книги из ГПНТБ / Бокштейн Б.С. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах
.pdfПри выводе выражений (400) и (401) предполагалось, что в ста ционарном состоянии поток вакансий, испускаемых ступеньками, совпадает с диффузионным потоком, идущим от дислокации под дей ствием градиента концентрации, т. е. сколько вакансий испускается на единицу длины дислокационной линии в секунду, столько и уно сится в объем. Именно это условие определяет стационарную ско
рость |
переползания. |
|
|
|
|
||
|
Анализ, проведенный в работе [51] (см. также гл. III), показал, |
||||||
что все |
интересующие нас стационарные |
величины — пересыщения |
|||||
(N jN ’l), |
скорости (v) и силы, действующей на ступеньку (F), |
зави |
|||||
сят |
от |
параметра |
|
|
|
|
|
11 |
= |
+ ЛТ Т ’ |
|
|
|
|
|
где х — среднее расстояние |
между |
ступеньками; |
рав |
||||
|
I — характеристическая |
длина, |
на |
которой достигается |
новесная концентрация вакансий.
Анализ показал также, что пересыщение вакансиями макси мально, когда сила, действующая на ступеньку, мала. Это — случай, когда ступенька насыщена вакансиями и переползание контроли руется диффузией. Когда пересыщение отсутствует, сила, действу ющая на ступеньку, максимальна. Скорость переползания контроли руется скоростью образования вакансий на ступеньках. Это — слу
чай так |
называемого кинетического контроля.. |
|
В гл. |
III мы показали, |
что величина ц совпадает с введенным |
в работе |
[39] показателем |
эффективности дислокационных источ |
ников вакансий, поскольку она равна отношению скорости пере ползания дислокаций к максимальной, контролируемой диффузией. Таким образом, скорость переползания тем выше, чем больше пере сыщение вакансиями и чем более эффективно дислокации испускают вакансии. Такая эффективность достигается благодаря высокой плотности ступенек.
Мы имеем дело с типичной многостадийной задачей гетерогенной кинетики, когда суммарная скорость процесса определяется ско ростью его наиболее медленной стадии. Такой стадией может быть и образование вакансий на ступеньках, и их диффузионное перемеще ние, и образование самих ступенек.
В стационарном состоянии энергия активации процесса перепол зания слагается из трех компонентов:
Еп — Ez -j- El, -|- Ev — Ес |
Е, |
(402) |
где Ес — энергия образования |
ступенек; |
|
Е = Efv + Е™ — энергия |
активации самодиффузии, равная |
|
сумме энергий активации образования и движения ва |
||
кансий (см. гл. |
III). |
|
В пластически деформированном металле концентрация ступенек значительно больше равновесной. Например, при возврате дислока-
210
дии перемещаются не только переползанием, но также скольже нием, когда ступеньки легко образуются. Поэтому
£ с 0 и Еп = Е. |
(403) |
Кроме того, в процессе возврата легко образуется также большее
количество избыточных вакансий и £ ^ 0 . |
Тогда только энергия |
активации движения вакансий определяет переползание |
|
Еп £ “ |
I404) |
Такая картина наблюдается, например, в процессе ползучести
или при испытаниях на усталость.
Существенную роль в процессе переползания играет энергия дефектов упаковки: если она высока, то энергия образования ступе нек мала и реализуется случай (403) или (,404).
Полигонизация и диффузия
При самых различных процессах при повышенных температурах часто наблюдается полигонизация структуры, особенно при нагреве деформированного металла. При этом именно переползание дисло каций существенным образом формирует тонкую, в частности полигонизованную структуру. В некоторых случаях субзеренная структура может возникать непосредственно путем зарождения дислокаций при деформации. Однако для этого требуются значительные напряжения. Более тривиальный случай — образование субграниц в результате перераспределения (за счет переползания) уже имеющихся дисло каций — металлографически хорошо наблюдаемых, например, при нагреве деформированного металла [18]. В результате процесса полигонизации кристалл разделяется на совершенные области коге рентного рассеяния (блоки) размером 10“ 3— 10 4 см с разориентировкой в несколько минут. В этом случае субграницы состоят из нескольких десятков параллельных дислокаций, принадлежащих одному или нескольким семействам плоскостей скольжения.
На основе теории дислокаций образование субзерен объясняется следующим образом: в кристалле может быть (и обычно бывает) неодинаковое число дислокаций разного знака. При нагреве в ре зультате процесса переползания и аннигиляции разноименных де фектов остаются дислокации одного знака — они выстраиваются в вертикальные стенки и образуют границы субзерен. Движущей силой такого перераспределения дислокаций является уменьшение упругой энергии при линейном расположении дислокаций.
