材料科学基础(第三章)新

材料科学基础

FundamentalsofMaterialsScience

课程编号：主讲：材料与冶金学院：卫广智电话/p>

材料学院材料学院第3章晶体缺陷

3.1点缺陷引言晶体点阵中的完整性只是一个理论上的概念，自然界存在的晶体总是不完整的。在实际晶体中，由于原子（或离子、分子）的热运动以及晶体的形成条件和冷、热加工过程和辐射、杂质等因素的影响，晶体点阵中的原子（或离子、分子）的排列不可能这样规则和完整，而是或多或少地存在着偏离完整结构的区域，出现了不完整性，通常把这种偏离完整性的区域称为晶体缺陷。对于晶体结构而言，规则的完整排列是主要的，而非完整性是次要的，但对于晶体的许多性能特别是力学性能而言，起主要作用的却是晶体的非完整性，即晶体缺陷扮演主角，晶体的完整性只占次要的地位。材料学院根据晶体缺陷的几何特征，可以将它们分为三类；（1）点缺陷：其特征是在三维空间的各个方向上尺寸都很小，尺寸范围约为一个或几个原子尺度，故称零维缺陷，例如空位、间隙原子、杂质或溶质原子等；（2）线缺陷：其特征是在空间两个方向上尺寸都很小，另外一个方向上的尺寸相对很长，故也称一维缺陷，如位错。（3）面缺陷：其特征是在空间一个方向上尺寸很小，另外两个方向上的尺寸很大，故也称二维缺陷，如晶界、相界、挛晶界和堆垛层错等。在晶体中，这三类缺陷并不是静止地、稳定不变地存在着，而是随着各种条件的改变而不断变动，它们相互联系，相互制约，在一定条件下还能相互转化，从而对晶体性能产生复杂的影响。下面就分别讨论这三类缺陷的产生材料学院和发展、运动方式、交互作用以及与晶体的组织和性能有关的主要问题。3.1点缺陷晶体中的点缺陷包括空位、间隙原子、杂质或溶质原子以及由它们组成的复杂缺陷（如空位对、空位团和空位—溶质原子对等）。这里主要讨论空位和间隙原子。1．点缺陷的形成在金属晶体中位于点阵结点上的原子并非静止的，而是以各自的平衡位置为中心不停地作热振动。原子的振幅大小与温度有关，温度越高，振幅越大。在一定的温度下，每个原子的振动能量并不完全相同，在某一瞬间，某些原子的能量可能高些，其振幅就要大些；而另一些原子的能量可能低些，其振幅就要小些。对一个原子来说，这材料学院一瞬间能量可能高些，另一瞬间能量可能反而低些，这种现象叫能量起伏。根据统计规律，在某一温度的某一瞬间总有一些原子的热振动能量高到足以克服周围原子的束缚时，它们便有可能离开原来的平衡位置而跳到一个新的位置上，并在原来的位置平衡上留下空位。离位原子大致有三个去处：一是迁移到晶体表面或晶界，这样所形成的空位叫肖脱基（Schottky）空位，如图3-1（a）所示；二是迁移到晶体间隙中，所形成的空位叫弗仑克尔（Frenkel）空位，与此同时，还形成了相同数量的间隙原子，如图3-1（b）所示；三是迁移到其它空位处，造成空位迁移，但不增加空位的数目。在一定条件下，晶体表面的原子也可能迁移到晶体内部的间隙位置，成为间隙原子，如图3-1（c）所示。材料学院（a）（b）（c）图3-1晶体中的点缺陷（a）肖脱基空位；（b）弗仑克尔空位；（c）间隙原子点缺陷的存在会造成点阵畸变，内能升高，降低热力学稳定性，但点缺陷引起的畸变（不完整性）仅局限在几个原子壳范围内。

材料学院图3-2离子晶体二维平面上所表示的两种空位类型由于空位的存在，其周围原子失去了一个近邻原子而使相互间的作用失去平衡，因而它们会朝空位方向稍有移动，材料学院偏离其平衡位置，在空位的周围出现一个涉及几个原子间距范围的弹性畸变区，简称为晶格畸变。处于间隙位置的间隙原子，同样会使其周围点阵产生弹性畸变，而且畸变程度要比空位引起的畸变大得多，因此，它的形成能大，在晶体中的浓度一般低得多。点缺陷对金属的性能有一定的影响，使金属的电阻升高，体积膨胀，密度减小，另外，过饱和点缺陷（如淬火空位、辐射缺陷）可提高金属的屈服极限。2．点缺陷的平衡浓度点缺陷（空位、间隙原子等）的存在一方面造成点阵畸变，使晶体的内能升高，降低了晶体了晶体的热力学稳定性；另一方面增大了原子排列的混乱程度，增加了晶体的热力学稳定性。这两个相互矛盾的因素使晶体中的点缺材料学院陷在一定温度下有一定的平衡浓度。因此，点缺陷是热力学稳定缺陷。根据热力学理论可推导出点缺陷的平衡浓度。现以空位为例，计算如下：由热力学原理可知，在恒温下系统的自由能F为

F=U-TS(3-1)式中U为内能，S为总熵值，T为绝对温度。设晶体中有N个原子位置，平衡时晶体中空位数为n个，原子数为（N-n）个，假设一个空位所需的能量为，则晶体中含有n个空位时其内能将增加ΔU=

，而n个空位造成晶体中的排列有许多不同组态而引起的组态熵为，空位改变它周围的原子的振动而引起的振动熵为，则系统自由能的改变为

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(3-2)根据统计热力学，组态熵可表示为：(3-3)

式中k为玻尔兹曼常数（1.38X10-23J/K）：ω为微观状态的数目，即为晶体中n个空位在N个位置上可能排列方式的数目。因此代入式(3-3)

(3-4)当N和n都非常大时，可用斯特林(Stirling)近似公式将(3-4)式改写为材料学院

(3-5)代入式(3-2)得在平衡时自由能最小,求得即

(3-6)当n＜＜N时,≈，故空位的平均浓度为材料学院式中是由振动熵决定的系数,一般为1～10之间。如果将上式中指数的分子分母同乘以阿伏加德罗常数NA（6.023X1023），于是有

