Плоскость кристаллографического сдвига ПКС

В ряде оксидных кристаллов упорядочение дефектов происходит путем перегруппировки координационных полиэдров, в результате чего уменьшается отношение кислород — металл внутри некоторых плоскостей кристалла, которые можно рассматривать как плоскости кристаллографического сдвига [34] (рис. 2.9). Плоскость кристаллографического сдвига является поверхностью соприкосновения двухмерных блоков кристалла, имеющих более или менее неизменную идеальную структуру. Состав кристалла в це- [c.99]

Таким образом, упорядоченные дефекты связываются друг с другом, становясь менее подвижными, чем неупорядоченные. Помимо описанного механизма упорядочение дефектов может происходить путем перегруппировки координационных полиэдров. Вследствие этого уменьшается отношение кислород — металл внутри некоторых плоскостей кристаллов ферритов, рассматриваемых как плоскости кристаллографического сдвига. Сами же эти плоскости становятся поверхностями соприкосновения двух блоков кристалла, имеющих неизменную идеальную структуру. [c.41]

Рис. 2.13. Структура НеОз, спроецированная на плоскость (010) и содержащая дефекты типа антифазной границы (а) и кристаллографического сдвига б—е) в различных направлениях (Индексы ллоскостей сдвига указаны на рисунках.)

Отсутствие спектра ЭПР иона Ti в восстановленном рутиле может объясняться не только тем, что энергетический уровень высок, а также и тем, что при восстановлении образуются пары ионов но обе стороны от плоскости кристаллографического сдвига, связанные ковалентной связью за счет Зй-эле-ктронов. [c.26]

Рис. 2.9. Образование структуры сдвига в окисном кристалле типа НеОз. (Стрелкой указано направление скалывающей кристалл силы, а сплошной линией — плоскость кристаллографического сдвига.)

Дабы установить количественный закон зависимости прочности от степени деформации и от искажения решетки, мы определяем эту степень деформации по изменению сечения. Мы видели, что пластическое растяжение кристалла заключается в скольжении вдоль некоторых кристаллографических плоскостей — для каменной соли вдоль плоскости (110). В результате таких сдвигов (рис. 13) цилиндрический стержень превращается в ленту, ширина которой В равна первоначальному диаметру стержня, а толщина D постепенно убывает в процессе растяжения. Поперечное сечение s становится меньше первоначального сечения S. Отношение Sis дает некоторую меру степени пластической деформации. Нанося прочность как функцию этого отношения, мы получили кривую (см. рис. 6, стр. 195). [c.256]

В некоторых оксидных кристаллах упорядочение дефектов происходит путем перегруппировки координационных полиэдров, в результате чего уменьшается отношение концентраций кислорода и металла внутри некоторых плоскостей кристалла, которые можно рассматривать как плоскости кристаллографического сдвига (рис. 3.9). Плоскость кристаллографического сдвига является по- [c.137]

Возникновение бесконечно адаптированных структур возможно вследствие изменения состава фаз двумя способами изменением частоты повторения плоскостей кристаллографического сдвига (ПКС) и изменением ориентации ПКС при сохранении толщины фрагментов матричной структуры. [c.146]

При более подробном описании указывают также плоскость сдвига и кристаллографический сдвиг (табл. на с. 318). [c.317]

Предел текучести зависит от направления разрывающих усилий в кристалле, вызывающих сдвиги в плоскости (110). Сдвиг происходит в определенной кристаллографической плоскости, а потому мы можем ожидать, что он связан не со скалывающим напряжением в этой плоскости, а с разрывающим усилием. На си-мом деле предел текучести зависит от ориентации натяжения. Это показывает рис. 8, где кривая I соответствует направлению [100] для приложенной растягивающей силы, кривая II измерена для направления [110], а кривая III—для [111]. [c.246]

