Влияние кристаллографического направления выращивания на ростовую структуру металлических монокристаллов, разбавленных ГЦК и ГПУ твердых растворов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

РГ6 од

1 7 МАЯ 1203

ШДЕШЯ НАУК УКРАИНЫ ИНСШТУТ МЕТАЛЛ(ШЗИКИ

На правах рукописи ШВОЛУБ Евгений Леонидович

УДК 548.5

ВЛИЯНИЕ КРИСТАЛЛОГРА®ИЕСКОГО НАПРАВЛЕНИЯ ВЫРАЩИВАНИЯ НА РОСТОВУЮ СТРУКТУРУ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МОНОКРИСТАЛЛОВ, РАЗБАВЛЕННЫХ ГЦК И ШУ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ

Специальность 01.04.0? - Физика твердого тела

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических паук

Киев - 1993

Работа выполнена в Институте металлофизики АН Украины.

Научные руководители: доктор физико-математических наук

ФЕДОРОВ О.П.

доктор физико-математических наук ЗАСШШК И.К.

Официальные оппонента: доктор технических наук БАРАБАШ О.М.

(Институт металлофизики АН Уграинн);

доктор физико-математических наук

ОВРУЦКИЙ A.M. (Днепропетровский Госуниверситет)

Ведущая организация: Институт кристаллографии АН России

Защита состоится " 5У " 1993 г. в 14 часов на

заседании спевдализированного совета К 016.37.01 Института металлофизики АН Украины.

С диссертацией ыозно ознакомиться а библиотеке Института металлофизики АН Украины.

Отзывы, заверенные печатью, просим направлять по адресу: 252680, ГСП, г.Киев-142, пр. Вернадского, 36, Институт металле физики АН Украины.

Автореферат разослан п3& п д^уСее^с^ 1993 г.

/Учений секретарь специализированного совета К 016.37.01 доктор физико-математических наук

О.П. ФЕДОРОВ

ОБЩАЯ ХАРЖГЕЕИСШСА РАБОТЫ

Актуальность работы. В последние годы проблема кристаллографических особенностей роста кристаллоз о малой энтропией плаЕ-дения (включая практически все металлы) изучаются весьма интенсивно. Новый интерес к этой проблеме возник в связи с теоретическими работами по дендритному росту, где был сделан принципиальный вывод о решающей роди анизотропии поверхностной энергии в формировании дендритной морфологии. Немногочисленные расчетные и экспериментальные-работы в области направленной кристаллизации затрагивали до сих пор области малых отклонений от равновесия и малых углов вблизи яизкоиядекскнх кристаллографических направлений. В то же время, прямые эксперименты по наблюдению за фронтом кристаллизации прозрачных веществ в двумерном случае обнаружили нетривиальные последствия, к которым приводит болызое отклонение от кристаллографической ориентации преямутцзственного роста. Обнаруженные эффекты дают возкожость объяснить закономерности реального сгруктурообразования, однако для этого было необходимо провести последовательное изучение структур роста, формируя: щгася для различных ориентации кристаллов в широком интервале параметров внраиивания. Проблем здристаллографических эсобенностей морфологии фронта связана не только с новым уровнем юяимания процессов затвердевания металлов, но и с взаимной обусловленность® этих процессов и достижением более высоких физико-«гехаяических свойств материалов. Последние в значительной степе-ш определяются структурой малоугловых границ (ЮТ), образуюших-:я в процессе выращивания. Однако до сих пор кристаллографяче-:кая обусловленность ЮТ отмечалась лишь в общем плане, без вы-гсяения относительного вклада факторов, связанных со структурой юста.

Основные задачи исследования:

1. Выяснить особенности формирования структуры монокристалла с различными типами решетки (ГШ и ГПУ) на начальных стадиях :отери устойчивости для различных ориентацией выращивания.

2. Определить, являются ди обнаруженные ранее типы ячеек удлиненные, равноосные) присущими определенным ориентадиям, ибо они могут реализоваться для различных кристаллографических аправлений в зависимости от условий выращивания.

3. Изучить роль зфисгаллографгческой ориентации выращивания в формировании дендритной структуры двухкомпонентного сплава.

4. Исследовать влияние ростовой структуры на закономерности образования малоугловых границ при различных задаваемых ориен-тациях выращивания.

Научная новизна.

В работе впервые исследована эволвшя ростовой структуры, связанная не только с параметрами выращивания, но и кристаллографической ориентацией. При этом, в отличие от других работ, применялось прецизионное задание ориентации щжсталлов, а также широкий интервал параметров выращивания,, охватывавший область от плоского до дендритного фронта кристаллизации. Использовались кристаллы с различной структурой решетки, что позволило впервые . построить общую схему эволюции структуры роста и РОТ для типичных металлических кристаллов.

