книги из ГПНТБ / Хачатурян, А. Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов
.pdfнияѲ'-фазы являются когерентными и имеют форму пластин, рас положенных по плоскостям типа {100}. Этот вывод подтверждает ся результатами электронномикроскопических исследований.
Следует подчеркнуть, что точное равенство параметров решет ки выделения и матрицы всегда свидетельствует о пластинчатой форме выделений и о когерентном характере сопряжения фаз. Из равенства параметров решеток включения и матрицы можно сделать определенные выводы о габитусе когерентного включения. В самом деле, если две неколлинеарные элементарные трансляции (два параметра решетки) выделения и матрицы соответственно рав ны друг другу, то это означает, что плоскость габитуса содержит в себе обе эти трансляции. Последнее однозначно определяет ин
дексы плоскости габитуса. |
|
|
а"-фазы |
Fe8N в |
||
Так, например, |
тетрагональные выделения |
|||||
а твердом |
растворе |
«Fe — 0,1 вес.% N |
имеют следующие пара |
|||
метры решетки [5]: |
|
|
|
|
|
|
|
са»= 6,29 Â, |
а*» = 2aaFe- |
|
|
||
Равенство |
а*» = 2а*ре означает, |
что трансляции а"-фазы |
в нап |
|||
равлениях |
[100]*" и |
[010]*" удовлетворяют следующим условиям: |
||||
|
М [100]*.)| - |а«"([010]в.)| - |
ва" - |
2a*Fe. |
(26.19) |
||
Равенства (26.19) возможны лишь в том случае, если |
|
|||||
а*" ([ЮО]*") = 2ааРе([100]аГе), |
а*- ([010]«.) = |
2а*Ре Ц010]вКе), |
т. е. если оба параметра аа- лежат в направлениях [100] и [010] решетки aFe. Существует только одна плоскость, (001)*ре, которая содержит обе эти трансляции. Эта плоскость и является плоскостью габитуса. Электронномикроскопические исследова ния морфологии гетерофазного сплава a Fe — N подтверждают вывод о том, что выделения а"-фазы являются пластинами, рас положенными по плоскостям типа (001)*ре [178, 179].
Другим примером могут служить выделения промежуточной т]'-фазы в сплавах А1 — Zn — Mg. В [180] было показано, что при низкотемпературном старении ц'-фаза обладает гексагональной структурой с параметрами
аТі>— 4,96 Â, c„* = 8,68Â. |
|
Можно убедиться в том, что |
|
а-,; = Оматр V :7-> : аXI V sk - |
(26.20) |
Так как г\' имеет гексагональную решетку, то из (26.20) следует, что а„' совпадает по величине с двумя трансляциями типа (-У, , 1)
ГЦК решетки матрицы, расположенными под углом 120° друг
240
к другу. Две такие трансляции всегда находятся в плоскости типа (111) ГЦК решетки матрицы. Следовательно, выделения ц'-фазы представляют собой пластинки, расположенные по плоскостям типа (111) матрицы и когерентно связанные с ними.
§ 27. Дифракция рентгеновских лучей и электронов на кристаллах, содержащих когерентные выделения
Искажения кристаллической решетки, вызванные когерентны ми выделениями новой фазы, приводят к диффузному рассеянию рентгеновских лучей и электронов, распределенному в непо средственной близости от узлов обратной решетки. Теоретические результаты, полученные в предыдущих параграфах, позволяют получить простые выражения для распределения интенсивно стей диффузного рассеяния на картинах дифракции, справедли вые в рамках кинематического приближения. Первые результаты такого рода были опубликованы в работе Хуанга [181]. В ней рассматривалось диффузное рассеяние, обусловленное точечным дефектом — дилатационным центром в упруго-изотропной среде. Более общие результаты были получены в [182], где учитывалась упругая анизотропия среды, и в [183, 184], где принималась во внимание произвольная геометрия перестройки кристаллической решетки при фазовом превращении и конечные размеры включений.