Доля скачкообразной деформации в общей деформации монокристалла возрастает с увеличением кристаллографического сдвига. При изучении скачкообразной деформации оказалось выгодным сообщать исследуемым монокристаллам определенный заданный кристаллографический сдвиг с последующим отдыхом,— это значительно повышало воспроизводимость результатов. Скачкообразная деформация наблюдалась для всех исследованных ориентировок с отклонением плоскости скольжения от оси образца скачкообразность растет, причем наиболее сильно в области Хо — [c.67]

Описанные закономерности хрупкого разрушения монокристаллов цинка при низких температурах полностью воспроизводятся и в том случае, когда переход в хрупкое состояние достигается не понижением температуры, а действием сильно поверхностно-активной среды — ртути, нанесенной в виде тонкой пленки (толщиною —5 мк). Зависимость предельного кристаллографического сдвига о от исходной ориентировки образцов для амальгамированных монокристаллов цинка, растягивавшихся с постоянной скоростью при комнатной температуре, приведена на рис. 83 и в этом случае, так же как и при низкой температуре в отсутствие ртути, величина падает с ростом угла Хо- Разрывные значения нормальных и скалывающих напряжений при растяжении амальгамированных монокристаллов цинка при комнатной температуре для нескольких исходных ориентировок Хо приведены в табл. 28. На рис. 84, б дана зависимость рс, и Тс (для большего числа ориентировок) от конечного значения угла Х1 между плоскостью базиса и осью образца. Табл. 28 и рис. 84, б показывают, что с увеличением угла наклона плоскости базиса к оси образца разрывные значения нормальных напряжений рс для амальгамированных монокристаллов цинка возрастают, а разрывные значения скалывающих напряжений Тс падают,— совершенно так же, как это имело место при низкотемпературном разрушении цинка в отсутствие ртути. Единственное и вместе д тем чрезвычайно существенное отличие состоит в том, что значения рс и То для разрыва амальгамированных монокристаллов в среднем приблизительно в 2—2,5 раза ниже, чем при низкотемпературном разрыве [c.164]

Кристаллографический сдвиг с образованием гомологического ряда фаз дискретного состава, отличающихся только частотой повторения плоскости сдвига, — не единственный способ структурной реализации нестехиометрии. [c.143]

На рис. 68 приведена схема, иллюстрирующая рассмотренное положение. В зерне А произошли сдвиги в ограниченной системе плоскостей скольжения, что привело к значительному уменьшению стандартного электродного потенциала в области выхода на поверхность группы линий скольжения. В зерне В сдвиги произошли в наиболее слабых местах, и локальный потенциал их также изменился в сторону отрицательных значений. Зерно Б неблагоприятно ориентировано относительно оси образца (и направления с), поэтому фактор ориентации os 0 os ф слишком мал и в зерне сдвигов не было совсем. Скачки потенциала при переходе от зерна к зерну обусловлены различной кристаллографической ориентацией поверхностей этих зерен. Таким образом, вследствие неравенства [c.175]

Хорошо известно, что некоторые кристаллы обладают свойством сохранять остаточную деформацию без видимого нарушения их целостности. Так, нанример, каменная соль иод действием тепла или при медленном увеличении нагрузки становится пластичной, как воск. Несмотря на многочисленные кристаллографические исследования природы таких деформаций, по-прежнему остается невыясненным вопрос о том, каким образом структура кристалла может оставаться деформированной после снятия нагрузки, когда на него не действуют внешние силы. Исследование кристалла с применением двух скрещенных призм Николя показывает, что в нем отсутствуют большие внутренние напряжения, которые могли бы объяснить остаточную деформацию. Предположение о том, что в кристалле может происходить относительный сдвиг отдельных слоев вдоль плоскости ромбического додекаэдра (так, чтобы сохранялась регулярность кристаллической решетки), оказалось непригодным. Это было доказано с помощью того факта, что кристаллы каменной соли при изгибе ломаются не вдоль плоскостей, а по кривым поверхностям, которые не выравниваются после продолжительного отжига. [c.150]

