![](/user_photo/_userpic.png)
книги из ГПНТБ / Папиров И.И. Пластическая деформация бериллия
.pdfсей до 0,025 ат.%, а затем не изменяется. Протяженностьста
дии .4 при этом увеличивается. В |
работе |
[76] |
.коэффициенты |
|||||
упрочнения |
сплавов |
M g — Zn Кл |
и /Св |
плавно |
увеличиваются |
|||
с концентрацией Zn |
до czn~0,15 ат.%, |
а |
затем |
слабо зависят |
||||
от его содержания. Актпвационный |
объем |
V в сплавах M g — Zn |
||||||
уменьшается |
с |
ростом концентрации Zn |
от 22 000 bs у чистого |
|||||
M g до |
3000 |
Ь3 |
у сплава M g — 45 |
ат.% Zn [76] . Зависимость |
||||
V ( T * ) |
С увеличением |
концентрации |
Zn становится слабее. |
|||||
|
|
500 |
|
|
|
|
|
|
|
400 |
|
|
|
|
|
|
Щ200 |
|
|
|
|
100 |
|
|
|
|
D |
100 |
200 |
300 |
400 • Т,°К |
Рис. 4.9. Температурная зависимость критических на пряжении сдвига для базисного скольжения в монокри
сталлах |
сплавов M g — Z n |
[76]. |
|
В работе [76] замечено |
увеличение |
плотности |
дислокаций |
в базисной плоскости при легировании магния алюминием: |
|||
р ==, (2,4 + 8,35 Vc~T\)- Ю8 |
см~2 . |
(4.30) |
При легировании цинка алюминием (0,02%) обнаружено 20-кратное увеличение плотности небазисных дислокаций [159]. Однако Адаме и др. [159] считают, что подвижность и плот ность скользящих дислокаций в сплавах Zn — А1 не зависят от содержания легирующего элемента.
4.8.2.Механизмы упрочнения при легировании. Характер
упрочнения за счет легирования при базисном скольжении в Zn
и M g в общем аналогичен упрочнению |
Be (см. п. 2.7). |
Зегер [118] считает, что влияние примесей на предел теку |
|
чести— следствие вторичного эффекта, |
обусловленного увели |
чением плотности дислокаций в легированных кристаллах. При меси приводят к закреплению дислокаций в процессе выращи вания кристаллов и при отжиге. Поэтому совершенствование
структуры при высокотемпературном отжиге обычно происхо дит в тем большей степени, чем чище кристалл. По мнению Ренье [123], механизм, контролирующий базисное скольжение чистых и грязных кристаллов, не меняется. Наиболее подробно
500
•400
^ 300 |
|
|
|
|
|
|
200 |
|
|
|
|
|
|
100 |
|
|
|
|
|
|
О |
|
|
|
|
|
|
О |
0,2 |
0,4 |
|
0,6 |
' |
0,8 • |
|
Vc(am.%Znf |
• |
г |
- |
||
Рис. 4.Ю. Зависимость |
величины |
ДтП р==Теилап— |
||||
Т м „ от |
концентрации |
Zn |
в сплавах |
системы |
||
|
M g — Z n |
[76] . |
|
|
|
природа упрочнения при базисном скольжении в легированных кристаллах изучена в работе [76] .
4.8.3. Механизм упрочнения в атермической области. Как уже отмечалось, атермическая компонента напряжений в спла
вах M g — Zn не |
зависит от |
концентрации |
в области c z n < |
|
<0,025 |
ат.%, но при больших концентрациях |
пропорциональна |
||
V Czn- |
В твердых |
растворах |
упрочнение |
можно объяснить |
одним из следующих механизмов: изменением плотности дисло каций в плоскости базиса, механизмом Сузуки, упорядочением и механизмами дополнительного трения за счет упругого или размерного эффектов.
