Получение изображений дислокаций

Получение изображений дислокаций [c.406]

Поскольку обычные дифракционные методы и другие методы получения изображений нечувствительны к деталям конфигураций атомов вокруг ядра дислокации, обычно оказывается достаточным рассмотреть простую классическую модель поля деформаций дислокации, в основе которой лежит макроскопическая теория упругости. Рассмотрение часто ограничивают дополнительным допущением изотропности упругих свойств материала. [c.404]

Дальнейшие возможности изучения конфигураций атомов в пределах ядра дислокации с помощью непосредственного получения изображений положений атомов — дело близкого будущего. [c.409]

Рис. 1, Полученное в просвечивающем электронном микроскопе изображение сетки дислокаций на границах зёрен в тонкой молибденовой фольге, деформированной при высокотемпературном нагреве.

На рис. 2.10 показаны изображения краевых дислокаций в структуре нанокристаллов палладия и нитрида титана TiN. Дислокации внутри зерен наноматериалов встречаются не столь часто в основном приведенные выше оценки Ь подтверждаются. Гораздо чаще дислокации обнаруживаются на поверхностях раздела. Это так называемые зернограничные дислокации и дислокации несоответствия. Особенно велика плотность дислокаций в наноматериалах, полученных методом интенсивной пластической деформации, но и размер кристаллитов в последних обычно не ниже 70—100 нм, т. е. заведомо выше Ь. [c.28]

Анализу результатов изучения структуры и свойств СМК материалов посвящены обзорные работы [43,48]. Основной особенностью структуры СМК материалов, полученных деформационными методами, является наличие неравновесных границ зерен, которые служат источником больших упругих напряжений. Другим источником напряжений являются тройные стыки зерен. Свидетельством неравновесности являются диффузный контраст границ и изгибные контуры экстинкции в зернах, наблюдаемые на электронномикроскопических изображениях. Ширина межзеренных границ в СМК материалах составляет, по разным оценкам, от 2 до 10 нм. Неравновесные границы зерен содержат большое количество дислокаций, а в стыках зерен существуют нескомпенсированные дисклинации. Плотность [c.76]

Дислокации, выходя на границы зерен в условиях СПД, поглощаются ими. Поэтому можно утверждать, что при СПД именно границы являются основными стоками для дислокаций решетки, эффективность действия которых определяет скорость их накопления. Доказательством этого являются данные, полученные при помощи методики мгновенной закалки, которая дает возможность наблюдать присутствие в границах линейных дефектов (рис. 20) [41, 42]. Продолжение некоторых линий в границе как дислокаций в теле зерен (см. рис. 20) служит подтверждением того, что эти линии являются вошедшими решеточными дислокациями. Наблюдаемое ослабление и размытие изображений некоторых дислокаций (показано стрелками) свидетельствует о частичном их по- [c.57]

Возможность интерпретации изображений, полученных от отдельных дефектов упаковки на электронных микрофотографиях, значительно расширила наши знания относительно формы и разнообразия дефектов упаковки и, что более важно, относительно взаимодействия этих дефектов с другими плоскими дефектами, дислокациями, границами зерен и т. д. Заметим, что данные о взаимодействии дефектов почти невозможно получить, если ограничиться лишь дифракционными исследованиями статистических распределений, рассмотренных выше. [c.401]

Наблюдалось, что сетки в основном образованы неровными геликоидальными дислокациями, приблизительно параллельными плоскости 100 . Они вытянуты в направлениях <100> и <210> и только иногда в направлении <110> [29, 30]. Такие непрерывные удлиненные дислокационные структуры, обозначенные на рис. 8.3.3 буквами Л и S, обычно называются диполями. Кроме диполей, образованных геликоидальными дислокациями, к сетке присоединены петли дислокаций, которые представляют из себя дислокационные структуры, в которых дислокация замыкается сама на себя, так что в результате она окружает область с лишней парой плоскостей атомов III группы и атомов V группы (внешняя петля, или петля типа внедрения) или область, в которой отсутствует пара атомных плоскостей (внутренняя петля, или петля вакансионного типа). Так как вдали от непосредственной окрестности дислокации кристалл является совершенным, методом ПЭМ можно обнаружить только границы петли, т. е. собственно дислокацию. Анализ контраста изображения, полученного методом ПЭМ, позволяет определить, является ли данная петля внешней или внутренней. [c.332]

