Несовершенства строения кристаллических фаз

Строение реальных кристаллических фаз в чугуне (твердых растворов, карбидов, графита) значительно отличается от идеальных схем соответствующих пространственных решеток. Эти отличия обусловлены разными несовершенствами, к числу которых относятся: вакансии (дырки), дислоцированные атомы, искажения вследствие наличия чужеродных атомов, блоки мозаичных структур, границы зерен, дислокации. Идеальная схема предполагает полное упорядочение и строго одинаково чередующееся в пространстве расположение атомов в кристалле, называемое дальним порядком. В этом случае строгое и определенное расположение атомов имеет место в пределах не только так называемого ближнего порядка, но и дальнего порядка. Несовершенства реальных кристаллов нарушают этот дальний порядок. Они могут быть точечными, линейными, поверхностными и даже объемными.

Примерами точечных несовершенств могут служить вакансии (дырки, т. е. места, не занятые атомами), дислоцированные атомы и атомы примесей. Количество вакансий и дислоцированных атомов возрастает с повышением температуры вследствие большей кинетической энергии колебательных движений атомов и по Я.И. Френкелю может достигнуть при температуре плавления 1% от общего количества атомов.

Определенные несовершенства в строении вызывают также инородные атомы вследствие образования искажений в решетке и локальных изменений ее параметров. Статистические растворы внедрения (такими являются, например, аустенит и феррит) характеризуются несколько большим порядком, так как поры, в которых расположены собственно внедренные атомы, имеют определенное и строгое расположение. Однако внедренные атомы, в частности атомы углерода, заполняют не каждую пору, и в этом отношении их нельзя считать упорядоченными. Статистическое расположение атомов углерода, таким образом, нарушает порядок расположения общей совокупности атомов раствора.

Примером линейных несовершенств могут служить дислокации, теория которых сыграла в последнее время большую роль в объяснении ряда явлений: реальной прочности сплавов, которая на несколько порядков ниже той, что теоретически можно было бы ожидать для совершенного кристалла, образования хрупкости, механизма аллотропных превращений, роста кристаллов и т. п. Дислокации классифицируются в основном на краевые, винтовые и частичные. Все они представляют собой те или иные сдвиги и линейные нарушения в порядке расположения атомов. Дислокации могут передвигаться путем скольжения или диффузии. Важнейшей характеристикой их является плотность (отношение общей длины к объему металла), которая уменьшается при отжиге и в зависимости от состояния металла составляет 10в6—10в12 см-1 при относительном объеме 10в-6—10в-1,5 %, что весьма близко к объему вакансий.

Считают, что дислокации образуются при кристаллизации, срастании кристаллов, пластической деформации, скоплении вакансий. В качестве примера на рис. 11 представлена схема образования винтовой дислокации в процессе кристаллизации. Атом раствора имеет при этом большую вероятность удержаться на зародыше (кристалле) вследствие наличия ступеньки, образующейся при винтовой дислокации. В этом случае атом имеет три связи (соответственно трем граням) с растущим кристаллом, в то время как на гладкой поверхности он имеет лишь одну связь. Поэтому многие считают даже такую схему роста единственно возможной.

Примерами поверхностных несовершенств могут служить границы зерен и блоков кристаллов. Так как атомы металла на границах между зернами находятся под одновременным воздействием различно ориентированных кристаллов и соответствующих независимых сил связи, то их расположение является каким-то средним по отношению к нормальным кристаллическим решеткам граничных зерен. Вследствие этого атомы на межзерновых границах обладают не минимальной, соответствующей равновесной, а повышенной энергией, характерной для искаженных решеток. Дополнительной причиной искажения межзерновых границ является обогащение их вакансиями и примесями. Все это ведет к повышению химической активности металла на межзерновых границах и к резкому изменению его свойств. То же относится и к границам блоков мозаичной структуры размером 10в-5—10в-3 см и большим блокам размером до 0,1 мм. Так как субструктура является как бы копией структуры, искажения различаются только по величине. Причинами образования субструктуры являются: захват примесей при кристаллизации, скопление дислокаций, образующиеся по разным причинам сжимающие напряжения в кристаллах в процессе их роста. Однако образование этих блоков нельзя, по-видимому, считать неизбежным, хотя в реальных условиях они, как правило, и имеют место. Таким образом, в реальных кристаллических фазах сплавов действительно наблюдается значительное количество разных несовершенств, играющих большую роль в процессах кристаллизации.