Трансфер (материаловедение)

Рис. 1. Ступень скольжения и активированная плоскость скольжения, край которой отмечает положение образовавшейся дислокации. Вектор Бюргерса b равен скользящему вектору g

Рис. 2. Поля напряжений ступенчатой ​​дислокации в кристалле с кубически-примитивной (kp) решеткой
(вид по линии дислокации)

Дислокации являются нарушением периодичности кристаллической решетки , которая продолжается вдоль линии в кристалле . Может возникнуть, например,

• во время роста кристаллов (например, из расплава или при осаждении из паровой фазы),
• в существующем кристалле в результате внутренних напряжений
• или в случае пластической деформации . Пластическая деформация кристаллов происходит с образованием и перемещением дислокаций (рис. 1) или путем образования двойников .

Дислокация не может заканчиваться внутри кристалла. Традиционно различают две идеализированные модели дислокаций: ступенчатую и винтовую. Важной характеристикой дислокации является вектор Бюргерса.

Идеализированные базовые модели

Существуют две основные модели дислокаций, которые позволяют теоретически определить энергию дислокации по искажению кристаллической решетки. Идеализация состоит прежде всего в предположении, что линия дислокации прямая.

Пошаговый сдвиг

Рис. 3. Схема ступенчатой ​​дислокации.

Вектор Бюргерса и линия дислокации перпендикулярны друг другу. Однако это относится только к кристаллическим решеткам, в которых прямые углы возникают из-за более высокой симметрии, а не к триклинной кристаллической решетке. Шаг дислокации можно представить в качестве дополнительной полуплоскости из частиц ( атомов , ионов ) , которые не имеет продолжения в идеальном кристалле. Английское название ступенчатой ​​дислокации - краевая дислокация . Русское название - краевая дислокация , немецкое - Randversetzung. Место, где заканчивается эта полуплоскость, называется ядром дислокации или линией дислокации. Здесь дислокация вызывает наиболее сильное искажение решетки, что приводит к появлению поля искажения вокруг линии дислокации (рис. 2).

Энергия смещения ступеньки на единицу длины равна ${\ displaystyle l}$

${\ displaystyle {\ frac {E _ {\ text {Level}}} {l}} \ приблизительно {\ tfrac {3} {4}} G \ cdot b ^ {2}}$

где G = модуль сдвига .

Винтовой вывих

Рисунок 4. Схема винтовой дислокации.

Вектор Бюргерса и линия дислокации параллельны. Винтовая дислокация создает спиральное соотношение между всеми плоскостями решетки, которые она разрезает.

Энергия винтовой дислокации на единицу длины ниже, чем у ступенчатой:

${\ displaystyle {\ frac {E _ {\ text {винт}}} {l}} \ приблизительно {\ tfrac {1} {2}} G \ cdot b ^ {2}}$

Таким образом, типичное дислокационное кольцо имеет больше областей винтового характера, чем ступенчатого, и имеет эллиптическую форму .

характеристики

Каждая дислокация имеет два важных параметра: линию дислокации и вектор Бюргерса.

Вектор гамбургеров

Рисунок 5. Определение вектора Бургера.

Вектор Бюргерса (названный в честь Иоганна Мартинуса Бюргерса ) описывает направление, в котором обязательно происходит движение дислокации. Его величина соответствует расстоянию между двумя соседними атомами в этом направлении. Его направление продиктовано кристаллической структурой материала. ${\ displaystyle {\ vec {b}}}$

Вектор Бюргерса может быть сгенерирован с помощью следующей процедуры (рис. 5):

• На некотором расстоянии от дислокации между атомами проводится связь, так что создается замкнутая цепь. Это тираж Burgers , представленный пунктирной линией на картинке слева.
• Теперь циркуляция левого изображения передается 1: 1 на правое изображение невозмущенного кристалла.
• Тираж не может быть закрыт в одной точке.
• Соединение, необходимое для замыкания цепи, - это вектор Бюргерса .${\ displaystyle {\ vec {b}}}$

Это приводит к аналогичному результату, если замкнутая цепь построена в идеальной решетке и перенесена в область вокруг линии дислокации. Вектор Бюргерса с наименьшей энергией (растет с квадратом его величины) лежит в плотно упакованных плоскостях:

• В гранецентрированной кубической решетке это направления <110> в плоскостях {111}.
• В объемно-центрированной кубической решетке это направления <111> в плоскостях {110}. Однако плоскости {112} и {123} только немного менее плотно упакованы и, следовательно, могут также проявляться как плоскости скольжения.

