ДИСЛОКАЦИИ

ДИСЛОКАЦИИ в кристаллах, дефекты кристалла, представляющие собой линии, вдоль и вблизи которых нарушено характерное для кристалла правильное расположение атомных плоскостей. Д. и другие дефекты в кристаллах определяют многие физ. свойства кристаллов, наз. структурно-чувствительными. В частности, механич. свойства кристаллов -п р очность и пластичность -обусловлены существованием Д. и их особенностями.

Типы Д. Простейшими видами Д. являются краевая и винтовая Д. В идеальном кристалле соседние атомные плоскости параллельны на всём своём протяжении. В реальном кристалле атомные плоскости часто обрываются внутри кристалла (рис. 1, а), при этом возникает краевая Д., осью к-рой является край "лишней" полуплоскости. Применение электронных микроскопов с большой разрешающей способностью позволяет наблюдать в нек-рых кристаллах специфичное для краевой Д. расположение атомных рядов.

Образование краевой Д. можно представить себе, если надрезать кристалл по части плоскости ABCD (рис. 1, б), сдвинуть ниж. часть относительно верхней на одно межатомное расстояние b в направлении, перпендикулярном к АВ, а затем вновь соединить атомы на противоположных краях разреза. Оставшаяся лишняя полуплоскость обрывается вдоль краевой Д. АВ. Вектор 6, величина к-рого равна межатомному расстоянию, наз. вектором сдвига (вектор Бюргерса). Плоскость, проходящая через вектор сдвига и линию Д., наз. плоскостью скольжения краевой Д.

Рис. 1. Краевая дислокация: а - обрыв атомной плоскости внутри кристалла; б - схема образования краевой дислокации.

Если направление сдвига b не перпендикулярно, а параллельно границе надреза АВ, то получается винтовая Д. (рис. 2, а). В отличие от краевой Д., у винтовой Д. плоскостью скольжения является любая кристаллографии, плоскость, проходящая через линию АВ.

Рис. 2. Винтовая дислокация: а- схема образования винтовой дислокации; 6 - расположение атомов в кристалле с винтовой дислокацией (атомы располагаются в вершинах кубиков); в - расположение атомов в плоскости скольжения винтовой дислокации.

Кристалл с винтовой Д. уже не состоит из параллельных атомных плоскостей, скорее его можно рассматривать состоящим из одной атомной плоскости, закрученной в виде геликоида или винтовой лестницы без ступенек (рис. 2, б). На рис. 2, в показано расположение атомов выше (белые кружки) и ниже (чёрные кружки) плоскости скольжения в простой кубич. решётке с винтовой Д. Если винтовая Д. выходит на внешнюю поверхность кристалла, то в точке выхода А (рис. 2, б) обрывается ступенька AD высотой в толщину одного атомного слоя. Эта ступенька активно проявляет себя в процессе кристаллизации. Атомы вещества, выпадающие из пара или раствора, легко присоединяются к ступеньке на поверхности растущего кристалла. Количество атомов, захватываемых ступенькой, и скорость смещения ступеньки по поверхности кристалла больше вблизи выхода Д. Поэтому ступенька закручивается вокруг оси Д. Ступенька последовательно поднимается с одного кристал-лич. "этажа" на другой, что приводит к спиральному росту кристалла (рис. 3).

Рис. 3. Спираль роста на поверхности кристалла парафина; ступень роста обрывается в точке выхода винтовой дислокации на поверхность.

Между предельными случаями краевой и винтовой Д. возможны любые промежуточные, в к-рых линия Д. составляет произвольный угол с вектором сдвига (смешанная Д.). Линия Д. не обязательно должна быть прямой, она может представлять собой произвольную кривую. Линии Д. не могут обрываться внутри кристалла, они должны либо быть замкнутыми, образуя петли, либо разветвляться на несколько Д., либо выходить на поверхность кристалла. Плотность Д. в кристалле определяется как среднее число линий Д., пересекающих проведённую внутри тела площадку в 1 см², или как суммарная длина Д. в 1 см³. Плотность Д. обычно колеблется от 10² до 10³ на 1 см² в наиболее совершенных монокристаллах и доходит до 10¹¹-10¹² на 1 см² в сильно искажённых (наклёпанных) металлах (см. ниже).

