лекции_1 / Лекция 2_Структура твердого тела

Это обусловлено тем, что деформация кристалла происходит не путем одновременного смещения целых атомных плоскостей с разрывом всех межатомных связей, а в результате постепенного перемещения дислокаций, когда разрыв и восстановление связей происходит одновременно лишь у небольшого количества пар атомов. Влияние дислокаций на процесс пластической деформации на примере краевых дислокаций показано на рис. 2.8. 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 лишь на одно межатомное расстояние. В результате перемещения дислокация выходит на поверхность кристалла и исчезает. На поверхности остается ступенька скольжения.

Таким образом, причиной низкой прочности реальных металлов является наличие в структуре материала дислокаций и других несовершенств кристаллического строения. Получение бездислокационных кристаллов приводит к резкому повышению прочности материалов (рис. 2.9), которая близка к теоретической. При ограниченной плотности дислокаций и других дефектов в кристаллической решетке процесс сдвига происходит тем легче, чем больше дислокаций находится в объеме металла.

К поверхностным дефектам в кристаллах относятся внутренние границы, которые разделяют зерна, образованные в процессе кристаллизации твердого тела из расплава (рис. 2.6). Такое твердое тело называют поликристаллическим.

Границы являются основным дефектом в металлах. На границах между зернами атомы не имеют правильного расположения. Существует переходная область шириной несколько атомных диаметров, в которой решетка одного зерна переходит в решетку другого зерна с иной ориентацией. Строение переходного слоя (границы) способствует скоплению в нем дислокаций, так как при переходе через границу плоскость скольжения не сохраняется неизменной. Нарушение правильности расположения атомов способствует тому, что на границах зерен повышена концентрация тех примесей, которые

В зависимости от того, какой материал и какое воздействие на него оказывает окружающая среда, расположение дислокаций будет различным. Если металл мало деформирован, то местом скопления дислокаций являются плоскости скольжения. Если же металлы подвергаются сильной деформации, то дислокации образуют ячеистые субструктуры, у которых плотные дислокационные границы (стенки) чередуются со слабо заполненным дислокациями пространством. К таким субструкурам относятся следующие: ячеистые разориентированная и неразориентированная, ячеисто-сетчатые разориентированная и неразориентированная, блочная, фрагментированная и субзеренная.

Субструктуры различаются строением границ, которые могут состоять из одного или нескольких слоев дислокаций, из равного или неравного числа дислокаций разных знаков или только из дислокаций одного знака.

Объемные дефекты – нарушения структуры, представляющие собой поры, включения группировок частиц другой фазы, кристаллические и жидкие включения, трещины и т.п. Поры и трещины крайне нежелательны для материала, поскольку изменяют практически все его физические свойства, причем наиболее значительно ухудшают прочность и пластичность изделий. Объяснить зарождение трещин и пор на атомном уровне можно на основе представлений о пластической деформации, вызванной движением дислокаций. Микропоры могут также образоваться путем формирования локальных скоплений вакансий с последующей конденсацией их в поры. Вакансионному пересыщению кристаллической решетки способствуют большая пластическая деформация, радиационное облучение, закалка и т. п.

Следует отметить, что образование дефектов – это реакция кристаллов на внешние воздействия. Чтобы скомпенсировать это влияние, сохраняя свое физическое и термодинамическое состояние, кристалл усложняет свою структуру, что при определенных уровнях воздействия оказывается более выгодным, чем полное разрушение связей или аморфизация вещества.

Особенности формирования дислокационной структуры. На рис. 2.9 показана зависимость прочности от плотности дефектов ρ. Сначала рост числа дефектов (дислокаций) приводит к падению прочности. После достижения минимума прочность нарастает. В этом случае проявляется взаимодействие дислокаций друг с другом и другими дефектами, приводящее к затормаживанию движения дислокаций. Поэтому существуют два способа упрочнения материалов: снижение числа дефектов, тогда прочность стремится к теоретической, либо увеличение плотности дефектов. Оба пути реализованы в промышленности. В строго контролируемых условиях получают высокопрочные волокна (например, из бора), близкие по строению к бездефектным монокристаллам. На основе этих волокон изготавливают металло-композиционные материалы с огромной прочностью на разрыв. Из таких легких и прочных материалов начато изготовление кузовов гоночных автомобилей. Другим примером получения изделий из металлов, содержащих наименьшее число дефектов, является технология изготовления лопаток турбин турбореактивных двигателей. В настоящее время лопатку выращивают как монокристалл в специальных формах при строго контролируемых условиях (рис. 2.11).