Поскольку для образования полигональной структуры дислока циям приходится переходить с одной плоскости на другую, то ско рость полигонизации определяется термически активируемым про цессом переползания. Как было указано, необходимые для этого вакансии легче всего образуются на ступеньках, поэтому чем больше таких ступенек, тем скорость полигонизации выше и в соответствии с выражением (403) Еп *=» Е, т. е. скорость полигонизации опреде-
14* |
211 |
ЛйетСя энергией активации самодиффузии, что и наблюдается на опыте.
В работе [179] показано, что в изогнутом кристалле цинка выше 525° К энергия активации полигонизации Е ^ 22 ккал/г-атом, что соответствует энергии активации самодиффузии, а ниже 525° С — в три раза больше— 61 ккал/ч-ат. Очевидно, в последнем случае надо еще затратить работу на образование ступенек и в соответствии с фор мулой (402):
Е п = Е с - f Е- .
Если в металле много ступенек и образуется много избыточных вакансий, например в условиях одновременного нагрева и пласти ческой деформации (ползучесть, термомеханическая обработка и
другие), то в соответствии с выражением (404) Е п — Е " г, условия для полигонизации оказываются весьма благоприятными — процесс про текает быстро и полно.
В процессе нагрева размер ячеек субзеренной структуры может возрастать, а разориентировка их уменьшаться в результате так называемого процесса рекристаллизации на месте (in situ), связанного с диффузионным перемещением границ. При этом энергия активации процесса огрубления субструктуры ( Е г) при высоких температурах равна энергии активации объемной самодиффузии ( Е) , а при низких температурах выше Е ъ > >Е .
Большое и резкое изменение энергии активации кажется стран ным. Не исключено, что оно может быть связано с влиянием раство ренных примесей, которые до некоторой температуры могут сильно тормозить границу.
Известно, что кинетика полигонизации металла сильно зависит от его чистоты. Удаление примесей приводит к понижению темпера туры начала процесса. Так, согласно Тейдену, уменьшение общего содержания примесей в алюминии с 5-10~2% до 10~3% понижает температуру на 200° С. Аналогично при переходе от армко-железа к железу, полученному зонной плавкой (0,001% С), температура по лигонизации понижается с 850 до 200° С.
Одна из возможных причин состоит в том, что при уменьшении количества примесных атомов освобождаются вакансии, необходимые для процесса переползания.
В работе [180] отмечалось, что энергия (тепловой эффект), осво бождаемая при нагреве деформированного металла (меди или никеля), сильно зависит от чистоты металла (рис. 67). На стадии отдыха тепловой эффект обычно связывают с адсорбцией вакансий на дисло кациях, образующих субграницы полигонизованной структуры.
Всоответствии с этим Мотт объяснил замедление переползания дислокаций примесями. Механизм не вполне ясен, поскольку ско рость диффузии примесей обычно больше скорости самодиффузии.
Вданном случае необходимо, однако, учесть роль ступенек: при
взаимодействии примесей со ступеньками, более сильном, чем с остальной частью дислокаций, ступеньки, адсорбирующие при меси, теряют свою эффективность как источники и стоки вакансий и
212
скорость переползания уменьшается. По этой же причине Выделение дисперсных частиц на границе полигонизованной структуры умень шает скорость самодиффузии и повышает стабильность полигонизо ванной структуры. Это, в частности, наблюдали в никелевом сплаве, подвергнутом слабой деформации (примерно 0,3%), нагреву при 550° С, 200 ч для полигонизации и старению при 700° С, при котором происходило выделение у'-фазы на дислокациях, образующих суб
структуру [18].
Распространенный метод выявления полигонизованной струк туры по ямкам травления основан на обогащении границ субзерен примесями или дисперсными ча стицами и увеличением при этом травимости. Количественная оцен ка скорости сегрегации примесей на дислокациях была дана Кот треллом. Опыт показывает, что время насыщения сильно зависит от температуры.
Процесс образования вакансионных атмосфер Коттрелла вокруг дислокаций может реализоваться при наличии в кристалле избыточ ных вакансий 1 благодаря их диф фузии к дислокациям. Это приводит к замедлению движения дислока ций и к упрочнению. Можно было бы ожидать, что поскольку вакан сии легко исчезают на ступеньках,
то ступеньки быстро поглотят облако и эффекты будут кратковре менными. Однако это не так. В работе [180] была развита теория, из которой следует, что облако из вакансий может стабилизироваться в результате образования мельчайших пор (10~6 см): Такие поры весьма устойчивы, эффективно удерживают дислокации, а, следова тельно, могут вызывать сильное упрочнение. Они также могут быть зародышами более крупных пор.