Практическая ценность.

Полученные в работе морфологические закономерности могут служить основой дая целенаправленного модифицирования ростовой и дислокационной структуры в практике выращивания монокристаллов с заданным распределение!! примесей и дефектов.

Обнаруженные эффекты плитеобразования в.сплавах с дендритной структурой позволяют разработать основы технологии, предусматривающей существенное снияение структурной и концентрационной неоднородности.

Основные положения диссертационной работы, выносимые на защиту:

1. Влияние ориентации выращивания монокристаллов металлических твердых растворов на морфологии ыежфазной границы и соответствующую сегрегационную субструктуру зависит от степени отклонения системы от равновесия: оно пренебрежимо мало при небольших отклонениях; определяет тип морфологии в области ячеистого роста; задает геометрию расположения дендритов при больших отклонениях от равновесия.

2. В зависимости от взаимной ориентации кристаллографического направления выращивания монокристалла и плоскостей, обра-

зованных направлешякз преимущественного роста, характерными типами ячеистой структуры являются равноосные, удлиненные ячейки с непрерывным ыежъячеистнми промежутка!®, либо хаотически разветвленные ячейки.

3. Морфология малоугловых границ ионощзясталлов металлических твердых растворов начиная с определенной степени развития неустойчивого Фронта кристаллизации совпадает с характерными . типами ростовых ячеек, что обусловливает характер зависимости структурного совершенства монокристаллов от направления выращивания и анизотропии совершенства монокристаллов одной и той же ориентации.

Апробация работы. Результаты исследований докладывались на:

71 Международной конференции по росту кристаллов, г. Москва, 1980 г.;.

X Всесоюзном совещании "Получение, структура, физические свойства и применение монокристаллов тугоплавких и редких металлов", г. Москва;

I Уральской школе по росту кристаллов металлов и иятерма-таллидов из расплава, Г. Свердловск, 1990 г.;

П Уральской школе по росту кристаллов металлов и интерме-галлидов из расплава, г. Свердловск, 1991 г.;

ОТ Всесоюзной конференции по росту кристаллов, г. Харьков, [992 г.

Публикации. Материалы диссертации опубликованы в 5 печатных >аботах, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит аз вве-[ения, четырех глав, общих выводов, заключения, списка литера-уры. В диссертации содержится 207 страниц (из них текста 156 траниц), таблиц - 7 , рисунков - 66 , 158 ссыпок на работы оветских и зарубежных авторов.

СОДЕШШЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность диссертационной 1боты, сформулированы ее цель и задачи. Приведены основные ¡зультаты и положения, вынесенные на защиту.

В первой главе дается.обзор отечественной и зарубежной литературы по теме диссертации. Рассмотрены модельные и феноменологические теории роста кристаллов из расплава при реализации нормального и послойного механизмов роста.

Анализируются публикации, посвященные проблеме потери устойчивости плоской межфазной.поверхности и развития ячеистой (дендритной) структуры при направленном затвердевании бинарных сплавов по нормальному механизму. Основное внимание исследователей обращалось на связь структуры со степенью отклонения от равновесия (определяемой величиной скорости , температурного градиента . £> и концентрацией примеси £. ). Наибольшим достижением является критерий Чалмерса (а также его более точные аналоги, в частности Ыаллинза-Секерки и др.) - , который удовлетворительно описывает переход от плоского к неустойчивому ячеистому фронту.

Некоторые теоретические результаты свидетельствует о значительной роли, которую может играть анизотропия (Г (поверхностной энергии) и 3 (кинетического коэффициента) в формировании ячеистой структуры. Вместе с тем существует и точка зрения о пренебреяимой малости этого фактора по сравнению с другими ( Ж , £>,£'). Известно несколько экспериментальных работ, свидетельствующих о важности роли кристаллографической ориентации выращивания, однако, последовательного изучения проблемы до сих пор не проводилось. В частности, не было проведено систематического изучения ячеистой структуры кристаллов, выращенных в одинаковых условиях от затравок, ориентированных в различных строго заданных кристаллографических направлениях.

В связи с этим не достаточно последовательно решена и задача о взаимосвязи между морфологией фронта 1фисталлизации и дислокационной структурой выращиваемых из расплава кристаллов. Одним из наиболее распространенных несовершенств монокристаллов, получаемых в широком диапазоне параметров роста, являются малоугловые границы (МУГ), образующие в кристалле макро- и микромозаику или блочную структуру. Известно, что сильное и взаимосвязанное влияние на развитие ШТ и структурное совершенство монокристаллов вообще оказывает содержание примесей, скорость и Хфисталлографическое направление выращивания. Однако кристаллографический аспект этого влияния в связи с потерей устойчиво-

сти плоского фронта кркстахппзацкж до сих пор практически не изучен.

