3. Дефекты строения кристаллических тел

Идеальная кристаллическая решетка представляет собой мно­гократное повторение элементарных кристаллических ячеек. Для реального металла характерно наличие большого количества де­фектов строения, нарушающих периодичность расположения ато­мов в кристаллической решетке. Эти дефекты оказывают сущест­венное влияние на свойства материала.

Различают три типа дефектов кристаллического строения: то­чечные, линейные и поверхностные.

Точечные дефекты

Точечные дефекты (рис. 1.10) характеризуются малыми раз­мерами во всех трех измерениях. Величина их не превышает не­скольких атомных диаметров. К точечным дефектам относятся: а) свободные места в узлах кристаллической решетки - вакансии (дефекты Шоттки); б) атомы, сместившиеся из узлов кристалли­ческой решетки в межузельные промежутки, - дислоцированные атомы (дефекты Френкеля); в) атомы других элементов, находя­щиеся как в узлах, так и в междоузлиях кристаллической решет­ки, - примесные атомы.

Рис. 1.10. Точечные дефекты в кристаллической решетке: а - вакансия; б - дислоцированный атом; в - примесный атом внедрения

Точечные дефекты образуются в процессе кристаллизации под воздействием тепловых, механических, электрических воздейст­вий, а также при облучении нейтронами, электронами, рентге­новскими лучами.

Вакансии и дислоцированные атомы могут появляться вслед­ствие тепловых движений атомов. В характерных для металлов решетках энергия образования дислоцированных атомов значи­тельно больше энергии образования тепловых вакансий. Поэтому основными точечными дефектами в металлах являются тепловые вакансии. При комнатной температуре концентрация вакансий сравнительно невелика и составляет около 1 на 10¹⁸ атомов, но резко повышается при нагреве, особенно вблизи температуры плавления. Точечные дефекты не закреплены в определенных объемах металла, они непрерывно перемещаются в кристалличе­ской решетке в результате диффузии.

Косвенным доказательством образования вакансий в кристал­лической решетке может служить простой эксперимент с нагре­вом двух одинаковых образцов алюминия до температуры, на не­сколько градусов меньшей его температуры плавления. Если ох­лаждение этих образцов провести с разной скоростью, то при комнатной температуре объем быстро охлажденного (закаленно­го) образца будет на 0,2 % больше, чем объем медленно охлаж­денного (отожженного) образца. Объясняется это тем, что при температуре, близкой к температуре плавления, благодаря диф­фузии части атомов к поверхности в металле образуется большое число вакансий. В случае медленного охлаждения большинство атомов успевает вернуться в исходное положение. При быстром охлаждении эти вакансии не успевают вернуться в исходное со­стояние и остаются в структуре закаленного образца. Если же за­каленный образец вновь нагреть и медленно охладить, разница между объемами образцов исчезнет.

Присутствие вакансий объясняет возможность диффузии - пе­ремещения атомов на расстояния, превышающие средние межатом- ' ные расстояния для данного металла. Перемещение атомов осуще­ствляется путем обмена местами с вакансиями. Различают само- диффузию и гетеродиффузию. В первом случае перемещения атомов не изменяют их концентрацию в отдельных объемах, во втором - сопровождаются изменением концентрации. Гетеродиффузия ха­рактерна для сплавов с повышенным содержанием примесей.

Точечные дефекты приводят к локальным изменениям меж­атомных расстояний и, следовательно, к искажениям кристалли­ческой решетки. При этом увеличивается сопротивление решетки дальнейшему смещению атомов, что способствует некоторому уп­рочнению кристаллов и повышает их электросопротивление.

Вакансии, дислоцированные атомы и другие точечные дефек­ты обнаружены при исследовании металлов с помощью автоион- ного микроскопа, дающего увеличение свыше 10⁶ раз.

Линейные дефекты

Линейные дефекты характеризуются малыми размерами в двух измерениях, но имеют значительную протяженность в треть­ем измерении. Наиболее важный вид линейных дефектов - дис­локации (лат. dislocation - смещение).

