Понятие о дефектах кристаллической решетки
В процессе кристаллизации, технологических тепловых и механических воздействий в металле возникают дефекты кристаллической решетки, т. е. нарушается правильность кристаллического строения во многих локальных субмикроскопических зонах металла. Несовершенства кристаллического строения вызывают значительные изменения термодинамических параметров металла. Большинство физических и механических процессов в металлах происходит в результате перемещения и взаимодействия дефектов кристаллической решетки. Дефекты оказывают существенное влияние на прочность, пластичность, деформационную СПОСОб
ность металлов, их коррозионную стойкость, склонность к хрупким разрушениям, на технологическую прочность при сварке и многие другие механические и физические свойства металлов.
Можно выделить четыре основные вида дефектов кристаллической решетки: точечные (нульмерные), линейные (одномерные), поверхностные (двумерные) и объемные (трехмерные).
|
Рис. 12.3. Точечные дефекты кристаллической решетки: а - дислоцированный атом; б - незаполненный узел (вакансия); в, г - инородные атомы соответственно внедрения и замещения |
К точечным дефектам (рис. 12.3) относятся: междоузельные атомы - дислоцированные атомы, перешедшие в результате больших флуктуаций кинетической энергии из узлов решетки в междоузельные пространства; вакансии - незаполненные узлы решетки. Как точечные дефекты могут рассматриваться инородные (примесные) атомы внедрения (в междоузлиях) и замещения (в узлах решетки), радиусы атомов которых соответственно меньше или больше радиуса атомов основного металла.
При образовании точечного дефекта заметные смещения претерпевают лишь те атомы, которые близко расположены к дефекту. По мере удаления от него искажения решетки быстро уменьшаются.
Точечные дефекты могут взаимодействовать друг с другом. Если объединяются вакансия и междоузельный атом, то происходит аннигиляция (взаимное уничтожение) обоих дефектов, и атом, бывший ранее междоузельным, занимает нормальное положение в решетке. Две вакансии могут объединяться в наиболее простой комплекс дефектов - дивакансию. Процесс объединения вакансий может продолжаться до образования небольшой микропоры.
Вакансии обусловлены флуктуациями кинетической энергии атомов. Их образование приводит к увеличению вибрационной составляющей энтропии (повышение степени неупорядоченности строения) и к уменьшению свободной энергии до минимума. В этом случае устанавливается равновесная концентрация вакансий Cv р, значение которой зависит от рода металла и температуры:
|
£j_ kT |
|
(12.5) |
Cv. p=- = i4exp
где п - равновесное число вакансий; N - число атомов в кристалле;
|
Рис. 12.4. Соотношение равновесной Cvp и неравновесной |
|
CV H концентрации вакансий в железе в условиях термического цикла сварки (Cv Hj, Cv Н2, |
|
С |
|
соответствует средним |
|
v. H3 |
|
скоростям охлаждения, при сварке W5! 10 = 10...500 °С/с в диапазоне 1540... 1000 °С) , соответствующая Cvp при |
|
к - постоянная Больцмана; Uj - энергия активации образования вакансий (энергия, необходимая для разрыва межатомных связей, удерживающих атомы в узлах решетки; обеспечивается флуктуацией энергии отдельных атомов). Чем слабее межатомные связи (это зависит от рода металла) и выше температура, тем выше Cvp. При медленном (квазиизо- термическом) охлаждении от температуры плавления до нормальной равновесная концентрация вакансий Cv р уменьшается на несколько порядков (рис. 12.4). Изменение Cvp происходит в результате аннигиляции вакансий в процессе их миграции: объединении с междоузельными атомами, выхода на границы зерен и поверхность тела. При быстром охлаждении (закалка, сварка и т. п.) в условиях ограничения скоростей ♦самодиффузии процесс аннигиляции вакансий замедляется. В результате при пониженных температурах фиксируется неравновесная концентрация вакансий CVH, wvp более высоких температурах. Дислокации представляют собой линейные дефекты кристаллической решетки, приводящие к нарушениям правильного расположения атомов на расстояниях, значительно больших, чем период решетки. Они образуются в результате термических и механических воздействий на металл в процессах кристаллизации, пластического деформирования и в других процессах. Причиной образования дислокаций может быть также объединение вакансий. Существует два вида дислокаций: краевые и винтовые. |
Краевые дислокации образуются вследствие появления в кристалле недостроенной атомной плоскости (экстраплоскости) из-за частичного сдвига под действием касательных на - j пряжений одной части кристал- j ла по отношению к другой I (рис. 12.5). Линия дислокации, представляет проекцию на сечение кристалла (в плоскости рисунка) края внедренной экстраплоскости и обозначается знаком J_. Линия дислокации в виде «трубки» проходит через весь кристалл. Если экстраплоскость «вставлена» сверху, то дислокацию принято считать положительной, если экстраплоскость «вставлена» снизу - отрицательной. Линия дислокации перпендикулярна вектору смещающего усилия, вектор скорости перемещения дислокации параллелен этому усилию. Степень искаженности кристаллической решетки
|
Рис. 12.5. Схема краевой дислокации: PQ - проекция экстраплоскости; ABCDE - контур Бюргерса; ЕА(Ь) - вектор Бюргерса |
определяется вектором Бюргерса Ь, модуль которого равен длине отрезка, на который одна из сторон замкнутого вокруг дислокации четырехугольника ABCD (контура Бюргерса) длиннее противоположной (см. рис. 12.5). Модуль вектора Бюргерса (ЕА) исчисляется числом периодов кристаллической решетки.