(3-8)式中为形成1个摩尔空位所需作的功，单位为J/mol；为气体常数（8.314J/mol）。按照类似的计算,也可求出间隙原子的平均浓度,其平均浓度为式中，为间隙原子位置总数；为间隙原子数；为形成一个间隙原子所需的能量。材料学院在一般的晶体中间隙原子的形成能较大（约为空位形成能的3～4倍）。因此，在同一温度下，晶体中间隙原子的平衡浓度远低于空位的平衡浓度。例如，Cu的空位形成能为1.7X10-19J,而间隙原子的形成能4.8X10-19J，在1273K时，空位平衡浓度约为10-4，而间隙原子的平衡浓度仅约为10-14，二者浓度比接近1010。因此，在通常情况下，晶体中间隙原子数目甚少，相对于空位可忽略不计；但是在高能粒子辐照后，产生大量的弗仑克尔缺陷，间隙原子数就不能忽略了。对于高分子材料而言，以上讨论的平衡浓度的概念是不成立的。高分子材料中存在着比金属中平衡空位还多的分子尺寸的空隙，但这些空隙的形态和数量是由高分子链的构成和分布状态所决定的。材料学院对于离子晶体而言，计算时应考虑到无论是肖脱基缺陷还是弗仑克尔缺陷均是成对出现的事实；相对纯金属而言，离子晶体的点缺陷形成能一般都相当大，故在平衡状态下，一般离子晶体中存在的点缺陷浓度是极其微小的，试验测定相当困难。3．点缺陷的运动晶体中空位或间隙原子并非固定不动，而是处于不断运动中，空位周围的原子由于热振动能量的起伏，有可能跳入空位，这时在这个原子原来的位置就形成空位，空位与周围原子的不断换位，形成空位运动。由于热运动，间隙原子也可由一个间隙位置跳到另一个间隙位置。如果间隙原子与空位相遇，它将使两者都消失，称“复合”。与此同时，由于能量起伏，在其他位置又会出现新的空位或间隙原子，以保持该温度下的平衡浓度。点缺陷的不断无规则运动和空位或间隙原子不断产生和复合是晶体许多物理过程如扩散、相变、蠕变等的基础。空位和间隙原子的平衡浓度是随温度升高呈指数增加，另外从高温激冷（淬火），冷加工、高温粒子轰击以及氧化等，也会使它们的浓度显著高于平衡浓度。即形成过饱和空位或过饱和间隙原子，这种过饱和点缺陷是不稳定的，会通过复合或形成较稳定的复合体。冷加工、高温粒子轰击以及氧化等，也会使它们的浓度显著高于平衡浓度。即形成过饱和空位或过饱和间隙原子，这种过饱和点缺陷是不稳定的，会通过复合或形成较稳定的复合体。小结：①点缺陷产生原因：原子热振动

②形式：材料学院材料学院3.2位错

晶体中的位错是一种“线”型畸变，在它周围的严重畸变区域的尺度中，其中一个尺度上比垂直于此线的其他两维尺度大得多，也可以把严重畸变区域用类似一个“管道”来描述，这个管道的直径通常仅有几个原子间距，并贯穿于晶体之中。在管道内，原子间的坐标与在完整晶体中很不同，而在管道之外的原子的坐标接近于完整晶体。这里的所谓管道“内部”和管道“外部”之间并无明确界线，它们之间是逐渐过渡的，并且管道的截面也不一定是圆形。管道“内部”这个定义不很精确的区域称为位错核心。3.2.1位错的基本类型和特征

位错作为一种线缺陷只存在于晶体材料中，只有金属和陶瓷材料的塑性变形是通过位错来进行的。金属材料是点阵对称性很高的晶体，原子之间作用力在各个方向上差异很小，位错只有在这样的晶体中才具有很多的滑移面和滑移方向，可以自由运动并容易产生和增殖。材料学院在陶瓷材料中，位错的结构相当复杂，运动和生成都比较困难。高分子材料大多以非晶态形式存在，即使在其晶体当中，由于其晶体等同点对应的是很复杂的一个分子结构，而且晶体中存在着很强的分子链方向性，位错的存在和运动是很难实现的，因此，高分子材料中位错对塑性变形和性能不起明显作用。位错是晶体原子排列的一种特殊组态且位错线结构是非常复杂的，但是不论如何复杂的位错线都可以看成由两种简单类型的位错，即刃型位错和螺型位错混合而成。根据滑移方式的不同，形成三种类型的位错，即刃型位错、螺型位错、混合型位错，现分别介绍如下：材料学院

（1）刃型位错取一简单立方晶体，如图3-6（a）所示：在切应力τ的作用下，晶体的左侧上半部分相对下半部分沿滑移面ABCD向右滑移了一个原子间距b，滑移终止在晶体内部，图3-6（b）中的影线表示以滑移区域，以滑移区与未滑移区交界（图中的FE）垂直于滑移方向。结果在已滑移区（ABEF部分）和未滑移区（EFCD部分）之间出现了一个多余半原子面（EFGH），多于半原子面的下侧（EF）就是1根位错线，E和F分别是位错在晶体两边的露头，这种位错称刃位错，它使晶体产生的畸变如图3-6（c）所示。

材料学院图3-6刃位错的原子模型（a）晶体上侧相对下侧的滑动；（b）在滑移区边缘正刃位错；（c）简单立方中正刃位错的原子模型材料学院刃位错的结构特点：（1）刃位错有一个额外的半原子面，习惯上把半原子面在上方的称正刃位错，用“”表示，半原子面在下方的称负刃位错，用“”表示。所谓正刃位错及负刃位错是相对而言的。（2）位错线可视为晶体中已滑移区与未滑移区的边界线。它不一定是直线，也可以是折线或曲线，但它必与滑移方向相垂直，也垂直于滑移矢量，如图3-6所示。（3）滑移面必定是由位错线和滑移矢量组成的平面。由于位错线与滑移矢量互相垂直，因此，由它们所构成的平面是唯一的。（4）由于晶体中刃型位错的存在，位错周围的点阵发生弹性畸变，既有切应变，又有正应变。就正刃型位错而言，滑移面上方点阵受到压应力，下方点阵受到拉应力；负刃型位错与此相反。（5）在位错线周围的过渡区(畸变区)每个原子具有较大的平均能量。但该区只有几个原子间距宽，畸变区是窄长的管道。材料学院图3-7几种形状的刃位错线（2）螺型位错螺型位错的结构比刃型位错要复杂些，它的结构特点可图3-8来加以说明。设正方晶体右侧在切应力τ的作用下，其右侧上、下两部分沿滑移面ABCD相对地向后移动了一个原子间距b，如图3-8（a）所示。此时已材料学院滑移区和未滑移区的边界线bb´即为位错线。图3-8（b）是bb´附近原子排列的顶视图。图中以圆点“·

