Содержание к диссертации
Введение
1 Современные представления о структуре и свойствах границ зерен 9
1.1. Теоретические представления о структуре границ зерен 9
1.2. Теоретические представления о диффузии по границам зерен 20
1.3. Динамика структуры вблизи границ зерен в условиях деформации ...28
1.4. Экспериментальные методы исследования диффузии 33
1.5. Методы компьютерного моделирования в физике конденсированного состояния 44
1.6. Постановка задачи. 53
II. Построение компьютерной модели 56
2.1. Основные проблемы компьютерного моделирования 56
2.2. Особенности двумерных и трехмерных моделей 60
2.3. Обоснование выбора и апробация потенциалов межатомного взаимодействия 63
2.4. Описание модели 73
2.5. Визуализация и характеристики динамики атомной структуры 78
Исследование структуры границ зерен наклона 83
3.1. Структурные перестройки при сопряжении зерен в процессе низкотемпературной динамической релаксации 83
3.2. Распределение энергии и напряжений в области границ зерен 92
3.3. Исследование энергии границ зерен в зависимости от углов разориентации. 115
Механизмы диффузии по границам зерен наклона 124
4.1. Основные механизмы диффузии по границам зерен 124
4.1 1. Исследование механизмов диффузии в двумерных моделях... 125
4.1.2.- Исследование механизмов диффузии в трехмерных моделях по границам зерен наклона [111] 129
4.1.3. Исследование механизмов диффузии в трехмерных моделях по границам зерен наклона [100] 138
4.2. Скорость самодиффузии в зависимости от температуры и угла разориентации зерен 147
t 4.2Л. Скорость самодиффузии в двумерных металлах с границами зерен 148
4.2.2. Скорость самодиффузии в трехмерных металлах с границами зерен наклона [111] и [100] 152
V. Одноосная деформация кристаллов с границами зерен наклона ; 165
5.1- Динамика атомной структуры вблизи границ зерен наклона при одноосной деформации 166
Механизм диффузии по границам зерен при упругой деформации 167
5.1.2- Динамика атомной структуры вблизи границ зерен в условиях пластической деформации 170
5,2. Коэффициент зернограничной диффузии в зависимости от деформации 4 180
Заключение 193
Список литературы
- Динамика структуры вблизи границ зерен в условиях деформации
- Обоснование выбора и апробация потенциалов межатомного взаимодействия
- Распределение энергии и напряжений в области границ зерен
- Исследование механизмов диффузии в трехмерных моделях по границам зерен наклона [100]
Введение к работе
Большинство металлов используется в виде поликристаллов, неотъемлемой частью структуры которых являются границы зерен. Границы зерен оказывают определяющее влияние на многие физико-механические свойства поликристаллов, такие как пластичность, диффузия, высокотемпературная и структурная ползучести, рекристаллизация, разрушение, плавление и др. Несмотря на большое число исследований границ зерен, в настоящее время остается ряд вопросов, касающихся как структуры границ, так и структурных изменений вблизи них в процессе температурно-силовых воздействий.
В настоящее время остается дискуссионным вопрос о том, какие границы можно отнести к малоугловым, а какие к болынеугловым. Для этого необходимо определить критерий отличия мало- и большеугловых границ. Процессы, происходящие с участием границ зерен, непосредственно связаны с их атомной структурой. В настоящее время существует множество моделей, описывающих строение границ зерен, но ни одна из них так и не стала определяющей. В первых исследованиях границы зерен рассматривалась как бесструктурная, аморфная область. Такой подход не нашел подтверждения в экспериментах и поэтому в последнее время не рассматривается. Более плодотворным оказались модели, представляющие границы зерен как области, имеющие периодическую кристаллическую структуру. Одіф из таких подходов основан на представлении границ зерен как . набора дислокаций (дислокационная модель). Данная модель оказалась одной из самых продуктивных, и нашла свое подтверждение в экспериментальных результатах на малоугловых границах зерен. Однако в случае большеугловых границ данная модель малоприменима и поэтому следует использовать другие подходы, такие как, например модель совпадающих узлов.