Упрочнение, по механизму Сузуки, прямо пропорционально концентрации с, при упорядочении оно пропорционально с2, а по
двум оставшимся механизмам — Vc. Большая часть наблюде* ний согласуется с последней зависимостью. Хотя плотность дис
локаций |
леса |
в |
плоскости |
базиса |
действительно |
изменяется |
||||||||||
|
|
|
|
|
|
[76, |
159], |
вызванное |
этим |
уп |
||||||
|
|
|
|
|
|
рочнение, по расчету [76], ока |
||||||||||
|
|
|
|
|
|
зывается, |
однако; |
меньше |
на |
|||||||
|
|
|
|
|
|
блюдаемого. |
|
|
|
|
|
|
||||
|
|
|
|
|
|
|
Большая |
часть |
наблюдений |
|||||||
|
|
|
|
|
|
и |
оценок |
показывает, |
|
что |
||||||
|
|
|
|
|
|
экспериментальные |
данные |
по |
||||||||
|
|
|
|
|
|
упрочнению |
при |
|
легировании |
|||||||
|
|
|
|
|
|
лучше |
всего |
согласуются |
с |
ме |
||||||
|
|
|
|
|
|
ханизмом |
|
Флейшера |
[166]. |
|||||||
|
|
|
|
|
|
В работах [1, 58];упрочнение в |
||||||||||
|
|
|
|
|
|
системе |
M g — L i |
|
объясняется |
|||||||
|
|
|
|
|
|
на |
основе |
|
механизма |
Сузуки. |
||||||
|
|
|
|
|
|
Однако, во-первых, экспери |
||||||||||
|
|
|
|
|
|
ментальные |
данные для |
спла |
||||||||
|
|
|
|
|
|
вов M g — L i |
согласуются |
с рас |
||||||||
|
|
|
|
|
|
четными |
лишь |
до |
концентра |
|||||||
|
|
|
|
|
|
ции |
Li |
примерно |
6 ат.%, и, |
|||||||
|
|
|
|
|
|
во-вторых, напряжения тече |
||||||||||
|
|
|
|
|
|
ния |
в сплавах |
M g — L i |
в |
широ |
||||||
|
|
|
|
|
|
кой |
области |
|
концентрации |
Lr |
||||||
|
|
|
|
|
|
описываются |
|
соотношением, |
||||||||
|
|
|
|
|
|
справедливым |
для |
^механизма |
||||||||
|
|
|
|
|
|
Флейшера: |
T G ~ |
У |
с. |
|
|
|
||||
|
|
|
|
|
|
|
Изменение |
|
а т е р м ич ее ко й |
|||||||
|
|
|
|
|
|
компоненты |
напряжений |
|
при |
|||||||
|
|
|
|
|
|
легировании |
цинка |
алюмини |
||||||||
|
|
|
|
|
|
ем, по мнению Адамса и др. |
||||||||||
|
|
|
|
|
|
[159]'' |
является |
|
результатом |
|||||||
|
|
|
|
|
|
увеличения |
плотности |
небазис |
||||||||
Рис. |
4.11. Возможные |
схемы измене |
ных дислокаций и роста вкла |
|||||||||||||
да |
дальнодействуюших |
напря |
||||||||||||||
ния |
температурной |
зависимости |
кри |
жений |
(по |
механизму |
|
Базнн- |
||||||||
тических напряжении |
сдвига при |
ле |
|
|||||||||||||
|
|
гировании |
[ 7 6 ] : |
|
ского |
— |
Фриделя |
— |
Саада). |
|||||||
|
1— |
м е т а л л : |
2 — сплав . |
|
Последний вывод нуждается в |
|||||||||||
|
|
|
|
|
|
дополнительной |
проверке. |
|
||||||||
|
4.8.4. |
М е х а н и з м ы упрочнения |
в термической |
области. |
Воз |
можные виды температурной зависимости критических напря жений сдвига для чистого металла 'и сплавов схематически
изображены |
на |
рис. 4.11. Рис. 4.11, а соответствует |
однородному |
|||||
увеличению |
т , ф |
с температурой, |
рис. 4.11,6 — увеличению плот |
|||||
ности |
только |
короткодействующих |
препятствий |
(т . е. |
X * ) , |
|||
рис. |
4.11,в — увеличению энергии |
активации |
(«высоты». |
пре |
||||
пятствий), |
что |
сопровождается |
изменением |
температуры |
Т0 |
|||
(Н0~а1гТ0). |
|
|
|
|
|
|
|
Экспериментальные |
данные |
для |
сплавов |
M g |
— Zn |
(см. |
|
рис. 4.9) согласуются со схемой |
4.11,6 |
при |
r Z n < 0 , 0 |
2 5 ат.% и |
|||
со схемой 4.11, а при |
cz n >0,025 |
ат.%. При |
этом |
с ростом |
кон |
центрации Zn значение т* увеличивается сильнее, чем хс- Таким образом, легирование M g сопровождается усилением как дальнодействующего взаимодействия, так и взаимодействия на близ ких расстояниях.