Эпемент двойниковой структуры кристалла (граница раздела двойник — исходная, или матричная решетка с двойникующей дислокацией) — плоскость двойникования — вторая основная плоскость г),— направление двойникования т)2 — линия пересечения второй основной плоскости и плоскости кристаллографического сдвига [c.318]

Эти данные подтверждаются недавними исследованиями окислов переходных элементов и твердых растворов в системах TiOj— NbaOs и WO3—NbaOg электронной микроскопией высокого разрешения [33], из которых следует, что последовательное изменение отношения металл кислород в этих системах осуш,ествляется сдвигом целых блоков октаэдров по определенным плоскостям (плоскости кристаллографического сдвига) без образования вакансий или ионов в междоузлиях. [c.26]

При описании особенностей хрупкого разрыва различно ориентированных монокристаллов цинка по плоскости спа11Н0-сти (0001) мы используем в дальнейшем следуюш,ие характерные величины предельный кристаллографический сдвиг, достигаемый к моменту разрыва. [c.161]

Ос и разрывные значения скалываюш их напряжений Тс и нормальных напряжений Рс при конечной ориентировке плоскости базиса XI. На рис. 83 приведены значения предельного кристаллографического сдвига ас для чистых монокристаллов цинка при температуре жидкого азота (а также при комнатной температуре) в зависимости от исходной ориентировки кристаллов Хо- При комнатной температуре, когда образцы чрезвычайно пластичны, предельная величина с суш,ествепно растет с увеличением угла Хо это отвечает обьганому представлению о кристаллах с большим Хо как о самых [c.161]

Еще более резкое действие по сравнению с расплавленным оловом и ртутью оказывает на прочность и пластичность монокристаллов цинка жидкий галлий, нанесенный (электролитически или механически) в виде тонкой пленки, пе превышающей по весу нескольких процентов от веса образца [128, 133]. Зависимость предельного кристаллографического сдвига от исходной ориентировки образцов для монокристаллов цинка, покрытых пленкой жидкого галлия и растягивавшихся с постоянной скоростью удлинения ё = 20% мин , приведена на рис. 83. Как видно из этого рисунка, величина для галлированных монокристаллов цинка пе превышает 3,6% даже для малых углов Хо, когда она максимальна. Этот сдвиг для всех ориентировок оказывается на порядок меньше, чем в аналогичных случаях с амальгамированными монокристаллами цинка, что связано, по-видимому, со спецификой действия галлия на цинк и условиями нанесения покрытия. Разрывные значения нормальных и скалывающих напряжений при растяжении галлированных монокристаллов цинка для различных исходных ориентировок Хо приведены в табл. 29. На рис. 85 показана зависимость Рс и Тс от конечного значения угла Х1 (которое, впрочем, практически совпадает с Хо ввиду малости деформаций). Как и для амальгамированного цинка, значения монотонно растут, а Тс — падают с увеличением угла наклона плоскости базиса, причем для галлированного цинка зависимости р (хх) и -с (Хх) проявляются особенно отчетливо и образуют на диаграмме [c.165]

Необходимо отметить, что соотношения (IV.3) и (IV.4) требуют, вообще говоря, ряда уточнений и, прежде всего, в отношении параметра Ь, отождествление которого с диаметром монокристалла Ьа представляет собой лишь первое приближение [131, 132, 135]. Во-первых, при очень малых деформациях величина Ь (или, что по смыслу приблизительно то же, параметр 5 см. гл. IV, 2) мала — значительно меньше размеров плоскости скольжения и растет с увеличением кристаллографического сдвига а. Во-вторых, можно полагать, что в случае легированных монокристаллов, характеризующихся большей однородностью сдвигообразования, конечное значение Ь меньше, чем у весьма чистых образцов. В-третьих, плоскость скольжения — это эллипс, и отождествлениеL с Ы соответствует распространению неоднородного сдвига вдоль малой оси эллипса (винтовые дислокации), тогда как в случае распространения вдоль большой оси эллипса (краевые дислокации) Ы следует заменить на Lo/sin)(o. Наконец, в-четвертых, необходимо учесть рассасывание микронеоднородностей деформации, которым [c.185]