Наличие дисперсных пор, трудно различаемых под микроскопом, отмечалось, в частности, в ионных кристаллах. Можно ожидать аналогичного эффекта и в металлах. Облако вакансий и мелкие поры образуются на дислокациях, если скорость подхода вакансий к дислокациям больше скорости их исчезновения на ступеньках.
В работе [182] при анализе взаимодействия дислокаций с точеч ными дефектами раздельно рассмотрено поведение инородных атомов и «собственных» дефектов решетки — вакансий и межузельных ато мов. Последние эффективнее влияют на движение дислокаций и опре деляют формирование атмосфер Коттрелла. Существенно также, что равновесное распределение примесей вдали от дислокаций насту пает значительно позже, чем вблизи нее. Показано, что учет влияния
1 Например, после облучения или закалки.
213
Перемещение вакансий определяет не только скорость полигонизации — предрекристаллизационной стадии, но играет ^также су щественную роль в процессах, протекающих вслед за ней, в процес сах первичной рекристаллизации. В работе [185] при электронно микроскопическом исследовании фолы алюминия высокой чистоты было замечено, что рекристаллизация происходит только при тол щине фольги больше 1500 А, в более тонких фольгах не наблюдается даже образования зародышей рекристаллизации. Это объяснялось тем, что при размере пластинок меньше некоторой критической вели чины нет избыточных вакансий, необходимых для процесса рекри сталлизации, поскольку они успевают продиффундировать к поверх
ности, которая служит для |
них эффективным |
местом стока (см. |
гл. III). |
энергия активации |
рекристаллизации |
Следует отметить, что |
во многих случаях (хотя и не всегда) совпадает с энергией активации самодиффузии, так как именно диффузия часто контролирует про цесс рекристаллизации. Физически это можно объяснить тем, что рекристаллизация определяется направленным потоком вакансий и, подобно коэффициенту диффузии, скорость рекристаллизации
зависит от температуры экспоненциально.
Однако заметим, что в общем случае энергия активации рекри сталлизации не имеет ясного физического смысла, поскольку рекри сталлизация — сложное явление, определяемое совокупностью ряда элементарных процессов.
Ползучесть и диффузия
Ползучесть — процесс деформации, зависящий от времени, наблюдается при напряжениях, значительно меньших, чем макроско пический предел текучести. Ползучесть наблюдается при комнатной и более низкой температурах, однако практическое значение имеет главным образом при повышенных температурах. Процессы диффу зии играют существенную роль, а в определенных случаях контро лируют деформацию металла при высоких температурах.
Анализ большого числа экспериментальных данных показывает, что ползучесть в широком интервале температур не удается охарак теризовать одним значением энергии активации. Это указывает на преимущественное влияние одного из механизмов ползучести в раз
личных температурных зонах.
Так, например, для случая монокристалла алюминия предлага лись три механизма с тремя энергиями активации: связанные с прео
долением дислокациями |
сил Пайерлса—Набарро « 1 0 0 |
К), с |
по |
перечным скольжением |
« 6 0 0 ° К) и с переползанием |
(>600 |
К). |
В последнем случае энергия активации процесса совпадает с энер
гией активации самодиффузии.
Ползучесть, как известно, имеет три стадии: логарифмическую (не нуждается в термической активации), установившуюся (отчетливо наблюдается при достаточно высоких температурах) и стадию, характеризующуюся быстрым возрастанием деформации, приводя
щим к разрушению.
217
Большое практическое значение имеет вторая стадия. Она дает основной вклад в деформацию и характеризуется динамическим
равновесием между процессами упрочнения и возврата.
При высоких температурах, когда преобладает установившаяся стадия ползучести, энергия активации процесса чаще всего близка к энергии активации диффузии. Например, энергии активации пол-
Металл ............................................ |
Mg |
А1 |
Fea |
Fev |
Си |
Е п, ккал /г-ато м ........................25—-31 |
33,5 |
68—78 |
70—73 |
46,5—47,5 |
|
|
и |
и |
и |
и |
И |
Е ккал/г-атом ................................. |
32 |
33 |
52—82 |
64,5—74 |
44—49 |
Это свидетельствует о том, что именно процесс диффузии контроли
рует ползучесть в данном слу iae.
