- •от ХХ УУУУ 20007 г. МГУП
- •Учебник подготовлен в рамках Инновационной образовательной программы
- •ISBN 978-5-7262-0821-3
- •ISBN 978-5-7262-0822-0 (т.1)
- •Глава 1. ФИЗИЧЕСКАЯ КРИСТАЛЛОГРАФИЯ
- •Предисловие к тому 1
- •Глава 1. ФИЗИЧЕСКАЯ КРИСТАЛЛОГРАФИЯ
- •1.1. Кристаллическое состояние
- •1.1.3. Решетка и структура кристаллов
- •1.2. Основы кристаллографии
- •1.2.1. Кристаллографические проекции
- •1.2.2. Пространственная решетка
- •1.2.3. Кристаллографические символы
- •1.2.4. Обратная решетка
- •1.2.5. Матрица ортогонального преобразования
- •1.2.6. Преобразование индексов направлений
- •1.3. Симметрия кристаллов
- •1.3.1. Поворотные оси симметрии
- •1.3.2. Инверсионные оси
- •1.3.3. Зеркально-поворотные оси
- •1.3.4. Элементы теории групп
- •1.3.5. Точечные группы симметрии
- •Бравэ
- •Бравэ
- •Распределение ячеек Бравэ по сингониям показано в табл. 1.4.
- •1.3.6. Пространственные группы
- •1.3.7. Предельные группы симметрии
- •1.4. Структура кристаллов
- •1.4.1. Плотнейшие упаковки в структурах
- •1.4.3. Структурные типы соединений типа АВ
- •1.4.4. Структурные типы соединений типа АВ2
- •1.4.5. Структурные типы соединений типа АmВnCk
- •1.4.7. Структура фуллеренов, фуллеритов
- •1.4.8. Структура поверхности
- •1.5. Физические свойства кристаллов
- •1.5.1. Принцип симметрии в кристаллофизике
- •1.5.4. Упругие свойства кристаллов
- •1.6. Кристаллография пластической деформации
- •1.6.1. Геометрия пластической деформации
- •1.6.2. Кристаллографическая текстура
- •1.7. Кристаллография границ зерен
- •1.7.1. Малоугловые границы
- •1.7.2. Высокоугловые границы
- •1.8. Кристаллография мартенситных превращений
- •1.8.1. Морфология мартенситных превращений
- •1.8.2. Кристаллография мартенситных превращений
- •Контрольные вопросы, задачи и упражнения
- •Глава 2. ДЕФЕКТЫ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ
- •2.1. Точечные дефекты
- •2.1.1. Вакансии и межузельные атомы
- •2.1.2. Энергия образования точечных дефектов
- •Контрольные вопросы
- •Список использованной литературы
- •Глава 3. ФИЗИКА ТВЕРДОГО ТЕЛА
- •3.1. Строение атомов и межатомные взаимодействия
- •3.1.1. Классификация конденсированных систем
- •3.1.4. Энергия связи кристаллов
- •3.1.5. Типы связи в твердых телах
- •Металлическая связь. В отличие от ковалентной связи, которая образуется между двумя соседними атомами в результате коллективизации двух валентных электронов, металлическая связь появляется вследствие коллективизации всех валентных электронов. Эти электроны не локализуются у отдельных атомов, а принадлежат всему коллективу атомов. Поэтому они называются свободными электронами, перемещающимися по всему объему металла и в каждый момент времени равномерно распределенными в нем. Классическим подтверждением наличия таких свободных электронов в металлах является опыт Мандельштама и Папалекси, когда при резкой остановке вращающейся катушки, сделанной из металлической проволоки, в ней возникал электрический ток. Ярким подтверждением этому являются высокие электро- и теплопроводность металлов.
