晶体缺陷与强度理论
晶体缺陷10 强化理论
B 长程有序(Long-Range Order) 引起的强化
如图5.5所示，当溶质原子呈长程有序分布时，可在滑移 面两侧原子之间形成AB 型原子匹配关系。当有位错在滑移 面上运动时，会不断破坏这种有序关系，形成反相畴界 (Antiphase Domain Boundary) 。故单个位错只有在附近 的外力作用下才能运动，以补偿形成反相畴界所需的能量。
3）由于第二相粒子与基体的晶体点阵不同或至少 是点阵常数不同，在粒子周围 产生弹性应力场 ， 此应力场与位错会产生交互作用 ，阻碍位错运动
πT（1+ v ）V 3
4）由于基体与粒子中的滑移面取向不一致，则位 错切过后会 产生割阶，割阶阻碍整个位错线运动。
颗粒半径最佳值
晶界强化效应
多晶体的屈服强度明显地高于同样材料的单晶体
溶质原子扩散到位错所在处，或位错运动到溶质原子 处，系统的总应变能有可能降低，缺陷之间就会产生 运动，使彼此处于能量相对较低的位置。
使位错与溶质原子从低能位置分离需要做功，也就是 要增加使位错运动所需的力，因而也就强化了晶体。
这种情况属于位错与溶质原子的弹性交互作用，此外 还有化学交互作用、电学交互作用和几何交互作用。
特点
１．溶质原子的浓度越高，强化效果越大 无限固溶体 Ag －Au 溶质浓度为50%左右，强化最大 有限固溶体 溶质浓度↑，强化↑
２．溶质与基体金属的性质差别越大，固溶度越有限，强化↑ ３．置换型强化效果小，间隙型强化效果大
4.4固 溶 强 化
各种合金元素对 铜的屈服强度的 影响
5.1 固溶强化效应 (Solid Sloution Strengthening Effect)
图5.2 含氮的β黄铜单晶体中屈服
图5.2所示的是含氮的β黄铜单晶体中屈服的例子。 主要特点是：1）在第一次加载时，应力由上屈服点下 降到下屈服点；2）当试样处于过度应变状态而重新加 载时，没有屈服点现象；3）当试样发生过度应变以后 再经过时效，屈服点现象又重新出现。屈服点在应变时 效以后的重新出现，是由于溶质原子又回到在过度应变 的金属中已经获得了自由的位错附近，即溶质原子又通 过扩散在位错上形成了气团。
资料-《晶体缺陷与强度理论》
在低碳钢中溶质或杂质原子造成晶格畸变，溶质原子的应力场和位错应力场会发生交互作用，使溶质原子聚集在位错线附近，形成可垂耳气团。由于这种交互作用，体系的能量处于较低状态，只有在较大的应力作用下，位错才能脱离溶质原子的钉扎，表现为应力-应变曲线的上屈服点；当位错继续滑移时，就不需要开始那么大的力，表现为应力-应变曲线的下屈服点；当继续变形时，应为应变硬化作用的结果，应力又出现升高的现象。
(2)使晶体发生孪生比使之发生滑移的τc高得多.因此,滑移系较多的fcc晶体易发生滑移而不易发生孪生;只有在滑移受阻的情况下才发生孪生;滑移系很少的hcp晶体容易发生孪生。
孪生变形的作用：靠孪生造成的晶体变形量很小,它最多能提供7-10%的变形量,晶体的变形量大部分是靠滑移提供的.但是,在晶体变形时,孪生往往又是滑移的补充.在滑移系取向变硬,滑移不能进行的情况下,往往通过孪生改变滑移系的取向,使滑移继续进行下去.晶体中的变形,往往是由滑移和孪生两种方式交替进行的。
<3>由空位聚集而形成。在高温时，晶体中空位浓度很高，它们有聚集成片以降低组态能的趋势。晶体中的空位片足够大时，两边晶体塌陷下来，在周围形成位错环。
4．为什么位错线不可能中断于晶体内部？