В большинстве металлических материалов длина или величина вектора Бюргерса для дислокации равна размеру межатомного расстояния. Величина вектора Бюргерса может быть вычислена в KRZ и Kfz сеток с помощью параметра сетки и компоненты вектора Бюргерса . ${\ Displaystyle \ | \ mathbf {Ь} \ | \}$ ${\ displaystyle a}$${\ displaystyle \ langle hkl \ rangle}$

${\ displaystyle \ | \ mathbf {b} \ | \ = (a / 2) {\ sqrt {h ^ {2} + k ^ {2} + l ^ {2}}}}$

Энергия кристалла может упасть, если дислокация расщепится на две частичные дислокации, каждая из которых имеет только половину размера вектора Бюргерса. В автомобильной решетке особенно интересны дислокации Шокли . Комбинируя две дислокации Шокли, можно, в свою очередь, сформировать так называемую дислокацию Ломера-Котрелла , что приводит к дальнейшему снижению энергии. Дислокации Ломера-Котрелла часто «сидячие», поэтому они не могут двигаться дальше, потому что они лежат в другой плоскости, чем исходная дислокация.

Визуализация

Рис. 6. ПЭМ- изображение дислокаций в Austen it.

Искажения сетки вокруг линии дислокации можно визуализировать с помощью ряда методов. В принципе, они также подходят для определения плотности дислокаций ρ (см. Там). По дифрактограмме выводы о собственных напряжениях и, следовательно, плотности дислокаций можно сделать по полуширине отражений, не делая их видимыми.

• травление
• ИК - микроскопия
• Просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ)
• Полевая ионная микроскопия (FIM)
• Рентгеновская топография

Кроме того, недавно стало возможно использовать просвечивающую электронную микроскопию высокого разрешения (HR-TEM) для стали (рис. 6) и некоторых полупроводников, чтобы сделать ядра дислокаций видимыми почти с атомным разрешением.

Движение вывиха как объяснение пластичности

Ранее использовавшаяся концепция теоретической силы

До 1930 - х годов, объясняя на пластичность и прочность на металлы на микроскопическом уровне не было серьезной проблемой . В «бездефектном» кристалле теоретическая прочность описывается выражением ${\ Displaystyle \ тау _ {м}}$

${\ Displaystyle \ тау _ {м} = {\ гидроразрыва {G} {2 \ pi}}}$

${\ displaystyle G}$= Модуль сдвига .

Эта оценка является результатом наблюдений за сопротивлением смещению двух наложенных друг на друга атомных слоев. Однако фактически наблюдаемые значения во много раз ниже этой оценки практически для всех металлов . Для объемно-центрированных кубических кристаллических решеток теоретическая прочность отсутствует в 100 раз, для гранецентрированных и гексагональных решеток - в 1000–10 000 раз.

Открытие и описание вывихов

В 1934 году Эгон Орован , Майкл Полани и Дж. И. Тейлор независимо друг от друга и примерно в то же время описали, как это противоречие может быть разрешено с помощью концепции переселения. В 1950-х годах их концепция была впервые экспериментально подтверждена с помощью недавно разработанных электронных микроскопов, которые могли делать дислокации видимыми.

При определении теоретической прочности предполагалось, что все атомы в атомном слое должны будут преодолевать сопротивление смещению одновременно. Ведь концепция переноса не соответствует действительности: под действием очень малого по сравнению с теоретической прочностью напряжения сдвига дислокации могут «перемещаться», d. То есть атомы соседней полуплоскости ненадолго разрывают свои связи и присоединяются к атомам следующей полуплоскости. Линия дислокации «блуждает». Это простейший механизм пластической деформации. Это случается только в тех плоскостях скольжения, в которых также лежит вектор Бюргерса. За исключением случая чисто винтовых дислокаций , которые также могут скользить в поперечном направлении , плоскость скольжения уже фиксируется положением дислокации.