В § 2 было показано, что интенсивность упругого рассеяния монохроматического излучения неидеальным кристаллом имеет вид (2.41). Ниже мы рассмотрим приложение формулы (2.41) к интересующему нас частному случаю рассеяния рентгеновских лучей кристаллом с когерентным включением новой фазы. В этой системе рассеивающая способность одного узла неискаженной решетки ф0(г) будет иметь вид
|
|
Фо (г) = /іѲі (г) + f t |
(1 — Hi (г)), |
|
(27.1) |
||
где |
и / 2 — средние атомные факторы включения и матрицы со |
||||||
ответственно, Ѳ^г) — функция формы включения. |
Из (27.1) сле |
||||||
дует, |
что |
|
Дфо (г) = Hi — /г ) |
|
|
|
|
где |
|
|
(г), |
|
(27.2) |
||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Де, (г) = |
Ѳі (г) - ± - J dsr |
|
(г) = в , (г) — |
, |
(27.3) |
V — объем кристалла, Ѵг — объем включения. Так |
как |
|
|||||
|
|
Дфо (к) = 2 д Фо (г) ехр (— ікг), |
|
(27.4) |
|||
получим: |
|
Г |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
Дфо (к) = |
(/і — J2) 2 |
АВі (г) ехр (— Ікг) = |
|
|
|||
|
|
Г |
|
|
|
|
|
|
= |
(fi — h) 2 |
Bi (г) e~iKr — ~ |
(fi — f») 2 exP (— ikr)- |
(27‘5) |
||
|
|
Г |
|
|
г |
|
|
2 4 t
При к Ф 0 второе слагаемое в правой части (27.5) равно нулю, поэтому при к Ф 0 имеем:
Дфо (к) = (/і — / 2) 2 Ѳі (г) е~ікг. |
(27.6) |
Г |
|
С точностью до поправок, имеющих порядок a/L <^ 1, где а — параметр решетки, L — характерный размер включения, сумму в (27.6) можно заменить интегралом. Тогда
Л?о (к) = (/з. - h ) 54 - »1 (0 е~ікг = |
Ѳ(к), (27.7) |
где Ѳ (к) — фурье-образ функции Ѳ (г), ѵ — объем |
элементарной |
ячейки. Аналогично этому сумму (2.43) можно также представить в виде интеграла:
ѵ (к) = 2 |
и (г) ехР (— ikr) |
^———ч (г) ехр (— tkr). (27.8) |
г |
|
J ѵ |
Принимая во внимание определение фурье-образа смещения (22.8), можно переписать выражение (27.8) в форме
Из (22.10) следует, |
ѵ(к) = 4 " “ (к)- |
|
(27-9) |
|||
что |
|
|
|
|
||
|
|
и(к) = |
— }G (к) а01к> Ѳ(к). |
(27.10) |
||
Подставляя (27.10) |
в (27.9), получим: |
|
|
|||
|
ѵ(к) = |
— *G(k)or0| k > - ^ - . |
(27.11) |
|||
Используя (22.14), |
перепишем (27.11) в виде |
|
||||
|
у (к) = |
- ^ |
(j -So|n> |
e.gEL , |
(27.12) |
|
где п |
= к/ к . Из определения |
(27.1) следует, что |
|
|||
Фо = |
7 і < 0 ! (r)> + и (1 - < В і (г)» = h |
+ h ( l - ■ £ ) ~ |
J (27.13) |
есть средний атомный фактор гетерогенного кристалла. Подстав ляя (27.7), (27.12) и (27.13) в (2.41), получим окончательное вы ражение для интенсивности диффузного рассеяния:
7(q) = | ( p ( q , k ) p i ® ^ - , |
(27.14) |
||||
где |
|
|
|
|
|
Ф (q, k) = |
/-<q|fl^ - qo|n> |
+ |
/г — / 2, |
(27.15а) |
|
или в компонентах |
|
|
|
|
|
Ф(Ч,к) = |
/ |
( п ) |
+ |
/ — /г', |
(27.1561 |
|
242
Ф (q, к) есть эффективный «атомный» фактор, включающий в себя эффект статических искажений. Функция
Ѳ(k) I2 |
... 1Сd3r |
е-i* 2 |
У o-ikr |
(27.16) |
||
г;2 |
3 |
V |
е |
Zj |
e |
|
|
v l |
|
|
rev, |
|
|
— так называемая интерференционная функция Лауэ, описы вающая размытие узла обратной решетки, связанное с конечно стью рассеивающего кристалла. В случае включения, имеющего форму прямоугольного параллелепипеда, интерференционная функция Лауэ имеет вид