Так, в случае цинк — олово в опытах на ползучесть при малых скоростях деформации е 10 %мин В. А. Ла-бзиным [134] было обнаружено, что в присутствии расплавленного покрытия скорость ползучести заметно возрастает как на начальном, так и на установившемся участке. В табл. 36 приведены соответствующие данные для начальной скорости удельного кристаллографического сдвига о чистых и покрытых оловом монокристаллов цинка при разных температурах и различных величинах скалывающего напряжения т в плоскости скольжения, а в табл. 37 — значения уста-повившейся скорости ползучести т, как при температурах выше точки плавления покрытия, так, для сравнения, и прп 200° С. В табл. 38 приведены значения скорости установившейся ползучести монокристаллов цинка, покрытых сплавами олова со свинцом в различных концентрациях нри 350° С эти данные о влиянии концентрации сильно поверхностно-активного компонента на величину эффекта нластифициро- [c.222]

На рис. 2.9 показан возможный способ перегруппировки с образованием структур сдвига в решетке типа КеОз(Воэ). Эта решетка состоит из кислородных октаэдров, центры которых заняты металлическими ионами. Непрерывность решетки достигается обобществлением вершин соседних октаэдров. Под воздействием напряжения сдвига часть структуры может сместиться так, что соседние октаэдры будут связаны между собой не только вершинами, но и ребрами. За счет уплотнения структуры в параллельных плоскостях соотношение М О увеличивается. В зависимости от направления гипотетической скалывающей силы плоскости скола могут иметь различные индексы. Для структур Вод характерно образование гомологического ряда М Озп-1 с п = 8, 9, 10, 11, 12 и 14, отдельные гомологи которого отличаются лишь частотой повторения плоскостей сдвига. Естественно задать вопрос, каковы реальные диффузионные процессы, приводящие к образованию структуры сдвига. В модели Гадо [47] предполагается, что анионные вакансии, возникающие при потере кислорода, упорядочиваются в стенки, вдоль которых происходит кристаллографический сдвиг с аннигиляцией вакансий. Поскольку аннигиляция вакансий может происходить лишь при высокой концентрации (для реакции 20ШО з—>- 2о059+ /гОг плотность вакансий должна составлять 3,7%), сдвигу должно противодействовать образование сверхструктуры, что часто наблюдают экспериментально. [c.104]

Однако строгих доказательств в пользу той или иной модели до сих пор нет, хотя в ряде исследований на основании электронномикроскопических данных был сделан вывод, что при невысоких температурах для состояний, близких к равновесному, в структурах типа КеОз и рутила доминирует второй механизм. При высоких же температурах и сушественных отклонениях от стехиометрии (т. е. сильном взаимодействии между плоскостями сдвига) предпочтительна третья модель, объясняющая экспериментально наблюдаемое упорядочение плоскостей сдвига. Помимо одномерного кристаллографического сдвига, рассмотренного ранее, в структуре типа КеОз возможен дву- и трехмерный сдвиг. Следствием двумерного сдвига является разделение кристалла на прямоугольные колонки размером тхпх°о (где т, п — число элементарных октаэдров, образующих структуру КеОз). В результате трехмерного сдвига кристалл разбивается на блоки размером тхпхр, соединенные друг с другом плоскостями сдвига. Очевидно, что образование двумерных и блочных структур сдвига расширяет возможности получения упорядоченных фаз с близким атомным соотношением компонентов и соответственно с очень малым различием термодинамических свойств. Легко показать, что состав кристалла структурного типа КеОз с блочной структурой можно выразить общей формулой М рОз р р( + )+4. В большинстве известных структур р = , 2 или оо. [c.143]

Рис. 15.1. Схема, иллюстрирующая основные области применения ПЭМВР прн исследовании твердых веществ. Д дислокация КС - кристаллографический сдвиг ДС-доменные структуры (междоменные границы в двойниках и срос-щихся кристаллах) ДУ-дефекты укладки плоскостей кристаллической рещетки.