В качестве возможных способов получения точных структурных амплитуд были испробованы различные другие экспериментальные ситуации. Стиде [362] использовал изгибные контуры на электронных микрофотографиях изогнутых клиновидных кристаллов он обнаружил изменение прошедшей и дифракционной интенсивностей как с толщиной, так и с ориентацией кристалла. Сделано сравнение с картинами, полученными машинным расчетом с использованием того же самого типа ограниченной серой шкалы , как и в методике изображения дислокаций по Хиду [185] (гл. 18). [c.345]

Одно из важных следствий л-волнового приближения — метод Кокейна и др. [58] для получения темнопольного изображения с помощью слабого пучка. Эти авторы показали, что если для получения темнопольного изображения вместо сильного внутреннего отражения использовать слабое отражение, соответствующее точке обратной решетки, далеко отстоящей от сферы Эвальда, то изображения дислокаций получаются более резкими. В этом методе ширина изображения составляет 10—20 А по сравнению с 100— 200 А, которые наблюдаются при обычных методах. Соответственно становится возможным наблюдение многих тонких деталей в участках разделения дислокаций и их взаимодействия. [c.409]

Исходное положение, представленное схемой на рис. 32, а, отвечает минимуму потенциальной энергии взаимодействия атомов. Конечная конфигурация (рис. 32, б) тождественна начальной, так как все атомы одинаковы и, следовательно, неразличимы. Поэтому энергия Ео начального и конечного состояний в данном примере одинакова. В промежуточном состоянии энергия системы Е Ео, поэтому для изображенного на рис. 32,6 симметричного промежуточного состояния следует ждать минимального значения энергии. Таким образом, изменение энергии Е х) в зависимости от смещения дислокации л в направлении скольжения имеет вид периодической функции с периодом Ь. То же можно сказать и относительно силы взаимодействия атомов в ядре дислокации, так как Е(х) =дЕ(х)/дх или относительно напряжений т(л ). На этой основе были предложены различные модели ядра дислокации Френкелем и Конторо-вой, Пайерлсом и Набарро и др. Все модели ядра дислокации весьма приближенны, а при выводе формул делаются весьма грубые допущения. Поэтому полученные решения справедливы только качествето. [c.61]

Выше было показано, что наличие в металле таких дефектов, как дислокации, способствует протеканию пластических д орлга-ций, которые при возрастании нагрузки завершаются разрушением срезом. К этому же эффекту приводят и другие дефекты, способные вызвать возникновение дислокаций. Отсюда можно сделать вывод, что упрочнения металла можно достигнуть, устранив из него все дефекты и добившись идеальной монокристаллической структуры. С другой стороны, отмечено, что при наличии большого числа различных дефектов материал становится прочнее. Таким образом, дефекты оказывают влияние как упрочняющее, так и разупрочняю-щее. Это противоречие кажущееся. Все дело в количестве дефектов. Зависимость между удельным числом дефектов и прочностью характеризуется графиком, изображенным на рис. 4.58. Из него видно, что при очень малом удельном количестве дефектов прочность металла должна быть очень высокой. Такой металл еще не получен, если не считать нитевидных кристаллов металлов ( усов ), [c.295]