Теория дислокаций была впервые применена в середине три­дцатых годов XX века физиками Орованом, Поляни и Тейлором для описания процесса пластической деформации кристалличе­ских тел. Ее использование позволило объяснить природу прочно­сти и пластичности металлов. Теория дислокаций дала возмож­ность объяснить огромную разницу между теоретической и прак­тической прочностью металлов. Интересно, что создание стройной теории дислокаций надолго определило возможность их практи­ческого обнаружения. Существование дислокаций было предска­зано значительно раньше, чем было выявлено их присутствие в металле. Дислокации были обнаружены лишь с помощью элек­тронного микроскопа благодаря сопутствующим деформациям или искажениям кристаллической решетки. При прохождении пучка электронов через такие искажения происходит дифракция электронов, подобная дифракции рентгеновских лучей.

На рис. 1.11 приведена схема участка кристаллической ре­шетки с одной «лишней» атомной полуплоскостью, т. е. краевой дислокацией. Линейная атомная полуплоскость PQQ'P' называет­ся экстраплоскостью, а нижний край экстраплоскости - линией дислокации. Если экстраплоскость находится в верхней части кристалла, то дислокацию называют положительной и обознача­ют знаком "±", если в нижней - то отрицательной и обозначают знаком "Т”. Различие между дислокациями чисто условное. Пе­ревернув кристалл, мы превращаем положительную дислокацию в отрицательную. Знак дислокации позволяет оценить результат

		р			$r*	Q'
		\а Г I ,

Экстраплоскость р'

' 7 У /■,

/ у / Л

а

их взаимодействия. Дислокации одного знака отталкиваются, а противоположно­го - притягиваются.

Из приведенных далее схем видно, что атомы над краевой дислокацией испыты­вают сжатие, а нижние атомы - растяже­ние. При прохождении пучка электронов

Рис. 1.11. Краевая дислокация

Рис. 1.12. Винтовая дислокация

через такое искажение решетки происходит дифракция. Дисло­кации выявляются также с по­мощью травления химическими реактивами. В местах выхода дислокаций на полированную по­верхность металла скорость хи­мического травления выше.

Помимо краевых дислокаций в кристаллах могут образовы­ваться и винтовые дислокации (рис. 1.12). Винтовые дислокации могут быть получены путем частичного сдвига атомных слоев по плоскости Q, который нарушает параллельность атомных слоев. Кристалл как бы закручивается винтом вокруг линии EF. Линия EF является линией дислокации. Она отделяет ту часть, где сдвиг еще не происходил. Винтовая дислокация, образованная враще­нием по часовой стрелке, называется правой, а против часовой стрелки - левой.

Вблизи линии дислокации атомы смещены со своих мест и кристаллическая решетка искажена, что вызывает образование поля напряжений: выше линии дислокации решетка сжата, а ниже растянута.

Энергия искажения кристаллической решетки характеризу­ется с помощью вектора Бюргерса. Этот вектор может быть по­лучен, если, переходя от узла к узлу, обвести замкнутый кон­тур в реальном кристалле, заключив дислокацию внутрь контура (рис. 1.13). Участок ВС будет состоять из шести отрезков, а уча­сток DA из пяти. Разница ВС - DA = Ь, где b есть величина векто­ра Бюргерса.

Вектор Бюргерса краевой дислокации равен межатомному расстоянию и перпендикулярен линии дислокации. В случае вин­товой дислокации он составляет ту же величину, но параллелен линии дислокации. Обведя контуром несколько дислокаций, сли­вающихся или перекрещивающихся в одной зоне, получим век­

тор Бюргерса, соответствующий сумме векторов Бюргерса каждой дислокации.

Рис. 1.13. Схема определения вектора Бюргерса для краевой дислокации:

а - решетка с дислокацией; б - решетка без дислокации

Вектор Бюргерса характеризует свойства дислокации, прежде всего ее способность к перемещению. Если дислокации имеют равные и противоположно направленные векторы Бюргерса, то они являются дислокациями разных знаков.