Известно также, что на установившейся стадии ползучести про исходит процесс полигонизации с образованием субзерен и, сле довательно, скорость ползучести должна контролироваться про цессом переползания дислокаций. Таким образом, образование и дви жение вакансий играет важнейшую роль при ползучести.^
Именно эти представления легли в основу известной модели ползучести Виртмана, согласно которой на второй стадии дей ствуют многочисленные источники Франка—Рида в различных парал лельных плоскостях скольжения. При высоких температурах дисло кационные петли способны переползать, аннигилируя друг с другом,
а источники могут генерировать новые дислокации.
Скорость установившейся ползучести, контролируемая перепол занием, при малых напряжениях определяется следующим выраже
нием: |
|
(405) |
|
г = А |
exp ( - E /kT), |
||
|
где А — постоянная;
or — приложенное напряжение;
Е — энергия активации |
самодиффузии; |
|
п _ (з—4) |
в зависимости от структуры металла. |
|
Уравнение |
(405) хорошо |
выполняется для чистого алюминия |
в пределах десятикратного изменения скорости ползучесуи. При высоких напряжениях скорость ползучести выше расчетной.
Исследовали также ползучесть очень чистых металлов, имеющих г. ц. к. решетки — серебра, меди, никеля и алюминия. Испытание ползучести проводили при таких температурах, при которых коэф фициент самодиффузии и отношение о!Е (Е нерелаксированныи модуль Юнга) были одинаковыми. Результаты показали, что скорость ползучести на линейной стадии возрастает в соответствии с теорией Виртмана пропорционально коэффициенту диффузии. Характерно, что при постоянных значениях D и а!Е скорость ползучести умень шается с уменьшением энергии дефектов упаковки исследованных металлов, что объясняется замедлением динамического возврата, поскольку затрудняются процессы переползания и поперечного
скольжения.
218
Когда происходит переползание дислокаций вдоль границ зе рен, то энергия активации в уравнении Виртмана должна совпадать с энергией активации не объемной, а граничной самодиффузии.
Как отмечено в работе [180, с. 259], величина энергии активации на установившейся стадии ползучести (Еп) зависит от конкретного
механизма отдыха на этой стадии.
В металлах, где динамический отдых реализуется с помощью механизма переползания дислокаций, отдых на установившейся стадии тоже совершается за счет переползания. Такая картина на
блюдается, например, в металлах, подобных цинку и кадмию, |
или |
в г. ц. к. металлах с высокой энергией дефектов упаковки (у): |
алю |
минии, свинце, однако, вероятно, и в металлах с низкой энергией дефектов упаковки — меди, никеле и других. Зеегер объясняет это следующим образом: в металлах с высоким значением у энергия образования ступенек на краевых дислокациях (Ес) мала по сравне нию с энергией активации самодиффузии (£). В этом случае в тем пературном районе, в котором диффузия и соответственно пере ползание протекают достаточно быстро, концентрация ступенек вдоль линии дислокации обеспечивает равновесную концентрацию вакансий и процесс ползучести контролируется скоростью само диффузии, как это вытекает из теории Виртмана и показано экспери
ментально [Еп ^ Е , см. |
формулу (403)]. |
В металлах с низкой |
энергией дефектов упаковки величина Ьс |
велика, и в процессе установившейся ползучести при обычных тем пературах термического образования ступенек не наблюдается. Однако они образуются в условиях ползучести, когда скользящие дислокации пересекают лес дислокаций и вновь соблюдается условие
Еп = Е. |
В |
этом анализе энергия образования ступенек вообще |
||
не входит в |
величину Еп, как это вытекает из |
соотношения Мотта |
||
[Еп = Ес + |
Е, см. формулу (402)]. |
Однако |
могут наблюдаться |
|
случаи, |
когда Еп зависит от Ес, если, |
например, концентрация сту |
пенек в процессе ползучести недостаточна, чтобы поддерживать равновесную концентрацию вакансий вблизи дислокационных ли ний. В такой ситуации значение Еп лежит между значениями, полу ченными из соотношений (403) и (402), т. е. Еп меньше Ес + Е, но
больше Е.
В работе [187] исследована высокотемпературная ползучесть хрома высокой чистоты (количество примесей меньше 0,0001%). Испытания проводили в условиях вакуума (10 6 торр) в интервале 816—982° С и для предотвращения сублимации хрома — в атмосфере чистого аргона при давлении, близком к атмосферному в интервале
1149— 1316° С.
Скорость ползучести была пропорциональна коэффициенту само диффузии хрома для температурного интервала (0,51 0,28) Тпл,
причем отношение e/D sg; 108 см-1. Энергия активации процесса также соответствовала энергии активации самодиффузии хрома
(73,2 ккал/г-атом).
Исследование поверхности образцов, испытанных на ползучесть, с помощью сканирующего электронного микроскопа показало очень
219