному закреплению дислокации в отожженных материалах. По этой причине плотность подвижных дислокаций на начальной стадии циклического нагружения очень мала. Аналогичная картина наблюдается в титане, у которого подобно ОЦК-металлам наблюдается сильное взаимо- [c.79]

Рис. 5.10. Зависимость плотности дислокаций р от степени деформации и отношения напряжения текучести к нижнему пределу текучести а/а в железе о-р - на границах зерен -р - в объеме зерен о-р - на границах зерен вне фронта текучести о-р - внутри зерен вне фронта текучести

Как правило, после кристаллизации металлические моно- и поликристаллы содержат очень большое число дислокаций. Следовательно, дислокации могут возникать неиосредственно у фронта кристаллизации или же при охлаждении кристаллов после исчезновения жидкой фазы. Ниже кратко рассмотрены возможные механизмы образования дислокаций. [c.103]

Дислокации могут возникать в полностью затвердевшем металле в непосредственной близости от фронта кристаллизации и вдали от него. Считается, что основным здесь является вакансион-ный механизм образования дислокаций. Равновесная концентрация вакансий с иониженигм температуры от точки кристаллизации резко уменьшается. При ускоренном охлаждении создается сильное пересыщение кристалла вакансиями. Избыточные вакансии конденсируются в диски, параллельные плоскости плотнейшей упаковки. Толщина диска может быть в один, два или три слоя вакансий. Когда диаметр вакансионного диска превышает некоторую критическую величину, то под действием сил межатомного притяжения его стороны сближаются и диск сплющивается. Это явление называется захлопыванием диска вакансий. [c.104]

Реакция (84) энергетически не выгодна и возможна только при концентрации напряжений на двойниковом некогерентном фронте, что и имеет место в действительности. Реакция (84) дает набор испущенных дислокаций из некогерентных границ двойника с нулевым даль-нодействующим полем напряжений. Происходит увеличение длины двойниковой прослойки за счет эмиссии дислокаций из некогерентной границы. Деформация сдвига, произведенная испущенными дислокациями, эквивалентна деформации от исходной двойниковой границы, из которой они испущены. Существование эмиссионных дислокаций для о. ц. к. и г. п. у. кристаллов подтверждено экспериментами просвечивающей электронной микроскопии, наблюдаемым пробегом субграниц впереди двойника. [c.145]

Зуб текучести и наличие верхнего и нижнего пределов текучести на кривых а—е о. ц. к. металлов объясняются блокировкой дислокаций примесными атомами внедрения. С увеличением чистоты металла (например, зонной очисткой) эти явления исчезают. Верхнему пределу текучести обычно соответствует пластическая деформация 0,02—0,5%. Разница между верхним и нижним пределами текучести может быть в два раза. За зубом текучести следует площадка текучести, в пределах которой пластическая деформация распространяется по образцу в виде движущихся фронтов полос Людерса —Чернова. Когда эти полосы покрывают весь образец, площадка текучести кончается, а на кривой а—г появляется участок деформационного упрочнения. По мере повышения температуры испытания площадка и зуб текучести сменяются зубчатой кривой а— е (явление Портевена—Ле-Шателье). С повышением температуры интенсивность деформационного упрочнения становится существенно выше, чем при более низких температурах, так как примесные атомы диффундируют достаточно быстро, чтобы сопровождать движущуюся дислокацию. Такая блокировка движущихся дислокаций способствует увеличению dafde, и приложенное напряжение преодолевает эту блокировку путем отрыва дислокации или генерированием новых дислокаций. [c.233]