На основа анализа состояния вопроса сформулированы основные цели исследования.

Во второй главе описнваится методы получения и исследования ростовой структуры металлических монокристаллов. В качестве материалов были выбрани системы (ОД; 0,5; 2; 3; 5; 10 и 15 а.т.% «/>" ) и М'-^к (33, 45, 67 и 75 ат.£ л'/ , У;33 + + 0,01 ат.$ г? , + 0,01 ат.£ ) с ГЩ, а такне^*-^ (0,05 и 0,1 ат.$ ¿V), ¿л-Лч (0,07 и 0,5 ат.# ) с ПЕГ структурами.

Монокристаллы выращивались вертикальным методом Бридзкмена, от затравок ось которых совпадала с одним из выбранных кристаллографических _наяравлений ( (001), (НО), (III), (113) и (0001) (1010), (1120), (1011), (1013) ). Выбор кристаллографических ориентации выращивания был обусловлен соображениями различной симметрии взаимного расположения направления внраиявания и направлений преимущественного роста. В ряде случаев мекду затравкой и основной частью кристалла создавалась зона переменной концентрации второго компонента, так что различным поперечным сечениям соответствовала различная степень отклонения от условия существования плоской мекфазной границы. Полученные монокристаллы разрезались на удобные для исследования образцы по различным кристаллографическим плоскостям, выбор которых обеспечивал возможность объемной реконструкции ростовых структур. Было проведено специальное исследование возмоетого влияния электроэрозионной и химической резки на структурное совершенство приповерхностных слоев разрезаемых металлических монокристаллов, что и обусловливало выбор способа разрезания в каждом конкретном случае, в зависимости от материала и целей исследования.

Металлографические исследования проводились с использованием оптических микроскопов "1ЛБС-9" и "Нео^от-Й". Основными методами исследования дислокационной структуры были рентгеновская топография на огргяение, метод Гуядарева-Есина и дийрактометри-ческие измерения с использованием двухкрисгального спектрометра.

Основные анализы содержания когдпонент металлических сплавов проводились методом рентгеновского флюоресцентного анализа и химическими методами.

Рентгеновский флюоресцентный анализ проводился на приборе

В отдельных случаях распределение второго компонента и примесей в объеме монокристаллов проводили с помощью локального рентгено-спектрального микроанализатора (локальность до I мкм) на приборах „¿¿иъега. - * и растровым

электронным микроскопом зсе, оснащенным рентгеновским энергодисперсионным микроанализатором 860-2. Количест-

венный анализ выполнялся по методике с корректировкрй по' эталонам.

В третьей главе диссертации изложены результаты исследования морфологии ячеистой структуры монокристаллов различных щ>и-сталлографнческих ориентаций, полученных при различной степени отклонения от равновесия плоской мегфазной границы кристалл-расплав, варьируемой изменением скорости роста Л- и концентрации примеси С . Предцрияята попытка решить проблему относительного вклада анизотропии поверхностной энергии кристалл-расплав в формировании сегрегационной субструктуры металлических монокристаллов, обусловленной потерей устойчивости плоского фронта кристаллизации. >

Как показала исследования, влияние кристаллографической ориентации направления вщэащазанпя на морфологию сегрегационной субструктуры существенно зависит от степени отклонения от устойчивости плоской границы. При малом отклонении (малой движущей силе процесса) на поверхности поперечного шлифа наблюдаются узлы или ноды, форма и хаотическое распределение которых практически не зависит от ориентации. Из приведенных данных следует, чт< узловая структура реализуется для всех направлений выращивания кристаллов с кубической и гексагональной упаковкой.

Увеличение скорости выращивания Л. или концентрации цри-меси С приводит к формированию между узлами перемычек, а даль нейшее изменение морфологии существенно различается для разных кристаллографических ориентаций ВЕфащивания. Так в случае и ^ - а/у для направления ^001 > в поперечных сечениях узлы сменяются равноосными ячейками, а в продольных сечениях при этом обнаруживаются вытянутые в направлении роста элементы, про ходящие через весь кристалл. Это позволяет заключить, что в направлении ¿001> из первоначально хаотически расположенных

узлов развивается "карандашная" или волокнистая структура, являвшаяся результатом стыковки плотноупакованных цилиндров. Подобная равноосная в поперечных сечениях структура, имеющая, однако, более ярко выраженную гексагональную форму, наблюдалась и для кристаллов ¿л. - ¿¿¿, Пл. - Jk , ориентированных в направлении базиса. В этих же условиях для направлений выращивания <rIIO> ,