Из перечисленных в п. 2.5 механизмов, контролирующих термически активированный процесс, механизм Сузуки исклю чается, так как т * ~ Ус, а не с . Механизм Пайерлса — Набарро
связан обычно с небольшим активационным объемом ( ~ 1 0 |
Ь3), |
|||
тогда как экспериментально измеренные значения |
V для спла |
|||
вов M g — Zn оказываются на порядок выше [76]. |
|
|
|
|
Анализ экспериментальных |
данных, полученных |
для |
сплавов |
|
M g — Zn, показывает, что при |
увеличении содержания |
Zn з |
M g |
механизм, контролирующий пластическую деформацию, ме няется [76]. При czn<0,025 ат.% основную роль играет обна руженное опытным путем увеличение плотности дислокаций леса (т. е. механизм пересечения дислокаций леса), а при c Z n > >0,025 ат.% — механизм трения, связанный с взаимодействием дислокаций с примесными атомами, по Фриделю1 [12] (см. п. 2.5.3). Последнее, по-видимому, относится и к упрочнению
сплавов M g — I n |
и M g — T h [65, 167, с. 276]. |
|
|
4.9. Характеристики призматического скольжения |
|||
\Ug, |
Zn, Cd) |
|
|
При |
анализе |
призматического скольжения |
металлов с |
г. п. у.-структурой |
их необходимо разделить на две |
подгруппы: |
1) металлы, у которых этот вид скольжения является вторич
ным |
(Be, M g , Zn, Cd |
и др., см. табл. 4.4); 2) |
металлы, |
у |
кото |
рых |
призматическое |
скольжение является |
основным |
|
видом |
деформации (Zr, Ті и др., см. табл. 4.4). Характер и механизм призматического скольжения этих двух групп металлов раз личен. Из металлов первой подгруппы призматическое сколь жение лучше всего изучено в Be, M g и их сплавах.
4.9.1. Критические напряжения сдвига. Наиболее характер ная особенность призматического скольжения в металлах пер вой подгруппы — сильная температурная зависимость критиче ских напряжений сдвига. При низких температурах, т. е. в области термической активации, призматическое скольжение в чистом виде удается наблюдать лишь при условии исклю чения легкого базисного скольжения (когда базисная плоскость строго параллельна оси деформации). В этих условиях воз можно также пирамидальное скольжение. Поэтому во многих
1 В отличие от соотношения (2.49) Т изменяется |
с концентрацией приме |
си нелинейно. Это можно объяснить конкуренцией |
механизмов пересечения |
(см. п. 2.4.1) и Фриделя (см. п. 2.5.3.) [76]. |
|
работах при - анализе .результатов эти виды деформации не разделяют, характеризуя их как «небазпсное» скольжение.
Экспериментальные данные о небазисном, скольжении в M g противоречивы. Измеренные в работах [56,. 57] значения крити ческих напряжении оказались значительно выше, чем в работе [58]. Вместе с тем все авторы сходятся в мнении, что небазис ному скольжению в M g свойственна сильная термическая акти вация и что при высоких температурах линии скольжения имеют извилистый характер. Макроскопический предел текучести ра
вен 10 кГ/мм2 при 77° К (по |
сравнению |
с |
0,1 кГ/мм2 |
для |
базис |
||||||
ного |
скольжения при |
этой |
температуре). |
Поэтому |
достаточно |
||||||
отклонения |
плоскости |
базиса от |
оси деформации на 15' для |
||||||||
того, |
чтобы |
началось |
базисное |
скольжение. В |
работах |
[56, 57, |
|||||
76] использовались кристаллы с |
углом |
отклонения |
плоскости |
||||||||
базиса от оси деформации не менее |
1°. Поэтому при их дефор |
||||||||||
мации одновременно |
происходило |
базисное, |
пирамидальное, |
||||||||
призматическое скольжение и двойникование. |
|
|
|
||||||||
По.данным Рид-Хилла и Робертсона |
[56], основанным |
на ана |
|||||||||
лизе |
деформационного |
рельефа, |
призматическое скольжение в |
||||||||
M g |
усиливается с ростом температуры. При |
77° К |
оно |
очень |
слабое. Наряду.с базисным происходит пирамидальное сколь жение в системе {1123} < П 2 2 > . В области температур от 77°К до комнатной пирамидальное скольжение в этой системе посте пенно ослабевает и сменяется скольжением типа {1011}< 1120>. При дальнейшем. росте температуры усиливается призматиче ское скольжение.