Основной особенностью структуры субмикрокристаллических материалов, полученных деформационными методами, являются неравновесные границы зерен, которые служат источником больших упругих напряжений. Другим источником напряжений служат тройные стыки зерен. О неравновесности свидетельствуют диффузный контраст границ и изгибные контуры экстинции в зернах, наблюдаемые на электронно-микроскопических изображениях. Ширина межзеренных границ в СМК-ма-териалах составляет, по разным оценкам, от 2 до 10 нм. Неравновесные границы зерен содержат большое количество дислокаций, а в стыках зерен суш,ествуют нескомпенсированные дис-клинации. Плотность дислокаций в СМК-материалах, полученных интенсивной пластической деформацией, составляет около 3-10 м" , а дисклинации имеют мощность 1—2°. Заметим, что Плотность дислокаций внутри зерен существенно меньше, чем на границах. Дислокации и дисклинации создают дальнодействую-Щие поля напряжений, концентрирующиеся вблизи границ зерен и тройных стыков, и являются причиной избыточной энергии Этих границ. Например, для СМК-Си со средним размером зерен [c.59]

На основании полученных данных можно предположить, что за появление повторного зуба текучести будут ответственны два основных процесса а) увеличение значения деформирующего напряжения при повторном нагружении вследствие релаксационного перераспределения и более жесткого закрепления дислокаций в приповерхностном слое в процессе разгрузки б) проявление собственного барьерного эффекта приповерхностного градиента плотности дислокаций (debris-слоя по терминологии [139] ). При этом первый процесс - перераспределение дислокационной структуры вблизи свободлой поверхности во время снятия нагрузки — кроме действия внутренних напряжений, может быть вызван также и действием сил изображения (например, стремлением дислокаций занять наикратчайшую ддину, встав перпендикулярно к поверхности за счет поперечного скольжения винтовых компонент). Все эти явления вместе 54 [c.54]

Здесь следует также отметить, что в общем случае, по-видимому, не следует абсолютизировать полученные значения энергии активации и делить их на строго постоянные значения, относящиеся к пластической деформации поверхностных и объемных слоев материала. По-видимому, эти данные следует рассматривать в первую очередь как проявление некоторой общей тенденции к снижению энергии активации от значений энергии активации объемной деформации к некоторому спектру эффективных энергий активаций, абсолютные величины которых будут зависеть от конкретных условий деформации и прежде всего от глубины деформированного слоя. При этом по мере увеличения его глубины определяемое значение некоторой эффективной энергии активации будет все более приближаться к некоторой постоянной величине, отражающей энергию активащ пластического течения всего объема дeфopм pyeмoгo материала в целом. Действительно, если рассмотреть ситуацию в очень тонких приповерхностных слоях кристалла порядка нескольких микрон, то здесь, по-видимому, величина энергии активации движения дислокаций будет равна или меньше энергии активации зарождения одиночного перегиба у свободной поверхности Ui. В очень тонких слоях кристалла порядка долей микрона следует учитывать также влияние специфических особенностей динамики решетки приповерхностных слоев на зарождение перегиба, а также резкое увеличение вклада сил изображения и соответственно [c.140]

Более детальные исследования с целью аналитического описания напряжения, необходимого для зарождения трацины, были пршедены в работе [ 394]. Относительные смещения противоположных поверхностей трещины были описаны связанным расположением дислокаций, и для случая, изображенного на рис. 15.18, б, был получен критерий зарождения в форме [c.266]

В 50-х годах благодаря широкому развитию электронной микроскопии стало возможным изучение отдельных дефектов в тонких кристаллических пленках. Двумерные дефекты дают на снимках полосы. Дислокации выявляются как линии с темным или светлотемным контрастом. В основу интерпретации таких картин была положена по существу динамическая теория дифракции электронов быстро накапливался опыт изучения конфигураций дефектов и интерпретации их изображений (см. [195]). Несколькими годами позже появились аналогичные данные по наблюдениям дефектов в почти совершенных кристаллах с помощью дифракции рентгеновских лучей в условиях динамического рассеяния [249, 277, 278], а соответствующая теория дифракции рентгеновских лучей была развита на основе работы Като [250, 251] . Позже был развит более точный метод для дифракции электронов, основанный на п-волновой динамической теории, и была решена трудная задача получения адекватной динамической теории для несовершенных кристаллов для всех видов излучения (см., например, работы Като [253 ] и Куриямы [270 ] Мы будем следовать этим методам лишь в общих чертах. [c.393]