Характеристический размер масштаба протекания пластической деформации определяется (ограничен сверху) объемом, рднрродно заполненным дислокациями. При нагружении возникают мезодефекты — конфигурации неоднородных дисг локаций. В ансамбле дислокаций в силу неоднородности реализуемого процесса деформации по мере удаления от вершины усталостной трещины и вдоль фронта трещины, а также в силу различий, связанных с разными ветвями нагружения и разгрузки, возникают ротационные моды. Частичные дисклинации фрагментируют зону на ряд разориентированных областей с увеличением размера фрагмента вплоть до 2,10 м [57, 58, 65]. Этр представление о процессе накопления дефектов в пределах зоны пластической деформации подтверждается статистическим анализом размеров ячеек дислокационной структуры [78]. Результаты нализа распределения размеров ячеек дислокационной структуры по размерам после выполненных испытаний сплава Fe-Si с постоянной деформаг цией показали, что средний размер ячейки близок [c.148]

В оригинальной работе Гриффитса величина у определена как поверхностная энергия материала без учета того, что в эту величину могут быть включены и другие способы поглощения энергии. Однако позднее было обнаружено, что образованию поверхностей трещин в металлах сопутствует также значительная пластическая деформация, и Орован [48] включил в величину у работу, необходимую для движения дислокаций, возникающих около поверхностей развивающейся трещины. В металлах поглощенная в результате пластической деформации у фронта трещины энергия превышает поверхностную энергию на несколько порядков. [c.17]

В горных породах с большой концентрацией дислокаций имеет место переносное разрушение, когда трещинообразование определяется смыканием отдельных микротрещин и его скорость соответствует скорости распространения упругой волны. Для исследования процесса применим косвенный метод, когда с помощью герметизированных электродов канал разряда в образце формируется на фиксированном расстоянии от поверхности и оптической скоростной фоторегистрацией определяется время прорыва на поверхность продуктов электровзрыва, а осциллографической регистрацией - динамика изменения электрического сопротивления канала разряда в предположении, что моменту выхода трещин на поверхность будет соответствовать его резкое падение за счет разгрузки. Полученные результаты на ряде горных пород подтверждают механизм переносного разрушения с фронтом акустической волны. [c.67]

Образование дефектов. Посторонние газы, раствори-м1.те в растворах и расплавах лучше, чем в кристаллах, выделяются на фронте К. Пу.зырьки газа захватываются растущим кристаллом, если они превышают критич. размер, убывающий с увеличепием скорости роста (аиа-логичио захватываются твёрдые частицы). При К. в невесомости конвективный отвод пузырьков от фронта К. затруднён и кристалл обогащается газовыми включениями. Специально создавая пузырьки, получают пен о материалы. Реальные кристаллы всегда имеют зонарно и секториально распределённые примеси, к-рые изменяют параметр решётки, что вызывает внутр. напряжения, дислокации и трещины. Последние возникают также из-за несоответствия параметров решёток затравки (подложки) и нарастающего на ней кристалла. Источниками внутр. напряжений И дислока- [c.501]

При К. из расплава дислокации возникают из-за термоупругих напряжений, вызванных нелинейным распределением темп-ры ири охлаждении уже выросших частей кристалла снаружи при линейном распределении темп-ры вдоль нормали к достаточно протяжённому фронту К., если свободный температурный изгиб кристалла невозможен наследованием из затравки. Поэтому выращивание бездислокацноттых кристаллов Si, Ga.As, IP начинают с затравок малого диаметра и ведут в максимально однородном температурном иоле. Кристаллы могут содержать петлп дислокаций размером меньше [c.502]

Ряс. 9. Топограммы одиого и того же кристалла 81, снятые по методу Ланга в двух взаимно перпендикулярных направлениях. Отражение (220), налучение Си время экспозиции каждой топограммы 5 ч а — отражающая поверхность с индексами Миллера (110), тонкие вертикальные чёрные. линии— дислокации, горизонтальные полосы — слои с неоднородно распределённой примесью, возникшие вследствие колебаний концентрации примеси в расплаве за фронтом кристаллизации при выращивании кристалла (полосы роста) о — отражающая поверхность с индексами Миллера (001), изоОражевия тех же дислокаций, что и на рис. а, но ориентированных вдоль распространения пучка. [c.355]