Дислокационные взаимодействия

Противоположные дислокации притягиваются друг к другу через искаженную решетку и аннигилируют при встрече. С другой стороны, дислокации разного типа или ориентации мешают и мешают друг другу. Уменьшенные результаты мобильности в накоплении дислокаций куч и увеличение работы упрочнения в структуре . Дислокации накапливаются на границах зерен ( соотношение Холла-Петча ). Посторонние атомы по-разному взаимодействуют с дислокациями и приводят к упрочнению твердого раствора . В зависимости от типа, связности и размера интерметаллических фаз на них затруднены движения дислокаций ( дисперсионное и дисперсионное ).

Размножение вывихов

Рис. 7. Источник чтения Фрэнка между двумя препятствиями A и B

Движение дислокационной линии может быть нарушено взаимодействием с вакансиями , другими дислокациями или выделениями, такими как карбиды . Это мешает процессу скольжения. Если несколько дислокаций сталкиваются друг с другом, поля напряжений перекрываются и заставляют дислокацию выпирать между двумя препятствиями. Последующие трансферы теперь занимают места предыдущих трансферов. Создается так называемый источник Франка-Рида (рис. 7), который может испускать более сотни новых дислокаций в реальных кристаллах. Размножение дислокаций приводит к деформационному упрочнению .

Деформационное упрочнение необратимо, пока температура остается ниже примерно 30% от абсолютной температуры плавления T _m (в Кельвинах ). Кроме того, дислокации могут залечивать ( восстанавливать кристаллы ) из-за рекомбинации или расположения дислокаций относительно друг друга, в результате чего снова значительно падает прочность и повышается деформируемость. При еще более высоких температурах дислокации устраняются за счет образования новых структур во время рекристаллизационного отжига .

Дислокации в полупроводниках

В полупроводниковой промышленности требуются монокристаллы с минимально возможным количеством дислокаций , поскольку в противном случае электронные свойства кристаллов будут нарушены.

Электронный кремний обычно не содержит дислокаций, независимо от процессов зонного всплывания и роста Чохальского. В случае германия плотность дислокаций очень сильно зависит от процесса, особенно в случае оптических компонентов для инфракрасной оптики, она может быть высокой, но также растет германий с низкой дислокацией до бездислокаций. В случае арсенида галлия (GaAs) плотность дислокаций сильно зависит от процесса роста и легирования. Выращивание с помощью « вертикального градиентного замораживания » (VGF) обеспечивает плотность дислокаций от 10 см ^-2 (легирование кремнием) до 10 ³  см ^-2 (нелегированные). Нелегированные кристаллы диаметром 150 мм, выращенные с использованием инкапсулированной жидкости Чохальского (LEC), показывают плотность дислокаций в диапазоне 10 ⁵  см ^-2 . Арсенид галлия, легированный индием (GaAs: In, примерно 0,1–1% индия), почти не содержит дислокаций. Другие составные полупроводники (InP, GaP, InAs) находятся в аналогичном диапазоне. При плотности дислокаций выше 10 ⁶  см ^-2 переход к поликристаллическому росту наблюдается в основном.

В начальных фазах гетероэпитаксии на сапфире или кремнии GaN и AlN демонстрируют плотность дислокаций до 10 ⁹  см ^-2 . Затем выбирается последовательность слоев, которая резко снижает ее, так что в активной области компонента достигаются значения ниже 10 ⁷  см ^-2 . Свободно растущие кристаллы снова имеют более низкую плотность дислокаций (рост AlN за счет переноса газовой фазы примерно 10 ³  см ^-2 ).

В монокристаллах дислокации возникают в основном из-за термических напряжений в материале во время процесса охлаждения , а в полупроводниковых гетерослойных системах - в основном из-за несоответствия решеток . Поэтому монокристаллы с минимально возможным количеством дислокаций получают путем осторожного охлаждения.

Пример в 2-х измерениях

Рис. 8. Диссоциация пары дислокаций из-за сдвига (красные стрелки) гексагонального кристалла в 2D. Дислокация состоит из пары частиц с пятикратным (зеленый) и семикратным (оранжевый) координационными числами.

В двух измерениях существует только ступенчатая дислокация, которая играет центральную роль в плавлении в 2D, но не винтовая дислокация.