”表示滑移面ABCD下方的原子，用圆圈“o”表示滑移面ABCD上方的原子。可以看出，在aa´右边晶体的上下层原子相对错动了一个原子间距b，而在bb´和aa´之间出现了一个约有几个原子间距宽的范围内上、下层原子位置不相吻合的过渡区，产生点阵畸变。如果以位错线bb´为轴线，从a开始，按顺时针方向依次连接此过渡区的个原子，则其走向与一个右螺旋线的前进方向一样（见图3-7（c）），故称为螺型位错。螺型位错有左螺型位错和右螺型位错之分。根据螺旋面旋转方向，符合右手法则（即以右手拇指代表螺旋面前进的方向，其他四指代表螺旋面的旋转方向）的称为右螺型位错，符合左手法则的称为左螺型位错。材料学院显然图3-8中的位错为右螺型位错。必须注意的是，右螺和左螺位错是绝对的，不论从任何角度去看，右螺位错都不会成为左螺位错，反之亦然。（a）（b）（c）图3-8螺型位错材料学院螺型位错具有以下特征：（1）螺型位错的原子错排是呈轴对称的，且无多余半原子面。（2）螺型位错线与滑移矢量平行，因此，纯螺型位错的滑移面不是唯一的。而位错线的移动方向与晶体滑移方向（也与滑移矢量）垂直。（3）螺型位错周围的点阵畸变随离位错线距离的增加而急剧减少，故它也是包含几个原子宽度的线缺陷。（4）螺型位错线周围的点阵也发生弹性畸变，但是，只有平行于位错线的切应变而无正应变，即不引起体积膨胀和收缩。材料学院3、混合位错除了上面介绍的两种基本型位错外，还有一种形式更为普遍的位错，其滑移矢量既不平行也不垂直于位错线，而是与位错线相交成任意角度，这种位错称为混合位错。如图3-9为形成混合位错时晶体局部滑移的情况。这里，混合位错的位错线是一条曲线（AC线）。在A处，位错线与滑移矢量平行，因此是螺型位错；而在C处，位错线与滑移矢量垂直，因此是刃型位错。A与C之间，位错线既不垂直也不平行于滑移矢量，每一小段位错线都可分解为刃型和螺型两个分量。混合位错附近原子组态如图3-9所示。应该指出，位错产生的原因不只限于塑性变形，其他如在凝固、高温淬火、辐照等过程中均有可能产生位错。材料学院图3-9混合型位错材料学院3.2.2柏氏矢量为了便于描述晶体中的位错，以及更为确切地表征不同类型位错的特征，1939年柏格斯（J.M.Burgeres）提出用柏氏回路来定义位错，借助这一规定所得到的矢量称为柏氏矢量，柏氏矢量揭示了位错的本质。（1）柏氏矢量的确定方法柏氏矢量可以通过作柏氏回路来确定。图3-10(a),(b)分别为含有一个刃型位错的实际晶体和用作参考的不含位错的完整晶体。确定该位错柏氏矢量的具体步骤如下：1）人为定义位错线的正向单位矢量ξ(Ksai)；2）在实际晶体中，从任一原子出发，围绕位错（避开位错线附近的严重畸变区）以一定的步数作一右旋闭合回路MNOPQ（称为柏氏回路），如图3-10a)所示。材料学院3）在完整晶体中按同样的方向和步骤做相同的柏氏回路，该回路并不封闭，由终点Q向起点M引一矢量b，使该回路闭合，如图3-10(b)所示。这个矢量b就是实际晶体位错的柏氏矢量。由图可见，刃型位错的柏氏矢量与位错线垂直。(a)(b)图3-10刃型位错柏氏矢量的确定(a)实际晶体的柏氏回路(b)完整晶体的柏氏回路材料学院螺型位错的柏氏矢量也可按同样的方法加以确定，如图3-11(a)，(b)所示。由图可见，螺型位错的柏氏矢量与位错线平行。(a)(b)图3-11螺型位错柏氏矢量的确定(a)实际晶体的柏氏回路(b)完整晶体的柏氏回路材料学院混合位错的柏氏矢量与位错线既不平行也不垂直，而与位错线相交成φ角（0<φ<），可将其分解为垂直和平行于位错线的两个分量，如图3-12所示。图中垂直分量be=sinφ（刃型位错），平行分量bs=cosφ（螺型位错）。图3-12混合位错的柏氏矢量材料学院（2）柏氏矢量的重要性质1）柏氏矢量b仅和位错周围晶体点阵畸变有关。在确定柏氏矢量时，只规定了柏氏回路应避开位错线附近的严重畸变区选取，而对其形状、大小和位置并没有任何限制。这就意味着柏氏矢量与回路起点及其具体途径无关。一根不分岔的位错线不论其形状如何变化（直线、曲折线或闭合的环状），也不管位错线上各处的位错类型是否相同，其各部位的柏氏矢量都相同；而且当位错在晶体中运动或者改变方向时，其柏氏矢量是不变，即一根位错线具有唯一的恒定不变的柏氏矢量。如果回路变动，在变动过程中不再和其他位错相遇，则所得的柏氏矢量也是唯一的。这就是柏氏矢量的守恒性。2）若一个柏氏矢量b为的位错可以分解为柏氏矢量分别为b1，b2…bn的n个位错，则分解后各位错的柏氏矢量之和等于原位错的柏氏矢量，即材料学院b=。如图3-12所示，b1位错分解为b2和b3两个位错，则b1=b2+b3。显然，若有数根位错线相交于一点（称为位错结点），则指向结点的各位错线的柏氏矢量之和应等于离开结点的各位错线的柏氏矢量之和，即=

图3-12位错线相交与柏氏矢量的关系材料学院3）在晶体中的位错不能终止在晶体内部，它只能自我闭合形成一个位错环，或者终止在其他缺陷（如晶界、表面），或与其他位错相连构成结点。这种性质称为位错的连续性。（3）柏氏矢量的意义1）确定位错类型若柏氏矢量b与位错线垂直，则为刃型位错；若柏氏矢量b与位错线平行则为螺型位错；柏氏矢量b与位错线既不垂直也不平行而是相交成任意角度，则为混合性位错。

2）表征晶体中位错区点阵畸变程度通过柏氏回路确定柏氏矢量的方法表明，柏氏矢量是反映位错周围点阵畸变总积累的物理量。而该矢量的模|b|表示了畸变的程度，称为位错强度。

3）表征晶体滑移时的滑移方向和滑移量的大小由于柏氏矢量是代表晶体滑移时的滑移矢量，该矢量的方向表示位错的性质与位错的取向，所以柏氏矢量可以表征晶体滑移时的滑移方向和滑移量大小。材料学院4）柏氏矢量的表示方法柏氏矢量的方向可用它在晶轴上的分量即用点阵矢量a、b和c来表示，其模则用该晶向上原子间距来表示。对于立方晶系，由于,故可用与柏氏矢量b同向的晶向指数来表示。例如，从体心立方晶体的原点到体心的柏氏矢量，b＝,可写成。这样立方晶系中位错的柏氏矢量可记为b＝,该位错柏氏矢量的模（也称位错强度）|b|其中n为正整数。

材料学院柏氏矢量可以进行矢量运算，例如一个柏氏矢量b是另外两个柏氏矢量b1和b2之和，则按矢量加法法则有

b=b1+b2

+

(3-10)材料学院

柏氏矢量为研究位错提供了一种抽象而简明的方法。3．2．3作用在位错上的力和位错的运动（1）作用在位错上的力在外切应力的作用下，位错将在滑移面上产生滑移运动。由于位错的移动方向总是垂直于位错线，因此，可理解为有一个垂直于位错线的“力”作用在位错线上。利用虚功原理可以导出这个作用在位错上的力。推导如下：如图3-14所示，设有切应力使一小段位错线dl移动了ds距离，此段位错线移动的结果使晶体中dA面积（dA=dl·ds）沿滑移面产生了滑移，其滑移量为柏氏矢量b，则切应力所做的功为dw=dA·b=dl·ds·b。材料学院此功也就是相当于作用在位错上的力F，使位错线移动ds距离所做的功，即dw=F·dsdl·ds·b=F·dsF=dl·bF/dl=b(3-13)（a）（b）图3-14作用在位错上的力（a）一小段位错线移动（b）作用在螺型位错上的力材料学院