<?£ -УЛ и ¿IOIO> , ¿П20> (¿4-Сс?,£а.-<Ра. ) в поперечных сечениях образуются удлиненные ячейки, вытянутые в направлениях <СП0> , ¿1120> , ¿I0i0> соответственно. В продольных сечениях по плоскостям /ПОJ ■, ¿112.0} , /iOIOj2 соогветствеяно она выявляется в виде регулярных границ, вытянутых вдоль всего кристалла в направлении теплоотвода, .а в продольных сечениях /00Ii и /OOOIi кристалла ¿П20> такие примесные границы носят нерегулярный характер: обнаруживаются элементы как ориентированные параллельно оси кристалла, так и отклоняющиеся от нее к ближайшим, леяащш а этой плоскости, направления!« преимущественного роста ¿С01> и ¿1010> соответственно. Подобные нерегулярные структуры с различно ориентированными элементами выявляются я в продольных сечениях кристаллов ориентации <111i» и ¿П3> , а их поперечные сечения демонстрируют разулорядоченную структуру. Увеличение дзпзкущей силы процесса ведет к дальнейшей эволюции морфологии ячеистой структуры, отражающей эволюцию формы межфазной границы. Так в поперечных сечениях кристаллов ориентации ¿ПО> , ¿1010> , ¿1120> после стадии разбиения удлиненных ячеек на равноосные их границы, параллельные плоскостям /001J и /00017 соответственно, спрямляются, приобретая строгую кристаллографическую направленность и пристираясь на есз сечение кристалла. В поперечных сечениях 1фисталлов <111 > а <113> происходит переход к структуре, образованной треугольниками и лучами соответственно. Эти фигуры образованы следами плоскостей {001J (ГЦК) или /OOOIj2 (Ш7). Последние преобразования соответствуют переходу к ячеисто-дендритной и далее к дендритной морфологии. Именно яа этой стадии в кристаллах ориентации <III> и ¿113 > начинают проявляться регулярные, кристаллографически ориентированные элементы сегрегационной субструктуры. На более ранней стадии, как уже отмечалось, в этих кристаллах и в сечениях /001/ и fOOOl] соответственно кубических и гексагональных кристаллов ориентации <rII0> и <:1120> имеет место слабо выявляющаяся нерегулярная структура.

Ранее подобные структуры - "ветвящиеся" - с элементами, ориентироваягшш как в направлении теплоотвода, так и в направлении преимущественного роста (ЕПР) и не имеющими глубоких мзжьячеистых канавок, обнаруживались в некотором интервале скоростей роста прямым наблюдением на двумерном црепарате морфологии фронта 1фисталлизации прозрачных веществ с кубической решеткой в случае несовпадения направления выращивания (НВ) с ЩР Г I J. Стационарные же (неветвящиеся) ячейки реализовались только в случае совпадения НВ с одним из ШР ( <001 > в кубической решетке) и соответственно перпендикулярности к двум другим.

При распространении обнаруженного, эффекта на трехмерный случай учитывалось, что направлением наиболее быстрого роста в объеме могут быть не только НИР ( ¿001 > для кубических кристаллов), но и другие направления, лежащие в плоскости, образованной ЖЕР (для кубических кристаллов таких плоскостей - три, для ШГ - одна плоскость базиса). Б сечении кристалла, перпендикулярной такой плоскости, все направления, лежащие в ней, являются направлениями наиболее быстрого роста. Поэтому условие образования стационарных ячеек в объемном кристалле формулируется следующим образом.

Стационарный рост имеет место в том случае, когда НВ либо перпендикулярно всем НПР, либо лежит в плоскости, образованной направлениями (двумя или более) преимущественного роста.

Конкретный вид ячеек зависит от того, в скольких плоскостях образованных НПР, одновременно лежит НВ. Если только в одной, то стационарный рост реализуется только вдоль одной системы осей, являющихся линией пересечения тела кристалла указанными плоскостями. Тогда в поперечных сечениях наблюдаются удлиненные ячейки. Если ЕВ лежит одновременно в двух различных таких плоскостях, каждая из которых образована двумя НПР, то поверхности ячеек в теле кристалла образуют в отличие от предыдущего случая не одну, а две системы параллельных плоскостей, то есть в этом случае возможно образование замкнутых ячеек. Очевидно, что такая ситуация возможна только в высокосимметричных кубических кристаллах, где направление выращивания <001 > лежит одновремег но в двух взаимно перпендикулярных плоскостях (010) и (100).