Дислокации образуются уже при кристаллизации металлов, а также в ходе пластической деформации и фазовых превращений. Плотность дислокаций может достигать большой величины. Под плотностью дислокаций р обычно понимают суммарную длину дислокаций 2/, приходящуюся на единицу объема V кристалла: р = 'LI/V. Таким образом, плотность дислокаций р выражается в см/см³, или см ^г. Для отожженных металлов плотность дислока­ций составляет величину 10³-10⁶ см ², после холодной деформа­ции она увеличивается до 10^п-10¹² см^-2, что соответствует при­мерно 1 млн. километров дислокаций в 1 см³.

Плотность дислокаций может быть определена эксперимен­тально при больших увеличениях подсчетом числа выходов дис­локаций на единицу площади предварительно протравленного металлографического шлифа, а также при изучении структуры тонких пленок на просвет в электронном микроскопе.

Установлено, что дислокации притягивают в свою зону атомы примесей, которые осаждаются в виде цепочки вдоль края экст­раплоскости. Такие атомы снижают уровень упругих искажений дислокационной структуры. Цепочки инородных атомов образу­ют так называемые атмосферы Коттрелла, или облака Коттрелла. С повышением температуры облака Коттрелла рассеиваются. При понижении температуры до температуры, соответствующей пре­делу растворимости, они могут образовывать дисперсные выделе­ния второй фазы.

Теоретическая и фактическая прочность

Использование теории дислокаций позволило объяснить боль­шое расхождение между теоретической и фактической прочно­стью металлов. Теоретическая прочность должна быть пропор­циональна произведению сил межатомной связи на число атомов в сечении кристалла.

Расчетное усилие для смещения одной части кристалла отно­сительно другой оказалось на 2-3 порядка выше фактически за­трачиваемого при пластической деформации металла. Так, теоре­тическая прочность железа составляет около 13 ООО МПа, а фак­тическая - всего 250 МПа.

Рис. 1.14. Схема пластической дефор­мации путем последовательного пере­мещения дислокации в простой куби­ческой решетке:

Ступенька

скольжения

а - исходное состояние краевой дис­локации (1); б - контур Бюргерса во­круг дислокации; в - контур Бюргерса для неискаженной решетки после сколь­жения

Такое расхождение теоретической и фактической прочности объясняется тем, что деформация происходит не путем одновремен­ного смещения целых атомных плоскостей, а за счет постепенного

перемещения дислокаций. Влияние дислокаций на процесс пла­стической деформации на примере краевых дислокаций показано на рис. 1.14. Пластический сдвиг является следствием постепен­ного перемещения дислокаций в плоскости сдвига. Распростране­ние скольжения по плоскости скольжения происходит последова­тельно. Каждый элементарный акт перемещения дислокации из одного положения в другое совершается путем разрыва лишь од­ной вертикальной атомной плоскости. Для перемещения дисло­каций требуется значительно меньшее усилие, чем для жесткого смещения одной части кристалла относительно другой в плоско­сти сдвига. При движении дислокации вдоль направления сдвига через весь кристалл происходит смещение верхней и нижней его частей на одно межатомное расстояние. В результате перемеще­ния дислокация выходит на поверхность кристалла и исчезает. На поверхности остается ступенька скольжения.

В лекции о роли дислокаций Орован в качестве аналогии дви­жения дислокаций указывал способы перемещения таких пред­ставителей животного мира, как дождевой червь или змея. Они

2*

35

'////////////,

т

Рис. 1.15. Схема движения дислокации по аналогии с перемещением складки на ковре

Теоретическая ’ прочность Прочность усов

I

!

*

| Фактическая

\ прочность

| металлов

I I

Металлы \ 'упрочненные ‘/истые металлы

скользят по поверхности земли, последовательно перемещая уча- стки своего тела. При этом участки, через которые прошла волна возмущения, восстанавливают исходную форму. В случае пласти- ческого сдвига позади переместившейся дислокации атомная структура верхних и нижних слоев восстанавливает свою исход- ную конфигурацию.