Плотность дислокаций N определяется числом линий дислока-
, 2
ции, пересекающих площадь в 1 см поперечного сечения кри-
_2
сталла (размерность N равна см ). В реальных кристаллах N имеет
7 12 -2
значения 10 и 10 см в состоянии соответственно после отжига и закалки.
Винтовые дислокации образуются вследствие смещения одной части атомных рядов кристалла по отношению к другой под влиянием касательных напряжений (рис. 12.6). У вершины смещения образуется винтовая дислокация в результате винтового закручивания плоскостей кристаллической решетки относительно друг друга. Линия дислокации параллельна вектору смещающего усилия, вектор скорости перемещения дислокации перпендикулярен этому усилию.
В реальном кристалле возможно также образование смешанной (криволинейной) дислокации, представляющей сочетание краевой и винтовой дислокаций. Ориентация смешанной дислокации по отношению к смещающему усилию имеет промежуточный характер по сравнению с ориентациями линейной и винтовой дислокаций. Она реализует плавный переход между ними.
|
Рис. 12.6. Схема винтовой дислокации: I - экстраплоскость; II — II — линия дислокации; ABCDE - контур Бюргерса; ЕА - вектор Бюргер - са; т - смещающее усилие |
В результате образуется дислокационная петля с разным характером искажений на различных ее участках.
|
Gb |
Наибольшие геометрическое искажение и энергетическое возмущение в кристалле сосредоточены вблизи линии дислокации. Область кристалла, непосредственно прилегающая к дислокации, называется ядром дислокации (рис. 12.7, а). В этой области. смещения атомов и напряжения, возникающие в металле вследствие дислокации, не подчиняются закону Гука. На рис. 12.7, б показано распределение нормальных напряжений в окрестностях краевой дислокации. Закономерность распределения напряжений от дислокации за пределами ядра радиусом г0, приблизительно равным двум периодам кристаллической решетки, имеет гиперболический характер. Напряжения в зоне (х = 0, г > г0), удаленной от ядра, можно вычислить по следующей формуле:
(12.6)
где G - модуль сдвига; Ъ - вектор Бюргерса; р - коэффициент Пуассона; г - расстояние от ядра дислокации.
Рис. 12.7. Распределение в окрестностях краевой дислокации (а) нормальных напряжений (б):
1 - экстраплоскость; 2 - плоскость скольжения; 3 - ядро дислокации радиусом г0;
4 - линия дислокации
Поскольку дислокации образуются в основном в результате внешних энергетических воздействий на металл, то это приводит к увеличению как внутренней, так и свободной энергии металла. Таким образом, металл при наличии в нем дислокаций находится в нестабильном термодинамическом состоянии.
Потенциальная энергия W краевой дислокации длиной L может быть рассчитана по формуле
Gb2L
|
W = |
|
(12.7) |
-In—,
4я(1-ц) r0
где г - расстояние от ядра дислокации, на котором напряжения ох
снижаются до значения, приблизительно равного 0,05oxmax.
Одним из главных свойств дислокаций является их высокая подвижность в кристаллической решетке металла под действием относительно невысоких смещающих усилий. Существует два способа перемещения дислокаций:
- скольжением, т. е. перемещением линии дислокации по плоскости сдвига, а в случае краевой дислокации - смещением края экстраплоскости (характерно для процесса пластического деформирования);
- переползанием, т. е. изменением формы и размера линии дислокации в результате подхода к краю экстраплоскости вакансий или дислоцированных атомов, а в случае краевой дислокации - удлинением или укорочением и искривлением экстраплоскости с появлением на ней ступенек (характерно для высокотемпературной ползучести).
Подвижность дислокаций объясняется тем, что при их движении последовательно преодолевается сопротивление межатомных
сил связи только в зоне дислокации. Поэтому напряжение текуче-
-2 -3
сти реальных металлов тх составляет 10 ... 10 от теоретического
значения хт(те0р), которое рассчитывается с учетом преодоления межатомных сил связи по всей плоскости сдвига.
В процессе движения дислокаций и взаимодействия между собой и различными препятствиями на пути их движения происходит размножение (генерирование) дислокаций. Так, пластическая деформация (наклеп) металла увеличивают плотность дислокаций на несколько порядков.
К поверхностным дефектам кристаллического строения относятся искажения кристаллической решетки у поверхности металла, границы зерен, блоков, структурных составляющих.
Объемные дефекты кристаллов представляют собой микроскопические поры, трещины, инородные включения.