Близкая картина должна реализоваться для ГНУ кристаллов щи выращивании в направлении базиса <0001 > . В этом случае все

ЕПР леяат в одной плоскости, а НВ перпендикулярно к ней. С позиции сформулированного условия существует бесконечное количество плоскостей, перпендикулярных плоскости базиса и проходящих через ось выращивания, в которых реализуется стационарный рост. То есть в этом случае ячейки должны представлять собой идеальные цилиндры, вытянутые в направлении роста. Поперечное сечение кристалла должно быть образовано линиями идеально уложенных цилиндров, т.е. шестиугольниками. В случае, когда направление выращивания не левит ни в одной из плоскостей, образованных ШР, стационарный рост невозможен и реализуется обьемно-зетвящиеся структуры, характерные для так называемых наклонных ориентапий ( ¿III > , ¿113 > , ¿1011> , ¿1013> ). -

Сформулированное выше правило позволяет предсказать вид ячеистых структур для кристаллов (кубических и Ш7), вьфащенных в различных кристаллографических направлениях. Соответствующие схемы приведены в диссертации.

Дальнейшее увеличение скорости выращивания /С или концентра-пии примеси С приводит к формированию дендритов, у которых ствол и ветви имеют кристаллографическую ориентацию ¿001 > ГЦК, ¿1010> (ГПУ). Дендритная структура изучалась для всей области концентраций, соответствующей твердому раствору /г? : £= 2+10 вга.%о1У , при различных скоростях выращивания £ = = 0,4-5-2,5 мм/мин. При затвердевании без затравок образовывались кристаллы, ориентация которых во всем интервале скоростей и концентраций была произвольной. При этом кристаллографическая ориентация дендритов, образующих такие кристаллы, строго соответствовала направлению ¿001 > . В случае выращивания от затравок монокристалл состоит из дендритов <001> , по-разному наклоненных к кристаллографическому направлению оси выращивания. Увеличение . концентрации от 2 до 10 % Л' повышает дисперсность дендритов (уменьшается расстояние между ветвями второго порядка). При этом концентрация крешкя в стволе практически не меняется и дахе дяя образцов с С = 10 вес.&«//' составляет не более 0,3 %. Для всех ориентаций выравдвания в интервале концентраций от 2 до 12 % Л' и скоростей Л < 1,8 мм/шн, дяя которого характерен дендритный рост, наблюдалась плитообразная структура. Плита представляет собой практически бесструктурную пластину, почти не содержащую кремния {а = 99,95 % & для всего концентрационного интервала). Плиты совпадают с плоскостями ¿"001/ , проходяшми через денд-

ритные стволы. Для монокристаллов, выращенных в направлении <001 > , выявляется две такие плоскости, которые, образуя решетку, разбивает кристалл на параллелепипеда, вытянутые вдоль осе выращивания. Для монокристаллов .¿П0> четко выявляется одна группа плоскостей, параллельная оси выращивания. Для монокристаллов <ГШ> существует три группы плоскостей, дающих в поперечном сечении треугольники, а для ориентации <"113 > таких групп плоскостей - две. В то ке время, цри ориентации оси роста <Н0> и <ПЗ> в плоскостях типа /001/ , составляющих больше (45° и 72°) углы с осью кристалла, сплошные плиты не образуются.

Полученные морфологические данные позволяют заключить, что образование плит обусловлено двумя факторами - развитием денд-ритов в кристаллографических направлениях <001 > и последующей их коагуляцией. Причем этот процесс протекает в определенном интервале параметров выращивания. Образование плит происходит в том случае, когда время сосуществования твердой и яндкой фаз достаточно велико, а именно, когда локальное время затвердеваяги превышает время, необходимое для прохоздения процесса коагуляте ветвей . 2} определяется соотношением Т3 »

где б,£ имеет смысл скорости охлаждения, а '71 и %. - температура ликвидуса и эвтектики, соответственно. Очевидно, что увеличение скорости выращивания приводит к уменьшению , и поэтому, начиная с некоторого значения (в нашем случае 1,8 мл/мин), процесс коагуляции не успевает завершиться до полного затвердевания объема, и плита не образуется. Увеличение средней концентрации цримеси должно приводить к аналогичному эффекту, однако, исчезновение плит.наблюдалось при значении С . близком к эвтектическому. То есть, скорость преобразования дендритных ветвей слабо зависит от средней концентрации сплава п определяется главным образом разностью концентраций у различных участков поверхности с различной кривизной.

Показано, что интенсивность плитообразования обусловливается не только геометрией расположения "плитообразующях плоскостей" и соответствующему уменьшению . Действительно, изменение угла ф на 45° ( Т3 на 30 %) привело к почти полному исчезновению плиты, т.е. эффекту столь же сильному, что и увеличение скорости в 5 раз. Мокно предположить, что главную роль здес]

играют конвекционные потоки, которые воздействуют на кинетику процесса в тем большей степени, чем сильнее отклонена "плитооб-разующая плоскость" от вертикали. В этом случае поток расплава, выравнивающий концентрационные градиенты в междуветвиях, предотвращает цроцесс коагуляции ветвей. В реальном случае образование плиты, по всей видимости, определяется двумя этапам. На первом происходит цроцесс увеличения радиуса боковых ветвей за счет переотложения вещества на них с ветвей более высоких порядков. А на втором - слияние соседних боковых ветвей. Согласно проведенным оценкам, лимитирующей стадией цроцесса является первый.