Другой аналогией движения дислокаций является перемеще- ние складки на ковре (рис. 1.15). Последовательное перемещение складки потребует значительно меньше усилий, чем перемещение всего ковра по поверхности пола, хотя в обоих случаях будет дос- тигнут один и тот же результат - ковер переместится на одинако- вое расстояние.

Дислокации легко перемещаются в направлении, перпендику- лярном экстраплоскости. Чем легче перемещаются дислокации, тем ниже прочность металла, тем легче идет пластическая деформация.

Пластическая деформация кристаллических тел связана с ко- личеством дислокаций, их шириной, подвижностью, степенью взаимодействия с дефектами решетки и т. д. Характер связи меж- ду атомами влияет на пластичность кристаллов. Так, в неметал- лах с их жесткими направленными связями дислокации очень узкие, они требуют больших напряжений для старта - в 10³ раз больше, чем для металлов. В результате хрупкое разрушение в неметаллах наступает раньше, чем сдвиг.

Таким образом, причиной низкой прочности реальных метал- лов является наличие в структуре материала дислокаций и дру- гих несовершенств кристаллического строения. Получение без- дислокационных кристаллов приводит к резкому повышению проч- ности материалов (рис. 1.16). Левая ветвь

кривой соответствует созданию совер- шенных бездислокационных нитевид- ных кристаллов (так называемых «усов»), прочность которых близка к теорети- ческой.

При ограниченной плотности дис- локаций и других искажений кристал- лической решетки процесс сдвига про- исходит тем легче, чем больше дисло- каций находится в объеме металла.

Плотность дислокаций и других искажений

Рис. 1.16. Влияние искажений кристаллической решетки на прочность кристаллов

С ростом напряжений возрастает число источников дислока­ций в металле и их плотность увеличивается. Помимо параллель­ных дислокаций возникают дислокации в разных плоскостях и направлениях. Дислокации воздействуют друг на друга, мешают друг другу перемещаться, происходит их аннигиляция (взаимное уничтожение) и т. д., что позволило Дж. Гордону образно назвать их взаимодействие в процессе пластической деформации «интим­ной жизнью дислокаций». С повышением плотности дислокаций их движение становится все более затрудненным, что требует уве­личения прилагаемой нагрузки для продолжения деформации. В результате металл упрочняется, что соответствует правой ветви кривой рис. 1.16.

Упрочнению способствуют и другие несовершенства кристал­лического строения, также тормозящие движение дислокаций. К ним относятся атомы растворенных в металле примесей и леги­рующих элементов, частицы выделений второй фазы, границы зерен или блоков и т. д. На практике препятствие движению дис­локаций, т. е. упрочнение, создается введением других элементов (легированием), наклепом, термической или термомеханической обработкой. Снижение температуры также препятствует свобод­ному перемещению дислокаций. При низких температурах проч­ность растет, а пластичность падает. Металл становится более прочным, но хрупким.

Таким образом, повышение прочности металлов и сплавов может быть достигнуто двумя путями: 1) получением металлов с более близким к идеальному строением кристаллической решет­ки, т. е. металлов, в которых отсутствуют дефекты кристалличе­ского строения или же их число крайне мало; 2) либо, наоборот, увеличением числа структурных несовершенств, препятствующих движению дислокаций.

Поверхностные дефекты

Поверхностные дефекты имеют малую толщину и значитель­ные размеры в двух других измерениях. Обычно это места стыка двух ориентированных участков кристаллической решетки. Ими могут быть границы зерен, границы фрагментов внутри зерна, границы блоков внутри фрагментов. Соседние зерна по своему кристаллическому строению имеют неодинаковую пространст­венную ориентировку решеток. Блоки повернуты друг по отноше­нию к другу на угол от нескольких секунд до нескольких минут, их размер 1СГ⁵ см. Фрагменты имеют угол разориентировки не более 5°. Если угловая разориентировка решеток соседних зерен меньше 5”, то такие границы называются малоугловыми границами.