Д. - источники внутренних напряжений. Участки кристалла вблизи Д. находятся в упруго напряжённом состоянии. Напряжения убывают обратно пропорционально расстоянию от Д. Поля напряжений вблизи отдельных Д. выявляются (в прозрачных кристаллах с низкой плотностью Д.) с помощью поляризованного света (рис. 4; см. Фотоупругость). В зависимости от взаимной ориентации векторов сдвига двух Д. они притягиваются или отталкиваются. При сближении двух Д. с одинаковыми векторами сдвига (рис. 5, а) увеличивается сжатие кристалла по одну сторону от плоскости скольжения и растяжение - по другую сторону. При сближении Д. с противоположными векторами сдвига сжатие и растяжение по обе стороны от плоскости скольжения взаимно компенсируются (рис. 5, б, в, г). Величина упругой энергии, обусловленной полем напряжений Д., пропорциональна b² и составляет обычно величину ~10^-4 эрг на 1 см длины Д.

Рис. 4. Поля упругих напряжений вокруг краевых дислокаций в кристалле кремния, выявленные методом фотоупругости. Дислокации пронизывают пластинку кремния перпендикулярно к плоскости рисунка.

Перемещение Д. Д. могут перемещаться в кристалле, вызывая его пластич. деформацию. Перемещение Д. в плоскости скольжения наз. скольжением. В результате скольжения одной Д. через кристалл происходит пластич. сдвиг на одно межатомное расстояние b (рис. 6). При перемещении Д. в плоскости скольжения в каждый данный момент разрываются и пересоединяются связи не между всеми атомами на плоскости скольжения (рис. 6, а), а только между теми атомами, которые находятся у оси Д. (рис. 6, б). Поэтому скольжение Д. происходит при сравнительно малых внешних напряжениях. Эти напряжения на несколько порядков ниже, чем напряжение, при к-ром может пластически деформироваться совершенный кристалл без Д. (теоретич. прочность на сдвиг, см. Пластичность). Сдвиговую прочность, близкую к теоретической, могут иметь, напр., нитевидные кристаллы (усы), не содержащие Д.

Рис. 5, а и б - отталкивающиеся и притягивающиеся дислокации; в, г - аннигиляция притягивающихся дислокаций.

Рис. 6. Перемещение дислокации в плоскости скольжения сопровождается разрывом и пересоединением межатомных связей. В кристалле без дислокаций сдвиг в плоскости скольжения требует одновременного разрыва всех межатомных связей.

Перемещение краевой или смешанной Д. в направлении, перпендикулярном к плоскости скольжения, наз. перепелзанием (восхождением). Оно осуществляется путём диффузии атомов (или встречного движения вакансий) из кристалла к краю полуплоскости, образующему Д. (рис. 7). Т. к. скорость диффузии очень резко (экспоненциально) уменьшается с понижением темп-ры, переползание происходит с заметной скоростью только при достаточно высоких темп-pax. Если кристалл с Д. находится нод нагрузкой, то потоки атомов и вакансий направлены так, чтобы упругие напряжения уменьшились. В результате происходит пластич. деформация кристалла не за счёт скольжения, а за счёт переползания Д. Т. о., пластич. деформация кристалла с Д. всегда представляет собой движение Д. При этом скорость пластич. деформации кристалла оказывается прямо пропорциональной плотности движущихся Д. и их средней скорости. Пластич. деформация кристалла без Д. осуществляется путём диффузии точечных дефектов.

Подвижность Д. Скольжению Д. препятствует не только прочность разрываемых межатомных связей, но и рассеяние тепловых колебаний атомов и электронов проводимости (в металлах) в упруго искажённой области кристалла, окружающей движущиеся Д., а также упругое взаимодействие с др. Д., с атомами примесных элементов в твёрдых растворах, межзёренные границы в поликристаллах, частицы др. фазы в распадающихся сплавах, двойники (см. Двой-никование) и др. дефекты в кристаллах. На преодоление этих препятствий тратится часть работы внешних сил. В результате этого подвижность Д. зависит от структуры решётки тем больше, чем меньше дефектов содержит кристалл. Скорость скольжения Д. резко возрастает с напряжением, но не превосходит скорости распространения звука в кристалле. Скорость переползания пропорциональна напряжению.

Рис. 7. Переползание краевой дислокации. Атомы лишней полуплоскости переходят в вакантные узлы решётки.

Образование и исчезновение Д. Обычно Д. возникают при образовании кристалла из расплава или из газообразной фазы (см. Кристаллызация). Методы выращивания монокристаллов, совсем не содержащих Д., очень сложны и разработаны только для немногих кристаллич. веществ. После тщательного отжига кристаллы содержат обычно 10⁴-10⁵ Д. на 1 см². При малейшей пластич. деформации такого кристалла Д. интенсивно "размножаются" (рис. 8), без чего невозможна значительная пластич. деформация кристалла. Если бы новые Д. не рождались в кристалле, то деформация прекратилась бы после выхода на поверхность кристалла всех имеющихся в нём Д.