ƒ是作用在单位长度位错上的力，它与外切应力和柏氏矢量b呈正比，ƒ的方向与切应力的方向往往不同，例如，纯螺型位错的ƒ方向与切应力的方向垂直。（2）位错的运动晶体宏观的塑性变形就是通过位错运动来实现，这也是位错重要性质之一。晶体中的位错运动方式有两种，即滑移和攀移。所谓滑移是指在外加切应力作用下通过位错中心附近的原子沿柏氏矢量方向在滑移面上不断地作少量的位移（小于一个原子间距）而逐步实现的。任何类型的位错均可进行滑移。所谓攀移是指位错在垂直于滑移面的方向上移动，只有刃型位错才能攀移。1)位错的滑移图3-15是正刃型位错沿滑移面移动的情况。在外切应材料学院力的作用下，从Ｑ位置移动一个原子间距到达Ｑ'位置时，位错附近的原子配合移动的情况。可以看出，在这个过程中，位错中心附近的原子由“·”位置移动小于一个原子间距的距离达到“o”位置，使位错在滑移面上向左移动了一个原子间距。如果切应力继续作用，位错将继续向左逐步移动。图3-15刃型位错滑移（a）正刃型位错的原子运动（b）含刃型位错的晶体的滑移材料学院当位错线沿滑移面滑移通过整个晶体时，就会在晶体表面沿柏氏矢量方向产生宽度为一个柏氏矢量大小的台阶，既造成晶体塑性变形，如图3-15（b）所示。如果有N个位错滑过位错的滑移面，则晶体表面处的台阶宽度将增加到Nb。若外加的切应力方向相反，则位错的运动方向也相反。在相同的切应力下正刃型位错和负刃型位错将反向运动，但位错滑移到晶体表面后，所造成的滑移结果是相同的。应当指出，位错的滑移面是由位错线和柏氏矢量决定的平面，刃型位错的位错线和柏氏矢量相互垂直，所以其滑移面是唯一的。刃型位错的滑移方向与位错线垂直，而与柏氏矢量、切应力方向以及晶体滑移方向平行。还应指出，为使刃型位错发生滑移，所施加的切应力必须是平行于滑移面且垂直于位错线，但并不是说只有在晶材料学院体上施加此类切应力位错才能运动，只要外加应力能满足位错移动所需要的分切应力（其中G为剪切模量，b为柏氏矢量，l为位错线的长度）即可。图3-16是螺型位错沿滑移面移动的情况。（图面为滑移面，图中“·”和“o”分别表示滑移面上、下两部分的原子）。在外切应力的作用下，原子从虚线位置移动到实线位置，位错线则从EF移动到E'F'，完成了一步滑移。由图可见，如同刃型位错一样，滑移时位错线附近原子的移动量很小，所以螺型位错运动所需的力也是很小的。当位错线沿滑移面滑过整个晶体时，同样会在晶体表面沿柏氏矢量方向产生一个宽度为b的滑移台阶（见图3-16（c））。应当注意：螺型位错的移动方向与其柏氏矢量、切应力及晶体的滑移方向相垂直。对于螺型位错，由于位错线与柏氏矢量平行，因此，螺型位错的滑移不限于单一的滑移面上。材料学院图3-16螺型位错的滑移（a）原始位置（b）位错向左移动了一个原子间距（c）滑移过程图3-17是混合型位错沿滑移面移动的情况。设在晶体内部有一个位错环，位错环上除A、B、C、D四点外，其余部分均为混合型位错。若沿b的方向对晶体施加切应力τ时，包括A、B、C、D四点在内的位错环上的各点沿其法向方向在滑移面上向外扩展，当位错环沿滑移面滑过整个晶体时就会在晶体表面沿柏氏矢量b的方向产生宽度为b的滑移台阶，如图3-17（b）所示。材料学院（a）（b）（c）图3-17混合型位错的滑移（a）位错环（b）位错环运动后产生的滑移（c）位错环顶视图必须指出，对于给定位错线，可根据右手法确定其运动方向，即以拇指代表沿着柏氏矢量b移动的那部分晶体，食指代表位错线方向，则中指就表示位错线移动方向。材料学院2）位错的攀移刃型位错除了可以在滑移面上滑移外，在一定的条件下可以沿垂直于滑移面的方向运动，刃型位错的这种运动称为攀移。通常把多余半原子面缩小（向上运动）称为正攀移，扩大（向下运动）称为负攀移，如图3-18所示。刃型位错攀移的实质就是导致多余半原子面的扩大或缩小，因此，它是通过物质迁移即原子或空位的扩散来实现的。如果有空位向刃型位错线处扩散或者原子从刃型位错线处扩散到别处，使多余半原子面下端失去一排原子，位错线向上移动了一个原子间距，则发生正攀移（如图3-18（a））；反之，若有原子向刃型位错线处扩散或者空位从刃型位错线处扩散到别处，使多余半原子面下端增加一排原子，位错线向下移动了一个原子间距，则发生负攀移（如图3-18（c））。螺型位错由于没有多余的半原子面，因此，不会发生攀移运动。材料学院（a）（b）（c）图3-18刃型位错的攀移（a）正攀移（b）未攀移时的位错（c）负攀移由于攀移伴随着位错线附近原子的增加或减少，即有物质迁移，需要扩散才能实现。因此，位错攀移时需要热激活，也就是说比滑移需要更大的能量。故称攀移为“非守恒运动”，而滑移则称为“守恒运动”。材料学院对大多数材料，在室温下位错的攀移十分困难，而在较高温度下，攀移较易实现。经高温淬火、冷变形加工和高能粒子辐照后晶体中将产生大量的空位和间隙原子，过饱和点缺陷的存在有利于攀移运动的进行。3．2．3作用在位错上的力和位错的运动3、位错的交割晶体中的位错的方位各不相同，在发生多滑移过程中，不同滑移面上的位错在运动中相遇就有可能发生位错互相切割现象，称之为位错的交割。位错的交割的结果在原来是直的位错线上形成一段一个或几个原子间距大小的折线。位错交割时会发生相互作用，这对材料的强化、点缺陷的产生有重要意义。材料学院（1）割阶与扭折在位错的滑移过程中，其位错线往往很难同时实现全长的运动。因而一个运动的位错线，特别是在受到阻碍的情况下，有可能通过其中一部分线段（n个原子间距）首先进行滑移。若由此形成的弯折部分就在位错的滑移面上时，称为扭折；若弯折部分垂直于位错的滑移面时，称为割阶。扭折和割阶也可由位错之间的交割而形成。图12-4为刃型位错和螺型位错中的割阶与扭折示意图。从图中可知，刃型位错的割阶部分与柏氏矢量垂直，故为刃型位错，而扭折部分与柏氏矢量平行，故为螺型位错；螺型位错中的扭折和割阶，由于均与柏氏矢量相垂直，故均为刃型位错。在3.3.3中得知，刃形位错的攀移是通过空位或原子向位错线的扩散来实现的，而原子（或空位）并不可能在某一瞬间就能一起聚集到整条位错线上，材料学院而是逐步迁移到位错线上的。这样，在位错的已攀移段与未攀移段之间就会产生一个台阶，也就是说在位错线上形成了割阶。因此，位错的攀移可理解为割阶沿位错线逐步推进，而使位错线上升或下降。攀移过程与割阶的形成能和移动速度有关。(a)(b)图3-19位错运动中出现的割阶与扭折示意图(a)刃型位错(b)螺型位错材料学院（2）典型的位错交割1）两个柏氏失量相互垂直的刃型位错交割如图12-5（a）所示，柏氏矢量为b1的刃型位错AB和柏氏矢量为b2的刃型位错CD分别位于两垂直的平面m,n上。若CD为不动位错，而AB向下运动与CD交割，由于AB扫过的区域，其滑移面m两侧的晶体将发生b1距离的相对位移，因此，交割后，在位错线CD产生EF小台阶。位错线CD变为CEFD，折线因不在位错线CD运动的滑移面上，故称为割阶。割阶的大小和方向决定于b1，但是线段EF因仍属于CEFD位错线，其柏氏矢量还是b2，所以EF为刃型割阶。位错线AB仍为直线并没有割阶。这是因为位错线AB和柏氏矢量b2平行的缘故。在位错线CD形成割阶后，本来线段CE和FD都容易在自身存在的滑移面上运动，而刃型割阶EF运动的平面由EF和b2决定，常常是不易滑动的平面，这样，材料学院带割阶的刃位错运动就困难些。（a）（b）如图12-5两根相互垂直的刃型位错的交割（a）柏氏矢量互相垂直（b）柏氏矢量互相平行材料学院2）两个柏氏失量相互平行的刃型位错交割如图12-5（b）所示，交割后，在AB和CD位错线上分别产生了平行于b1