При трении происходит сдвиг слоев твердой смазки, при этом в силу слабых вандерваальсовых связей между слоями сопротивление сдвигу будет очень малым. Малое сопротивление сдвигу между двумя кристаллографическими плоскостями еще не является достаточным критерием для оценки смазывающей способности твердой смазки. Поверхности скольжения слоистых кристаллов бывают ровными и гладкими или волнистыми и гофрированными. Для графита характерны ровные (гладкие) одноатомные слои, для сульфидов молибдена — ровные трехслойные пакеты, а для антимонита (ЗЬгЗз) — зигзагообразные сдвоенные цепи. Очевидно, что скольжение в кристалле вдоль ровных и гладких поверхностей намного легче, чем вдоль поверхностей неровных и волнистых. [c.204]

Дислокационная модель ползучести. При растяжении неде-формированного монокристал-лического образца в нем возникают сдвиговые напряжения <рис. 81). Если величина сдвигового напряжения (од, = ха) равна или превышает критическое напряжение сдвига, происходит скольжение по преимущественным кристаллографическим плоскостям и наряду с упругой деформацией сдвига у = [c.187]

II рода за счет закономерного изменения в целое число раз параметров решетки этих промежуточных фаз. Ясно, что различия в статистических и динамических методах нагрузки при твердотельных фазовых переходах сводятся к различиям в относительных скоростях образования зародышей и релаксации упругих напряжений, а также к различиям в механизмах сохранения, движения и распада межфазных границ. Хотя сделать детальный расчет упругих полей в настоящее время невозможно, однако можно рассмотреть этот механизм в следующем порядке. В данном случае упругая энергия на единицу объема зародыша равна приблизительно A(Jдeф G(u°ih) + (v(u°ii) , где коэффициенты и°ц (1фк) характеризуют сдвиговые явления, т. е. изменение углов между соответствующими кристаллографическими плоскостями, u°ih характеризует относительное изменение объема, а G vi Kv — модули сдвига и объемного сжатия (для графита и алмаза модули сдвига равны 480 и 440 ГПа, а модули объемного сжатия —440 и 34ГПа, соответственно). При расчетах нижней границы превращения графита в алмаз использовалась как близость обеих модулей сдвига, так и незначительная величина объемного модуля графита, т. е. данными слагаемыми в определенных случаях можно пренебречь, тогда как для обратного превращения ситуация иная, что н обуславливает монотропность превращения. Как показывают расчеты [25], для простейших структур (в том числе и для рассматриваемого типа) коэффициенты с точностью до членов второго порядка малости пропорциональны относительному изме- [c.308]

Г В зависимости от условий кристаллизации, концентрации, химического строения и молекулярной массы полимера молекулы могут складываться в разных кристаллографических направлениях. Формирование тех или других плоскостей складывания контролируется эпергетичегкой выгодностью такого процесса. Например, в монокристаллах ПЭ молекулы могут складываться в плоскостях (ПО) (плоскости с наиболее плотной упаковкой), в плоскостях (100)—следующих по численности находящихся в них атомов), а также и в некоторых других. Направления складок определяют внешнюю форму кристаллов, так как рост их происходит в направлении, нормальном к плоскостям складывания. При кристаллизации ПЭ из разбавленных растворов могут быть получены ромбовидные кристаллы, шестигранные, кристаллы в виде усеченного ромба. Кристаллы с различными поверхностями роста могут быть выращены и из других полимеров (ПОМ, найлоны и т. д.). Закономерный сдвиг складки в кристаллографическом направлении [001] по мере ее удаления от центра кристаллизации приводит к образованию кристаллов в виде полых пирамид форма последних характерна для многих полимерных кристаллов. Они отличаются лишь углом при вершине пирамиды. В связи с этим высаживание на плоскую подложку для ЭМ исследования сопровождается обычно коллапсом кристаллов, что приводит к возникновению трещин и морщин на их поверхности (рис. I. 5, б). [c.36]