Превращения сдвигового типа характеризуются кооперативным упорядоченным смещением атомов и часто называются мартенситными или бездиффузионными, хотя такой характер перестройки решетки наблюдается не только при образовании мартенсита, айв целом ряде других фазовых переходов (бейнитное превращение, вьщеление видманштетто-вого феррита и цементита, распад и упорядочение твердых растворов). Характерным признаком этих превращений является кристаллогеометрическая связь исходной и конечной фаз. Согласно Дж. У. Кристиану [ 17], мартенситные превращения возможны, если между фазами существуют скользящие когерентные или полукогерентные границы. Движение таких границ аналогично консервативному перемещению дислокаций. Оно не требует переноса вещества, а связано только с изменением относительного расположения атомов на фронте превращения. При этом сразу обратим внимание на то, что кристаллографические особенности мартенситных превращений характерны для более широкого класса фазовых переходов, кинетические характеристики которых могут быть совершенно иными. [c.21]

В работе [127] фазовый наклеп приводил к изменению свойств аустенита. Имеются и ярутие данные, подтверждающие существование наклепа при а -> 7-превращении, в том числе и в условиях медленного нагрева. При этом, как отмечает М.А. Штремель, явление фазового наклепа следует понимать как возрастание плотности дислокаций, которое может и не сопровождаться заметным упрочнением. Высокая температура не препятствует возникновению дислокаций при фазовом наклепе, она лишь создает благоприятные условия для их последующей аннигиляции. На основании изложенного можно утверждать, что происхождение высокой плотности дефектов в аустените после завершения фазового превращения обусловлено, во-первых, их наследственной передачей из а-фа-зы и, во-вторых, дополнительным генерированием за счет фазового наклепа при а -> 7-превращении. Очевидно, дислокации будут зарождаться на границе раздела а- и 7-фаз и накапливаться вблизи фронта а -> 7-превращения вследствие значительных искажений, возникающих вблизи поверхности раздела фаз из-за разности их удельных объемов. [c.113]

Наиболее перспективными методами выращивания малодислокационных монокристаллов разлагающихся полупроводниковых соединений больших геометрических размеров являются методы горизонтальной (ГНК) и вертикальной (ВНК) направленной кристаллизации в контейнере, размещаемом в запаянной кварцевой ампуле. Оба метода позволяют выращивать монокристаллы при достаточно низких температурных градиентах, в условиях строгого контроля стехиометрии. В последние годы все большее предпочтение отдается методу ВНК, который обеспечивает получение кристаллов цилиндрической формы в условиях осесимметричного теплового поля и поддержания плоского фронта кристаллизации, а также отсутствия тепловой конвекции в расплаве. Специальная подготовка контейнеров из кварца или нитрида бора позволяет исключить их отрицательное влияние на качество выращиваемых монокристаллов. Особенно перспективным вариантом реализации метода ВНК является кристаллизация в условиях движущегося температурного фадиента . В настоящее время методом ВНК в промышленных условиях успешно выращиваются монокристаллы GaAs диаметром до 150 мм и массой 15...30кг, с плотностью дислокаций <5- Ю см" и с высокой однородностью распределения электрофизических свойств в объеме. [c.44]

Основную роль в образовании ростовых микродефектов в выращиваемых монокристаллах играют СТД — вакансии и межузельные атомы. В реальных условиях выращивания монокристаллов, уже на достаточно малых расстояниях от фронта кристаллизации возникают значительные пересыщения по СТД, обусловленные резкой температурной зависимостью их равновесных концентраций в алмазоподобных полупроводниках. Образующиеся избыточные неравновесные СТД аннигилируют на стоках, в качестве которых выступают боковая поверхность слитка и присутствующие в его объеме более крупномасштабные дефекты, прежде всего, дислокации. По отношению к СТд дислокации являются практически ненасыщаемыми стоками. С учетом высокой подвижности СТД при высоких температурах сток на дислокации (при достаточно высокой плотности последних в кристалле) играет основную роль в снятии пересыщения. Однако бездислокационные монокристаллы лишены такого рода эффективных внутренних стоков, а боковая поверхность слитка в силу чисто диффузионных ограничений не может обеспечить снятия пересыщения. В результате, в объеме кристалла образуются пересыщенные твердые растворы СТД, которые в процессе посткристаллизацион-ного охлаждения распадаются с образованием специфических агрегатов, получивших название микродефекты . Следует отметить, что в литературе отсутствует единая точка зрения по поводу определения понятия микродефект . Под этим термином мы будем понимать локальные нарушения периодичности кристаллической решетки, представляющие собой скопления точечных дефектов (собственных или примесных), не нарушающие фазового состояния основного вещества, а также дисперсные выделения второй фазы микронных и субмикронных размеров. [c.48]