，b2的MN,OP台阶,但它们的滑移面和原位错的滑移面一致，故为扭折。折线MN,OP分别平行于b1

，b2，故为螺型位错。在运动过程中，这种扭折在线张力的作用下可能被拉直而消失，因此，扭折对原位错的运动影响不大。3）两个柏氏失量相互垂直的刃位错和螺位错的交割如图12-6所示，设想一柏氏矢量为b1的刃型位错AB在滑移面上运动，和一穿过其滑移面的柏氏矢量为b2的螺型位错CD相交割。交割后在刃位错AB上形成大小等于|b2|且平行于b2的割阶PQ，其柏氏矢量为b1。由于该割阶的滑移面与原刃位错AB的滑移面不同，因而当带有这种割阶的位错继续运动时，将受到一定的阻力。同样，交割材料学院后在螺位错CD上也形成长度等于|b1|，柏氏矢量为b2的一段折线MN，由于它垂直于b2，故属刃型位错，又由于它位于螺位错CD的滑移面上，因此，MN是扭折。（a）（b）图12-6刃型位错和螺型位错的交割（a）交割前（b）交割后材料学院4）两个柏氏失量相互垂直的螺位错的交割如图12-7所示，运动位错AB和位错CD交割后，在AB上形成大小等于|b2|，方向平行于b2的割阶PQ。它的（a）（b）图12-7两个螺型位错的交割（a）交割前（b）交割后材料学院柏氏矢量为b1，其滑移面不在AB的滑移面上，是刃型割阶。割阶PQ不能随位错AB滑移只能作攀移，结果形成一系列的空位或间隙原子。显然，这种割阶对位错的滑移起阻碍作用。同样，在位错线CD上也形成一刃型割阶MN。当螺位错上的刃型割阶高度为1～2个原子间距时，螺位错可带动割阶一起运动，当割阶高度较大时，就对螺位错运动造成很大阻力综上所述，可以得出一般性结论；（1）任意两种类型位错相互交割时，都可能产生一扭折或割阶，其大小和方向取决于另一位错的柏氏矢量，但具有原位错线的柏氏矢量。所有的割阶必定是刃型位错，而扭折可以是刃型也可是螺型的。（2）扭折与原位错线在同一滑移面上，可随主位错线一道运动，几乎不产生阻力，而且扭折在线张力作用下材料学院易于消失。但割阶则与原位错线不在同一滑移面上，故除非割阶产生攀移，否则割阶就不能跟随主位错线一道运动，成为位错运动的障碍。（3）螺位错上的割阶比刃位错上的割阶运动阻力大，尽管螺位错没有固定的滑移面，似乎螺位错更容易运动，特别是交滑移，但螺位错上一旦形成割阶，尤其是割阶较大，运动就困难了。割阶造成位错运动的障碍称为割阶强化。3.2.4位错的弹性性质在实际晶体中，由于位错的存在使其周围原子偏离平衡位置而导致点阵畸变和弹性应力场的产生。晶体中的位错在运动过程中与点缺陷和其他位错将发生交互作用，这些交互作用是通过其应力场实现的。要形成应力场就要做功，此功以弹性应变能的形式储存在位错中。而一根位材料学院错线的总能量与其长度成正比，为降低总能量位错线力求缩短长度，这种缩短的倾向就表现为线张力。因此，要进一步了解位错的性质，就要讨论位错的弹性应力场，进而推算出位错所具有的能量、位错与晶体缺陷间的交互作用、位错间的交互作用等问题。（1）位错应力场要准确地对晶体中位错周围的弹性应力场进行定量计算是复杂而困难的，通常采用位错弹性连续介质模型来进行计算。该模型首先假设实际晶体是完全弹性体，服从虎克定律；其次，近似地认为晶体内部由连续介质组成，晶体中没有空隙，因此晶体中的应力、应变、位移等量是连续的，可用连续函数表示；最后，把晶体视为是各向同性的，这样晶体的弹性常数（弹性模量、泊松比等）材料学院不随方向而改变。应注意，该模型未考虑到位错中心区的严重点阵畸变情况，因此导出的结果不适用位错中心区（中心区的半径大约为0.5～1.0ｎｍ），而在位错中心区以外的区域可采用弹性连续介质模型导出应力场公式。（a）（ｂ）图3-19体积元表示的任一点的应力状态（a）直角坐标（ｂ）圆柱坐标材料学院从材料力学中得知，固体中任一点的应力（单位面积的作用力）状态可用9个应力分量来表示，9个应力分量中有3个正应力（与作用面垂直的应力）和6个切应力（与作用面平行的应力），用符号σij表示。第一个下标i代表应力作用面与i垂直，第二个下标j代表应力作用方向。i=j时为正应力，i≠j时为切应力。图3-19（a），（ｂ）分别用直角坐标和圆柱坐标给出单元体上这些应力分量。根据力学平衡关系，切应力具有对称性质，即σij=σji，于是，9个应力分量中只要有6个独立应力分量材料学院（3个正应力、3个切应力）就可决定任一点的应力状态。在直角坐标系中，6个应力分量是：σxx、σyy、σzz、σxy、σxz和σyz，相对应的有6个独立的应变分量，εXX、εyy

和εZZ为3个正应变分量，εxy、εxz，εyz

为三个切应变分量。同样在柱坐标系中，也有6个独立的应力分量：σrr、σθθ

、σzz、σrθ、σrz

和σθz

，对应6个独立的应变分量，εrr、εθθ

、εzz、εrθ、εrz和εθz

。材料学院图3-20螺位错的连续介质模型1）螺型位错的应力场设想有一各向同性的、长为L的弹性空心圆柱体材料，先将圆柱体沿XZ面切开，再使两个切开面沿Z轴方向作相对位移b，然后把这两个面粘结。这样就相当于形成了一个位错线在Z轴、柏氏矢量为b、滑移面为XOZ的螺型位错的应力场。如图3-20所示。采用圆柱坐标，由于圆柱体只有沿Z轴方向的位移，因此只有切应变=≠0，即材料学院(3-14)根据虎克定律，位错在（r,θ）处的切应力为圆柱坐标系应力分量为：(3-15)其他应力分量均为零，即(3-16)σrr=σθθ=σzz