I Ѳ(к) р
V2
|
к |
L0 |
Ä . L |
V i |
sin2 |
У 2 |
smz |
\ 2 |
|
(27.17) |
|
|
|
|
V
где к = (кх, ку, кх)\ |
направление осей в декартовой системе коор |
||
динат совпадает с |
направлениями ребер параллелепипеда; Lv |
||
L2, L 3 — размеры сторон параллелепипеда. В случае сферическо |
|||
го включения |
|
|
|
I Ѳ(к) I |
Ѵг \*Г0 |
sin kR — кЯ cos кН |
(27.18) |
|
|
(кЯ)3 |
|
|
l 3 |
J - |
В случае включения, имеющего форму эллипсоида, главные оси которого совпадают с осями декартовой системы координат,
1ѳ (k) I |
sin Е, — Е, cos Z, |
(27.19) |
|
Fs |
|
где | = V k\R\ + k\R\ -f- k\R\ , |
R x, R2, R 3 — главные |
полуоси |
эллипсоида. |
|
|
Первое слагаемое в эффективной амплитуде атомного рассея ния Ф (q, к) (27.15) связано с эффектом упругих искажений, ини циируемых фазовым превращением. Оно определяется упругой анизотропией кристалла и геометрией перестройки кристалличес кой решетки. Слагаемое / х — / 2 есть разность атомных факторов рассеяния включения и матрицы, фигурирующая в выражении для интенсивности рассеяния в отсутствие внутренних напря жений.
Интересно отметить, что учет внутренних напряжений приводит к асимметрии распределения интенсивности относительно узла обратной решетки (относительно точки к = 0). В этом можно убедиться, построив график |Ф ^ , k) J 2 как функцию к при задан ном направлении п = к/к. Функция |Ф (q, k)|2, как это следует из определения (27.15), обладает анизотропией относительно на правления п. Из выражения (27.14) можно видеть, что фактор |Ф (q, k)|2 модулирует распределение интенсивностей внутри узла обратной решетки, которое определяется интерференционной функцией Лауэ (27.16). Последнее означает, что упругие искаже
243
ния, обусловленные когерентным включением новой фазы, не мо гут привести к увеличению размытия узла его обратной решетки. Они могут вызвать лишь перераспределение интенсивностей в пределах этого узла.
В том случае, когда обе фазы имеют близкие атомные факторы (/^ж/а) или же когда нас интересует распределение интенсивности в непосредственной близости от узла обратной решетки (случай малых к), в выражении (27.15) для Ф (q, к) можно пренебречь разностью атомных факторов / х—/ 2. Формула для интенсивности (27.14) тогда приобретает особенно простой вид:
_ ?2 <q I ft (п) яр I п )2 I Ѳ (к) р |
(27.20) |
||||
1 W |
> |
№ |
' V * |
||
|
|||||
В области малых |
к |
(k L <^ 1, |
где L — характерный размер |
включения) |Ѳ (k)|2~ |Ѳ (0)|2 = Vf. Используя последний ре зультат в (27.20), получим:
Нч) = Г‘ |
<q IЙ (n) a01n>2 |
(27.21) |
/с2 |
Из выражения (27.21) можно получить уравнение изодиффузной поверхности (поверхности постоянной интенсивности), справедли вое при малых к. Для этого необходимо положить q = 2лН + к ^ ~ 2лН и 7(q) = const. Тогда из (27.21) следует:
к<1= |
< 2 я Н I “ |
I п > 2 ’ |
|
или |
|
|
|
|
/c2~ < H | Ö (n )â 0|n>2. |
(27.22) |
Выражение (27.22) представляет собой зависимость радиусавектора к = к (п) изодиффузной поверхности, проведенной вокруг узла обратной решетки Н, от его направления п, т. е. уравнение поверхности, записанное в сферических координатах.