Процесс преобразования посредством коагуляции наблюдается не только в дендритной области, но и в области ячеек. Различие состоит в том, что в последнем случае коагулируют не боковые ветви дендритов, а ооседние цилиндрические ячейки.

В четвертой главе диссертации приведены данные по морфологии малоугловых границ монокристаллов различных кристаллографических ориентации, что в сочетании с результатами предыдущей главы позволило рассмотреть взаимодействие дислокационной и сегрегационной (ячеистой) субструктур, а также оценить роль последней в формирования мозаики, образованной МЗТ.

Обнаружено существенное различие характера мозаичной структуры, формирующейся в условиях сохранения плоской поверхности раздела фаз и в случае ячеистой морфологии межфазной границы. Это прослеживается на примере кристаллов -алюминия, цинка и сплавов Л^-^е.. В последнем случае плоская форма фронта 1фисталли-зации сохранялась при скоростях выращзашя 0,08 и 0,3 мм/шн, а также на начальных участках (до 2/3 объема кристалла) при скорости 0,6 мм/шн. Во всех случаях увеличение движущей силы процесса кристаллизации приводило к снижению структурного совершенства получаемых моныфисталлов: возрастанию числа малоугловых границ, увеличению разориентировок между элементами мозаики. В случае кристаллов ¿/^ и -¿л.* , выращенных в условиях сохранения плоской поверхности раздела фаз, практически для всех исследованных кристаллографических оркентапий оси роста удавалось избежать формирования ШТ. Однако, если вследствие каких-либо причин (при тех же условиях вьращиваяия) такие границы образовывались, их форма и пространственное расположение в теле

щжсталла существенным образом зависели от его кристаллографической ориентации. Так, для кристаллов ориентации <0001 > мозаичная структура имела приблизительно равноосную форму, для <1010> и ¿1120 > характерной оказалась система взаимно перпендикулярных в поперечных сечениях границ, причем преобладающими являлись границы, плоскости которых совпадали с продольны:.® кристаллографическими плоскостями типа /11205 и /1010/ соответственно. В щщсталлах чистого алюминия также, проходящие через всю их длину границы, преимущественно располагались в продольных плоскостях {110} .для ориентации ¿П0> , /211? для ¿Ш> , а в случае ориентации <113> , плоскость границ составляла яеболыпо* угол с осью кристалла. Кроме того, кристаллы У/'-^к. ориентации <ГП0> (особенно начальные участки при скорости 0,6 мм/шн) демонстрировали систему границ, лежащих в продольных плоскостях /0015 и ¿110} , а в случае ориентации ¿001 > мозаика имела приблизительно равноосный характер. Таким образом, на стадии рос> та, характеризующейся плоским фронтом и отсутствием значительных, сегрегации, эффект растворимой примеси в случае -2л. не приводил к формированию ЮТ, а увеличение скорости выращивания для вело к снижению степени их совершенства, нарастанию числа и мощности субграниц, тогда как форма последних ( , , ) определяется, по всей видимости, анизотропией пластических харак теристик кристаллов.

Картина существенно меняется цри изменении условий роста,• приводящих к потере устойчивости плоского фронта и образованию примесных субструктур. В поперечных сечениях кристаллов ориентации ¿001 > . и ¿000Г> мозаика не изменяет своей изотропной формы, в то время, как для ориентадай ¿ПО^* , ¿П20> , ¿1010> в поперечных сечениях наблюдается тенденция к расположению МУГ вдоль границ вытянутых ячеек. При достаточно развитой ячеистой структуре происходит выстраивание ЮТ вдоль примесных сегрегации в поперечных сечениях кристаллов ¿001 > и ¿0001> равноосные субзерна повторяют форму равноосных, а в поперечных сечениях ориентации ¿110> , ¿П20> , ¿Ю10> - повторяют форму удли^ ненных ячеек или их блоков. Эффект отслежизания формой субзерен формы ростовых ячеек реализуется независимо от совершенства при сталла. То есть, несмотря на возрастание углов рассогласования блоков мозаики, возможно такое перераспределение субхраниц, в р

зультате которого реализуется существенное снижение разориентиро-вок в определенных кристаллографических сечениях вристалла.

Таким образом, в монокристаллах металлических твердых растворов на стадии ячеистого роста роль примеси в формировании дислокационной субструктуры существенно изменяется по сравнению с ее действием в случае плоского фронта кристаллизации. Существование сегрегационной субструктуры навязывает определенную морфологию. субграницам вне зависимости от их средней разоряентировки.