=0σrθ

=σθr

=σrz

=σzr

=0若用直角坐标时，螺型位错应力场表达式为

(3-17)材料学院式中：G为切变模量，b为柏氏矢量的模。螺型位错的应力场具有以下特点：1、只有切应力分量，正应力分量全为零，这表明螺位错不引起晶体的膨胀和收缩。2、切应力与b成正比，与r成反比，与θ，无关，说明切应力是轴对称的，即与位错等距离的各处切应力相等，并随着与位错距离的增大，应力值减小。当r→0时，→∞，这说明上述结果不适用位错中心的严重畸变区。

刃型位错的应力场要比螺型位错的复杂得多。同样，把弹性空心圆柱体沿X0Z面切开，然后使两个切面沿X轴移动一个b的距离，再将这两个面粘结，如图3-21所示。于是，就形成刃位错的连续介质模型。

2刃型位错的应力场材料学院图3-21刃位错的连续介质模型由图3-21模型可知，形成位错时，晶体中原子在X、Y轴方向有位移，而Z轴方向无位移，且X、Y轴方向的位移不随Z坐标变化，故属于平面应变问题。由弹性力学理论可求得刃型位错诸应力分量为：（3-18）

材料学院式中、为泊松比，为柏氏矢量的模。若用圆柱坐标，则其应力分量为（3-19）刃型位错应力场有以下特点：正应力分量和切应力分量同时存在，且各应力分量的大小与柏氏矢量的模b成正比，与r成反比。②各应力分量都是x、y的函数，而与z无关。这表明在平行于位错线的直线上，任一点的应力均相同。

材料学院图3-22刃位错各应力分量符号与位置的关系X、y在面上，正应力对称于Y轴，即对称于多余半原子面，且任意位置均有＞。③y=0时，===0，说明在滑移面上正应力为零，只有切应力，而且切应力达到最大值（•）。④对正刃型位错，y＞0时，＜0，而y＜0时，＞0。这说明位于滑移面上侧的晶体受压，位于滑移面下侧的晶体受拉。对负刃型位错，则相反。⑤|x|=|y|处，，说明在直角坐标的两条对角线处，只有而且在每条对角线的两侧，（）及的符号相反。图3-21是正刃型位错周围的应力分布情况。注意，上述公式不适用于刃型位错中心区。材料学院材料学院（2）位错的弹性应变能位错周围点阵畸变引起弹性应力场导致晶体能量增加，这部分能量称为位错的弹性应变能。它包括两个部分：①位错中心畸变能，在位错中心几个原子间距|b|=2b的区域内，由于点阵畸变很大，线弹性理论不适用，不能采用连续介质模型，而只能借助点阵模型直接考虑晶体结构和原子间的相互作用。据估算，这部分能量大约为总应变能的10%左右，就故常予以忽略。②弹性应变能，在位错中心以外，长程应力场作用范围所具有的能量，约占位错能的90%，此项能量可采用连续介质弹性模型根据单位长度位错所做的功求得。材料学院根据弹性理论，单位体积弹性物体的应变能（W/V），与此物体所产生的所有应力分量（、）及其相应的应变分量（、）的关系为：（3-20）对于螺位错，由于其正应力和正应变为零，只有切应力和切应变，故单位体积的应变能为（3-21）根据，，由图3-15得知，螺位错周围半径为r、厚度为dr、长度为L的管状体积元的应变能为：材料学院设位错中心半径为rO，位错应力场作用范围半径为R，则单位长度螺型位错的弹性应变能为:（3-23）同理，可求出刃位错的弹性应变能为：（3-24）而对于一个混合型位错，可以分解为一个柏氏矢量为b的刃型位错分量和一个柏氏矢量为b的螺型位材料学院错分量，由于相互垂直的刃位错和螺位错之间没有相同的应力分量，它们之间无相互作用能。因此，将它们代入各自的应变能公式并叠加，就得到混合型位错的的应变能，即（3-25）式中称为混合位错分解时的角度因素，其值为1～0.75。分析式3-25可知，所有的直位错的均可用上式表达。对螺位错的K=1；刃位错；而对混合位错。由此可见，位错应变能的大小与r0和R有关。材料学院如前所述，位错应力场的公式不适用于位错中心区，所以r0不能取零值；而R→∞是没有实际意义的，因为实际晶体不是无限大，并且实际晶体中的亚结构尺寸限制了应力场的范围。一般认为r0与b值接近（10-10m），R的数值为亚晶界尺寸，约为10-6m。因此单位长度位错的总应变能可简化为：（3-26）式中是与几何因素有关的系数，其值约为0.5～1。综上所述，可得出如下结论：

①位错的应变能包括两部分：和W。材料学院位错中心区的能量小于总能量1/10，常可忽略；位错的弹性应变能w∝，它随R缓慢地增加，所以位错具有长程应力场。②位错的能量是以单位长度的能量来定义的，故两点间直线位错比弯曲位错具有更低的能量，即直线位错更稳定。因此，位错线有尽量变直和缩短其长度的趋势。③位错的应变能与成正比。因此，b的大小是分析位错组态，判断位错稳定性的一个重要依据。位错的应变能越低，其组态越稳定，所以晶体中的位错趋向于柏氏矢量最小的组态。由此可理解晶体的滑移方向总是沿着原子的密排方向。材料学院（3）位错的线张力前面讨论了单位长度位错的应变能，对于一根位错线其总应变能与位错线长度成正比，为了降低总应变能，位错线有力求缩短的倾向，故在位错线上存在一种使其变直的线张力T。线张力是一种组态力，图3-23位错的线张力可定义为使位错线增加单位长度所需要的能量，所以线张力在数值上近似等于单位长度位错线的应变能，即：材料学院3-25式中为系数，对直线位错=1；对弯曲位错=0.5。下面讨论能使两端固定的位错发生弯曲所需的切应力。如图3-23所示，外加切应力的作用下两端固定的位错发生弯曲。平衡时位错线曲率半径为r，中心角为，弯曲位错的长度为。此时作用在单位长度位错线上所受到的力为，它力图使位错线弯曲，而位错线张力将产生一恢复力，它力图使位错线变直。在平衡条件下，弯曲位错所受的总力为，它与相等，即材料学院由于≈，很小时，≈，所以（=0.5）于是（∵）（3-28）

3-28式表明，外加切应力在单位位错线上产生的作用力，若位错线两端不能自由运动，则此作用力将使位错线弯曲，其曲率半径r与成反比。应当指出，位错的线张力不仅驱使位错线变直，而且也是晶体中位错呈三维网络分布的原因。因为位错网络中相交于同一结点的诸位错，其线张力处于平衡状态，从而保证位错在晶体中的相对稳定性。材料学院3.2.5位错的生成和增殖1.位错的密度晶体中存在位错的多少可用位错密度来描述。常用的表示位错密度的方法有两种：1）定义为单位体积晶体中所包含的位错线的总长度，其表达式为(3-11)式中L为位错线的总长度，V为晶体体积。2）定义为在晶体中垂直位错线的单位面积上所穿过的位错线数目，其表达式为(3-12)材料学院式中n为穿过A面积的位错线数目，A晶体截面积。位错密度的单位是1/cm2。试验结果表明，一般经充分退火的金属材料中，位错密度约为106～108/cm2；但经精心制备和处理的超纯金属单晶体，位错密度可低于103/cm2；而经过剧烈冷变形的金属，位错密度可高达1010～1012/cm2。2．位错的生成晶体中位错的来源有（1）晶体生长过程中产生位错；（2）由于自高温较快凝固及冷却时晶体内存在大量过饱和空位，空位的聚集能形成位错；（3）晶体内部的某些界面（如第二相质点、孪晶、晶界等）和微裂纹的附近，由于热应力和组织应力的作用，材料学院往往出现应力集中现象，当此应力高至以使该局部区域发生滑移时，就在该区域产生位错。3．位错的增殖前面已经谈到，金属材料的塑性变形是在切应力的作用下靠位错运动实现的，位错最终移至晶体表面而产生宏观塑性变形。依此观点，变形后晶体中的位错数量应越来越少。然而，事实恰恰相反，经剧烈塑性变形后的金属晶体，其位错密度可增加4～5个数量级。这个现象充分说明晶体在变形过程中位错必然是在不断地增殖。变形后产生大量位错，是引起强化的原因之一。当晶体中的位错的分布比较均匀时，流变应力和位错密度的关系是（12-13）