В работе [141] были исследованы изодиффузные поверхности (27.22) в конкретном частном случае тетрагональных выделений в кубической a-фазе сплава Си — Be. Компоненты тензора Qi7-(n) вы числялись согласно выражению (26.7). В [141] предполагалось,
что упругие постоянные сп , |
с12, |
с41 |
имеют те же значения, что |
|
и в чистой Си. |
Компоненты |
тензора структурной деформации |
||
|
4 = |
(< |
0 |
о \ |
|
0 |
е® |
0 |
|
|
|
\0 |
0 |
в,®/ |
равны е? = 0,04, |
Бз = — 0,20. |
|
|
|
Результаты расчета [141] приведены на рис. 45 и 46, а. Кон |
||||
туры, изображенные на этих |
рисунках, представляют собой се |
|||
чения изодиффузных поверхностей, |
расположенных вокруг узлов |
244
обратной решетки, плоскостями (100)* и (НО)*. Форма рассчи танных сечений хорошо согласуется с картинами электронной мик-
родифракции |
[141] (сравните рис. 46, а и 46, |
б) и с результатами |
||||
рентгеноструктурных |
исследований [185—187]. |
|
||||
В о б щ е м |
с л у ч а е , |
к о г д а |
| Ѳ (k) |2 ä ; Ѵѵ н о |
/ |
х Ф / 2 , у р а в н е н и е |
|
д л я и з о д и ф ф у з н о й п о в е р х н о с т и и м е е т в и д |
|
|
||||
|
|
2 я / Я ^ |
(п) e°jlnl |
|
(27.23) |
|
|
|
+ |
V Іо |
-f- /2—fl |
|
|
|
|
|
|
|||
где / 0 — значение интенсивности, отвечающее |
контуру (27.23). |
. 220^ |
^y^oß |
\^220 |
000- 'y(o2o
220>\ ^ |
sy(ooo |
f *220 |
Рис. 45. Рассчитанная форма узлов обратной решетки для сплава Си — Be в плоскости (100)* обратного пространства, содержащей ось тетрагональ
ное™.
Знак плюс или минус в (27.23) выбирается таким образом, чтобы правая часть (27.23) была бы положительной.
Все выражения для интенсивности, приведенные в настоящем параграфе, справедливы, если выполняется неравенство
Ни < 1 |
(27.24) |
(и — характерное смещение, Н — вектор |
обратной решетки), |
справедливость которого обеспечивает возможность разложения (2.36) рассеивающей способности ф (г) в ряд по смещениям. Если принять для смещения и оценку
|
и — e0L, |
|
(27.25) |
где е0 |
— характерная структурная деформация, то, |
подставляя |
|
(27.25) |
в (27.24), получим: Нг0 L |
1, или |
|
|
ео£ ^ 1!Н = |
du, |
(27.26) |
245
где — межплоскостное расстояние, отвечающее рефлексу Н. Неравенство (27.26), по существу, означает, что условие приме нимости приближения (24.24) сводится к требованию, чтобы сме щение границ включения e0L, обусловленное фазовым превраще нием, было бы много меньше, чем межплоскостное расстояние d-a- Это условие выполняется при малых структурных деформациях и малых размерах включений L.
Гнс. 46. а) Рассчитанная форма узлов обратной решотки в плоскости (110)* обратного пространства для сплава Си — Бе. б) Картина электронной микро-
дифракции в той же плоскости.
Неравенство (27.26) можно интерпретировать и иначе. Для этого представим (27.26) в форме
АН = Яе0 < 1/L. |
(27.27) |
Левая часть неравенства (27.27) характеризует величину смещения АН узла обратной решетки включения относительно узла обрат ной решетки Н матрицы, обусловленного структурной деформа цией е0. Правая часть — размеры узла обратной решетки включе ния и матрицы, определяемые интерференционной функцией Лауэ (27.16). Таким образом, неравенство (27.27) показывает, что размеры рефлексов включения и матрицы много больше, чем расстояние между ними в обратной решетке. Последнее означает, что рефлексы включения и матрицы перекрываются и, следова тельно, включение и матрица рассеивают когерентным образом. В этой ситуации мы можем говорить о существовании некоторой слабо искаженной «средней» решетки сплава. В противоположном случае, когда знак неравенства (27.27) меняется на противополож ный, т. е.