Диффузия по границам зерен, как известно, протекает значительно интенсивнее, чем в объеме зерен. Однако представление о механизмах
зернограничной диффузии до настоящего времени остается не полным. Многие исследователи сходятся во мнении, что ведущим механизмом в этом случае является диффузия вдоль ядер зернограничных дислокаций. Но высокая интенсивность диффузии, по сравнению с диффузией в объеме зерен, наблюдается в экспериментах и в направлении между ядрами дислокаций даже для малоугловых зерен, что к настоящему времени не имеет удовлетворительного объяснения. Невыясненной является также причина отклонения для диффузии по границам зерен от закона Аррениуса - эта зависимость имеет излом в области высоких температур.
Границы зерен оказывают существенное влияние на деформационное поведение поликристаллов. Экспериментально установлено, что при микропластической деформации они являются источниками дислокации. Модели, объясняющие зарождение дислокаций на межзеренных границах, а также механизмы внутризерениого скольжения и зернограничного проскальзывания, предлагались во многих работах, но до настоящего времени они остаются недостаточно обоснованными.
Решение подобных вопросов с помощью реальных экспериментов б настоящее время весьма затруднительно, поскольку для этого необходимы исследования динамики структуры на атомном уровне. В данном случае наиболее эффективным оказывается применение метода компьютерного моделирования, который позволяет с достаточной точностью в рамках модели учитывать и контролировать параметры исследуемого явления, изучать в динамике процессы, протекающие на атомном уровне с использованием различных наглядных визуализаторов структуры. Данный метод является дополнением к известным экспериментальным и теоретическим методам исследования, зачастую выступая в роли связующего звена между ними. Компьютерная модель может служить как средством апробации теоретических представлений, так и, наоборот, объяснять или прогнозировать явления, ранее не освещенные теорией и экспериментом в полной мере.
Таким образом, представляется актуальным исследование методом компьютерного моделирования структуры границ зерен и характера протекания вблизи них диффузионных процессов.
Цель работы заключается в изучении динамики атомной структуры вблизи границ зерен наклона общего типа в ГЦК металлах в условиях температурно-сшювых воздействий методом молекулярной динамики.
Диссертация состоит из введения, пяти глав и заключения, В первой главе диссертации проводится обзор экспериментальных и теоретических данных о структуре границ зерен и их влиянии на диффузионные процессы и свойства поликристаллов. Приводится описание существующих экспериментальных методов исследования диффузии и методов компьютерного моделирования в физике конденсированного состояния, В конце первой главы сделана постановка задачи.
Вторая глава посвящена проблеме моделирования бикристалла с границами зерен наклона. В начале главы рассматриваются основные проблемы, возникающие при использовании методов компьютерного моделирования, особенности и недостатки двумерных и трехмерных моделей. Приводится обоснование выбора потенциалов межатомного взаимодействия, используемых в модели, и их апробация на адекватное описание линейного расширения, скорости распространения упругих волн, миграции вакансий. Далее описывается построение двумерной и трехмерной моделей ГЦК металлов с границами зерен наклона с осями разориентации [111] и [100]. В заключительной части главы приводятся описания основных визуализаторов и характеристик динамики атомной структуры, используемых в работе.
Третья глава диссертации посвящена исследованию структуры границ зерен наклона с осями разориентации [111] и [ 100] в ГЦК металлах. Рассматриваются структурные перестройки в области границ зерен в процессе низкотемпературной релаксации при сопряжении зерен. Проводится анализ распределения локальных напряжений вблизи границ, выявляются особенности
строения границ в зависимости от направления оси разориентации и угла наклона зерен, рассчитывается энергия границ,
В четвертой главе приводятся результаты исследования основных механизмов диффузии по границам зерен наклона, В первой части главы проводится анализ атомных перестроек в двумерных и трехмерных структурах с границами наклона в процессе диффузии. Выявляются основные механизмы зерпограпичнои диффузии и вероятность их реализации в зависимости от оси разориентации и угла наклона зерен. Во второй части главы проводится анализ зависимостей коэффициентов диффузии в различных направлениях по границам зерен от температуры, оси разориентации и угла наклона зерен.
Пятая глава посвящена исследованию динамики атомной структуры вблизи границ зерен наклона при одноосной деформации. Изучаются особенности протекания диффузии при деформации сжатия и растяжения вдоль различных направлений в зависимости от взаимной ориентации зерен. Рассматриваются особенности структурных изменений при пластической деформации сжатия и растяжения вблизи границ зерен с осями разориентации [111] и [100].
