材料微观结构第四章晶体中的位错与层错3

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. II.
III.
IV.
晶体滑移不是一次、同步完 成的，而是逐步推进的过程。 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。 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。 通常看到的滑移带宽度是μm 级，是许多滑移线重叠的结 果。滑移带→上百根滑移线 →上万根位错
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/3[11-1]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/3[11-1]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。
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/a>1.633时，实测与 预期基本相等。


大多数金属都有很多滑移系，FCC：12个； BCC：12-24个；HCP：3-6个。 究竟哪个系统先开动？ 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。
的反应是可以自动进 行的。
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BCC中a/2<111>型全位错的分解，主要结论如下：

若a/6<11-1>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/3[11-1]，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： a a a a
BCC中的全位错存在着分解的可能性

即它的滑移不对称性，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。
全位错的分解过程:先确定b→u→分解
4.4 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：停止用力后，能被保留下来的永久形 变。 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：位错的运动。 范性形变主要表现为：滑移、孪生、扭折。
1 滑移的位错机制



金属一般都有一个以上的滑移系统(由滑移面 和滑移方向构成) 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； 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。
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。
OB‘ OP OP垂直于(-121)，长度是(-121)的面间距。
图4-18 体心立方结构中孪生的单结点极轴机制
OE’DB(a/6[11-1])位错在(112)面上可以在外力作用下向右方 扫动，直至OE‘→OE，OE’DB→OEDB，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。
BCC中还有一种次短全位错a<100>
若按下式分解：
a a a[100 ] [111] [1 1 1 ] 2 2
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：
a a [111] [1 1 1 ] a[100 ] 2 2 a[100 ] a[010 ] a[110 ]
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/6[11-1]或a/3[11-1]，于是A1→C1，A2→B2，B1不动， B2→A2，C1→A1…最终形成下述顺 序：…A1A2B1B2C1C2C1B2B1A2A1…，这就是典型的BCC孪晶。
层错和四周完整晶体的边界，便是不全位错


HCP和FCC全位错分解有相似之处，如： FCC： 1 1 1 [110 ] [211] [12 1 ] 2 6 6 DA D A HCP： 1 1 1
[11 20] [10 1 0] [01 1 0] 3 3 3

不同之处：FCC全位错分解可在不同滑移面上 进行，如DA→Dβ+βA也可以, 而HCP只能在一 个滑移面上分解.
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<111>
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…。
2. 孪生的位错机制：单结点极轴机制
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：

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。 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。 “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。
在FCC的Al,Cu,Ag,Au,Ni及α黄铜中均发现过扭 折带，其晶体学关系有如下关系：

试样轴位于单位三角形中 间或接近<100>~<110> 大圆时→扭折带明显； 当接近对称线 <100>~<111> →不明显；
达到对称线或处于<100> 和<111>方向时→消失。


表4-4 三种典型金属的滑移系参数和 扭折带要素
b b1 b2 b3
BCC中的层错

BCC完整晶体的{112}堆垛顺序为 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/6[11-1]或a/3[-111]位移，便产生内禀层错， 如图4-14(a),其顺序 是…A1A2B1B2C1C2C1C2A1A2B1B 2C1C2…，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。
BCCa/2<111>全位错的分解

在a/2<111>全位错
的诸多可能分解中， 从能量上考虑应是形 成a/6<111>不全位 错的那些分解。因为
a a a [11 1 ] [11 1 ] [11 1 ] 2 3 6 3 2 a2 a2 5 2 a a 4 3 12 12
从能量上考虑，这样
每两个相邻的(112)面的间距为a/6[112]，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/6[11-1]和a/2[1-10]。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1/6[11-1]或 沿反方向滑移1/3[-1-11]而形成的。


1951年，Cottrell和Bilby建立单结点极轴机制
AOBC是(112)面上的全位错，b=a/2[111]。在适当条件 下，OB会分解为：
a a a [111] [112 ] [11 1 ] 2 3 6
a a a [112 ] [ 1 21] [101] 3 6 2
OB OB‘ OE’DB (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：
3 扭折的位错机制



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， 即平行于加力的方向，就可 能出现这种取向。 试样沿纵轴压缩时→扭折。 过渡区可视为一系列同号刃 位错的有规律排列。位错线 的方向垂直于应力的方向。 晶体拉伸时也能出现扭折。
[111] [111] [111] [111] 2 6 6 6
三个a/6[111]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/2[111]在[110]上运动，可以 通过下述反应完成：
a a a a [111] [110 ] [112 ] [110 ] 2 8 4 8
ABABCBABAB



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。 在WC硬质合金研究工作中，在粘结相Co中曾经观 察到HCP的βCo中，出现了ABC排列的FCC胚胎， 最终形成FCC的αCo，即发生了βCo→αCo的相变。 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。
3. 密排六方晶体中的层错与扩展位错

HCP晶体中密排面是(0001)， 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。

正顺序：ABC，BCA，CAB 逆顺序：CBA，BAC，ACB
孪晶的切变为：
a a [11 1 ] [ 1 1 1] 1 6 或3 2 a a 2 [112 ] [112 ] 6 3
这和莫特1951年在α-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



BCC金属的滑移方向是<111>，全位错柏氏矢量 为a/2<111>。 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<111>方向。这些面 都 会相交于一个<111>方向，所以BCC会经常出 现交滑移。 电镜中会经常看到波纹状的滑移线，这说明层错 能γ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。