Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение

Подождите немного. Документ загружается.

кости Q . В отличие от краевой дислокации винтовая дислокация

параллельна вектору сдвига.

Если винтовая дислокация образована движением по часовой

стрелке, ее называют правой, а против часовой стрелки — левой. Вокруг

дислокаций на протяжении нескольких межатомных расстояний

возникают искажения решетки. Энергия искажения кристаллической

решетки является одной из важнейших характеристик дислокации

любого типа. Критерием этого искажения служит вектор Бюргерса.

Чтобы оценить степень искаженности решетки, вызванной

дислокацией, следует сравнить несовершенный кристалл, содержащий

дислокацию, с совершенным кристаллом. Для этого строят

контур Бюргерса, представляющий собой замкнутый контур

произвольной формы, условно выделенный в реальном

кристалле путем последовательного обхода дефекта от атома к

атому в совершенной области кристалла.

Для определения вектора Бюргерса краевой дислокации

(рис. 14) выберем вокруг дислокации контур ABCDE. Проведем

контур, откладывая, например, от точки А против часовой стрелки

снизу вверх по шесть межатомных расстояний: АВ, ВС, CD и

DE. Контур замкнется в точке А и участок DA будет состоять

ТОЛЬКО ИЗ ПЯТИ отрезков. В кристалле, в котором отсутствуют

дислокации, этот участок так же, как и предыдущие, состоит из

шести отрезков.

Вектор Бюргерса представляет собой разность периметров

(A'B'C'D'—ABCD) контуров вокруг данного атома в плоскости

идеальной решетки (рис. 14, б) и вокруг центра дислокации в

реальной решетке (рис. 14, а), показывающую величину и

направление сдвига в процессе скольжения.

Вектор Бюргерса для кристалла, содержащего винтовую

дислокацию, определяют аналогично. В краевой дислокации

вектор Бюргерса перпендикулярен к ее линии, а в винтовой —

параллелен ей. Если контур Бюргерса охватывает несколько

дислокаций, то величина его соответствует геометрической сумме

векторов Бюргерса отдельных дислокаций. Квадрат вектора

Бюргерса характеризует энергию дислокаций и силы их

взаимодействия.

Дислокации образуются в процессе кристаллизации металлов

при «захлопывании» группы вакансий, а также в процессе

пластической деформации и фазовых превращений. Важной

характеристикой дислокационной структуры является плотность

дислокаций. Под плотностью ρ дислокаций понимают

суммарную длину дислокаций ∑l см, приходящуюся на единицу

объема V кристалла, см

. Таким образом, размерность плотности

дислокаций, см

-2

: р = ∑l / V.

Плотность дислокаций экспериментально определяют путем

подсчета числа вышедших на единицу площади шлифа дислока-

ционных линий. На рис. 15

показаны следы травления

дислокаций, расположенных по

границам блоков железа.

Дислокации присутствуют в

металлических кристаллах в

огромном количестве (10

— 10

см

-2

) и обладают легкой

подвижностью и способностью к

размножению. Большое влияние

на механические и многие другие

свойства металлов и сплавов

оказывает не только плотность, но

и расположение дислокаций в

объеме.

Поверхностные дефекты.

Эти дефекты малы только в

одном измерении. Они

представляют собой поверхности раздела между отдельными зернами

или субзернами в поликристаллическом металле; к ним относятся

также дефекты упаковки.

Поликристалл состоит из большого числа зерен, при этом в

соседних зернах кристаллические решетки ориентированы различно.

Границы между зернами называют больше угловыми, так как

кристаллографические направления в соседних зернах образуют углы,

достигающие десятков градусов.

Каждое зерно металла состоит из отдельных субзерен (рис. 16, а),

образующих так называемую субструктуру. Субзерна

разориентированы относительно друг друга от нескольких долей до

единиц градусов — малоугловые границы.