АН = Не0> 1/L, |
(27.28) |
246
п
расстояние АН между рефлексами выделения и матрицы много больше, чем размеры этих рефлексов -~1/Ь, т. е. рефлексы обеих фаз не перекрываются. Тогда обе фазы рассеивают независимо друг от друга (некогерентно). Таким образом, соотношение между ве личинами АН и 1/L определяет степень когерентности рассея ния-обеими фазами.
Интересно отметить, что эти условия зависят от индексов уз лов обратной решетки Н. При высоких индексах отражения ус ловие когерентности рассеяния включением и матрицей (27.27) может нарушаться. Можно вполне представить себе ситуацию, когда включения и матрица при низких индексах отражения рас сеивают когерентно (распределение интенсивностей в рефлексах описывается выражением (27.14)), в то время как при высоких индексах отражения включения и матрица рассеивают некогерент но и их рефлексы в обратной решетке оказываются разделенными.
Таким образом, все результаты, полученные выше, относят ся к той стадии распада, когда размеры включений достаточно малы для того, чтобы выполнялось неравенство (27.26) и, следо вательно, не наблюдались отдельные рефлексы от выделения и от матрицы.
§28. Роль внутренних напряжений и вакансий
втермодинамике образования устойчивых сегрегаций
(Al-состояния)
Учет внутренних напряжений позволяет, по-видимому, объ яснить еще одно весьма интересное явление — так называемое A-состояние, возникающее в некоторых однофазных твердых растворах [188]. Ä-состояние было обнаружено в сплавах, кото рые первоначально были подвергнуты закалке с высоких темпе ратур или холодной деформации, а затем — низкотемпературно му отжигу. В результате низкотемпературного отжига отмечалось увеличение электросопротивления. Это явление, в принципе, мог ло быть объяснено либо эффектом ближнего расслоения, либо же тем, что граница однофазной области определена недостаточно точно и сплав при низкотемпературном отжиге фактически нахо дится в двухфазной области диаграммы равновесия.
Возможно, что некоторые случаи А-состояния действительно могут быть объяснены подобным образом. Однако для части спла вов такое объяснение оказывается невозможным. В этой связи в работах Б. Г. Лившица и сотрудников [189, 190] была выдвину та гипотеза, согласно которой увеличение электросопротивления прч отжиге связано с образованием устойчивых сегрегаций в од нофазном твердом растворе. Несмотря на то, что точка зрения U89, 190] позволяла хорошо объяснить экспериментальные фак ты, она, по-видимому, не могла быть удовлетворительно обосно вана в рамках обычных представлений термодинамики фазовых превращений. В самом деле, в однофазной области диаграммы
247
равновесия процесс образования устойчивых сегрегаций невозмо жен, так как он должен был бы приводить к возрастанию свободлой энергии.
Совершенно неожиданно гипотеза [189,190] была подтверждена в результате последних электронномикроскопических и рентге новских исследований [191—196]. Образование мелких (по-види мому, упорядоченных) частиц, имеющих состав, отличный от со става матрицы, было установлено в однофазной области сплавов
'Си - А1 [191], Си - Zn [192], Fe - Al [193, 194, 197] и Ni - Mo 1195, 196], обнаруживающих аномальное увеличение электро сопротивления при отжиге (A-эффект). Основная особенность, которая отличает поведение этих частиц от поведения обычных выделений второй фазы в двухфазной области диаграммы равно весия, заключается в том, что частицы в сплавах Си — А1, Си — Zn, Fe — Al и Ni — Mo не растут в течение времени выдержки. Недавние рентгеновские исследования кинетики блияшего по рядка, проведенные на совершенных монокристаллах Fe — 16 ат. % А1 [101], по-видимому, подтверждают результаты электронно микроскопических наблюдений.