Физическая особенность и выделенность плоскости скольжения состоит не только в том, что вдоль нее можно безболезненно произвести порождающий дислокацию сдвиг (после сдвига межатомные расстояния в окрестности плоскости скольжения остаются неизменными), но и в том, что в этой плоскости возможно сравнительно легкое перемещение дислокации. Последнее следует непосредственно из микроскопической картины дислокационного дефекта и проще всего демонстрируется с помощью схемы с лишней полуплоскостью, изображенной на рис. 86. Пусть краевая дислокация создана сдвигом на величину Ь вдоль плоскости скольжения, след которой на рис. 86 совпадает с кристаллографическим направлением АВ. Рассмотрим две конфигурации атомов вблизи ядра дислокации в случае, когда лишняя атомная полуплоскость находится в положении ММ (атомы отмечены черными кружками) и в случае, когда роль лишней кристаллической полуплоскости играет атомный слой, занимающий положение Л Л (атомы показаны светлыми кружками). [c.252]

Метод йгп г]) можно использовать и для рентгенографического определения Е и V. Дело в том, что упругие свойства большинства кристаллов анизотропны, т. е. зависят от кристаллографического направления. При рентгенографическом определении остаточных напряжений следует использовать значения Е и именно в направлении нормали к отражающей плоскости. Эти величины можно рассчитать, если известны упругие постоянные материала или их следует определить экспериментально. Для этого отожженный образец из испытуемого материала помещают в специальное приспособление, установленное в камере или на дифрактометре. С помощью приспособления образец подвергают одноосному растяжению или сжатию при трех-четырех заданных значениях напряжений в упругой области. При каждом значении напряжения методом з п2г1з определяют m=(l+v)Oф/ по уравнению (14.9), причем пучок рентгеновских лучей направлен так, чтобы его проекция на образец была параллельна приложенной нагрузке (ф = 0). В связи с тем, что дт/да,р = 1- -у)/Е, а ( еф=о/ 0ф =—vE из выражения (14.9) (при 113=0), можно определить раздельно и V, а значит, и модуль сдвига 0 = Е/2 1- - ) в направлении нормали плоскости Очевидно, что при вычислении значений частных производных дт/да и де1до(р можно учитывать только прирост т и еф=о при увеличении Оф, т. е. знание величины Оо в выражениях (14.2) или (14.10) необязательно. По известным значениям и V в нескольких кристаллографических направлениях (не менее двух для кубического кристалла) можно определить компоненты тензора модуля упругости. [c.346]

Явления пластической деформации этого типа состоят из ряда сдвигов, параллельных некоторой кристаллографической плоскости, и создаются скалывающим усилием в данной плоскости. Для того чтобы иметь правильное описание этого явления, желательно было изучить сначала лежащее в его основе элементарное явление — чистый однородный сдвиг — в зависимости от ориентации плоскости сдвига от величины усилия и от температуры. Можно ожидать, что даже в плоскости спайности (110) сдвиг будет зависеть от направления усилия в данной плоскости. Действительно, ряд ионов в направлении [100], лежащем в данной п.лос-кости, состоит попеременно из положительных и отрицательных ионов. В нормальной решетке каждый ион встречает ион противоположного знака в соседнем слое. Если следующий слой сдвинется относительно первого в этом направлении, то после смеще- [c.250]

Справочник химика 21

Химия и химическая технология