Научная новизна диссертационной работы заключается в том, что впервые выяснены основные механизмы диффузии по границам зерен наклона общего типа с осями разориентации [111] и [100] в ГЦК металлах. Обнаружены три основных механизма и выяснен их относительный вклад в зернограничную диффузию. Исследована зависимость интенсивности протекания диффузии от температуры и угла разориентации зерен. Показано, что значительное влияние на вероятность реализации механизмов диффузии по границам зерен оказывает плотность ступенек на зернограничных дислокациях. Дано объяснение причины отклонения от закона Лррениуса для диффузии по границам зерен. Впервые с помощью молекулярной динамики проведены исследования особенностей пластической деформации сжатия и растяжения вблизи границ зерен наклона общего типа при одноосном деформировании. Выявлены
основные отличия протекания зернограничного проскальзывания и внутршеренного скольжения в металлах с границами с осью разориентации [111] и [100].
Практическая значимость работы состоит в том, что полученные результаты могут быть использованы для развития теории диффузии и процессов с ней связанных по границам зерен, для создания математических моделей зернограничпой диффузии, учитывающих вклад обнаруженных в настоящей работе механизмов. Полученные с помощью компьютерного моделирования атомная структура границ зерен и варианты ее перестроек могут применяться для анализа электронно-микроскопических изображений высокого разрешения. Кроме того, результаты молекулярно-динамических исследований могут быть использованы в качестве демонстрационного материала для студентов физических специальностей, на их базе возможно создание работ для лабораторного практикума.
На защиту выносятся следующие положения:
Диффузия по границам зерен наклона в ГЦК металлах осуществляется посредством трех основных механизмов: миграции атомов вдоль ядер зернограничных дислокаций, циклического механизма вблизи ядер и образования цепочки смещенных атомов от одного ядра дислокации к ядру другой.
Плотность ступенек на зернограничных дислокациях оказывает значительное влияние на вероятность реализации механизмов диффузии по границам зерен.
Отклонение от закона Аррениуса для диффузии по границам зерен связано с наличием не одного, а трех основных механизмов диффузии, имеющих различную энергию активации.
Динамика структуры вблизи границ зерен в условиях деформации
Резкое отличие деформационного поведения поликристаллов от монокристаллов традиционно связывают с влиянием границ зерен. Поэтому целью многих исследований является установление тех процессов, которые происходят на границах зерен при пластической деформации, и связи этих процессов с механическими свойствами материалов. Основой для решения этой сложной задачи являются достижения в изучении структуры границ зерен и ее перестроек в условиях внешних воздействий при взаимодействии с дефектами решетки.
Экспериментально установлено, что при микропластической деформации границы зерен являются источником дислокаций [58]. Существует множество моделей зарождения и испускания дислокаций границами зерен [59, 2], но ни одна из них не стала предпочтительной. Причина облегченного зарождения дислокаций на границе зерен связана с особенностью строения конкретной границы. Вместе с тем границы зерен при пластической деформации являются эффективными препятствиями для движущихся дислокаций и способствуют упрочнению поликристалла. Этот эффект описывается классическим соотношением Холла-Петча [60, 61] для предела текучести: ffr=fffl + uTw, (1.5) где aD - напряжение трения при движении дислокаций; с - константа, характеризующая способность передавать деформацию из зерна в зерно; d— средний размер зерна. К настоящему время накопилось много экспериментальных данных, свидетельствующих о том, что данное соотношение часто строго не выполняется, например, в области с малым размером зерен [2, 62]. Исследователи объясняют это тем, что предел текучести зависит не только от размера зерен, но и от структуры, состояния и характера взаимодействия границ зерен с линейными и точечными дефектами [2]. Кроме того, в работе [62] утверждается, что границы зерен могут выступать в роли не только барьеров, но и источников, стоков и мест аннигиляции дислокаций.
Влияния границ зерен на упрочнение и разрушение поликристалла являются одними из наиболее давних и сложных проблем материаловедения, С одной стороны, границы зерен могут способствовать разрушению материалов (при высоких температурах), с другой стороны, могут увеличивать его прочностные свойства (при достаточно низких температурах) [62]. Модели деформационного упрочнения можно отнести к двум основным типам: к моделям торможения дислокаций возрастающими полями внутренних напряжений и к моделям исчерпания источников подвижных дислокаций [1]. В работе [63] показано, что в фасетированной границе дислокации расположены так, что взаимная экранировка их полей напряжений существенно ослаблена. Как следствие, такая граница является источником дальнодействующих полей напряжений, что, в частности, обеспечивает эффективную релаксацию внутренних напряжений в материале.
