Образец монокристаллический

Первое предположение не оправдывается при экспериментальной проверке влияния внешних напряжений ниже макроскопического предела текучести на радиационный рост монокристаллов а-урана. Монокристаллический образец, облучаемый при температуре—196 С, не обнаруживает изменения скорости радиационного роста под действием внешнего приложенного напряжения. [c.211]

Для наиболее наглядной иллюстрации возможностей предложенного метода представляло интерес поставить эксперименты по каналированию в таких методических условиях и на таких образцах, когда бы однозначно и четко изменялись глубина и степень повреждения тонких приповерхностных слоев кристалла. В этом отношении наиболее удобным методическим приемом, варьирующим глубину и степень повреждения, является применение различной величины твердой абразивной фракции при полировке поверхности кристалла. Результаты таких экспериментов представлены на рис. 27. Эксперименты проводились по методике обратной тени. Измеряемый монокристаллический образец кремния (КЭФ-7,5) диаметром 40 мм, толщиной 250 мкм помещался в вакуумную камеру (10 Т) на гониометрическую головку с тремя вращательными степенями свободы (точность установления угла не хуже 0,1°). Облучение производилось коллимированным пучком протонов с угловой расходимостью < 0,05 , [c.49]

Многочисленные эксперименты с монокристаллами привели к результатам, подтверждающим эти заключения. Об этом свидетельствует, например, рис. 181, где представлен растянутый образец из медно-алюминиевого монокристалла ). Кроме того, эти опыты показывают, что величина х р, при которой начинается скольжение, бывает обычно весьма малой. Кривые рис. 182 дают соотношения между величиной деформации сдвига и касательным, напряжением, найденные из испытаний монокристаллических [c.434]

Рис. 181. Монокристаллический образец меди—алюминия в сс-стоянии растяжения.

Исследуемый образец из монокристаллического олова закреплялся при помощи сплава Вуда в стеклянных зажимах с оттянутыми кончиками, которые в свою очередь закреплялись в металлических зажимах испытательного прибора. Нагрузка на кристалл задавалась прогибом стальной динамометрической пластинки, на которую опирался верхний зажим, что достигалось поворотом ведущего винта прибора. Величина начальной нагрузки выбиралась с таким расчетом, чтобы возникающее при этом напряжение оставалось значительно меньше предела текучести, соответствующего данной ориентировке монокристалла. После такого мгновенного нагружения до заданного напряжения Ро снималась диаграмма пластического течения монокристалла Р = P t). Вместе с ростом в монокристалле остаточных деформаций происходило уменьшение упругого прогиба динамометрической пластинки и тем самым уменьшалось напряжение, приложенное к кристаллу. [c.36]

Примем, что в кристалле металла имеется только одна активная плоскость и что направление касательного напряжения в этой плоскости совпадает с кристаллографическим направлением, вдоль которого легче всего происходит скольжение. Примем также, что этот монокристаллический образец нагружен силами, вызывающими в нем одноосное растяжение. [c.61]

Метод Лауэ. В методе Лауэ узкий (немонохроматический) иучок рентгеновских лучей (или нейтронов) направляется на неподвижно закрепленный монокристаллический образец. Этот пучок содержит рентгеновские лучи с набором длин волн в широком интервале значений. В кристалле происходит отбор , и дифрагирует только излучение с дискретным набором длин волн Я, таких, что для этих длин волн межплоскостные расстояния й и углы падения 0 удовлетворяют закону Брэгга. Метод Лауэ чрезвычайно удобен для быстрого определения симметрии кристалла и его ориентации. Он используется также для определения размеров искажений и дефектов, возникающих в кристалле при механической и термической обработке. [c.65]

Метод порошка. В методе порошка (см. рис. 2.10) пучок монохроматического излучения падает на заключенный в тонкостенную капиллярную трубку образец в виде мелкого порошка или мелкозернистого поликристаллического материала. В таком образце присутствуют почти все ориентации кристаллитов. Удобство этого метода состоит в том, что нет необходимости использовать монокристаллические образцы. Падающие лучи отражаются от тех кристаллитов, которые по отношению к нанрав-лению падающего пучка оказываются ориентированными так, что соответствующий угол удовлетворяет условию Брэгга. [c.71]

Be и Re, также считавшиеся хрупкими. Все эти металлы при высокой степени чистоты, достигаемой особой технологией, а именно зонной плавкой с электронно-лучевым или индукционным нагревом, обладают очень большой пластичностью при комнатной температуре образца в частности, образец можно медленно загнуть на 180°. Одновременно с устранением примесей стремятся создать условия для сравнительно легкого выращивания монокристаллов большого размера. В монокристалле металл обладает еще большей пластичностью. Для того чтобы знать, какую долю увеличения пластичности можно отнести за счет химической чистоты, а какую за счет монокристалличности, производили опыт с образцами из металла высокой чистоты, один из них был монокристаллическим, а другой путем механического воздействия был переведен из моно-кристаллического состояния в поликристаллическое. При этом пластичность второго образца, оставаясь все еще высокой, оказалась все же ниже, чем у первого. [c.298]

