材料微观结构第四章晶体中的位错与层错3

1、2. BCC中的层错与扩展位错(1) BCC中的孪晶：孪生面是112，孪生方向是将(1-10)面躺平，原子在(1-10)面上的投影如下图所示，“”和“”分别代表上下两层原子。图中由左上指向右下方的实线是(112)面在(1-10)面上的投影迹线。BCC(112)面各原子层的堆垛顺序是：A1A2B1B2C1C2 A1A2B1B2C1C2。 每两个相邻的(112)面的间距为a/6112，但彼此相对位移一个矢量，此矢量在11-1和1-10方向的分量分别为a/611-1和a/21-10。下图表示的是以C2表示的(112)为镜面，(1-10)面的原子沿11-1方向滑移1/611-1或沿反方向滑移1/3-1

2、-11而形成的。孪晶的切变为：21123 11132111261116aaaa或这和莫特1951年在-Fe中的观察结果一致。(2) BCC全位错的分解与层错BCC中全位错的分解中全位错的分解nBCC金属的滑移方向是，全位错柏氏矢量为a/2。n滑移面有三种类型110(3个同族面)、112(3个)和123(6个)，它们都包含方向。这些面都 会相交于一个方向，所以BCC会经常出现交滑移。n电镜中会经常看到波纹状的滑移线，这说明层错能很高，扩展位错宽度d很小，一般观察不到。至今未见这方面的报道。BCC中还有一种次短全位错a111 21112100aaa110010100100111 21112aaaa

3、aa若按下式分解：容易计算反应前后的能量分别为a2和3a2/2，能量升高，不可取。但下述反应可以进行：BCC中的全位错存在着分解的可能性n即它的，晶体单向压缩和同一晶向拉伸时可观察到不同的滑移面。这说明在某一滑移面上沿某一方向运动所需之切应力与在此滑移面上沿相反方向运动所需之切应力是不同的。由此推测BCC金属中全位错芯区的原子弛豫状况是不对称的。这种位错芯区弛豫不对称，说明在一定外力条件下，全位错仍然可能分解。BCCa/2全位错的分解n在a/2全位错的诸多可能分解中，从能量上考虑应是形成a/6不全位错的那些分解。因为从能量上考虑，这样的反应是可以自动进行的。222212512343111611

4、131112aaaaaaaBCC中a/2型全位错的分解，主要结论如下：n若a/6沿112扩展，将形成如左图所示的孪晶薄层。这时的领先位错为a/311-1，此方向正好是孪生的逆方向，原子错排严重，层错能很高，分解将是不稳定的。若全位错平行于111，则为螺位错，分解可按下式进行：1116111611161112aaaa三个a/6111位错分别扩展到三个相交的112面上，如图(a)(b)，此时分解后的位错组态极不稳定，以致常转成非对称分布，如图(c)。全位错a/2111在110上运动，可以通过下述反应完成：1108112411081112aaaa321bbbbBCC中的层错nBCC完整晶体的112堆

5、垛顺序为A1A2B1B2C1C2A1A2，有时也记作ABCDEFAB，当112堆垛顺序发生错排时，便形成层错，分三种情况：第一种情况参看图4-11(c)，正常排列顺序中，若C1层上面的晶体相对下面晶体作a/611-1或a/3-1-11位移，便产生内禀层错，如图4-14(a),其顺序是A1A2B1B2C1C2C1C2A1A2B1B2C1C2，这相当于正常顺序中插进C1C2两层。而C2C1C2正好是一个三原子层的薄层孪晶。这相当于FCC中的插入型层错。第二种情况参看图4-14(b)，若正常排列中某C1的原子层作a/311-1或a/6-1-11滑移，此时C1层变成了A1层，以后各层顺序位错a/311

6、-1或a/6-1-11，就得到图4-14(b)的新排列：C1C2A1A2B1B2A1A2B1B2C1C2，这相当于正常顺序中抽出了C1C2，其结果是形成了四层层错A1A2B1B2，这和FCC的抽出型层错相当。第三种情况参看图4-11(d)，这是BCC层错的特例，也是典型的BCC孪晶排列。形成过程是含中间的C2的上半部各层顺序不动，中间C2以下各层112滑移a/611-1或a/311-1，于是A1C1，A2B2，B1不动，B2A2，C1A1最终形成下述顺序：A1A2B1B2C1C2C1B2B1A2A1，这就是典型的BCC孪晶。3. 密排六方晶体中的层错与扩展位错nHCP晶体中密排面是(0001)