Согласно второй модели, деформационное упрочнение может быть следствием затруднения генерации дислокаций границей зерна, вызванного влиянием полей напряжений от уже существующих дислокаций вблизи границы. Экспериментально наблюдаемый факт скопления дислокаций в основном вблизи границ зерен говорит в пользу данной модели [2].
При высоких температурах деформационное поведении границ зерен меняется коренным образом, границы при этом способствуют разупрочнению материала. В отличие от низких температур, происходит изменение механизмов деформации. Границы зерен становятся не только источниками, но и стоками дефектов, они могут мигрировать и обеспечивать зернограничное проскальзывание. Что приводит к повышению диффузионной проницаемости границ [2].
Разрушение поликристаллов, как показывают многие исследования, происходит преимущественно по границам зерен, В работе [64] исследовалось откольное разрушение в бикристалле меди при импульсном воздействии методом молекулярной динамики. Полученные результаты показали, что при пагружении поликристаллической меди с симметричной границей» у которой ось наклона [111] и угол разориентации 9=38,21 , имеется тенденция к разрушению вдоль межзеренной границы. В работе [65] разработана карта структурных механизмов пластической деформации наноматериалов и рассмотрено влияние пластической деформации на зарождение трещин, а также рассчитано напряжение разрушений материалов.
Обоснование выбора и апробация потенциалов межатомного взаимодействия
При выборе типа потенциала исследователю, как правило, приходится выбирать между точностью потенциальной функции и ее простотой, оказывающей сильное влияние па скорость выполнения компьютерного эксперимента. При этом более точные потенциалы являются более сложными. Метод молекулярной динамики требует значительно больших затрат машинного времени по сравнению с другими методами и более чувствителен к типу потенциала» Поэтому в большинстве сделанных до сих пор расчетов методом молекулярной динамики главенствующая роль принадлежит относительно простым парным потенциалам с использованием предположения о центральности сил межатомного взаимодействия (потенциалы Морза, Леннард-Джонса, Джонсона, Борна-Майера, различные степенные функции и т.д.). Параметры парных межатомных потенциалов определяются экспериментальными характеристиками металлов и сплавов. К ним относятся структурные, энергетические и силовые. Структурной характеристикой является параметр решетки исследуемого материала или межатомные расстояния. Данные параметры экспериментально определяются методами рентгеноструктурного анализа и методами электронной микродифракции. Точность их экспериментального определения оказывается чрезвычайно высокой - порядка 10-4% [140, 141]. К силовым характеристикам можно отнести упругие модули. Точность определения данных параметров оказывается несколько ниже по сравнению со структурными характеристиками и выражается в процентах [141]. Экспериментальное определение энергетических характеристик материала оказывается более сложной задачей, К ним относятся энергия сублимации, энергия образования какого-либо дефекта и т.д. Они зависят от состояния материала, области определения энергетического параметра внутри структуры материала. В зависимости от используемых методов разброс по точности определения данных параметров может колебаться от 100 и более процентов [141-143]. Таким образом, при применении полуэмпирических потенциалов с использованием их подгонки по трем рассмотренным типам эмпирических параметров удается достаточно достоверно исследовать структурные и силовые изменения, происходящие в материале. Однако к энергетическим параметрам следует относиться осторожно, принимать во внимание при компьютерном эксперименте только их относительное изменение при исследовании структурно-фазовых превращений, особенно в случае нанокристаллов и низкоразмерных систем.
Представление энергии в виде суммы парных взаимодействий является адекватным лишь для кристаллов инертных газов, где межатомные связи обеспечиваются силами Ван-дер-Ваальса. В металлических системах между атомами имеет место не только прямое ион-ионное взаимодействие, но и косвенное через эффекты электронного распределения, В частности, на непарность взаимодействия указывает нарушение соотношений Коши в металлах [144], Учет всех особенностей электронной структуры металлов очень сложен [145, 146] и может быть проведен в рамках квантовой механики. Но строгих прямых квантовомеханических методов расчетов свойств дефектных кристаллов в настоящее время не существует [147]. Поэтому широкое распространение находят различные приближенные методы и модели. В рамках первых принципов развиваются методы, в которых используются различные приближения, физический смысл которых и ограничения достаточно обоснованы. Существует целый класс таких методов, которые в последние годы все шире используются не только для расчетов свойств идеальных кристаллов, но и кристаллов с дефектами. Методами «ab initio» проведены расчеты таких дефектов, как дефекты упаковки [148, 149], антафазные границы [150], двойники [149, 151], границы зерен [152, 153].