- •Ионная связь. Атомы, стоящие в периодической системе Д. И. Менделеева рядом с инертными газами, обладают склонностью принимать их конфигурацию либо путем отдачи, либо путем принятия электронов. У атомов щелочных металлов, стоящих непосредственно за инертными газами, валентный электрон слабо связан с ядром, так как движется вне заполненного слоя. Поэтому этот электрон может быть легко удален от атома. У галоидов, стоящих непосредственно перед инертными газами, недостает одного электрона для заполнения устойчивого слоя благородного газа. Поэтому галоиды обладают высоким сродством к дополнительному электрону.
- •Изоморфизм и морфотропия. Рассмотрим несколько ионных соединений щелочных металлов с галоидом бромом: LiBr, NaBr, KBr, RbBr и CsBr. Первые четыре соединения имеют решетку типа NaCl, а пятое соединение CsBr кристаллизуется в решетке типа CsCl.
- •3.2. Основы электронной теории кристаллов
- •3.2.1. Квантовая теория свободных электронов
- •3.2.2. Зонная теория металлов
- •3.3. Теория фаз в сплавах
- •3.3.1. Классификация фаз в сплавах
- •3.3.2. Твердые растворы
- •3.3.3. Промежуточные фазы
- •1B3.4. Диффузия и кинетика фазовых превращений
- •2Bв металлах и сплавах
- •4B3.4.1. Линейные феноменологические законы
- •5B3.4.2. Макроскопическое описание явления диффузии
- •6B3.4.3. Атомная теория диффузии в металлах
- •9B3.4.5. Диффузия и фазовые превращения в металлах
- •10Bи сплавах
- •3B3.5. Электрические свойства твердых тел
- •11B3.5.1. Основы электронной теории электропроводности
- •14B3.5.3. Эффект Холла
- •15B3.5.4. Связь электросопротивления со строением сплавов
- •20B3.5.7. Сверхпроводимость
- •3.6. Магнитные свойства твердых тел
- •3.6.1. Основные определения. Классификация веществ по магнитным свойствам
- •3.6.2. Магнитные свойства свободных атомов
- •3.6.3. Физическая природа диамагнетизма
- •3.6.4. Физическая природа парамагнетизма
- •3.6.5. Магнитная восприимчивость слабых магнетиков
- •3.6.6. Основы теории магнитного упорядочения
- •3.6.7. Доменная структура ферромагнетиков
- •3.6.8. Магнитные свойства ферромагнетиков
- •3.6.9. Антиферромагнетики и ферримагнетики
- •3.7. Тепловые свойства твердых тел
- •3.7.2. Теплоемкость кристаллических твердых тел
- •3.7.3. Теплопроводность твердых тел
- •3.7.4. Термическое расширение твердых тел
- •3.8. Упругие свойства твердых тел
- •3.8.1. Основные характеристики упругости
- •3.8.2. Упругость чистых металлов и сплавов
- •3.8.3. Ферромагнитная аномалия упругости
- •3.8.5. Внутреннее трение
- •Контрольные вопросы
- •Список использованной литературы
около 18.10-6 К-1. Другая характерная особенность сплавов с содержанием (34−45) % Ni − отрицательное значение коэффициента линейного расширения в интервале температур ниже 30 К.
Инварной аномалией обладают также ферромагнитные сплавы
Fe−Pt, Fe−Pd, Ni−Al, Ni−Pt; антиферромагнитные Fe−Mn, Cr−Co;
некоторые ферромагнитные соединения со структурой фаз Лавеса: ZrZn2, ZrFe2 и некоторые другие сплавы и соединения переходных металлов.
3.8.Упругие свойства твердых тел
3.8.1.Основные характеристики упругости
Важнейшие положения теории упругости широко используются для проведения расчетов при конструировании машин и агрегатов. Для практических целей необходимо знать константы упругости, характеризующие тот или иной материал. Эти константы связывают механические напряжения с величиной упругой деформации (см. п. 1.5.4). Наряду с этим точное измерение этих материальных констант позволяет физику и материаловеду судить о межатомном взаимодействии и о фазовых превращениях вещества. Упругость, так же как и другие физические свойства, может быть использована для исследования металлов и сплавов и решения задач металловедения.