Рассмотрим более детально характерные случаи образования равноосных, удлиненных и нерегулярных ячеек.

Равноосные ячейки (характерны для ориентациЭ <001 > ГШ и <0001 > Ш7 кристаллов). Как ухе отмечалось, такие ячейки являются результатом образования "карандашной" структуры, когда доходная цилиндрическая форма кристалла оказывается состоящей из яенышх цилиндров,границы которых не разветвляясь, проходят через зсю его дайну. Внутренние области каждого такого малого цилиндра-золокна практически не содержат ЮТ, а у границ возмояно увеличение их плотности. Взаимодействие ячеистой структуры и прорастающих из затравки границ грубой полосчатости проявляется в этом '.лучае в следующем. Конфигурация и мощность границы могут оста-аться практически неизменными, однако она приобретает волнистую юрму, соответствующую очертаниям равноосных ячеек, по границам оторых ШТ пересекает кристалл. Г.'окет также происходить смеще-ие границы в целом к переферии или наоборот - к центру кристал-а, в зависимости от макроформы фронта щжсталлизации - выпук-эй или вогнутой. Таким образом, в этом случае изменяется лишь асштаб и некоторые особенности структуры, а ее характер остался таким же, как и в чистом металле.

Удлиненные ячейки ( ¿110 > ГЦК, Ш20> , <П0Ю> ГПУ >исталлов). Этот случай отличается от предыдущего не только юметрической формой стационарных ячеек. Как показано в главе 3,. этом случае, Броме стационарных меяъячеистых границ, проходах через весь кристалл и совпадающих с таксталлографическима оскостями £001} или /0001] , сущестзунт также разветвляюш-я границы, перпендикулярные первым, протяженность которых ог-ничивается толщиной отдельной пластины. Как представляется, здейсгаие этих границ на ШТ существенно различно. Если бы злись только границы удлиненных ячеек, цроходяще через веоь

!фисталл, то подобно предыдущему случаи наблюдалось бы-разбиение структуры ЮТ, характерной для чистого металла (только в данном случае на пластины). Однако в действительности происходит еще и заметна® уход ЮТ из тела пластины к ее границам или к внешней поверхности кристалла. Особенно наглядно это демонетрируется взаимодействием примесной субструктуры с полосчатыми границами, прорастающими из затравки. Располокенная первоначально в продольной плоскости {ПО} такая граница испытывает по мере развития примесной субструктуры некоторое возмущающее воздействие последней. С одной стороны, ее участки, пересекающиеся с плоскостями /001/ стационарных примесных субграниц, оказываются закрепленными, а с другой, участки, лежащие в областях разветвляющихся ячеек под их воздействием стремятся к продвижению в направлениях ГПО7 или П.10] к боковой поверхности щзисталла. Результатом этого процесса является полная перестройка границы с формированием участков, перпендикулярных исходным и совпадающих с плоскостями [002'} стационарных границ ячеек. Необходимо отметить неко- . торые особенности, присущие кристаллографическому направлению выращивания «¿1010> ГПУ кристаллов. Вследствие совпадения одного из ШР с продольной осью кристалла, существует возможность формирования в этом случае на этапе разбиения удлиненных ячеек на равноосные относительно протяженных сегрегационных границ, вытянутых в нацравленш выращивания и лежащих в продольных плоскостях типа £1120} .

Наклонные ориентации. В случае наклонных ориентаций (в особенности <Ш> ПК ¡кристаллов) существуют только разветвляющиеся ячейки, распространяющиеся под различными углами от оси кристалла к его боковой поверхности (дая ¿III > все три угла равны 45°). В этом случае не образуются протяженные барьеры, проходящие через весь кристалл и в то же время имеется фактор, способствующий выведению ЮТ из тела кристалла. Поэтому кристалл ¿П1> в наибольшей степени освобождается от ЮТ и от границ, прорастающих из затравки.

Приведенные результаты свидетельствуют о существенном влиянии кристаллографического направления выращивания на структурное совершенство монокристаллов, разбавленных ГЩ и ГПУ твердых растворов. Как уже отмечалось, наибольшей степенью совершенства обладают кристаллы, выращенные в направлении <СС13> . В случае ориен-

гадай <110 > , <1120Р" и в определенной мере <1010 > , имеется анизотропия распределения ГОТ в различных кристаллографически сечениях одного и того se кристалла, причем в одних сечениях разориентировкя могут не превышать нескольких угловых кинут, тогда как в других достигают величины в несколько градусов, Б про-гивополокяость таким ориеягалиям в поперечных сечениях кристаллов, выращенных в направлениях <001 > и <0001> , наблюдается близкая к равноосной форме мозаика и:отсутствует существенное модифицирующее воздействие сегрегационной структуры на ШТ, приводящее' к характерным результатам, подобным описанным в двух предыдущих случаях.