Рис. 2.11.

соответствует предельно возможному деформированному состоянию. Кроме того, структура фрагментированного слоя характеризуется наличием сильных азимутальных разориентировок, которые достигают нескольких десятков градусов. Представляется необходимым изучение механизмов формирования такой структуры, поскольку оно должно способствовать пониманию триботехнических свойств материала в целом.

Формирование фрагментированной структуры с размером составляющих порядка 0.01-0.1 мкм характерно для всех видов пластической деформации, будь то деформация поверхностных слоев при трении, прокатка, деформация по схеме “давление+сдвиг” в камере Бриджмена или активная одноосная деформация. Дальнейшая пластическая деформация не приводит к еще большему измельчению субструктуры, что позволяет говорить о существовании характерного параметра, определяющего минимально возможный размер фрагментов. Ниже мы покажем, что эта длина является фундаментальной характеристикой материала, определяемой только параметром решетки, модулем сдвига и так называемым напряжением трения недислокационой природы, т.е. напряжением, которое необходимо создать в идеальном кристалле для того, чтобы начать движение прямолинейной дислокации.

Формирование дислокационных субструктур начинается уже на начальных стадиях пластической деформации при таких плотностях дислокаций, когда средние силы взаимодействия соседних дислокаций меньше сил внутреннего трения. На этих стадиях энергетика взаимодействия дислокаций не влияет на формирование дислокационных структур. Последние имеют чисто кинетическую природу и не будут рассматриваться. Сюда относятся все типы неразориентированных субструктур, в том числе сетчатая и ячеистая структуры по классификации.

При достижении плотностью дислокаций ρ критического значения, при котором силы

междислокационного взаимодействия сравниваются с силами трения, последние перестают удерживать дислокации в энергетически невыгодных положениях и начинает формироваться дислокационная структура, определяемая минимизацией энергии дислокационного ансамбля и, следовательно, не зависящая от его предыстории. Определим характерный параметр длины, управляющий этим процессом.

Величина проекции силы взаимодействия параллельных дислокаций на плоскость их скольжения равна

Спонтанная перестройка дислокационной системы начинается при выполнении условия

где σF - напряжение трения недислокационной природы. Из (2.7) и (2.8) для критического расстояния между дислокациями имеем:

Это расстояние достигается при средней скалярной плотности дислокаций

К сожалению, мы не располагаем исчерпывающей информацией о характере дислокационной структуры и стадиях ее развития в исследованных нами сплавах. Поэтому для иллюстрации изложенной модели формирования субструктуры воспользуемся данными для сплавов Ni3Fe. Для этих сплавов в

неупорядоченном состоянии имеем σF=4 107 Па, μ=7,5 1010 Па, b = 3,5 10-10 м, откуда

что соответствует среднему расстоянию между дислокациями r = 0.07 мкм.

Характер формирующейся структуры проще всего проиллюстрировать на примере краевых дислокаций. Известно, что параллельные краевые дислокации с одинаковыми и с противоположными векторами Бюргерса имеют равновесные конфигурации, изображенные соответственно на рис.2.13,а и 2.13,б. Дислокации противоположного знака, образующие дипольные конфигурации (б), со временем аннигилируют путем переползания и в этом смысле не образуют стабильной структуры. Накопление же краевых дислокаций одного знака в конфигурациях типа (а) приводит к формированию “дислокационных стенок” - стабильных низкоэнергетических конфигураций (рис.2.13,в), представляющих собой малоугловые границы разориентации. Таким образом, при достижении плотностью дислокаций критического значения (2.11) в материале начинается спонтанное перераспределение дислокаций в малоугловые границы разориентации. Отметим, что оценка (2.12) для неупорядоченных сплавов Ni3Fe практически точно совпадает с экспериментально наблюдаемой критической плотностью дислокаций, при которой в неупорядоченных сплавах Ni3Fe начинается формирование субструктуры с разориентировками.

Принципиально важным моментом является то, что на первом этапе развития неустойчивости дислокационной системы могут сформироваться только “дислокационные стенки”