Основными величинами, характеризующими упругость, являются:
Е – модуль нормальной упругости (модуль Юнга); G – модуль сдвига;
D – модуль всестороннего сжатия (или объемной упругости); ν – коэффициент Пуассона.
Модули Е, G и D имеют размерность напряжения, ν – безразмерный коэффициент.
Эти четыре величины связаны между собой двумя соотношениями:
606
G = |
E |
; |
D = |
|
E |
|
. |
(3.216) |
|
2(ν +1) |
3(1 |
− |
2ν) |
||||||
|
|
|
|
|
Упругость твердого тела определяется силами взаимодействия между соседними атомами в кристаллической решетке и соответственно электронными конфигурациями, влияющими на эти силы. Поэтому модули нормальной упругости Е и сдвига G являются анизотропными характеристиками, зависящими от направления в кристалле. В поликристаллическом теле, состоящем из большого числа беспорядочно ориентированных зерен, модули упругости не зависят от направления, и их величина может быть рассчитана путем усреднения упругих свойств монокристалла.
Для изотропных материалов при одноосном растяжении призматического тонкого стержня в направлении x под напряжением σx относительная деформация εx в упругой области подчиняется закону
Гука: |
|
σx = Eεx . |
(3.217) |
Это растяжение сопровождается поперечным сужением стержня в ортогональных направлениях y и z, величина которых по определению коэффициента Пуассона εy = εz = −νεx . Нетрудно показать,
что при одноосном растяжении относительное увеличение объема
VV = (εx + εy + εz ) = (1− 2ν)εx .
0
Таким образом, если при таком растяжении объем тела не изменяется, то ν = 0,5. В действительности же для твердых тел всегда ν < 0,5. Для большинства чистых металлов и сплавов величина коэффициента Пуассона составляет ν = 0,25÷0,35. Наименьшее ν найдено у Be (0,0039), наибольшее – у Pb (0,44) и In (0,46). Ввиду близости значений коэффициента Пуассона у металлов отношение модуля сдвига к модулю нормальной упругости для большинства металлов должно быть близким. Из экспериментальных данных следует, что G/Е ≈ 3/8.
Согласно эмпирическому уравнению Портевена модуль нормальной упругости связан с температурой плавления металла Tпл:
607
E = cT a |
/V b , |
(3.218) |
пл |
|
|
где V – удельный объем; с, a, и b – константы, причем a ≈ 1 и b ≈ 1. Эта прямая зависимость Е от Tпл обусловлена тем, что обе эти величины характеризуют силу междуатомной связи. Заметим, что уравнение Портевена удовлетворительно выполняется только в ря-
ду металлов с идентичными кристаллическими решетками. Средняя энергия межатомного взаимодействия уменьшается с
повышением температуры, поэтому модули упругости также уменьшаются с температурой. Дифференцирование уравнения
(3.218) по Т приводит к тому, что термический коэффициент модуля нормальной упругости e = (dE / dT ) 1/T пропорционален ко-
эффициенту объемного теплового расширения β, который для изотропных тел равен утроенному коэффициенту линейного расширения 3α. Отношение α/e ≈ 0,04.
Поскольку коэффициент расширения α изменяется с температурой так же, как и теплоемкость СV, то изменение модуля упругости с температурой описывается следующими закономерностями:
Е= Е0(1 – eT). |
(3.219) |
где e ~ (T / θD )3 при T / θD <<1; e ≈ const при T / θD ≥1.
В области температур близких к температуре плавления Tпл наблюдается отклонение температурной зависимости Е(T) от линейной из-за образования в металле равновесных вакансий.
Уменьшение модуля упругости при нагревании металлов от низких температур до плавления составляет 20–30 %.