相交于一点的各位错,同时指向结点或同时离开结点时,各位错的柏氏矢量之和为零,即： =0（bi是各个位错的柏氏矢量）
3．晶体中形成位错的途径有哪些？
<1>在凝固过程中形成。树枝状晶体生长相遇后发生碰撞；液体流动时对晶体的冲击，使晶体表面发生错排形成大台阶；浓度起伏造成的点阵常数偏差，以及结晶前沿的障碍物造成的不同部分间的位向差，都会形成位错。
<2>由晶体在冷却时形成的局部内应力所造成，在完整的晶体中形成位错，需要极大的应力，其值大致为G/30，相当于理论强度。使整个晶体或某个晶面获得这样大的应力，是不可能的，但是，在晶体冷却过程中，由于温度梯度、成分起伏或结构的变化，使局部晶体形成这样的应力是可能的。在夹杂物周围，由于夹杂和基体的膨胀系数不同，造成二者收缩量不同，以致应力集中而产生位错环，就是一个典型的例子。
材料科学基础-第2章晶体缺陷2PPT课件
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2.2.2 位错的基本类型
螺型位错与刃型位错不同，它没有额外半原子面。在晶 格畸变的细长管道中，只存在切应变，而无正应变，并且 位错线周围的弹性应力场呈轴对称分布。 螺位错的应力场虽然是纯切应力，但对非球形对称的点 缺陷也产生作用。如体心立方中的扁八面体间隙，在水平 方向与垂直方向的间隙半径不同，其间隙原子会引起非球 形对称畸变。螺位错的纯切应力场可等效为一个拉应力， 使等效拉应力方向上的间隙尺寸变长，从而使间隙原子择 优分布于受等效拉应力作用的方向上。这种在螺位错周围 择优分布的溶质原子，叫做史诺克(Snook)气团。它对位 错的钉扎作用也很强，且与温度近似无关。 在室温下以Cottrell气团起主要作用，而高温以Snook 气团起主要作用。
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2.2.2 位错的基本类型
3. 混合位错 已滑移区和未滑移区的分界线（图中AB虚线），与切应力 或滑移矢量既不平行又不垂直。这条线仍是一维畸变区，称 为混合型位错。 混合位错实际是无数小的刃位错和螺位错的交替衔接。
位错定义为晶体的滑移面上已滑移区和未滑移区的交界线。 实际就是沿交界线附近的一个局部的原子排列扰乱区域。 位错线与滑移矢量垂直，为刃位错，二者平行，为螺位错， 既不垂直又不平行，为混合位错。
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2.2.1 金属理论强度和位错学说的产生
位错理论与弗兰克假设的根本区别是，滑移并非上、下两 部分晶体作整体性的刚性滑移。 滑移是通过一排排原子、一列列原子、甚至一个个原子的 传递式的移动来实现的。 位错是滑移传递过程中已滑移部分和未滑移部分的交界线 ，一根位错线扫过滑移面，滑移面两边的晶体才完成一个 原子间距的相对切动。 晶体的滑移过程，就表现为位错的运动过程。
晶体缺陷与强化理论
二、点缺陷的平衡浓度
空位形成引起点阵畸变，亦会割断键力，故空 位形成需能量，空位形成能（Δ EV），由空位 的出现而高于没有空位时的那一部分能量称为 “空位形成能”，为形成一个空位所需能量； 形成空位又使晶体中混乱度增加，使熵增加。 而熵的变化包括两部分： ① 空位改变它周围原子的振动引起振动熵，SV； ② 空位在晶体点阵中的排列可有许多不同的几 何组态，使排列熵Sm增加。
3) 形成其他晶体缺陷 过饱和的空位可集中形成内部的空洞，集 中一片的塌陷形成位错。