Таким образом, можно считать, что при оптимальных условиях под действием внешних сил из исходной фазы образуется мартенсит напряжения, затем в результате продолжения превращения под действием напряжений из этого мартенсита образуется особый мартенсит. На рис. 1.29, е показан пример, когда из исходной фазы на начальной стадии в результате превращения, вызванного напряжениями, образуется мартеисит, в конце этой стадии образец становится монокристаллом -мартенсита. При еще большем растяжении этот монокристаллический образец упруго деформируется до следующей стадии. Вторая стадия [c.50]

На рис. 1.33 показана кривая напряжение — деформация, получанная при растяжении монокристаллического образца сплава (% по массе) Си — 13,8А1 —4,0N вблизи М , а на рис. 1.34 представлены микрофотографии, полученные с помощью светового микроскопа и иллюстрирующие структуру поверхности образца, соответствующую отдельным точкам кривой, приведенной на рис. 1.33 [17]. На рис. 1.34,а показано начальное состояние образца, состоящего из монодомена с характеристической плоскостью габитуса -у, -мартенсита. Если к этому образцу приложить напряжения, то, как показано на рис. 1.34,5, постепенно исчезают двойниковые дефекты внутри -у ]-мартенсита и возникает монодомен -у ]-мартенсита. Если еще больше увеличить напряжение, то на кривой напряжение — деформация появляется начальная стадия. Она обусловлена превращением у —0 1. Плоскость габитуса /-мартенсита — (1, о, 13) 7 1, в этом мартенсите существуют двойниковые дефакты (10 0,10) ]. В конце рассматриваемой стадии двойниковые дефекты также исчезают, образец становится монокристаллом -мартен- [c.53]

Рис. 1.33. Кривая напряжение — деформация монокристаллического образца сплава Си — А1 — N1 первоначально образец состоял из монодомена у[ -мартенсита (17]

Для проведения измерений монокристаллический образец помещают в вакуумную камеру (давление 10 Т) на гониометрическую головку и облучают узким пучком заряженных частиц (протоны, а-частицы, легкие ионы) с энергией от 0,1 до нескольких МэВ. Рассеянные частицы регистрируют подвижным детектором с высоким энергетическим и угловым разре-48 [c.48]

Мц рассмотрели монокристаллический образец, но подобное же явление внутреннего трения можно наблюдать и в поликристал-лических образцах. Термоупругий эффект при растяжении кристалла зависит от его ориентировки. В связи с этим обстоятельством изменения температур, вызываемые растяжением поликри-сталлического образца, получаются различными для различных зерен, почему в этих условиях нам надлежит учитывать не только теплообмен между образцом и окружающей его средой, но также 1г теплообмен между отдельными кристаллами. Так как количество теплоты, заключенной в отдельном зерне, пропорционально его объему, а интенсивность теплообмена зависит от величины его поверхности, очевидно, что выравнивание температур будет облегчено и потери механической энергии возрастут с уменьше- [c.427]

Проведенные за последнее время опытные исследования деформации монокристаллических образцов расширили наши познания относительно деформирования пластичных материалов. Они ) обнаружили, что пластическая деформация при растяжении монокристалла заключается в скольжении материала по некоторым кристаллографическим плоскостям вонределенном направлении. Если, например, мы испытываем монокристаллический образец алюминия с гранецентрированной кубической структурной решеткой (рис. 178), то скольжение будет происходить в плоскости, параллель- Рис. 178. [c.433]

Г. Закс пришел к соотношению (е) между пределом текучести при сдвиге и пределом текучести при растяжении совершенно иным путем. Из соотношения (Ь) 76 мы знаем, что нагрузка на пределе текучести для монокристаллического образца зависит от ориентации кристалла. Учитывая это и рассматривая поликристал-лический образец как систему беспорядочно расположенных кристаллов, пренебрегая влиянием ограничивающих наружных поверхностей кристаллов и предположив, что все кристаллы начинают испытывать пластическую деформацию одновременно, Закс вычислил соотношение между о,, и критическим касательным напряжением Ткр, воспользовавшись приближенным методом усреднения ). Для кристаллов сгранецентрированной кубической [c.443]

Трактовка динамического рассеяния электронов несовершенными кристаллами на той же основе, что и экстинкционная трактовка дифракции рентгеновских лучей или нейтронов, вряд ли возможна. В самом деле, в пределах кристаллических областей, гораздо меньших обычного размера блока мозаики, имеют место сильные динамические эффекты кроме того, на пути пучка электронов при прохождении его через монокристаллический образец редко встречается больше одного или двух блоков мозаики. [c.358]