Притягивающиеся Д. с противоположным вектором сдвига, лежащие в одной плоскости скольжения, при сближении уничтожают друг друга (аннигилируют, рис. 5, б, в, г). Если такие Д. лежат в разных плоскостях скольжения, то для их аннигиляции требуется переползание. Поэтому при высокотемпературном отжиге, способствующем переползанию, понижается плотность Д.

Рис. 8. Схема источника дислокаций Франка-Рида. В точках А к В закреплён отрезок дислокации. Под действием внешней нагрузки (стрелка) он прогибается, принимая последовательно конфигурации а - ж, пока не отшнуруется замкнутая дислокационная петля с восстановлением исходного отрезка АВ. На стадии д притягивающиеся участки петли тип аннигилируют.

Д. - источник кривизны решётки. Участки кристалла, разделённые рядами (рис. 9) или сетками из Д., имеют различную ориентацию атомных плоскостей и наз. кристаллич. блоками. Если Д. расположены равномерно по объёму кристалла, то блочной структуры нет, но решётка искривлена (рис. 10).

Искривление атомных плоскостей и искажение межплоскостных расстояний вблизи Д. увеличивают интенсивность рассеяния рентгеновских лучей и электронов. На этом основаны рентгеновские и электронномикроскопические методы наблюдения Д. (рис. 11).

Рис. 9. Дислокации, образующие межблочную границу.

Рис. 10. Изогнутый кристалл.

Рис. 11. Электронномикроскопический снимок дислокационной структуры кристалла Сг после высокотемпературной деформации.

Дислокационная структура деформированных кристаллов. Разрушение. Распределение Д. в деформированных кристаллах обычно неравномерное. При малой степени деформации (обычно до 10%) Д. часто располагаются вдоль выделенных плоскостей скольжения. С ростом деформации возникает (обычно в металлах) блочная структура, выявляемая с помощью электронного микроскопа или по рассеянию рентгеновских лучей. С ростом деформации размер блоков падает. При размножении Д. средние расстояния между Д. сокращаются, их поля упругих напряжений взаимно перекрываются и скольжение затрудняется (деформационное упрочнение кристалла). Чтобы скольжение могло продолжаться, приложенное внешнее напряжение необходимо повысить.

Рис. 12. Атомные плоскости, окаймляющие трещину в кристалле фталоцианида меди: а - электронномикроскопическая фотография (межплоскостное расстояние 12,6 А); б -схема расположения атомных плоскостей.

При дальнейшем размножении Д. внутренние напряжения могут достигать значений, близких к теоретич. прочности. Тогда наступает разрушение кристалла путём зарождения и распространения в нём микротрещин (рис. 12). Этому могут способствовать также и тепловые колебания.

Влияние Д. на физич. свойства кристаллов. Д. влияют не только на такие механические свойства твёрдых тел, как пластичность и прочность, для к-рых присутствие Д. является определяющим, но и на др. физич. свойства кристаллов. Напр., с увеличением числа Д. уменьшается плотность кристалла, возрастает внутреннее трение, изменяются оптич. свойства, повышается электросопротивление. Д. увеличивают среднюю скорость диффузии в кристалле и ускоряют старение и др. процессы, протекающие с участием диффузии. Д. уменьшают химич. стойкость кристалла, так что в результате обработки поверхности кристалла спец. веществами (травителями) в местах выхода Д. образуются видимые ямки. На этом основано выявление Д. в непрозрачных материалах методом избирательного травления (рис. 13).

Рис. 13. Ряды дислокаций в плоскостях скольжения в кристалле LiF, выявленные методом травления. Косые ряды - краевые дислокации, вертикальный ряд -винтовые.

Лит.: Ландау Л. Д., Ахиезе р А. И., Лифшиц Е. М., Курс общей физики, М., 1965, 105; Бюренван X. Г., Дефекты в кристаллах, пер. с англ., М., 1962; фридель Ж., Дислокации, пер. с англ., М., 1967; И н д е н-бом В. Л., Орлов А. Н., Физическая теория пластичности и прочности, "Успехи физических наук", 1962, т. 76, с. 557; Котрелл А., Теория дислокаций, пер. с англ., М., 1969; X и р т Д ж. , Л о т е И., Теория дислокаций, пер. с англ., М. [в печати].

А. Н. Орлов.