Рис. 1.17. Схема малоугловой грани­цы между блоками

^й=в

Такая граница показана на рис. 1.17. Все субзеренные гра­ницы (границы фрагментов и блоков) - малоугловые. Стро­ение границ зерен оказывает большое влияние на свойства металла.

На рис. 1.18 показано, что границы зерен и фаз могут со­впадать (когерентные), совпа­дать частично (полукогерентные) и не совпадать (некогерентные).

Граница между зернами представляет собой узкую переход­ную зону шириной 5-10 атомных расстояний с наружным поряд­ком расположения атомов. В граничной зоне кристаллическая решетка одного зерна переходит в решетку другого (рис. 1.19). Неупорядоченное строение переходного слоя усугубляется скоп­лением в этой зоне дислокаций и повышенной концентрацией примесей.

Плоскости и направления скольжения в соседних зернах не совпадают. Скольжение первоначально развивается в наиболее бла­гоприятно ориентированных зернах. Разная ориентировка систем скольжения не позволяет дислокациям переходить в соседние зерна, и, достигнув границы зерен, они останавливаются. На­пряжения от скопления дислокаций у границ одних зерен упруго

Рис. 1.18. Схема межфазных границ: а - когерентные; б - полукогерентные; в - некогерентные

Граница

зерен

Зерно I

Зерно Д

Рис. 1.19. Схема строения зерен и границ между ними

••••ж #•••••

Г • • • • •

• •*».«««•••• • • # •

• ••••••

• • • • •

: ."Чи • • • • • • •

распространяются через грани­цы в соседние зерна, в ре­зультате чего в них приводятся в действие источники образо­вания новых дислокаций (ис­точники Франка - Рида). Про­исходит передача деформации от одних зерен к другим, подобно передаче эстафеты в легкоат­летических соревнованиях.

Вследствие того что границы зерен препятствуют перемеще­нию дислокаций и являются местом повышенной концентрации примесей, они оказывают существенное влияние на механические свойства металла.

Под размером зерна принято понимать величину его среднего диаметра, выявляемого в поперечном сечении. Это определение условно, так как действительная форма зерна в металлах меняет­ся в широких пределах - от нескольких микрометров до милли­метров. Средний размер зерна оценивается 10 баллами по специ­альной стандартизованной шкале и характеризуется числом зе­рен, приходящихся на 1 мм² поверхности шлифа, при увеличении в 100 раз (рис. 1.20).

Процесс пластического течения, а следовательно, и предел текучести зависят от длины свободного пробега дислокаций до «непрозрачного» барьера, т.е. границ зерен металла. Предел текучести ст_т связан с размером зерна d уравнением Холла - Петча: а_т = О₀ + kd~^1/2, где а₀ и k - постоянные для данного металла. Чем мельче зерно, тем выше предел текучести и прочность металла. Одновременно при измельчении зерна увеличиваются пластичность и вязкость металла. Последнее особенно важно для металлических изделий, работающих при низких температурах. Повышенная пластичность и вязкость обусловлены более однородным составом и строением мелко­зернистого металла, отсутствием в нем крупных скоплений, структурных несовершенств, способствующих образованию тре­щин.

Помимо перечисленных дефектов в металле имеются мак­родефекты объемного характера: поры, газовые пузыри, неме­таллические включения, микротрещины и т. д. Эти дефекты снижают прочность металла.

Рис. 1.20. Шкалы для определения величины зерна (ГОСТ 5639—82). х 50

3. КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ МЕТАЛЛОВ Энергетические условия кристаллизации

Всякое вещество может находиться в трех агрегатных состоя­ниях: твердом, жидком и газообразном. Переход из одного со­стояния в другое происходит при определенной температуре, на­зываемой соответственно температурой плавления, кристаллиза­ции, кипения или сублимации.

Этот переход происходит при определенных условиях - тем­пературе и давлении. При атмосферном давлении, характерном для большинства производственных процессов, основным пара­метром перехода является температура.