В работе [101] отмечалась немонотонная зависимость от вре мени интенсивности диффузного рассеяния, возникающего при приближении раствора к своему равновесному состоянию. На пер вом этапе происходит увеличение интенсивности максимумов ближнего порядка, связанное с установлением равновесного ближ него порядка в однородном твердом растворе. На втором этапе происходит уменьшение этих максимумов, что можно связать с образованием сегрегаций состава и соответствующим этому уве личением интенсивности диффузного рассеяния вблизи структур ных максимумов, за счет интенсивности максимумов ближнего порядка. Немонотонная зависимость параметров ближнего по рядка от времени наблюдалась и в более ранних рентгеновских экспериментах, проведенных на неупорядоченных деформирован ных поликристаллических сплавах Ni — Pt [198, 199], Cu —Al [200, 201], Ni - Si [202], Fe - Al [203], Au - Pd [204].
Прямое отношение к проблеме определения механизма обра зования устойчивых сегрегаций — частиц в однофазной области диаграммы равновесия, по-видимому, имеют результаты иссле дований [205, 197]. В [205, 197] было показано, что в однофазных неупорядоченных сплавах Fe — Al, в которых наблюдается А- эффект, не всегда обнаруживаются мельчайшие частицы новой фазы (авторы [197] называют их антифазными доменами). Они возникают лишь в тех случаях, когда в сплаве при температуре отжига обнаруживается достаточно большое количество избы точных вакансий. И, наоборот, эти частицы не возникают, если сплав был охлажден до температурной области образования A-состояния достаточно медленно для того, чтобы все неравновес ные (закалочные) вакансии были бы поглощены их естествен ными стоками.
248
С первого взгляда, связь между образованием сегрегации и содержанием избыточных вакансий можно легко объяснить чисто кинетическими причинами — слишком медленным протеканием диффузионных процессов при равновесном содержании вакансий и ускорением диффузии при их избыточном содержании. Однако простая оценка времени, необходимого для образования сегре гаций, опровергает это предположение. Используя значение коэффициента диффузии атомов А1 в а Fe,
44000
D = D0e~Ql*T — е 2Т см2/сек,
полученное при обычном макроскопическом высокотемпературном определении коэффициента диффузии в условиях равновесного содержания вакансий [206], и характерные размеры концентра ционных неоднородностей / ä 30 Â [197], получим характерное время образования сегрегаций в сплаве Fe — Al при 350 °С:
V |
(900-10-М) |
ІО2 |
сек. |
|
Ащ, оС - |
Ю-“ |
|||
|
|
Несмотря на то, что время т — ІО2 сек, подсчитанное для равно весной концентрации вакансий, достаточно для формирования гетерофазной структуры, последняя все же не образуется в от сутствие избыточных вакансий. Проведенная оценка показывает, что образование гетерогенного состояния должно было бы про изойти и в отсутствие избыточного количества вакансий. На са мом же деле этого не происходит.
Имеется еще один аргумент, опровергающий соображения, что действие вакансий проявляется только через кинетику распада. В работе [197] показано, что сплавы с содержанием А1 большим, чем 19,6 ат.% (при 300 °С), в отличие от сплавов с меньшим со держанием А1, нечувствительны к термической предистории. образца, определяющей количество неравновесных вакансий.. Таким образом, мы можем сделать вывод, что вакансии, по-види- мому, играют определяющую роль не в кинетике, а в термодина мике образования A-состояния. Это, в свою очередь, означает, что линия, ограничивающая область существования А-состояния, может быть нанесена на диаграмму равновесия сплава. Диаграм ма равновесия системы Fe — Al, построенная электронномикрос копическим методом, на которой нанесена термодинамическая об ласть существования A-состояния, приведена в работе [194] (рис. 47).
Следуя работе [207], можно объяснить существование устой чивых сегрегаций, если одновременно учесть эффект внутренних напряжений, связанный с различием кристаллических решеток матрицы и выделения, и роль вакансий в снятии этих напряжений.
В § 38 будет показано, что образование двухкомпонентного раствора замещения сопровождается появлением в нем внутрен них напряжений, связанных с различием в атомных диаметрах
249