材料学院式中：位错密度；G为切变模量；b为柏氏矢量；为系数，多晶体铁素体=0.4；参数表示位错交互作用以外的因素对位错运动所造成的阻力。上式表明，当增高时，也增大。金属在变形后会引起位错增殖机制很多，现主要介绍两种。（1）弗兰克-瑞德（Frank-Read）位错源图12-2表示弗兰克-瑞德源位错增殖机制。若某滑移面有一段刃位错CD，它的两个端点上连有其它位错AC和BD，C点和D点是位错线的结点，不能运动。现沿位错b的方向施加切应力，使位错线CD在滑移面上运动。但由于CD两端固定，所以只能使位错线发生弯曲（见图12-2(b)）。材料学院单位长度位错线所受的滑移力Fd=，它总是与位错线本身垂直，所以弯曲后的位错每一小段继续受到的作用沿它的法线方向向外扩展，其两端则分别绕结点C、D发生回转（见图12-2(c)）。当两端弯曲的线段相互靠近时（见图12-2(d)），由于该两线段平行于b，但位错线方向相反，分别属于左螺旋和右螺旋位错，它们互相抵消，形成一闭合的位错环和位错环内的一小段弯曲位错线（见图12-2(e)）。只要外加应力继续作用，位错环便继续向外扩张，同时环内的弯曲位错在线张力作用下又被拉直，恢复到原始状态，并不断重复上述过程，络绎不绝地产生新的位错环，从而产生位错的增殖，并使晶体产生可观的滑移量。材料学院图12-2F-R源动作过程材料学院为使F-R源动作，外加应力必需克服位错线弯曲时线张力所引起的阻力。在弯曲位错线中取一微单元弧段，可写出力的平衡关系：，即，令，可得：（12-14）可见外加切应力的大小和位错线曲率半径R成反比，即曲率半径R越小，所需的切应力越大。当位错线弯曲成半圆时，最大（），故使位错源发生作用的临界切应力为材料学院（12-15）Frank-Read位错源增殖机制已被实验所证实，人们已在硅、镉、Al-Cu、Al-Mg合金不锈钢等晶体中直接观察到类似的F-R源的迹象。另外，实验观察到的退火态金属的位错网络长度平均为10-4cm左右，如取L≈10-4cmb≈10-8cm求出的临界切应力c=10-4G，这个数值接近于实际晶体的屈服强度。因此，如用弗兰克-瑞德模型，即可把晶体的屈服强度理解为开动F-R源的临界切应力。应当指出：F-R源开动后并不是永远不断地放出位错，当位错环遇到障碍就会塞积，位错塞积后的应力集中就会对位错源有一反作用力，使位错源停止动作。（2）双交滑移机制材料学院在5.2.4中已介绍了晶体的交滑移的情况。当位错在原滑移面上运动受阻，位错转到和原来滑移面相交的另一个滑移面上去，这就是交滑移。当位错又转回和原来滑移面平行的面时，这个过程称双交滑移。对高层错能的面心立方和体心立方金属，变形时的位错增殖主要是靠双交滑移。如图12-3所示，设有一螺型位错先在面心立方晶体的(111)晶面（m面）上滑移，遇到障碍通过交滑移转移到另一滑移面（111）（n面），绕过障碍后又转到与m晶面平行的另一滑移面(111)（m′面）。这样在滑移面（n面）上生成刃型位错AC和BD。由于刃型位错AC和BD不能随螺型位错一起运动，对于m′面上的位错CD来说，其两端C、D被钉扎，于是位错线CD在m′面上以弗兰克-瑞德源机制增殖位错。材料学院这种位错增殖方式称为双交滑移增殖机制。有时在第二个（111）（m′面）扩展出来的位错环又可以通过交滑移转移到第三个（111）面上进行增殖。从而使位错迅速增加，因此，它是比上述的弗兰克-瑞德源更有效的增殖机制。（a）（b）（c）图12-3螺型位错通过双交滑移增殖材料学院5、位错间的交互作用在实际晶体中有许多位错同时存在。任一位错在其相邻位错应力场作用下会受到作用力，此交互作用力随位错类型，柏氏矢量大小，位错线相对位置的变化而变化。在这里仅讨论两个平行螺型位错和两个平行刃型位错间的作用力。a、两平行螺位错的交互作用图3-31所示，设有两个平行螺型位错、，其柏氏矢量分别为b1、b2，位错线平行于Z轴，位错位于坐标原点，位错位于处（图3-31（a））。位错在处的切应力为，显然，位错在作用下受到的力为材料学院方向与矢径r方向一致，同理，位错S1在S2应力场下也将受到一个大小相等，方向相反的作用力。（a）（b）图3-31平行螺型位错的交互作用力（a）交互作用力的示意图（b）交互作用力的方向（3-32）

材料学院由式（3-32）可以看出，两平行螺型位错间的交互作用力，其大小与两位错强度的乘成正比，而与两位错间距r成反比，当b1与b2同向时，＞0（斥力），即两同号平行螺位错相互排斥；当b1与b2反向时，＜0（引力），即两同号平行螺位错相互吸引（见图3-31（b））。b、两平行刃型位错间的交互作用设有两个同号平行刃型位错、，分别位于两个平行滑移面上，其柏氏矢量分别为b1、b2，且与X轴同向，位错线平行于Z轴。令位错位于坐标原点上，位错位于处，两者之间的距离为r（图3-32）。材料学院因此，位错e1的应力场中只有切应力分量和正应力分量对位错e2起作用，分别导致位错e2沿X轴方向滑移和沿Y轴方向攀移。这两个交互作用力分别为：图3-32两平行刃型位错间的交互作用=

=（3-23）对于两个同号平行的刃型位错，由式（3-23）可以看出，滑移力随位错e2所处的位置而变化，现归纳如下：材料学院当|x|＞|y|，若x＞0，则fx＞0；若x＜0，则fx