Конечно же, использование первопринципного подхода является наиболее предпочтительным с точки зрения достоверности полученных результатов. Однако при исследовании методом молекулярной динамики возникают определенные трудности в связи со сложным распределением электронной плотности вблизи дефектов и в случае тепловых смещений атомов. Это требует пересчета квантовомеханической задачи при каждом изменении структуры, то есть для метода молекулярной динамики практически на каждой итерации компьютерного эксперимента, что в настоящее время трудно осуществимо.
В качестве альтернативы методам «ab initio» разрабатываются модели, основанные на учете в общей энергии кристаллов, так называемых объемно-зависящих вкладов [145, 154-156]. В рамках данного представления были разработаны многочастичные потенциалы. Наибольшее распространение получили многочастичные потенциалы Финниса-Синклера [157, 158] и потенциалы, полученные методом погруженного атома (embedded atom method (БАМ)) [159-162]. Многочастичные потенциалы имеют более сложную форму, чем парные, однако они также являются эмпирическими. Параметры многочастичных потенциалов находят путем подгонки к большему числу экспериментальных характеристик, но не при построении парных потенциалов. В связи со спецификой определения сил межатомного взаимодействия они, по сравнению с парными, требуют больших затрат машинного времени. С использованием много частичных потенциалов было проведено большое количество исследований дефектов, в том числе и границ зереи [163-167, 150].
Однако, как отмечено в ряде работ [165, 168-177], многочастичные потенциалы не приводят к качественному изменению результатов компьютерного моделирования дефектов и новым данным по сравнению с расчетами, полученными с помощью парных потенциалов. Многочастичные потенциалы так не, как и парные, не позволяют получить надежные значения энергии дефектов, что является следствием их эмпиричности. Атомные структуры границ зерен, рассчитанные с помощью парных и многочастичных потенциалов, практически (в пределах точности, достигаемой современными экспериментальными методами) совпадают [166, 173, 175].
Распределение энергии и напряжений в области границ зерен
Как отмечалось в п. 1.1, границу зерен можно представить в виде набора отдельных дислокаций, плотность которых тем больше, чем больше угол разориентации 0, согласно дислокационной модели. Такой подход справедлив для достаточно малых значений углов разориентации (до Э 10-15), когда еще возможно выделить дислокацию как отдельный структурный дефект [15]. Такие границы принято считать малоугловыми. При значениях угла разориентации 0 151 происходит перекрытие полей напряжений отдельных дислокаций, и границы относят к большеугловым. Разделение границ зерен на мало- и большеугловые весьма условно, так как сложно определить, когда ядра соседних дислокаций можно считать отдельными, а когда перекрывающимися. Для ответа на этот вопрос следует описать геометрическую и энергетическую структуру границ зерен наклона при различных значениях 6 и типа границ наклона, для чего необходимо исследовать отдельные дислокации и их взаимодействие в межзеренной границе.
Граница зерен, как и любой другой дефект кристаллической решетки, содержит локальные напряжения и характеризуется повышенной энергией. Рассмотренные в предыдущем пункте атомные смещения не дают четкой картины атомной структуры границ зерен. Более детальную картину можно получить при расчете распределения напряжений и энергии в области межзеренной границы.