Термические коэффициенты модулей упругости Е и G монокристаллов зависят от кристаллографического направления: они максимальны в направлениях, соответствующих минимуму модулей упругости и, напротив, минимальны в направлениях, где модули упругости достигают максимума.
Поскольку модуль упругости характеризует силу межатомной связи, то он непосредственно связан с характеристической температурой Дебая (3.180):
|
|
|
h |
3NA 1/ 2 |
1/ 2 |
υ , |
|
|
θ |
D |
= |
|
|
|
ρ |
(3.220) |
|
|
||||||||
|
|
k |
4πA |
|
зв |
|
||
|
|
|
|
|
|
|||
|
|
|
|
|
608 |
|
|
|
где NА – число Авогадро; А – атомная масса; ρ – плотность; υзв –
средняя скорость распространения колебаний; h и k – постоянные Планка и Больцмана.
Упругость входит в формулу (3.220) посредством средней скорости звука υзв – скорости распространения колебаний в твердом теле, зависящей от модулей упругости:
3 = 1 + 2 , (3.221)
υзв3 υl3 υτ3
где υl и υτ – скорости распространения продольных и крутильных
колебаний. Каждая из этих величин связана с соответствующим модулем упругости:
υ = |
E |
и υ = G . |
(3.222) |
|
|
||||
l |
ρ |
τ |
ρ |
|
|
|
|
На взаимосвязи модулей упругости со скоростью распространения упругих волн в твердом теле основан целый ряд экспериментальных методик определения упругих характеристик материалов, получивших название динамических. Эти методики обладают заметно большей точностью по сравнению со статическими, основанными на измерении деформации и напряжения (ε = σ/Е).
Динамические методы подразделяются на две группы: импульсные, основанные измерении времени прохождения импульса деформации через образец, и резонансные, в которых в образцах возбуждают продольные или поперечные колебания и измеряют собственные частоты колебаний. Импульсы деформации, а также колебания в образце могут возбуждаться и регистрироваться с помощью электромагнитных, электростатических, пьезоэлектрических или магнитострикционных систем. Динамические испытания можно производить при очень малых деформациях, что очень важно для мягких металлов и сплавов, у которых упругая деформация уступает место пластической при сравнительно малых напряжениях.
Рассмотрим резонансный метод определения модуля нормальной упругости в стержневых образцах длиной l и плотностью ρ. Скорость распространения звука, являющаяся скоростью рас-
609
пространения упругих колебаний в металлах, очень велика. В свинце она составляет 1320, в меди – 3660, железе – 5000 м/сек. Такая высокая скорость звука позволяет проводить исследования при звуковых и ультразвуковых частотах.
Колебания, генерируемые звуковым генератором, подаются на преобразователь, который возбуждает продольные колебания в стержне из исследуемого материала, закрепленном посередине. Амплитуда возбужденных колебаний измеряется датчиком на противоположном конце стержня. При совпадении частоты генератора с частотой собственных колебаний образца наблюдается резкое увеличение амплитуды сигнала, поступающего с датчика, которое свидетельствует о наступлении резонанса.
Поскольку узел колебаний находится в середине образца (в точке закрепления), а пучности на концах, то при резонансе на длине стержня L должно укладываться нечетное число полуволн длиной λ/2 (рис. 3.138).
Запишем условие резонанса: L = (2n + 1)λ/2, где n = 0, 1, 2, 3,...
Наиболее сильный резонанс наблюдается при n = 0 . Тогда L = λ/2.
Рис. 3.138. Распределение амплитуды колебаний по длине образца при первом и втором резонансном пике
Поскольку длина волны λ связана со скоростью звука в образце
υ |
и частотой колебаний ν как |
λ = υ |
/ ν , а |
υ = |
E |
, оконча- |
|
||||||
зв |
|
зв |
|
зв |
ρ |
|
|
|
|
|
|
|
тельно получим выражение для расчета значения модуля упругости:
610