В реальных монокристаллах дислокации возникают в процессе кристаллизации, а также в процессе пластической деформации. Механизм возникновения дислокаций в процессе кристаллизации из жидкого расплава разнообразен.
Дислокации могут возникать в результате срастания слегка разориентированных ветвей дендрита. Разориеитировка может быть следствием наличия градиента температур, конвекционных токов и других причин. На рис. 1.17 показан простейший случай срастания двух симметрично разориентированных частей одного кристалла (а) и образования на поверхности срастания положительных дислокаций (б). Начальная ступенька винтовой дислокации может образоваться при кристаллизации под влиянием инородных атомов и посторонних примесей, а также вследствие того, что зародыши кристаллов чаще возникают на готовой подложке (например, стенки изложницы, твердые частицы, взвешенные в расплаве), форма которой отлична от формы правильного кристалла затвердевающего вещества.
Существуют и другие варианты возникновения дислокаций в процессе кристаллизации [48, 111], но все они связаны с несовершенством условий кристаллизации. Это несовершенство условий кристаллизации, связанное с конвекционными токами, градиентами температур, действием инородных атомов и другими причинами, приводит к тому, что реальный монокристалл состоит из субзерен (блоков мозаики). Блоки мозаики представляют собой стыкующиеся ячейки монокристаллов размерами порядка 10"^— 10~6 см, имеющие сравнительно правильное кристаллическое строение, но повернутые один относительно другого на угол порядка 10'—20'. На рис. 1.18 показана схема мозаичной структуры реального монокристалла [41]. Дислокации возникают и в процессе пластической деформации, причем, хотя часть дислокаций выходит на поверхность монокристалла или взаимно уничтожается (например, слияние положительной и отрицательной краевых дислокаций)* общее количество дислокаций в процессе холодной деформации увеличивается. Так, например, А. Д. Манасевич [48] отмечает, что согласно теоретическим расчетам в хорошо отожженном металле число дислокаций составляет примерно 108 в 1 см2, а в наклепанном металле может достигать 1012 в 1 см2.
Механизм возникновения дислокаций в процессе пластической деформации выяснен не полностью, и существует ряд гипотез, часть из которых имеет косвенное экспериментальное подтверждение. Наиболее обоснованной является гипотеза, объясняющая возникновение новых дислокаций наличием локальных препятствий движению исходной дислокации. Эта гипотеза была предложена Ф. К. Франком и В. Т. Ридом [82]. Были предложены два механизма возникновения новых дислокаций.
Первый относится к случаю, когда дислокация имеет одностороннее защемление. Допустим, что линия ABC изображает краевую дислокацию, а плоскости, параллельные плоскости CDE — единственно действующие плоскости скольжения. Примем также, что отрезок АВ (край дислокации) закреплен. Отрезок ВС может двигаться в , плоскости CDE и вращаться вокруг точки В. При его движении во всех пройденных им областях осуществляется единичный сдвиг. Так, при переходе отрезка ВС в положение BD на площади сектора BCD происходит сдвиг на одно межатомное расстояние. На остальных участках плоскости CDE скольжения нет, Полный оборот отрезка ВС дает сдвиг всей плоскости на одно межатомное расстояние.
Повторяющимся вращением отрезка ВС можно получить неограниченное количество единичных сдвигов. В действительности для осуществления единичных сдвигов необходимо, чтобы вращающаяся линия закручивалась по спирали, как это показано на рис. 1.19, б. После того, как линия в процессе вращения получит форму спирали по всей плоскости сдвига CDE, за каждый полный оборот спирали будет происходить единичный сдвиг. Закручивание линии ВС по спирали соответствует тому, что «лишняя» плоскость АВССХ становится цилиндрической поверхностью, дающей спираль в сечениях, перпендикулярных к линии АВ. Закручивание вокруг точки В приводит к увеличению длины линии дислокации.
Второй вариант размножения дислокаций при движении частично заторможенной дислокации относится к случаю, когда дислокационная линия закреплена с обоих концов. Это так называемый источник Франка—Рида. На рис. 1.20 приведена схема образования новых дислокаций из источника Франка—Рида. Плоскость чертежа на рисунке является плоскостью скольжения, содержащей линию дислокации DD, закрепленную в точках D и D'. Приложенные напряжения т выгибают линию дислокации в дугу. Радиус кривизны зависит от приложенного напряжения и уменьшается по мере роста последнего. Минимальный радиус кривизны получится; когда линия дислокации примет форму полуокружности.
Дальнейшее движение дислокации может приводить к увеличению радиуса кривизны линии дислокации, что должно соответствовать уменьшению напряжения т." При неизменном же значении т линия дислокации должна закручиваться вокруг той чек D и D'. Дальнейшее последовательное изменение формы и размеров линии дислокации показано на рис. Г.20, в—д. Линия дислокации образует большую петлю, которая в результате встречного движения точек т и п в конечном итоге превращается в замкнутую петлю дислокации и новую дислокацию DD', аналогичную исходной. При встрече сегментов в точках т и п они аннигилируются, так как в этих точках дислокация имеет положительную и отрицательную краевую ориентацию.
Описанные источники появления дислокаций в процессе пластической деформации не являются единственно возможными. В частности, при деформировании поликристалла дислокации могут зарождаться у границ зерен вследствие местного «надавливания » соседних зерен, имеющих неправильную форму, в процессе их формоизменения.
Появление новых дислокаций в процессе пластической деформации и направленное перемещение их от одного края монокристалла к другому под действием внешних сил приводит к тому, что относительное смещение отдельных элементов монокристалла в процессе пластической деформации намного превышает межатомные расстояния.