Субзерна имеют размеры (0,1—1 мкм) на один — три порядка

меньше размеров зерен (рис. 16, а). На рис. 16, б дана блочная

структура чистого металла, а на рис. 16, в — дислокации по границам

блоков. Изучение субструктуры имеет большое зна-

чение, так как размеры и разориентирование субзерен влияют

на многие свойства металлов. Границы между отдельными

кристаллами (зернами) обычно представляют переходную область

шириной до 3—4 межатомных расстояний, в которой решетка

одного кристалла, имеющего определенную кристаллографическую

ориентацию, переходит в решетку другого кристалла, имеющего

иную кристаллографическую ориентацию. Поэтому на границе

зерна в переходной области атомы

расположены иначе, чем в

объеме зерна (рис. 17). Кроме того, по границам зерен в

технических металлах концентрируются примеси, что еще больше

нарушает правильный порядок расположения атомов. Несколько

меньшие нарушения наблюдаются на границах субзерен.

Субграницы (мало- и среднеугловые границы) образованы

определенными системами дислокаций (см. рис. 16, а, в).

С увеличением угла разориентации субзерен и уменьшением

их величины плотность дислокаций в металле повышается. Атомы

на границах зерен (или субзерен) и атомы, расположенные на

поверхности кристалла, вследствие нескомпенсированности сил

межатомного взаимодействия, имеют более высокую

потенциальную энергию, по сравнению с атомами в объеме

зерен.

Вопросы для самопроверки

Чем отличается макроструктура от микроструктуры и субструктуры?

2. Что такое микрофрактография?

3. Чему равно координационное число для решеток ОЦК, ГЦК,и ГПУ?

4. Чем отличается линейная дислокация от винтовой? Что характеризует

вектор Бюргерса?

5. Какое строение имеют малоугловые и болышеугловые границы?

ГЛАВА II. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛА ПРИ

КРИСТАЛЛИЗАЦИИ

1. ГОМОГЕННАЯ (САМОПРОИЗВОЛЬНАЯ) КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ

Переход металла из жидкого состояния в твердое

(кристаллическое) называется кристаллизацией. Кристаллизация

протекает в условиях, когда система переходит к

термодинамически более устойчивому состоянию с меньшей

энергией Гиббса (сво-бодной энергией) G, т. е. когда энергия

Гиббса кристалла меньше,

чем энергия Гиббса жидкой фазы. Если превращение происходит

с небольшим изменением объема, то G = Е — TS, где Е —

полная энергия (внутренняя энергия фазы), Т — абсолютная

тем ература, S — энтропия.

Изменение энергии Гиббса металла в жидком и твердом состоянии в

ый металл. При

температуре Т

значения энергий Гиббса металла в жидко и

твердом состояниях равны. Температура Т

соответствует равновесной

температуре кристаллизации (или плавления) данного вещества, при

которой обе фазы (жидкая и твердая) могут сосуществовать

одновременно. Процесс кристаллизации при этой температуре еще не

начинается. Процесс кристаллизации развивается, если созданы

условия, когда возникает разность энергий Гиббса

∆G, образующаяся

вследствие меньшей энергии Гиббса твердого металла по сравнению

с жидким.

Следовательно, процесс кристаллизации может протекать только

при переохлаждении металла ниже равновесной температуры Т

Разность между температурами Т

и Т

, при которых может протекать

процесс кристаллизации, носит название степени переохлаждения:

Термические кривые, характеризующие процесс кристалли-зации

чистых металлов при охлаждении с разной скоростью v, показаны на

рис. 19. При очень медленном охлаждении степень

зависимости от температуры показано на рис. 18. Выше температуры Т

более устойчив жидкий металл, имеющий меньший запас свободной

энергии, а ниже этой температуры устойчив тверд

переохлаждения невелика и процесс кристаллизации протекает при

температуре, близкой к равновесной Т

(рис. 19, кривая v

). На

термической кривой при температуре кристаллизации отмечается

горизонтальная площадка (остановка в падении температуры),

образование которой объясняется выделением скрытой теплоты

кристаллизации, несмотря на отвод теплоты при охлаждении.