Температурная зависимость критических напряжений сдвига кристаллов M g , ориентированных для призматического скольже ния, построена в работе [57]. Иосинага и Ориюси [58] показали, что в области температур 288—723° К линии небазисного сколь жения соответствуют в основном сдвигу по призматическим плоскостям; в меньшей степени в этих условиях развито сколь жение типа'{ЮН} < 1 1 2 0 > .
В Zn и Cd призматическое скольжение из-за высоких крити ческих напряжений наблюдается лишь при повышенных темпе
ратурах (более 550 и 420°К соответственно). Скорость |
деформа |
|||||
ции Zn, Cd и сплава |
Zn—•0,1'ат.%' Cd описывается следующими |
|||||
выражениями [21, 30]: |
|
|
|
|
|
|
для Zn (99,999%) |
приT = 525-f-630° К |
|
|
|
||
є = |
7,4- l O - 1 |
3 T 3 e - 3 8 0 0 ° / R 7 |
' |
сек-1 ; |
(4.31) |
|
для Cd при Т = 4304-550° К |
|
|
|
|
||
ё = 1 , 2 . 1 0 - п ' 5 |
т 2 ' 7 5 е - 2 9 ' 2 |
0 0 |
^ |
ш с - 1 ; |
(4.32) |
|
для сплава Zn — 0 , 1 ат.% |
Cd при 7 = 580^665° К |
|
||||
е = 1,5- 1 0 - V ' 6 e - 4 6 0 0 0 |
/ R |
T |
сек-- . |
(4.33) |
Здесь т имеет размерность [дин/см2]. Энергия активации не за висит от напряжения. Упрочнение при скольжении очень мало. Эти факты свидетельствуют о дислокационно-диффузионном ха рактере течения в указанных интервалах температур.
4.9.2. Влияние легирования на характеристики призмати ческого скольжения. Влияние легирования изучено главным об-
0 100 200 300 • 400 У"
Рис. 4.12. Температурная зависимость критических на пряжений сдвига для призматического скольжения в монокристаллах системы M g — Z n [76] .
разом в сплавах M g с L i [1, 57, 58, 77, 168], Zn и А1 [76]. Наибо лее интересный эффект влияния примесей на призматическое скольжение M g заключается в уменьшении критических напря жений сдвига легированных кристаллов. Разупрочнение особен но велико при низких температурах (рис. 4.12) [76]. Следствием такого разупрочнения является заметное увеличение пластично сти некоторых сплавов по сравнению с чистым M g .
Отличительная |
особенность призматического скольжения |
в |
||
M g — отсутствие |
четкого |
перехода к атермическому |
участку |
на |
кривой т(7") (рис. 4.13). |
Это несколько затрудняет |
анализ ме |
ханизма деформации. По-видимому, такой характер зависимо
сти т(Г) обусловлен поперечным скольжением. |
Из рис. 4.12 и |
4.13 следует, что в сплавах M g — L i и M g — Z n xG |
увеличивается, |
а т* уменьшается с ростом концентрации примесей. Легирова
ние литием сопровождается также снижением |
Го. При низких |
|||||
температурах и |
малых концентрациях Zn напряжения |
сдвига |
||||
меняются |
мало, |
но при |
высоких — даже слабое |
изменение |
кон |
|
центрации |
Zn приводит |
к заметному росту т с |
(см. |
рис. |
4.9). |
На рис. 4.14 приведена температурная зависимость активационного объема для сплавов M g — Z n . В области температур 100—200° К активационный объем мал и слабо зависит от кон-
центрации Zn и от температуры. При 7" > 200° К он быстро воз растает.
4.9.3. Механизм призматического скольжения. Призматиче ское скольжение рассматриваемой группы металлов контроли руется механизмом с сильной термической активацией. Суще ствует две точки зрения относительно природы призматического
О 100 200 300 400 5В0 60V Т°К
Рис. 4.13. Температурная зависимость критиче ских напряжений сдвига в сплавах M g — L i [76].
скольжения: механизм Дорна |
и др. [ 1 , 169], основанный на мо |
дели преодоления барьеров |
Пайерлса—Набарро; механизмы |
Фриделя [170], Шоттки и др. [136], Эскайга [171] и Ренье [123], основанные на модели поперечного скольжения дислокаций а, диссоциированных в базисной либо в базисной и призматиче ской плоскостях.