При максимальных напряжениях Ттах, меньших некоторого напряжения начала зарождения дислокаций Тс, модель применимг для описания квазистатических процессов. При напряжениях, пре-восходяш их Тс, она дает быстрое зарождение упругих предвестников и переход за фронтом ударной волны к упругопластическим моделям деформаций (мод елям первого класса). [c.188]

Вышеупомянутые эксперименты дали толчок работам по созданию модели разрушения сколом, контролируемого ростом трещины, которая учитывала бы влияние карбидных частиц. На рис. 106 представлен случай, когда хрупкая карбидная прослойка шириной Со, расположенная на границе зерна, подвергается воздействию напряжения, сосредоточенного перед фронтом скопления дислокаций длиной d. Ко всей системе приложено растягива- [c.183]

ЦИКЛОВ сжатия фронт микропластической деформации от боковых ребер смещается к средней части боковых граней. После 10 циклов вся боковая поверхность охватывается ямками с почти одинаковой плотностью порядка 3-10 см . На рис. 112, б и 113 приведены графики распределения плотности дислокаций вдоль того же направления АВ на различной глубине 5, мкм, от боковой грани (110) образцов Ge и Si после 3 и 8 циклов сжатия до а = 9,5 кгс/мм соответственно. При последовательной сполировке поверхностного слоя на разную глубину 5 плотность дислокаций снижается, однако вблизи свободной поверхности и бокового ребра наблюдается некоторый градиент плотности ямок травления, распространяющийся на глубину порядка 10, 30 и 100 мкм при 3, 5 и 10 циклах сжатия соответственно. При дальнейшем увеличении количества циклов нагружения или величины прикладываемых напряжений толщина градиентного слоя может превышать 200—300 мкм и более (особенно вблизи ребер и торцовых граней образца) вплоть до полного распространения на все поперечное сечение образца. Например, такая ситуация наблюдалась нами после циклических нагружений до ст = 20 к гс/мм в относительно тонких образцах сечением 2x2 мм [368]. [c.186]

Г. А. Алфинцев, Д. Е. Овсиенко [70, с. 40—53] изучали механизм роста из расплава кристаллов Ga, Bi, Sn в зависимости от переохлаждения на фронте кристаллизации. Установлено, что грани (001) кристалла чистого Ga при Л =0,48°С на фронте кристаллизации не растут. При Д/=0,76°С грань (001) начинает расти со скоростью 1,56-10 м/с. Грань (111) начинает расти только при А >1,10°С. Деформация кристалла Ga путем изгиба или укола растущей грани тонким стеклянным стерженьком приводит к резкому увеличению (примерно в 160 раз) скорости роста граней (001) и (111). Деформированные кристаллы уже растут при Д <0,05°С. Авторы предполагают, что в результате деформации возникают винтовые дислокации в растущем кристалле, в то время как в недеформированном образце рост происходит путем возникновения на грани двумерных зародышей. Скорость роста кристаллов Sn при одинаковых переохлаждениях на границе раздела фаз на несколько порядков больше, чем кристаллов Ga и Bi. [c.67]

Природа слоистости, видимо, идентична явлению, названному Уббелоде ритмическим ростом кристаллов, который объясняют различными гипотезами периодическим возникновением пленок расплава на гранях растущих кристаллов, прерывающих их рост наличием в расплаве так называемых антикристаллических кластеров, которые должны диссоциировать на молекулы прежде чем присоединиться к грани растущего кристалла сегрегацией примесей и скоплением дислокаций на фронте кристаллизации и т. д. [c.71]