Эти дислокации образуют точечные топологические дефекты ; ЧАС. они не могут быть сгенерированы индивидуально локально с помощью аффинного преобразования . Они могут возникать только в паре с антипараллельным вектором бургера . Есть много вывихов з. Б. из-за тепловых флуктуаций нарушается дискретный порядок трансляции кристалла, при этом исчезают модуль сдвига и упругости , т.е. ЧАС. кристалл расплавился в жидкую фазу . Однако порядок ориентации еще не нарушен , и можно найти - аналогично жидким кристаллам - анизотропную фазу с типичной шестикратной симметрией по направлению , называемую гексатической фазой . Только наличие дисклинаций (рис. 8) создает изотропную жидкость. Этот двухэтапный процесс плавления с использованием дислокаций и дисклинаций описан в теории KTHNY .

Дислокации в триклинных кристаллах

Рассмотрение дислокаций в кристаллической решетке без прямых углов открывает новую перспективу и дает возможность более точно распознать, какие утверждения о дислокациях в целом верны. Это сделано на основе комплексного исследования пластической деформации кристаллов двух изоморфных триклинных комплексных солей TCNQ как модельных тел. Это молекулярные кристаллы веществ трифенилметилфосфоним-бис-7.7.8.8. Тетрацианохинодиметанид (сокращенно [Ph]) и трифенилметиларсоним-бис-7.7.8.8. Тетрацианохинодиметаниды (сокращенно: [As]), которые интересны из-за чрезвычайно сильной анизотропии их электропроводности.

Случайно выяснилось, что отпечатки бронзовых проволок, служивших измерительными электродами, окружены скользящими ступенями - верным признаком пластической деформации (рис. 9).

Рис. 9. Скользящие ступеньки в районе отпечатка электрода на поверхности (100) [As]

Рис. 10. Двухмерная сетка Triclinic со ступенчатым смещением.

Как создание скользящей ступеньки связано с движением дислокации, можно показать, используя схематическое изображение локальной деформации двумерной решетки (рис. 10). При нажатии на верхнюю часть сетки слева направо она смещается от поверхности на g , образуя скользящую ступеньку , с нарушением периодичности внутри в точке X - дислокацию (б). Если перевести орбиту ABCD из невозмущенной сетки (a) в возмущенную сетку, то потребуется вектор сетки b = g, чтобы полностью закрыть циркуляцию . Где b - вектор Бюргерса.

Рис. 11. Элементарная скользящая ступенька.

Если дислокация перемещается к правому краю (c), скольжение завершается, и там также возникает ступенька скольжения. Движение дислокации происходит в плоскости скольжения, с которой она связана. После полного скольжения кристалл свободен от дислокаций.

Если давление оказывается на верхнюю часть справа налево, сначала создается скользящая ступенька с правой стороны, а смещение - с внутренней стороны (d). После полного скольжения дислокация покинула кристалл слева, и там же создается ступенька скольжения (e).

Поскольку в сетке нет прямых углов, термин «ступенчатая дислокация» имеет смысл здесь только как край дополнительной плоскости сетки, а ступеньки на (c) и (e) имеют другой профиль: на (c) они тупые. -угловой, в (д) остроугольный.

На схематическом изображении элементарной ступеньки скольжения (рис.11), созданной локальным смещением части кристалла вокруг вектора решетки g (вектора скольжения), цикл Бюргерса вокруг конечных точек ступеньки скольжения показывает что существует дислокация с вектором Бюргерса b = + g, пересекающая поверхность и в то же время, что существует центр винтовой связи между соседними плоскостями решетки. Это нарушение решетки должно продолжаться внутрь кристалла по линии. Невозможно сказать, как проходит эта линия. В случае кривой L перемещение начиналось на поверхности, и дислокация мигрировала в кристалл. В процессе L 'выходящая изнутри кристалла дислокация достигла поверхности. Создание спирального соединения плоскостей решетки не требует, чтобы линия дислокации была ориентирована параллельно вектору Бюргерса, как предполагает традиционное определение винтовой дислокации.

Рис. 12. Скользящие ступеньки с уколом иглы (100) из [As], фотография углеродного отпечатка, полученная методом просвечивающего электронного микроскопа .