4.9. За. М е х а н и з м Д о р н а . Дорн с сотрудниками счита ют, что в области термической активации призматическое сколь
жение |
в M g контролируется |
механизмом |
Пайерлса — Набарро |
||
при температурах Г < |
4 5 |
0 ° К |
и механизмом |
поперечного сколь |
|
жения |
при Т>450° К. |
В |
соответствии с этими представлениями |
скорость деформации при низких температурах определяется процессом образования парных перегибов на единице длины дислокации:
е |
= pabv0 |
J L <г"п-н1*г |
, |
(4.34) |
где а — расстояние |
между |
минимумами |
кривых |
Пайерлса |
(см. рис. 2.4,а). Согласно теории, активационный объем очень
мал (<--ЗЬ3 ) |
при низких |
температурах |
и составляет несколько |
||
v, в'г |
і |
1 |
г ~ ~ 1 |
1 |
1 — Г Т Т — I |
600
500
|
і |
і |
і |
і |
|
1 |
1 |
1 |
1 |
|
100 |
ZOO |
|
|
S00 |
|
400 т'к |
||
Рис. |
4.14. |
Те.мпературиая |
|
зависимость |
|
активацион |
|||
ного |
объема, измеренного |
|
при |
т = Т ( 1 0 г 0 ) , |
в сплавах |
||||
|
|
|
M g — Z n |
[ 7 6 ] . |
|
|
|
||
десятков b3 при Tq. |
Кроме |
того, |
|
он |
сильно |
зависит |
от напря |
||
жений т*. |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Дорн и его |
сотрудники |
[1, 77, 172] считают, что |
существует |
удовлетворительное соответствие между этой моделью и экспе риментальными результатами, относящимися к призматическому скольжению в сплавах системы M g — L i (с повышенным содер жанием L i ) и в соединении Ag2Li. Уменьшение величины т* при легировании магния литием авторы объясняют снижением на пряжений Пайерлса — Набарро.
Однако имеется несколько фактов, противоречащих таким представлениям. Легирование магния литием приводит к умень шению периодов решетки сплава, что должно сопровождаться увеличением силы Пайерлса — Набарро. Практически же т* при легировании не увеличивается, а уменьшается. Если деформа ция контролируется силами Пайерлса — Набарро, то упрочне-
ниє не должно зависеть от температуры [12]. Фактически в спла вах M g — L i эта зависимость оказывается значительной.
С целью устранить эти противоречия Дорн [173] модифициро вал теорию и предложил новую модель скольжения, названную «механизмом псевдо-Пайерлса». Эта модель — промежуточная между механизмами Пайерлса — Набарро и Фриделя. Учтя ве личину энергии ядра винтовой дислокации, Дорн пришел к вы воду о возрастании энергии дефектов упаковки при легировании
магния |
литием. В рамках этих представлений увеличение y в |
|
сплавах |
M g — L i — результат уменьшения концентрации |
свобод |
ных электронов на атом. |
|
|
Следует отметить, что модифицированная теория Дорна так |
||
же имеет ограниченную общность. В сплавах M g — Z n |
концент |
рация электронов не меняется, а в сплавах Mg — АГ она даже
возрастает |
в результате легирования [76]. Между тем величина |
т (юТо) э т н х |
сплавов оказывается более низкой, чем у чистого M g . |
Согласно некоторым воззрениям [76, 145], образование пар ных перегибов на дислокации облегчается присутствием неболь ших количеств растворенных атомов в результате нарушения
периодичности |
барьеров |
Пайерлса — Набарро |
или |
в |
конечном |
счете за счет снижения |
нх эффективной высоты. В |
соответствии |
|||
с этими представлениями легирование всегда должно |
приводить |
||||
к снижению напряжений Пайерлса — Набарро, |
что |
в общем |
|||
случае неверно. |
|
|
|
|
|
4. 9. 36. М е х а н и з м ы, о с н о в а н н ы е па |
п о п е р е ч и о м |
||||
с к о л ь ж е н ии |
д и с с о ц и и р о в а н н ы х |
д и с л о к а ц и й. |
Существует несколько моделей поперечного скольжения дисло
каций, объясняющих процессы скольжения |
в призматической |
||
(1010) и пирамидальной (1011) плоскостях |
металлов |
с г.п.у.- |
|
структурой, а также скольжение типа |
( 1 1 1 ) < 1 1 0 > в |
металлах |
|
с г.ц.к.-структурой. Обычно расчеты по |
этим |
моделям |
приводят |
к завышенным значениям напряжений сдвига при низких тем пературах. Действительно, в этом случае тепловое возбуждение, необходимое для образования стяжек на диссоциированной дис локации, мало. Если составляющая силы вдоль плоскости ба зиса при этом также близка к нулю, то скольжение по призма тической или пирамидальной плоскости при низкой температуре вообще становится невозможным. В этом состоит одна из труд ностей такого подхода. Ее, однако', можно преодолеть, предпо
ложив, что стяжки |
заранее имеются на дислокационных |
по |
рогах. |
|
|
4. 9. Зв. М о д е л ь |
Ф р и д е л я [170, 174]. Под действием |
при |
ложенного напряжения дислокация, диссоциированная в плоско сти базиса, стягивается на небольшом участке и затем откло
няется |
в призматическую (1010) или |
другую плоскость зоны |
[1120] |
(см. рис. 2.4,г). В дальнейшем |
длина рекомбинированной |
дислокации, претерпевшей поперечное скольжение, растет. Ско рость деформации в этом случае описывается уравнением (2.38).