С увеличением скорости охлаждения степень переохлаждения

возрастает (кривые v

, v

) и процесс кристаллизации протекает при

температурах, лежащих значительно ниже равновесной температуры

кристаллизации. Чем чище жидкий металл, тем более он склонен к

переохлаждению. При затвердевании очень чистых металлов степень

переохлаждения ∆T может быть очень велика. Однако чаще степень

переохлаждения не превышает 10—30 °С.

Процесс кристаллизации, как впервые установил Д. К Чернов,

начинается с образования кристаллических зародышей (центров

кристаллизации) и продолжается в процессе роста их числа и

размеров.

При переохлаждении сплава ниже температуры Т

во многих

участках жидкого сплава образуются устойчивые, способные к

росту кристаллические зародыши (рис. 20).

Пока образовавшиеся кристаллы растут свободно, они имеют более

или менее правильную геометрическую форму. Однако при

столкновении растущих кристаллов их правильная форма нарушается,

так как в этих участках рост граней прекращается. Рост

продолжается только в тех направлениях, где есть свободный доступ

«питающей» жидкости. В результате растущие кристаллы, имевшие

сначала геометрически правильную

форму, после затвердевания

получают неправильную внешнюю форму и поэтому называются

кристаллитами, или зернами.

Явления, протекающие в процессе

кристаллизации, сложны и многообразны.

Особенно трудно представить начальные

стадии процесса, когда в жидкости

образуется первый кристал-лик, или

центр кристаллизации.

Очевидно, что для выяснения условий появления этих

центров надо ясно представить строение исходного жидкого

металла. Схематические модели кристаллической и жидкой фаз

представлены на рис. 21. В жидком металле атомы не

рас

жидком

томов

бли

и ов зн

т.

называются фазовыми (или

гет

положены хаотично, как в газообразном состоянии, и в то же

время в их асположении нет той правильности, которая

характерна для твердого кристаллического

тела (рис. 21, а), где

атомы сохраняют постоянство межатомных асстояний и угловых

соотношений на больших расстояниях — дальний порядок.

В металле (рис. 21, б) сохраняется лишь так

называемый ближний порядок, когда упорядоченное

расположение атомов распространяется на очень небольшое

расстояние. Вследствие интенсивного теплового движения а

жний порядок динамически неустойчив. Микрообъемы с

правильным расположен ем атом , во икнув, могут

существовать некоторое время, затем рассасываться и возникать

вновь в другом элементарном объеме жидкости и

т. д. С

понижени м температуры степень ближ-него порядка и размер

таких микрообъемов возрастаю

При температурах, близких к температуре плавления, в

жидко металле возможно образование небольших

группировок, в которых атомы упакованы так же, как в

кристаллах. Такие группировки

ерофазными) флук-

туациями (рис. 21, в). В чистом от примесей жидком металле

наиболее крупные гетерофазные флуктуации превращаются в

зародыши (центры кристаллизации).

Рост зародышей возможен только при условии, если они достигли

определенной величины, начиная с которой их рост веде к

уменьшению энергии Гиббса. В процессе кристаллизации энергия

Гиббса системы (рис. 22, а), с одной стороны, уменьшается на

V∆G

вследствие перехода некоторого объема жидкого металла в

твердый, а с другой стороны, возрастает в результате образования

поверхности раздела с избыточной поверхностной энергией, равной

Sσ. Общее изменение энергии Гиббса можно определить из

следующего выражения:

где V — объем зародыша, ∆G

— разность энергий Гиббса жидкого

и твердого металла (см. рис. 18); S — суммарная площадь

поверхности кристаллов; σ — удельное поверхностное натяжение на

границе жидкость—кристалл.

Чем меньше величина зародыша, тем выше отношение его

поверхности к объему, а следовательно, тем большая часть общей

гиюэне

Гиб

ргии приходится на поверхностную энер

Изменение энергии

бса металла ∆G

общ

при образовании кристаллических зародышей в

зависимости от их размера R и степени переохлаждения показано на

рис 22, а.