В газах отсутствует закономерность в расположении частиц, частицы движутся хаотически, причем газ стремится занять воз­можно больший объем. Твердые кристаллические тела имеют правильное строение, при котором атомы и ионы находятся в узлах кристаллических решеток (так называемый ближний по­рядок), а отдельные ячейки и блоки определенным образом ори­ентированы по отношению друг к другу (дальний порядок). В жидкостях определенная ориентировка распространяется не на весь объем, а лишь на небольшое число атомов, образующих сравнительно устойчивые группировки, или флуктуации. С по­нижением температуры устойчивость флуктуаций увеличивает­ся, и они проявляют способность к росту. Таким образом, для жидкостей характерен только ближний порядок расположения атомов.

По мере увеличения температуры твердого тела растет под­вижность атомов в узлах решетки, амплитуда колебаний увели­чивается, и при достижении определенной температуры, назы­ваемой температурой плавления, атомы вырываются из узлов и решетка разрушается с образованием жидкой фазы. Температура плавления - важная константа, и информация о ней входит во все справочники: температура плавления ртути -38,9 °С; олова 232; цинка 419; алюминия 660; меди 1083; железа 1536 °С и т. д. до температуры плавления вольфрама 3410 °С.

Противоположная картина наблюдается при охлаждении жид­кости и ее последующем затвердевании. При охлаждении жидко­сти, наоборот, подвижность атомов падает, и вблизи температуры плавления образуются группировки атомов, в которых атомы упакованы как в кристаллах. Эти группировки являются центра­ми кристаллизации или зародышами, на которых впоследствии нарастает слой кристаллов. При достижении температуры плав­ления - затвердевания вновь образуется кристаллическая решет­ка, и металл переходит в твердое состояние.

Переход металла из жидкого в твердое состояние при опреде­ленной температуре называется кристаллизацией.

Рассмотрим термодинамические условия кристаллизации. Энергетическое состояние любой системы характеризуется опре­деленным запасом внутренней энергии, которая складывается из энергии движения молекул, атомов, электронов, внутриядерной энергии, энергии упругих искажений кристаллической решетки и Других видов энергии.

Рис. 1.21. Положение шарика в нерав­новесном (1), метастабильном (2) и ста­бильном (3) состояниях

Свободной энергией является такая составляющая внутренней энергии, которая в изотермичес­ких условиях может быть превращена в работу. Свободная энер­гия изменяет свою величину при изменении температуры, плав­лении, полиморфных превращениях и т. д.: F = U - TS, где F - свободная энергия; U - полная внутренняя энергия системы; Т - температура; S - энтропия.

Согласно второму закону термодинамики, всякая система стремится к минимальному значению свободной энергии. Любой самопроизвольно текущий процесс идет только в том случае, если новое состояние более устойчиво, т. е. обладает меньшим запасом свободной энергии. Например, шарик стремится скатиться вниз по наклонной плоскости, понизив при этом свою свободную энер­гию. Естественно, что самопроизвольное возвращение шарика вверх по наклонной плоскости невозможно, так как при этом произойдет увеличение его свободной энергии (рис. 1.21).

Процесс кристаллизации подчиняется этому же закону. Ме­талл затвердевает, если меньшей свободной энергией обладает твердое состояние, и плавится в том случае, когда меньшей сво­бодной энергией обладает жидкое состояние.

Изменение свободной энергии жидкого и твердого состояния при изменении температуры показано на рис. 1.22. С повышени­ем температуры величина свободной энергии обоих состояний уменьшается, но закон изменения свободной энергии различен для жидкого и твердого состояний вещества.