4) 改变材料的力学性能 空位移动到位错处可造成刃位错的攀移， 间隙原子和异类原子的存在会增加位错的运动阻力。会使强度 提高，塑性下降、
一般情形下，点缺陷主要影响晶体的物理性质，如比容、比热容、电阻率等。 (1)比容 在晶体内部产生一个空位，将原子移到晶体表面上，导致晶体体积增加 (2)比热容 由于形成点缺陷向晶体提供附加的能量（空位生成焓），引起附加比热 容 (3)电阻率 金属电阻来源于离子对传导电子的散射。 完整晶体——电子基本上是在均匀电场中运动； 缺陷晶体——点阵周期性被破坏，电场急剧变化，对电子产生强烈散射 —电阻率增大。
Gv Cv exp RT H v Cv C 0 exp RT S v C0 exp R
△Hv——1mol空位生成焓 △Gv——1mol空位生成自由焓 △Sv——增加1mol空位引起振动熵变
空位的平衡浓度可以通过实验确定。测得若干不同温度下平衡空 位浓度，可用最小二乘法比较准确地求出ΔGV、 ΔHV、 ΔSV。 金：ΔHV≈96.37kJ/mol，ΔSV≤19.27×10-3kJ/mol， C0 ≈10， 在1000K时，近似估算时：C0 ≈1（ ΔSV=0） C 104
晶体缺陷和强度理论
非晶合金的强度研究及进展非晶合金，又称金属玻璃，由于具有优异的物理、化学、光学、磁学和力学性能，受到人们的普遍关注，成为材料领域的研究热点之一。
大量的研究与开发工作表明，非晶合金材料在许多实用性能方面具有十分明显的优势，具有良好的应用前景。
非晶合金研究的进展，不仅突破了长期以来金属合金只能以结晶态形式凝固这一传统认识，丰富了合金液固相变理论，而且在合金的非晶形成能力、非晶合金的相结构及其相演化过程、非晶合金的性能等方面的研究都取得了大量成果。
1非晶合金的发展历史自从1960 年首次用熔体快速凝固方法制备出Au-Cu 非晶合金以来，在随后的30 年里，大量的非晶合金已经被制备出来。
众所周知，在1990年以前可以用105K/s 的冷却速率制备出Fe 基、Co 基和Ni 基非晶合金，但这些合金的厚度都小于50 µm，其中，作为特例的贵金属基Pd-Ni-P 和Pt-Ni-P 合金系，其临界冷却速度也在103 K/s 的数量级。
在1974 年Chen对Pb-T-P(T=Ni, Co, Fe)合金进行了系统的研究并制备出了厚度为 1 mm 的非晶合金。
在1982 年，可以制备出临界尺寸较大的Au55 Pd22.5 Sb22.5非晶合金。
虽然在大块非晶合金的研究中取得了突出的进展，但是这些合金的成本昂贵，在长达十几年的时间内，利用非贵金属制备大块非晶合金的愿望始终未能实现，使非晶合金的应用范围受到很大限制。
上世纪八十年代后期，日本学者 A. Inoue(井上明久)领导的课题组首先在非贵金属系大块非晶合金制备方面取得了突破，并受到同行的关注。
自从1988 年以来，发现可以用更低的临界冷却速率制备出新的多组元合金体系，包括Mg 基、Zr基、Fe 基、Pd基[、La 基、Ti基和Ni 基合金体系。
由于发现了具有很强的非晶形成能力的合金体系，使得在临界冷却速度低于102 K/s 的条件下，用一般的工艺方法(铜模铸造方法等)即可获得三维尺寸在毫米以上量级的大块非晶合金。
第一章---引言---晶体缺陷和强度
Crystal Defect and Strength
王建华
材料科学与工程学院
2019.09.12
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Have You Ever Wondered?