Результирующая субструктура' образована ГОТ различного происхождения. Во-первых, это субгракзцы, прорастающие из затравки или образующиеся вблизи фронта кристаллизации и выходящие на фазовую границу. Во-вторых, в глубине кристалла позади фронта на образующихся сегрегапдях зароздаются отдельные дислокации и их скопления, которые могут образовывать границы по механизму, близкому ес полигонпзаши. Однако, вне зависимости от их происхождения, кристаллографические особенности структуры ШГ обусловлены струк-гурой- ячеистого фронта кристаллизации, которая задает геометрию образующихся в процессе роста примесных сегрегации.

Представляется, что приведенные результаты однозначно свидетельствуют о решающей роли ыевъячеистых границ в формировании щределенной морфологии мозаичной структуры. Обсуждаемые экспери-гентальяые результаты относятся к металлам с различной структу-юй л пластическими свойствами; мекду тем, полученные данные по юрфологшг сегрегационной и дислокационной (ШТ) структур выявля-iT сходные тенденции, что мокет свидетельствовать о достаточной 'бщности прослеженных закономерностей.

ОБЩЕ ВЫЗОДЫ

I. Влияние кристаллографической ориентации выращивания мэтал-ических монокристаллов на морфологию фазовой границы и соответ- ■ твующую структуру примесных сегрегации существенно зависит о? тепени отклонения системы от равновесия. Оно пренебрежимо мало а начальной стадии потери устойчивости плоского фронта и образо-ания структуры узлов (нод).

2. В области ячеистого роста ориентация выращивания контролирует образование ярко выраженных стационарных (удлиненных, равноосных) либо разветвляющихся ячеек. В первом случае образуются непрерывные протяженные примесные сегрегация, тогда как для второго характерны хаотически рассоложенные участки, сравнительно менее обогащенные примесью. Реализация различных типов структуры связывается с возможностью стационарного роста элементов структуры только вдоль определенных кристаллографических направлений (плоскостей, образованных направлениями преимущественного роста).

3. На стадии дендритного роста морфология кристалла определяется только взаимной ориентацией оси выращивания и НИР дендри-тов. Медленное затвердевание дендритных кристаллов (на примере №-¿1 ) сопровождается образованием плит, совпадающих со стволами исходных деядригов, что соответствует кристаллографическим плоскостям -{001} кубической решетки.

4. Ячеистая и дендритная структура является наиболее сильна,! фактором, контролирующим морфологию субзерен в монокристаллах металлических твердых растворов. Большая часть ыалоугловых границ выстраивается вдоль границ ячеистых волокон или дендрптов,

в результате чего морфология субзерен, начиная с некоторой степени развития ячеистого фронта щжсталлизации, воспроизводит морфологию стационарных ячеек (дендрптов) - удлиненных или равноосных, в зависимости от направления выращивания.

5. Степень структурного совершенства моногристаллов зависит от 1фисталлографического направления их выращивания и обнаруживает характерную вриоталлографическую анизотропию в кристаллах

с заданным направлением. Это обусловлено ориентацяонной зависимостью морфологии ячеистой и дендритной структур.

Литература

I. Борисов А.Г., Федоров О.П., Паслов В.В. Особенности дендритной и ячеистой морфологии фронта при выращивании кристалла в различных кристаллографических направлениях // Кристаллография. - 1991. - Т. 36. - Вып. 5. - С. 1267.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Засишук И.К., Живо луб ЕЛ., Овсиенко Д.Е. Субструктура аелезоникелевых мононристалов в зависимости от условий выращивания и состава сплава // Тугоплавкие металлы, сплавы и соединения с монокристаллической структурой. - М.: Наука, 1984. -

С. I08-115.

2. Засимчук U.K., Еиволуб Е.Л., Павлова Е.П. Кристалло-структуряые, нарушения, возникающие вблизи поверхности при резании металлических монокристаллов электроэрозионным и химическим методами // Поверхность. - 1984. - Л 9. - С. 142-148.

3. Еиволуб Е.Л., Засимчук И.К. Кристаллографические аспекты развития полосчатой структуры в монокристаллах цинка, выращенных из расплава П Металлофизика. - 1988. - Т. 10. - 4. - С. 53-60.

4. Еиволуб E.I., Федоров О.П., Овсиенко Д.Е. Ячеистая и дендритная структура монокристаллов At-Si , выращенных в различных кристаллографических направлениях П Металлофизика. -1991. - Т. 13. - Л II. - С. 81.

5. Федоров О.П., Еиволуб Е.Л. О механизме формирования плитообразной структуры в сплавах At-Si // Металлофизика. -1991. - Т. 13. - № 12. - С. 48-58.