ПЭМ-фотография поля ступени скольжения рядом с уколом иглы на поверхности (100) кристалла [As] (рис. 12) показывает, что пластическая деформация создает несколько ступеней скольжения, в которых скольжение повторно активируется в одной и той же плоскости скольжения. . Это говорит в пользу движения дислокации вдоль L на рисунке 11, поскольку можно считать маловероятным, что дислокации, возникающие случайным образом во время роста кристалла, упорядоченно находятся в одной и той же плоскости скольжения.

Рис. 13. Ступенчатая дислокация в триклинном кристалле в проекции на плоскость скольжения.

Ступенчатые дислокации также создают спиральное соотношение между соседними плоскостями решетки, если они пересекаются линией дислокации и не ориентированы параллельно Бюргерсвекрору. Рисунок 13 показывает эту ситуацию как проекцию ступенчатого смещения на плоскость скольжения в технике рисования, применяемой Ридом. Заштрихованные точки находятся перед скользящей плоскостью, а белые кружки - за ней. На правом краю рисунка виден край скользящей ступеньки. Втягиваются два контура бургера с разной ориентацией, оба из которых ведут к одному и тому же вороту бургера b . Схема, которая проходит под углом к ​​вектору Бюргерса снизу слева направо, ведет к соседней плоскости сетки и указывает спиральное соотношение, созданное смещением.

В целом применимо следующее: каждая дислокация создает спиральное соотношение между плоскостями решетки, которые пересекаются ею и не ориентированы параллельно вектору Бюргерса.

Доказательство дислокации травлением

На пересечении дислокации с поверхностью кристалла благоприятствует атаке растворителя. Процесс растворения осуществляется вдоль линии дислокации по глубине, в результате чего создается ямка травления с точкой, отмечающей местоположение дислокации. Это может быть использовано для обнаружения дислокаций и их распределения на поверхности кристалла.

Рис. 14. Скользящие ступеньки (a) и связанные с ними ямки травления (b) в непосредственной близости от отпечатка микротвердости на (100) [As]

На рисунке 14 показан пример. Здесь поверхность кристалла [As] была частично растворена / травлена ​​растворителем ацетонитрилом. Чтобы избежать процесса грубого растворения, было гарантировано, что растворитель может действовать только в течение очень короткого времени (около 0,1 с). Показано окружение микротвердости -Eindrucks, на изображении 14a и Gleitstufenfeld на рисунке 14b, соответствующий вытравленный узор. Ямки травления отмечают начало каждого шага скольжения и каждую точку, в которой высота шага скольжения увеличивается или уменьшается на одно расстояние плоскости решетки (здесь 1,5 нм) за счет повторного использования одной и той же плоскости скольжения. Начало видимости скользящей ступени отмечено стрелкой на (а), третья ямка травления в той же точке на (б). Таким образом, видимость ступеньки скольжения в микроскопе падающего света при наклонном освещении начинается с высоты ступеньки 4,5 нм. Ряд многочисленных ямок травления вдоль ступеней скольжения показывает, что многократное использование идентичных плоскостей скольжения из-за дислокаций, возникающих одна за другой. другие с непрерывной загрузкой - это правило.

Рис. 15. Схема четверной скользящей ступени.

Схематическое изображение четырехкратной ступеньки скольжения (рис. 15) показывает, как дислокации создают спиральное соотношение между плоскостями решетки, которые они разрезают. В наиболее удаленном от поверхности участке дислокации идут параллельно плоскостям решетки и не создают там спирального взаимодействия. Вот вам и ориентация на ступенчатую смену.

Смотри тоже

• Коттрелловское облако
• Раздвижная система
• Хрустальный близнец

литература

• Дж. М. Бюргерс: Некоторые соображения о полях напряжений, связанных с дислокациями в регулярной кристаллической решетке. В кн . : Известия Отделения наук. Koninklijke Nederlandse Akademie van Wetenschappen. Т. 42, 1939, ISSN  0370-0348 , с. 293-325, 378-399.
• Жак Фридель: дислокации. Готье Виллар, Париж, 1956 (2-е изд. Pergamon, Dislocations 1964).
• Дерек Халл, Дэвид Дж. Бэкон: Введение в дислокации (= International Series on Materials Science and Technology. Vol. 37). 3-е издание. Pergamon Press, Oxford et al. 1984, ISBN 0-08-028720-4 .
• Джон П. Хирт, Йенс Лоте: Теория дислокаций. 2-е издание. Wiley, New York NY et al. 1982, ISBN 0-471-09125-1 .
• Хаген Кляйнерт : Измерительные поля в конденсированной среде. Поля беспорядка и приложения к сверхтекучему фазовому переходу и плавлению кристаллов. Том 2: Напряжения и дефекты. Дифференциальная геометрия, плавление кристаллов. World Scientific, Сингапур и др. 1989, ISBN 9971-5-0210-0 , стр. 743-1456 ( доступно для чтения на сайте автора ).
• Р. Форнари (Ред.): Монокристаллы в электронных материалах. Elsevier Ltd, 2019, ISBN 978-0-08-102096-8 .
• Питер Хаасен: Физическая наука о металлах. 3-я, исправленная и расширенная Издание Берлин / Гейдельберг, ISBN 978-3-642-87849-7 .