В соответствии с принятыми допущенияли монокристаллический образец с закрепленными концами принимает форму, показанную на рис. 52—53, при условии, что активные кристаллографические плоскости наклонены к направлению одноосного напряжения растяжения под углом 45°. На образец действует дополнительный изгибающий люмент, вызывающий деформацию изгиба в месте перехода от части образца, не испытывающей пластических деформаций, к части, в которой имеют место деформации, выражающиеся в скольжении и повороте плоскостей скольжения относительно их первоначального положения. При этом составляющая касательного напряжения в активной пло- [c.61]

Образование двойников отчетливо видно на протравленной поверхности благодаря изменению ориентировки граней кристалла по отношению к окружающему материалу. Резкое изменение ориентировки кристаллической решетки при нагружении иногда сопровождается характерным звуком. Если монокристаллический образец, нагруженный растягивающей силой, закреплен таким образом, что концы его не могут поворачиваться, то, очевидно, при деформации должны появляться, по меньшей мере, две параллельные плоскости двойникования на иекоторо.м расстоянии одна от другой. Двойники, образующиеся в феррите при ударной нагрузке и пониженной температуре, показаны на рис. 56. [c.62]

Тепловое расширение в направлении, перпендикулярном кристаллической оси образца № 15 из монокристаллической окиси алюминия, было измерено 3 раза при температурах 20—1025° С в динамическом режиме (скорость нагрева 0,012 град1сек). При исследовании испытуемый образец располагался между интерференционными пластинами из монокристаллической окиси алюминия. [c.22]

Рис. 2.6. Камера, используемая в. методе вращения кристалла, Монокристаллический образец укреплен на вращающейся оси. (Из книги К. Ба-ретта Структура металлов .)

В этой главе мы познакомимся с техникой измерения нелинейных коэффициентов различных материалов с использованием как монокристаллических образцов, так и порошков. Кроме того, мы обсудим метод, с помощью которого можно отличить хороший образец от плохого. В заключение мы подробно остановимся на свойствах наиболее популярных в настоящее время нелинейных материалов, таких, как ниобат лития, ниобат бария-иатрия, иодат лития, ADP и KDP, прустит ). [c.99]

Хотя методика импульсного поля успешно применялась для наблюдения осцилляций, связанных с основными частями поверхностей Ферми поливалентных металлов, и тем самым способствовала лучшему пониманию их зонной структуры, еще несколько лет не удавалось обнаружить эффект дГвА ни в одном одновалентном металле. Теперь задним числом ясно, что причинами неудач первых попыток были концентрация усилий на наименее перспективных металлах и невысокое качество образцов. Самые первые опыты делались с натрием в расчете на то, что это самый простой металл, хотя в действительности из-за существования мартенситного превращения при температуре около 40 К весьма трудно получить монокристаллический образец, который выдержал бы охлаждение до гелиевой температуры без серьезного повреждения. Потом было много попыток с кристаллами меди, которые, по всей видимости, оказались неудачными главным образом из-за низкого качества и неподходящей ориентации кристаллов. Тогда еще не осознавали, что для благородных металлов осцилляции в приближении свободных электронов могут происходить только при некоторой части исех возможных ориентаций не осознавали также и того, что из грех благородных металлов медь имеет наименьшую амплитуду осцилляций дГвА. Ситуация казалась безнадежной, подобно поискам черной кошки в темной комнате, когда неясно даже, там ли кошка. [c.37]

Результаты для Lii показанные на рис. 5.5, а, получены косвенным методом. Их точность существенно хуже, чем для остальных щелочных металлов. Сложность состоит в том, что монокристаллический образец имеющего при комнатной температуре объем-ноцентрированную кубическую структуру (о.ц.к.), при охлаждении ниже 75 К претерпевает мартенситное превращение и перестает быть хорошим кристаллом. Аналогичная трудность существует и в случае Ыа, но мартенситный переход происходит при более низкой температуре (30 К) и с некоторыми предосторожностями совершен- [c.235]

Типичные результаты исследовагай термически- и лазерно-отожженных образцов методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) показаны на рис. 5.10. Термически отожженный образец (рис. 5.10, а) дает картину монокристаллической дифракции и обычный набор дефектов диаметром примерно 200 А, представляющих собой кластеры и дислокационные петли. В образце, отожженном лазером и показанном на рис. 5.10, б, в целом отсзо-ствуют дефекты, наблюдаемые методом ПЭМ, за исключением области вблизи границы между кристаллическим и аморфным слоями. Следует подчеркнуть также, что и в областях перекрытия соседних линий сканирования нет дефектов, которые можно обнаружить с помощью ПЭМ. [c.171]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...