При образовании зародыша размером меньше R

(рис. 22, б), RK

, RK

свободная энергия системы возрастает, так как

приращение энергии Гиббса вследствие образования новой

поверхности перекрывает ее уменьшение в результате образования

зародышей твердого металла, т. е. объемной энергии Гиббса.

Следовательно, зародыш размером меньше R

расти не может и

растворится в жидком металле. Если возникает зародыш раз-

Изменение — V∆G

пропорционально объему R

; приращение Sσ пропорционально

поверхности R

, где R — размер шарообразного зародыша.

мером более R

, то он устойчив и способен к росту, так как при

увеличении его размера энергия Гиббса системы уменьшается.

Минимальный размер зародыша R

, способного к росту при

данных температурных условиях, называется критическим

размером зародыша, а сам зародыш критическим, или

равновесным.

Величину критического зародыша можно определить из

соотношения

При температуре, близкой к Т

, размер критического

зародыша должен быть очень велик и вероятность его

образования мала. С увеличением степени переохлаждения,

величина ∆G

возрастает (см. рис. 18), а величина

поверхностного натяжения на границе раздела фаз изменяется

незначительно.

Следовательно, с увеличением степени переохлаждения (или

с понижением температуры кристаллизации) размер критического

зародыша уменьшается и будет меньше работа, необходимая для

его образования. В связи с этим с увеличением степени

переохлаждения, когда становятся способными к росту зародыши

все меньшего размера, сильно возрастает число зародышей (центров)

кристаллизации и скорость образования этих зародышей

(см.

рис. 22, б).

Рост зародышей происходит в результате перехода атомов

из переохлажденной жидкости к кристаллам. Кристалл растет

послойно, при этом каждый слой имеет одноатомную толщину.

Различают два элементарных процесса роста кристаллов.

1. Образование двумерного зародыша (т. е. зародыша одно

атомной толщины) на плоских гранях возникшего кристаллика

(рис. 23, а). Двумерный зародыш должен иметь размер не меньше

критического. При меньшем размере зародыш не будет устойчив,

так как вследствие образования дополнительной поверхности

раздела энергия Гиббса системы возрастает.

2. Рост двумерного зародыша путем поступления атомов

из

переохлажденной жидкости. После образования на плоской грани

двумерного зародыша дальнейший рост нового слоя протекает

сравнительно легко, так как появляются участки, удобные для

закрепления атомов, переходящих из жидкости. Атом в

положении 1 (рис. 23, а) закреплен слабо, он легко

перемещается по поверхности и может вновь оторваться. Атом

же, поступивший в положение

2, имея три связи, закреплен

надежно. Когда возникший двумерный слой атомов покроет

всю грань, для образования последующего такого же слоя

необходим новый двумерный зародыш критического размера,

образующийся по указанному выше механизму. Следовательно,

скорость роста кристаллов определяется вероятностью

образования двумерного зародыша.

Это выражение справедливо только для не слишком больших значений ∆Τ.

Чем больше степень переохлаждения, тем меньше величина этого

двумерного критического зародыша и тем легче он образуется.

В растущем кристалле всегда имеются дислокации. В месте

выхода на поверхность винтовой дислокации имеется ступенька, к

которой легко присоединяются атомы, поступающие из жидкости

(рис. 23, б). Винтовые дислокации ведут к образованию на

поверхности кристалла спиралей роста высотой от одного до

нескольких тысяч атомов. Спиральный рост экспериментально

обнаружен при изучении роста монокристаллов

магния, кадмия,

серебра и других металлов. В этом случае образование двумер-ного

зародыша не требуется.

Число центров кристаллизации и скорость роста кристаллов.

При прочих равных условиях скорость процесса кристаллизации и

строение металла после затвердения зависят от числа зароды-шей

Ч3 (центров кристаллизации), возникающих в единицу вре-мени и в

единице объема, т. е. от скорости образования зароды-