7、，整个晶体以它为基面一层一层按ABABAB顺序堆垛，如果出现ABABABCABAB，如图4-15，那么其中的ABC，CAB，ABCAB都是错排，即层错，它们其实相当于FCC的堆垛方式。n正顺序：ABC，BCA，CABn逆顺序：CBA，BAC，ACBABABCBABABn另一种情况是从正常的HCP排列顺序中加入两个FCC排列，如ABCBA，就形成了中间的五层孪晶。n在WC硬质合金研究工作中，在粘结相Co中曾经观察到HCP的Co中，出现了ABC排列的FCC胚胎，最终形成FCC的Co，即发生了CoCo的相变。n在电镜观察HCP时，若要知道引起层错衬度的(0001)层数的多少，可以用出现的ABC(含逆

8、顺序)的层数减2得到，上面两种情况下应该是5-2=3层，这在计算层错衬度和计算由于层错引起的系统能量升高有用。nHCP和FCC全位错分解有相似之处，如：nFCC：nHCP：n不同之处：FCC全位错分解可在不同滑移面上进行，如DAD+A也可以, 而HCP只能在一个滑移面上分解.ADDA1126121161110210101310110310211314.4 金属形变、强化和断裂的位错理论4.4.1 金属的范性形变范性形变范性形变：停止用力后，能被保留下来的永久形变。范性范性：与弹性形变相对，固体这种能保留永久形变的性质，叫范性。如：海绵弹性形变 水泥永久形变范性形变的内因内因：位错的运动。范性形

9、变主要表现为：滑移、孪生、扭折滑移、孪生、扭折。1 滑移的位错机制n金属一般都有一个以上的滑移系统(由由滑移面滑移面和滑移方向和滑移方向构成构成)n当晶体取向正好使得沿某一滑移系统上的分切应力达到某临界值时单滑移形变单滑移形变；n若沿多个滑移系统的分切应力都达到某临界值时，则诸滑移系统同时开动多滑移形变多滑移形变。表4-1 FCC与BCC中的滑移系统最有利的滑移系统总是密排面上的密排方向。表4-2 HCP中预期和实测的主要滑移面HCP滑移系统因受c/a的影响，使得实测结果与预期的不一致，当c/a1.633时，实测与预期基本相等。n大多数金属都有很多滑移系，FCC：12个；BCC：12-24个；

10、HCP：3-6个。n究竟哪个系统先开动？n取决于T和此T下外力在该系统的分切应力大小。如：高T，BCC均可开动；低T，只有110开动；外力在该系统上的分切应力达到达到临界值时，即可开动滑移系统。表4-3 陶瓷中测出的滑移系统滑移带：位错在滑移面上定向运动所造成的晶体滑移形变不断积累的结果I.晶体滑移不是一次、同步完成的，而是逐步推进的过程。II.每向前推进一个b，滑移面就要错动一个原子间距，表面上看不到滑动的痕迹。III.外力作用下，位错源不断发生新的位错并沿相同滑移方向运动，大量运动积累结果必然在表面上显露出来，就是一个大约包含100个原子间距的台阶。IV.通常看到的滑移带宽度是m级，是许多

11、滑移线重叠的结果。滑移带上百根滑移线上万根位错2. 孪生的位错机制：图4-17给出了晶体中孪晶和周围母体的界面有两种：一种是CV段，界面处两侧点阵完全匹配，称为共格孪晶界；另一种为VI段，两侧晶格不匹配，称为非共格孪晶界，是由一系列孪生位错组成的界面，能量比共格孪晶界要高。建立机制需解决的困难：n怎样解决这种扫动如何能够连续下去，可以扫过一定厚度的晶区。n“不全位错”完成一次扫动，正好能提供形成孪晶志需要的孪生切变量。n既然由平行于孪晶的定向位移形成孪晶，而位移量又是孪生方向原子间距的分数倍，那么也应该可以用不全位错沿平行于孪生面的相继若干个平面的扫动来解释孪晶的形成。1951年，Cottre

12、ll和Bilby建立单结点极轴机制AOBC是(112)面上的全位错，b=a/2111。在适当条件下，OB会分解为： OB OB OEDB(112)上的OB是纯刃型位错，且不可滑动，故可作为极轴位错，O可作为机制所需的结点。OB可继续分解： OB OPOP垂直于(-121)，长度是(-121)的面间距。111611231112aaa101221161123aaa OEDB(a/611-1)位错在(112)面上可以在外力作用下向右方扫动，直至OEOE，OEDBOEDB，OE正好是(-121)和(112)交线方向，故OE位错为螺位错，可向(-121)交滑移，但它是沿以OP为极轴的旋转面滑动，而不是沿固定(-121)滑动，每旋转一周，就上升a/6-121的量，正好是(-121)的面间距。即OE每纯OP旋转一周就上升一层(-121)面，如此重复就相当于每一层(-121)面都有一个OE位错开动，获得均匀切变，形成了所要求的孪晶。图图4-18 体心立方结构中孪生的单结点极轴机制体心立方结构中孪生的单结点极轴机制3 扭折的位错机制n特定取向下，晶体受力，既不能滑移，也不能发生孪生形变，为了适应外力，晶体发生如图4-19所示的扭折。当滑移面平行于试样纵轴