＜0，这说明当位错e2位于图3-33（a）中的⑴、⑵区域时，两位错相互排斥。当|x|＜|y|，若x＞0，则fx

＜0；若x＜0，则fx

＞0，这说明当位错e2位于图3-33（a）中的⑶、⑷区域时，两位错相互吸引。当|x|=|y|时，fx

=0，位错e2处于介稳定平衡状态，一旦偏离此位置就会受到位错e1的吸引或排斥，使它偏离得更远。当x=0时，fx=0，位错e2处于稳定平衡位置，一旦偏离此位置就会受到位错e1的吸引而退回原处，使位错垂直地排列起来，这种位错组态叫位错墙，它构成小角度晶界。材料学院当y=0时，若x＞0，则fx＞0；若x＜0，则fx＜0，此时fx的绝对值和x成反比，即处于同一滑移面上的同号刃型位错总是相互排斥的，位错间距离越小，排斥力越大。分析攀移力fy可知，对于同号位错e2，当y＞0时，fy＞0，在y轴正方向受力；当y＜0时，fy＜0，在y轴反方向受力。所以，同号位错相排斥，位错间距离越小，排斥力越大。对于异号位错e2，当y＞0时，fy＜0，当y＜0时，fy

＞0。所以，异号位错相吸引，并尽可能靠近乃至最后消失。材料学院图3-33两刃型位错在X轴方向上的交互作用（a）同号位错（b）异号位错（c）两平行刃型位错沿柏氏矢量方向的交互作用力材料学院材料学院两个异号平行刃型位错的交互作用力分别为：

图3-33（c）则给出了fx大小沿x轴的变化规律。可以看出，两同号位错间的作用力（图中实线）与两异号位错间作用力（图中虚线）大小相等，方向相反。除上述情况外，在相互平行的螺位错与刃位错之间，由于两者的柏氏矢量相垂直，各自的应力场均没有使对方受力的应力分量，故彼此不发生作用。若在两平行位错中含有混合位错时，可将混合位错分解为刃型和螺型分量，再分别考虑它们之间作用力的关系，叠加起来就得到总的作用力。材料学院3．2．6实际晶体结构中的位错

在实际晶体中，位错的柏氏矢量b除了等于点阵矢量外，还有可能小于或大于点阵矢量。通常把柏氏矢量等于点阵矢量或其整数倍的位错称为全位错，也称为单位位错（柏氏矢量等于点阵矢量），故全位错滑移后晶体原子排列不变。把柏氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错称为不全位错，而柏氏矢量小于点阵矢量的称为部分位错，不全位错滑移后原子排列规律发生变化。从能量上考虑，由于位错的应变能和成正比，因此各种可能出现的全位错稳定性并不一样，能量较高的位错不稳定，可以通过位错反应，分解为能量较低的位错，而以最短的点阵矢量即单位位错为柏氏矢量的位错在晶体中最稳定。表3.1列出了三种典型金属中全位错和不全位错的柏氏矢量。表3.1典型金属晶体中全位错和不全位错<100><2023>不全位错<0001>全位错密排六方<111>不全位错<110>全位错面心立方<111><111><110><112>不全位错<111>全位错体心立方柏氏矢量位错类型晶体结构<112><100><100><1123><0001><0001><1010><110><110><103>在面心立方晶体中，有两种重要的不全位错；肖克莱(Shockley)不全位错和弗兰克(Frank)不全位错。图3-30为肖克莱不全位错的结构。图面代表（101）面，密排面（111）垂直于图面。图中右边晶体按ABCABC……正常顺序堆垛，而左边晶体按ABCBCAB……顺序堆垛，既有层错存在，层错与完整晶体的边界就是肖克莱位错。这相当于左侧原来的A层原子面沿[121]方向滑移到B层位置所形成的。位错的柏氏矢量b=[121]，它与位错线互相垂直，故为刃型不全位错。根据肖克莱位错的柏氏矢量与位错线的夹角关系，它既可以是纯刃型，也可以是纯螺型或混合型，可以在它所在的{111}面上滑移，滑移的结果材料学院使层错扩大或缩小。但是，即使是纯刃型的肖克莱不全位错也不能攀移，这是因为它与确定的层错相联。图3-30面心立方晶体中的肖克莱不全位错材料学院图3-41为抽出半层密排面形成的弗兰克不全位错。弗兰克位错属纯刃型位错，其柏氏矢量为<111>，且垂直于层错面{111}。显然这种位错不能在滑移面上滑移，但能通过点缺陷的运动沿层错面攀移，使层错面扩大或缩小。在实际晶体中，组态不稳定的位错可以转变为组态稳定的位错；具有不同柏氏矢量的位错线可以合并为一条位错线；反之，一条位错线也可以分解为两条或更多条具有不同柏氏矢量的位错线。通常，将位错之间的相互转化（分解与合成）称为位错反应。位错反应必须满足两个条件：材料学院（1）几何条件：∑b前=∑b后，即反应前后位错的柏氏矢量之和相等，以满足柏氏矢量的守恒性。（2）能量条件∑＞∑即位错反应后应变能降低。前后，材料学院图3-31面心立方晶体中的弗兰克不全位错材料学院(a)(b)图3-32面心立方晶体中的肖克莱不全位错(a)（111）面上的[110]全位错分解为[121](b)不全位错附近的原子组态及[211]不全位错的原子组态变化（图面为（111））材料学院下面举例说明实际晶体中的位错反应；⑴面心立方晶体中一个全位错可以分解为两个肖克莱不全位错。反应式为

+[12]⑵一个肖克莱不全位错和一个弗兰克不全位错合并成一个全位错，即

⑶两个全位错合并成另一个同一类型的全位错，即+

材料学院⑷两个位错合并重组合成另外两个位错，如在体心立方结构中，可能发生如下位错反应：+[010]+[11]前面已经介绍，面心立方晶体中{111}面上的/2<110>全位错可以分解为两个/6<112>肖克莱不全位错，由图3-44可以看出这两个肖克莱不全位错中间是堆垛层错区。通常把两个不全位错连同层错区一起总称为扩展位错，如图3-32所示。在扩展位错中b1和b2具有同符号的分量，它们要相互排斥，单位长度位错上的排斥力近似地为材料学院f=G(b1·b2)/2πd，该斥力力图使两个不全位错的宽度增加。为了降低两个不全位错的层错能，力求使两个不全位错的间距缩小，这相当于给予两个不全位错一个引力，数值等于层错的表面张力（即层错能）。当斥力与引力平衡时，不全位错之间的距离一定，这个平衡距离就是扩展位错的宽度d，即图3-33扩展位错示意图d=G（b1·b2）/2π（3-36）材料学院由此可见。扩展位错的宽度与晶体的单位面积层错能成反比，与切变模量G成正比。例如，在层错能较低的不锈钢和黄铜中，存在很宽的扩展位错，均易形成扩展位错，而在层错能很高的铝中，由于宽度很窄，即使在电子显微镜也很难分辨，几乎见不到扩展位错。表3.2列出几种金属的层错能和扩展位错的宽度。表3.2几种金属的层错能和扩展位错的宽度35.02.01.510.05.712.0扩展位错宽度D（原子间距）0.020.250.200.040.060.02层错能γ/（J·m-2）钴镍铝铜金银金属材料学院3.3材料中的面缺陷实际应用的晶态材料（例如金属、陶瓷、高分子材料）大多数是多晶体，多晶体材料的界面是构成晶态固体组织的重要组成部分。严格地说，界面包括外表面（自由表面）和内界面。相对于理想完整晶体而言，表面和界面通常包含几个原子层厚的区域，该区域内的原子排列甚至化学成分往往不同于晶体内部，可以近似地看成是晶体材料的二维结构