Дорн с сотр. [1, 57] использовали эту модель для описания призматического скольжения в M g и сплавах M g — L i при тем пературах Г>720°К . Наклон прямой, построенной в координа тах 1/т* T=f(\jT) по экспериментальным данным, равен 16Х Х10~8 см2/дин. В соответствии с уравнением (2.38) можно записать
|
|
ЬНс/2 (2ГЯ^)' / г |
= 1 6 - 1 0 — 8 слг/дин. |
|
(4.35) |
|||||
Из уравнения |
(2.39) следует, |
что |
|
|
|
|
|
|
||
|
|
(Н%Т)4"- = (^7т*2 Ь/23 / =) |
- ( т = № / 2 ' / 2 ) . |
(4.36) |
||||||
Решая |
совместно уравнения |
(4.35) |
и |
(4.36) |
и |
учитывая |
экспе |
|||
риментально |
измеренные |
значения |
т*, |
Т, |
р |
и |
Г = G&2 /2 = 7,35X |
|||
Х І 0 - 5 |
эрг/см, |
получаем |
HR |
= 5,40 - Ю - 8 |
эрг/см |
и # с = 1 ' , 5 2 х |
||||
Х Ю - 1 2 |
эрг. |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
На |
основании оцененных |
таким |
образом значений HR |
и Нс |
можно |
определить |
ширину дефекта упаковки в базисной пло |
|||
скости. |
Для |
этого |
следует |
воспользоваться уравнением (2.27) |
|
для # с |
либо |
соотношением |
|
|
|
|
|
|
Нп |
1 |
/ d \ |
для энергии рекомбинации. Соответствующие расчеты показы
вают, что d = 3b |
(по HR) |
и |
7Ь (по Нс) |
[1]. |
Эти |
значения |
не |
|
сколько выше величины |
d = 2b, |
рассчитанной |
из данных о пере |
|||||
сечении дислокаций при базисном скольжении |
в M g (см. п. 4.5). |
|||||||
Что касается |
результатов |
|
Гилмана |
[21, 30] |
относительно |
|||
призматического |
скольжения |
в |
Zn, Cd |
и сплаве |
Z n — 0 , 1 % |
Cd, |
то энергия активации этого процесса не зависит от т [см. урав нения (4.31—(4.33)]. Удовлетворительного объяснения этого факта в рамках теории Фриделя нет [1]. Механизм переполза ния, предложенный Виртманом, также неприемлем, поскольку энергия активации процесса значительно выше энергии само диффузии и, кроме того, она увеличивается при легировании цинка кадмием.
Эскайг [171, 175] предложил модифицированную модель по перечного скольжения, объясняющую результаты опытов Гил мана.
4.9.3г. М е х а н и з м Р е н ь е и Д ю п у и [123, 124]. В п. 2.8 описан механизм призматического скольжения Ренье и Дюпуи, основанный на предположении о диссоциации дислокации а в призматической плоскости. В соответствии с механизмом Ренье и Дюпуи поперечное скольжение винтовых дислокаций из приз матической плоскости в базисную активируется легче', чем об
ратный процесс. Это справедливо лишь при условии |
сохранения |
За к. 54 |
209 |
і л |
|