Рис. 1.22. Влияние температуры на изменение энергии Гельмгольца F (свободная энергия) жидкого и твер­жу? Тцл Т дого металла

Различают теоретическую и фактическую температуру кри­сталлизации. T_s - теоретическая, или равновесная, температура кристаллизации, при которой F_x = F_Tn. При этой температуре рав­новероятно существование металла как в жид­ком, так и в твердом состояниях. Реальная же кристаллизация начнется только тогда, когда этот процесс будет термодинамически выгоден системе, при условии AF = F_x — F_TB, для чего необходимо некоторое переохла­ждение. Температура, при которой прак­тически идет кристаллизация, называется

Рис. 1.23. Температурные кривые кристаллизации у металла с различными скоростями охлаждения

фактической температурой кристаллиза­ции Т_кр. Разность между теоретической и фактической температурой кристаллиза­ции называется степенью переохлажде­ния: ЛГ = Т, - Т_я„. Чем больше степень

й кр

переохлаждения ДТ, тем больше разность свободных энергий AF, тем интенсивнее будет идти кристаллизация.

Термические кривые, характеризующие процесс охлаждения с различными скоростями, приведены на рис. 1.23. При медленном охлаждении, соответствующем кривой и,, степень переохлаждения невелика и кристаллизация протекает при температуре, близкой к равновесной. Горизонтальная площадка на термической кривой объясняется выделением скрытой теплоты кристаллизации, которая компенсирует отвод тепла. С ростом скорости охлаждения (кривые v₂, v₃) степень переохлаждения растет, и процесс кристаллизации протекает при все более понижающейся температуре. Помимо ско­рости охлаждения степень переохлаждения зависит от чистоты ме­талла. Чем чище металл, тем выше степень переохлаждения.

Подобно тому как при затвердевании необходимо переохлаж­дение до фактической температуры кристаллизации, так и при плавлении происходит перегрев до достижения реальной темпе­ратуры плавления.

Механизм процесса кристаллизации

Еще Д. К. Черновым было установлено, что процесс кристал­лизации состоит из двух элементарных процессов: 1) зарождения центров кристаллизации; 2) роста кристаллов из этих центров.

При температурах, близких к температуре затвердевания, в жидком металле образуются небольшие группировки атомов, так называемые флуктуации, в которых атомы упакованы так же, как в твердых кристаллах. Из части этих флуктуаций образуются зародыши, или центры кристаллизации. С увеличением степени переохлаждения возрастает число центров кристаллизации, обра­зующихся в единицу времени. Вокруг образовавшихся центров кристаллизации начинают расти кристаллы. Одновременно в жидкой фазе образуются новые центры кристаллизации. Увели­чение общей массы затвердевшего металла происходит как за счет возникновения новых центров кристаллизации, так и за счет рос­та существующих. Схема последовательных этапов процесса за­твердевания приведена на рис. 1.24, а-г.

Рис. 1.24. Схема кристаллизации металла

Взаимным ростом кристаллов объ­ясняется неправильная форма зерен. Реальные твердые кристаллы непра­вильной формы называются кристал­литами.

Суммарная скорость кристаллиза­ции зависит от хода обоих элемен­тарных процессов. Она определяется скоростью зарождения центров крис­таллизации (СЗ) и скоростью роста кристаллов из этих центров (СР) (рис. 1.25). Величины СЗ и СР зависят от степени переохлажде­ния. При равновесной температуре АТ = 0 и СЗ = О, СР = 0. С уве­личением АТ растет разность свободных энергий AF = F_x - F_TB, и при хорошей подвижности атомов СЗ и СР растут и достигают максимума. Последующее уменьшение СЗ и СР объясняется сни­жением подвижности атомов при снижении температуры. При малых значениях коэффициента диффузии затруднена перестрой­ка атомов жидкости в кристаллическую решетку твердого тела. При очень сильном переохлаждении СЗ и СР равны нулю, и жид­кость не кристаллизуется, а превращается в аморфное тело.

Для реальных металлов, как правило, реализуются лишь вос­ходящие ветви кривых СЗ и СР, и с ростом АТ увеличиваются скорости обоих процессов.

Если раньше аморфное состояние достигалось лишь для солей, силикатов, органических веществ, то в настоящее время с исполь­зованием специальных приемов достигаются высокая скорость охлаждения (более 10⁶ °С/с) и стеклообразное состояние металла. Металлы в стеклообразном состоянии характеризуются особыми физико-механическими свойствами.