Оценка напряжений в области границ зерен не может быть проведена с учетом деформации, в соответствии с законом Гука, поскольку вблизи дефекта может не выполняться теория упругости. Наиболее удобным представляется охарактеризовать напряжения определением энергии связи в рассматриваемом кристалле. Под энергией связи в данном случае понималась потенциальная энергия атома. Для графического отображения использовались визуализатор потенциальной энергии и визуализатор локальных напряжений (п. 2.5). Визуализатор потенциальной энергии позволяет точно показать в охлажденном расчетном блоке дефекты и распределение внутренних локальных напряжений. Для каждого атома рассчитывалась энергия связи, и в соответствии с этим значением атомы закрашивались в тот или иной оттенок серого цвета. Важным дополнением в данном случае является демонстрация не только различной энергии, но также и знака локальной деформации - сжатия или растяжения. Для этого, помимо определения энергии связи, для каждого атома рассчитывалось среднее расстояние до соседних атомов, попадающих в интервал между г\12 и (Г]+г2)/2, где п и гг - радиусы первой и второй координационных сфер. Если получившееся значение оказывалось больше, чем в идеальном кристалле, то считалось, что атом находится в области растяжения, в противном случае - в области сжатия. В соответствии с этим модулю разности энергий связи данного атома и энергии связи в идеальном кристалле присваивалось положительное или отрицательное значение. Получившееся таким образом значение Л являлось количественной характеристикой локальных напряжений в рассматриваемом расчетном блоке. При этом атомы, находящиеся в растяжении, изображались квадратами, а в сжатии - кружками. Для улучшения визуализации в трехмерных моделях атомы, у которых значение энергии связи было близко к значению для идеального кристалла, чаще всего не показывались. В этом случае можно было достаточно хорошо рассмотреть дефектную область, находящуюся внутри объемного расчетного блока. Распределения локальных напряжений и потенциальной энергии в трехмерных моделях рассматривались в сечениях перпендикулярных оси наклона границ зерен.
На рис.3.5 показано положение дислокаций в границе наклона [111] 6=7 и ориентащш возможных плоскостей скольжения. Для данного типа границ дислокации, как видно из рис.3.5 (а), объединяются попарно и представляют собой вершинные дислокации. Вершинные дислокации расположены под углом 60 к плоскостям скольжения, следовательно, стоит ожидать, что для перемещения дислокаций вдоль них, необходима значительная энергия активации (наличие высоких температур или напряжений). С другой стороны, вероятность возникновения миграции границы зерен, в ходе которой происходит движение дислокаций, во многом определяется не энергией скольжения дислокаций, а коллективными смещениями атомов, как было отмечено в предыдущем пункте. При миграции границы, как показала модель, происходит переползание дислокаций. Вершинные дислокации, как видно из рисунка (случай 2), могли иметь различные ориентации, отличающиеся друг от друга на 60а.
Распределение локальных напряжений вблизи вершинной дислокации схематически показано на рис.3.5 (б). Как видно из рисунка, вблизи вершинных дислокаций наблюдается чередование областей сжатия и растяжения. При этом зона сжатая / оказывается небольшой по объему и сосредоточена преимущественно вблизи ядра дислокации. Под зоной сжатия расположена зона растяжения 2, вытянутая вдоль одной из плоскостей скольжения дислокаций, по размеру равная 2-3 радиусам первой координационной сферы. Зона растяжения 2 окаймлена небольшой прослойкой области сжатия 3. Полученные данные согласуются с теоретическими расчетами упругих полей изолированных дислокаций. Как отмечается в [1, 57], упругое поле дислокации имеет особенности: сжатие выше плоскости скольжения, растяжение под ней и максимальное сдвиговое напряжение в плоскости скольжения.
Исследование механизмов диффузии в трехмерных моделях по границам зерен наклона [100]
Как видно на рис. ЗЛЗ, ядро вершинной дислокации представляет собой набор чередующихся элементов в плоскостях 1-2-3 (111), содержащих области сжатия и растяжения. Так, плоскость 2 содержит область сжатия, 1 и 3 -области растяжения. Эти области имеют наибольшие значения величины Д и обычно состоят из 2-3 атомов. Области сильного сжатия окружены в этой же плоскости узкими областями растяжения. Как следует из упаковки плоскостей (111), атомы, находящиеся в соседних плоскостях смещены друг относительно друга, что приводит к искривлению ядра дислокации (образованию ступенек)-Искривление наблюдается как в направлении перпендикулярном границе зерен (ось X) (рис. ЗЛЗ (а)), так и в плоскости самой межзеренной границы (ось Y) (рис. ЗЛЗ (б)). Неоднородность напряжений вдоль ядра дислокации оказывает существенное влияние на вероятность инициации и механизм диффузии Инициация диффузии, как показали исследования, наиболее вероятна вблизи ступенек дислокаций, так как в данном месте энергия растяжения максимальна, то есть больше свободный объем.