Для понимания свойств металлов важно также знать, что их реальная кристаллическая структура не идеальна. Во-первых, в пространственной сетке ион-атомов, изображенной в упрощенном виде на рисунке 1, встречаются изъяны разного рода (пустые - места, чужеродные включения). Во-вторых, одни участки или слои сетки различным образом смещены по отношению к другим участкам или слоям (так называемая дислокация). В-третьих, зарождающиеся при застывании расплавленного металла кристаллы при их роете давят друг на друга, искажая естественную форму и образуя неправильной формы конгломераты (так называемые кристаллиты), часто с пустотами между ними. Получающиеся за счет всего этого швы и неоднородности в металлах ухудшают их свойства и рано или поздно могут привести к коррозионным разрушениям по этим швам . Доказано, что теоретически рассчитанная прочность идеальных кристаллов данного металла и его практическая прочность расходятся иногда в десятки и сотни раз (1). Это цроверено на выращенных специальными сп с0бами идеальных нитевидных металлических кристаллах ( усах ). Очевидно, искусственное получение идеадьной кристаллической структуры, повторяющей без [c.42]

Для количественной характеристики структуры сплавов, в том числе величины зерна и его формы (если зерно неравноосное), распределения частиц или включений (присутствующих фаз) по размерам, а также их объемного количества, плотности дислокаций (по ямкам травления), применяют специальные сканирующие телевизионные микроскопы (рис. 30), Для отбора полей исследования и настройки системы используется оптическое изображение микроструктуры, полученное от микрошлифа в микроскопе или эпидиаскопе, которое и проецируется на зкран телевизора (монйтора). Выходной сигнал, как результат трансформации светового поля объекта от передающей телевизионной камеры, подается на электронный детектор, который улавливает малейшие изменения этого сигнала, появляющиеся в результате сканирования снегового пятна через объектив камеры по поверхности шлифа, имеющего неоднородности структуры. [c.46]

Изображение границы с большим углом между атомными плоскостями, предполагающ,ее разницу в ориентации зерен примерно в 20° и более, схематически показано на рис. 15, Ъ. Из этого рисунка видно, что каждая третья атомная плоскость кристалла А согласуется с каждой второй плоскостью кристалла В. Можно считать доказанным, что границы с большим углом, обычные для поликристаллических металлов и сплавов, полученных стандартными методами, создают области с неупорядоченной структурой. Их ширина не превышает трех атомных диаметров (10 А) и на этом расстоянии атомы переходят из положений, характерных для одного зерна, в характерные для другого. Энергия такой границы, рассчитанная по скрытой теплоте плавления, отвечает измеренной энергии. Энергия, рассчитанная на основе теории дислокаций, не согласуется с измеренной [208]. Следовательно, для расчета энергии границ с большим углом нельзя без оговорок принять дислокационную модель. [c.43]

В третьем методе, который впервые независимо друг от друга применили Боллман и Хирш, контраст изображения образуется локальными изменениями интенсивностей дифрагированных пучков. Этот дифракционный контраст зависит от изменений ориентации и толщины и от смещений атомов с их нормальных положений, вызванных напряжениями в решетке. В совершенном кристалле этот тип контраста является причиной экстинкционных контуров, которые соответствуют участкам постоянной толщины или ориентации. На изображении несовершенного кристалла дислокации выявляются в виде линий, что обусловлено смещением положений атомов около дислокаций дефекты упаковки дают характерную полосчатость. Этот метод получения контраста имеет то преимущество, что не требует разрешения атомных плоскостей, поэтому разрешающая сила не является лимитирующим фактором и условия, которым должен удовлетворять образец, не так строги. Метод дифракционного контраста в основном применяют для исследования распределения и поведения дефектов, например, после нагрева или деформации образца первые два метода весьма пригодны для наблюдения атомных смещений около дефектов. [c.52]

Случай краевой дислокации. Можно объяс-нить, как получается изображение краевой дислокации, если использовать результаты, полученные при анализе винтовой дислокации. [c.53]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...