Отметим аналогию таких особеннсотей низкочастотной интерференционной картины с так назьшаемыми дислокациями волнового фронта спекл-поля, обнаруженными и исследованными в работах [207-209]. Дислокации волнового фронта регистрируются экспериментально в виде областей возникновения (исчезновения) вьгсокочастотных интерференционных полос, создаваемых прт наложении на исследуемое спекл-поле плоской опорной волны. Ясно, что в дислокациях волнового фронта, локализованных в точках поля с нулевой интенсивностью, также приобретается дополнительный набег фазы на 2тг. [c.213]

Основное отличие от случая ветвления интерференционных полос, модулированных спеклами, когда период полос на два-три порядка превышает размер спеклов, состоит в том, что при визуализации дислокаций пертод интерферограммы должен бьпь примерно на порядок меньше характерного размера спеклов. Существенное отличие состоит еще в том, что при неизменной конфигурации схемы наблюдения картина ветвления низкочастотных полос не зависят от конкретной реализации спекл-поля и распределения в нем дислокаций волнового фронта. [c.213]

ИЗ конгруэнтного расплава и выпуклом в сторону расплава фронте кристаллизации На рис. 4.41 схематически показано изменение полос роста по мере расширения кристалла. В начальный период роста направление полос параллельно поверхности ра стущего кристалла, но по мере его расширения полосы принимают изогнутую форму и вдоль них возникают боль шие напряжения. Эти границы являются местом зарождения дислокаций, имеюш их вид радиально вытянутых прямых линий. Предполагают, что суш ествует два механизма возникновения радиальных дислокаций на бороздах расширения. Один из них связан с локальными напряжениями, вызванными решеточным рассогласованием, которое возникает при большом температурном градиенте на границе раздела фаз. Другой обусловлен термическими напряжениями, образуюш имися при охлаждении в тепловом поле с радиальным температурным градиентом. Однако остается неясным, какой из двух механизмов преобладает в процессе генерации дислокаций. [c.166]

К началу цикла нагружения материал в области предразрушения перед фронтом треш,ины находится в предельном структурном состоянии, которое создается предшествуюш,ей многократной интенсивной пластической деформацией. Такому состоянию соответствует идеальная (свободная от решеточных дислокаций) двухуровневая слоистая субмикрокристаллическая структура, слои которой, состояш,ие из равноосных бездефектных фрагментов, разделяются протяженными ножевыми границами (большеугловыми границами разориентации деформационного происхождения), расположенными вдоль оси х максимальной главной деформации у вершины треш,ины параллельно ее фронту. Ножевые границы являются внутренними концентраторами напряжений, причем максимумы напряжений располагаются вблизи от ножевых границ в теле фрагментов (такое распределение деформаций вблизи границ зерен деформационного происхождения установлено в [30]). Этот предварительно напряженный материал подвергается в цикле нагружения прираш,ению напряжений вплоть до появления очага хрупкого разрушения. В качестве математической модели такого материала (в интервале времени от начала цикла нагружения до зарождения первичного разрушения) рассмотрим однородную и изотропную по упругим свойствам среду со стационарными полями внутренних напряжений вдоль ножевых границ. [c.51]

Напряжение сильно зависит от температуры испытания, примесей и выделений. Есть основания полагать, что в углеродистых сталях достижение напряжения Од связано с таким состоянием, при котором приповерхностные слои металла глубиной порядка размера зерна претерпели более значительную микро-пластическую деформацию, чем внутренние объемы металла, и в них уже, возможно, наблюдается процесс размножения дислокаций. Причем, судя по рентгеновским данным [51], этот процесс пластической деформации приповерхностных зерен протекает практически мгновенно при достижении порогового напряжения Од, предположительно, за счет прохождения фронта Людер-са-Чернова в приповерхностных зернах (см. рис. 5.8). [c.173]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...