Особая структура дислокаций границ зерен наклона [100] тесно связана со способом упаковки атомов вдоль оси наклона данных границ. Распределение напряжений вблизи вершинных дислокаций в границах [100] приведено на рис.3.14. Для наглядности показаны только те атомы, которые имеют наибольшую потенциальную энергию.
Как было сказано ранее, для данных границ характерно образование вершинных дислокаций, состоящих из четырех (а) или трех (Ь) частичных дислокаций. Вершинная дислокация, как отмечалось выше, содержит чередующиеся области сжатия и растяжения. На рис, ЗЛ4 (а) в плоскостях 2 области сжатия показаны черными кружками, между ними в плоскостях 1 существуют области незначительного растяжения (данные атомы не изображены). В плоскостях 2 вблизи плоскостей скольжения дислокаций и области сжатия наблюдается область растяжения с высоким значением АЕсвч что согласуется с теорией упругости дислокаций [57]- Наличие чередующихся областей сжатия, растяжения и недеформированных областей вдоль дислокации делает наиболее вероятным возникновение механизма миграции атомов вдоль ядер дислокаций, причем данный механизм может происходить как между областями сжатия плоскостей 2, так и мевду областями растяжения плоскостей 1. Неоднородность напряжений в дислокациях делает вероятным появление циклических механизмов в областях наибольших значений растяжения (светлые квадраты).
Вершинная дислокация, состоящая из трех частичных дислокаций (&), содержит только области растяжения- Под экстраплоскостями дислокаций величина растяжения максимальна, по мере удаления вдоль плоскостей скольжения величина \АЕсв\ уменьшается. Между плоскостями с максимальным значением напряжений растяжения (на рис. ЗЛ4- плоскости 1) находятся области с небольшими значениями деформации растяжения (не изображены в плоскостях 1). Наличие областей вдоль дислокации с разным значением локальных напряжений повышает вероятность возникновения механизма, заключающегося в переходе атомов из областей растяжения с малыми значениями \АЕсв\ в области растяжения с большими \АЕсв\ (в данном случае из 1 в 2).
Дислокационная модель справедлива для малоугловых границ. При переходе к большим углам разориентации 0 происходит перекрытие полей напряжений дислокаций, то сеть объединение дислокаций в единую дефектную структуру границ зерен. Частичное или даже полное объединение соседних дислокаций может наблюдаться и для малоугловых границ прн высоких температурах или при силовом воздействии на кристалл. При достаточной энергии наиболее вероятными становятся расщепление вершинных дислокаций на дислокации с меньшим вектором Бюргерса, перемещение и поворот дислокаций в плоскости границы зерен или перпендикулярно ей, перемещение ступенек дислокаций.
Как показали исследования, вероятность возникновения механизмов диффузии во многом обусловливается наличием ступенек на дислокациях. На рис.3.15 показано положение дислокаций в металлах с малоугловыми границами наклона [111] (а) и [100] (б). Как видно, расстояние между ступеньками в границах [111] неодинаково и определяется, как говорилось вышс} кристаллографической упаковкой таких границ. Расстояние между ступеньками в такой структуре оказывается равным соответственно г\ и 2-Г\. В границах [100] расстояние между ступеньками дислокаций одинаково и составляет г\.
В результате термоактивации структура зернограничных дислокаций изменялась. Для исследования таких изменений проводились эксперименты при различной температуре в металлах с границей зерен [111] и углом разориентации 6=13. После проведения эксперимента в течение 0,1-0,2 не и последующего охлаждения были получены картины распределения напряжений вблизи дислокаций (рис.3 Л 6.)- В анализе структурных перестроек исследовались дислокации типа 2 на рис.3.5 (а) (с полями напряжений ориентированными под углом к границе зерен) и дислокации типа 1 (с полями напряжения, ориентированными перпендикулярно границе зерен). Для большинства дислокаций 2 наблюдались перестройки в их структуре, в основном связанные с увеличением расстояния между ступеньками. По всей видимости, такие перестройки обладают значительной энергией активации, о чем свидетельствует возрастание числа перестроенных дислокаций с увеличением температуры и большей продолжительности эксперимента. Образование ступенек на дислокациях приводило к тому, что интенсивность диффузии вблизи них увеличивалась. Таким образом, при повышенных температурах механизм перестроек дислокаций может предшествовать увеличению диффузии в направлении между соседними парами дислокаций