веб ссылки

• Физические свойства материалов (подробные конспекты лекций ТУ Дрезден)

Индивидуальные доказательства

1. ↑ ^{б с д е} Christoph Broeckmann, Пол Beiss: Материаловедение я . Институт применения материалов в машиностроении при RWTH Ахенского университета , Аахен, 2014 г., стр. 162–182.
2. ↑ Э. Орован: О пластичности кристаллов. Я . В: Журнал физики . Лента 89 , нет. 9 , 1 сентября 1934 г., стр. 605-613 , DOI : 10.1007 / BF01341478 . Э. Орован: О пластичности кристаллов. II . В: Журнал физики . Лента 
    89 , нет. 9 сентября 1934 г., стр. 614-633 , DOI : 10.1007 / BF01341479 . Э. Орован: О пластичности кристаллов. III . В: Журнал физики . Лента 
    89 , нет. 9 сентября 1934 г., стр. 634-659 , DOI : 10.1007 / BF01341480 . 
3. ↑ М. Поланьи: О разрушении решетки, из-за которого может образоваться кристаллический пластик . В: Журнал физики . Лента 89 , нет. 9 сентября 1934 г., стр. 660-664 , DOI : 10.1007 / BF01341481 . 
4. ↑ Джеффри Ингрэм Тейлор: Механизм пластической деформации кристаллов. Часть I. - Теоретическая . В: Труды Лондонского королевского общества. Серия A, содержащая статьи математического и физического характера . Лента 145 , нет. 855 , 2 июля 1934 г., стр. 362-387 , DOI : 10.1098 / rspa.1934.0106 . Джеффри Ингрэм Тейлор: Механизм пластической деформации кристаллов. Часть II - Сравнение с наблюдениями . В: Труды Лондонского королевского общества. Серия A, содержащая статьи математического и физического характера . Лента 
    145 , нет. 855 , 2 июля 1934 г., стр. 388-404 , DOI : 10.1098 / rspa.1934.0107 . 
5. ↑ Урс Гассер, Кристоф Эйзенманн, Георг Марет, Петер Кейм: Плавление кристаллов в двух измерениях . В кн . : ChemPhysChem . Лента 11 , вып. 5 , 2010, с. 963-970 , DOI : 10.1002 / cphc.200900755 . 
6. ↑ Урс Гассер, Георг Марет, Петер Кейм: плавление двумерных кристаллов. Фазовые переходы из-за топологических дефектов . В кн . : Физика в наше время . Лента 39 , нет. 1 , 2008, с. 36-43 , DOI : 10.1002 / piuz.200601138 . 
7. ↑ Heinz HW Preuß: Комплексные соли Trikline TCNQ как модельное тело для исследования пластичности кристаллов с низкой симметрией, Диссертация B (кандидатская диссертация), Лейпциг, 1977 . В: Ректор Bergakademie Freiberg (Hrsg.): Исследовательский буклет Фрайбергера . B 204. VEB Немецкое издательство базовой промышленности, Лейпциг, 1978. 
8. ↑ Э. Мюллер, Х. Ритчель, Х. Гензель: Анизотропия электропроводности и термоэлектрической мощности в монокристаллах анионно-радикальной соли [(C6H5) 3 AsCH3] + TCNQ2 - . В: Physica status solidi (b) . Лента 33 , нет. 1 , 1969, с. K55-K58 , DOI : 10.1002 / pssb.19690330168 . 
9. ^ WT Рид (мл.): Дислокации в кристаллах . Лондон 1953 г.