为什么制造半导体的硅晶体含有大量的掺杂， 如磷或硼？
为什么能制造比纯铁硬度和强度高的钢呢？
为什么面心立方金属（如铜、铝等）比体心立 方和密排六方金属的塑性好呢？
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第一章 绪言
1.2 晶体缺陷概述
晶体缺陷是指实际晶体晶体结构中和理想的点阵结构发 生偏差的区域。即在某些局部区域，原子排列是紊乱、 不规则的，这些原子排列规则性受到严重破坏的区域统 称为“晶体缺陷”。 相对于理想晶体结构的周期性和方向性而言，晶体缺陷 显得十分活跃，它的状态易受外界的影响，晶体缺陷的 数量及分布对材料的行为有十分重要的作用 。
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晶体缺陷分类
第一章 绪言
按照晶体缺陷区相对晶体的大小，可将晶体缺陷分为:
点缺陷（0-dimensional defects）
空位、间隙原子
线缺陷（1-dimensional Defects）
位错（螺型，刃型）
面缺陷（2-dimensional Defects）
界面（晶界，相界） ，表面21
金属的疲劳：在交变应力作用下，虽然零件所承受的 应力低于材料的屈服点，但经过较长时间的工作而产 生裂纹或突然发生完全断裂的过程。
疲劳曲线：表征材料承受的交变应力(σ )与材料断裂前 承受交变应力的循环次数(N)之间的关系。
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疲劳曲线
对称循环交变应力
疲劳极限(亦叫疲劳强度)：金属承受的交变应力越大，
晶体缺陷及强度理论
为了提高观察到网络的几 率，我们使选定的金相面 与网络所在的平面成一小 的夹角α ，取α≈1 0 网络所在的{111}面为PQ， 它和金相面MN的夹角为 α≈1 0从表面MN腐蚀掉d ≈ 0.01mm的一层，得到金相 观察表面UV，显示出网络 宽度OA。通过简单的几何 计算，可以得到 OA=0.5mm。 取a为1 0对金相观察是较适 宜的。
抛光划痕经氧化后的热氧化层错
利用微缺陷与位错的相互作用观察位错
根据相关文献中对半绝缘砷化镓单晶中晶体缺陷的化学腐 蚀后显微观察及TEM、SEM研究结果可知：在GaAs晶体 中微缺陷由于受到位错应力场的作用而被吸附到位错附近， 在位错密度较低区域，微缺陷呈点状分布，随位错密度增 大，由于同号位错相互吸引，异号位错相互排斥而形成位 错排、星型结构或网状结构分布。微位错也同样按线状、 星状结构或网络结构分布。 也就是说微缺陷与位错分布有着强烈的依赖关系，位错吸 附微缺陷，微缺陷缀饰位错。
硅单晶漩涡缺陷的铜缀饰腐蚀显示实验：在研究Si中Cu行 为的基础上 拟定合理的缀饰工艺，在采用择优腐蚀来显示 铜缀饰增强后的漩涡缺陷,参照半导体学报铜缀饰具体工艺 过程为： ①切片、研磨、抛光 ②镀铜和铜缀饰 ③再次研磨抛光后，择优腐蚀
在半导体材料硅单晶上， Dash用铜缀饰样品，并对 位错进行了观察。由于Si是 不透明的，因而他使用了对 Si是透明的红外显微镜。在 加温和应力的条件下拍得的 一个正在开动的位错增殖机 ――Frank-Read源。
晶体缺陷显微镜研究中的方法
缀饰法
腐蚀剂有时对某些晶体缺陷不能显示，或者用透射法观察 时不能产生明显的衬度，此时可采用扩散的方法或其他方 法使某些重金属原子优先淀积在缺陷上，这就称为用重金 属原子对晶体缺陷进行了缀饰。 经过缀饰的晶休缺陷容易用腐蚀剂显示，这是由于缺陷上 淀积了重金属原子，它们对光线强烈散射，当用透射显微 镜观察时可形成强烈的反差 。
晶体缺陷与金属强度【3】全
位错周围点阵畸变是对称的，位错中心受到的畸变度最大， 随着与中心距离的增加，畸变程度逐渐减小 一般把点阵畸变程度大于正常原子间距1/4的区域宽度定 义为位错宽度，其值约为2~5个原子间距 位错线长度有数百个到数万个原子间距，与位错长度相比， 位错宽度显得非常小，所以把位错看作是线缺陷
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1939年，柏格斯提出用柏氏矢量表征位错。
1947年，柯垂耳提出溶质原子与位错的交互作用。 1950年，弗兰克和瑞德同时提出位错增殖机制。
之后，用TEM直接观察到了晶体中的位错。
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第三章 晶体中的位错
第二节
位错的几何性质
1、位错的基本类型
Байду номын сангаас（1）刃型位错
混合位错的形成
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混合位错
在AC位错线中，靠近A端的位错线段平行于滑移矢量，属于纯螺型位错； 靠近C端的位错线段垂直于滑移矢量，属于纯刃型位错，其余部分线 段与滑移矢量成任意角度，均属混合位错，但每一段位错线均可分解 为刃型和螺型两个分量
混合位错原子组态
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（2）
螺型位错
假定在一块简单立方晶体中，沿某一晶面切一刀 缝，贯穿于晶体右侧至BC处，然后在晶体的右侧 上部施加一切应力η，使右端上下两部分晶体相对 滑移一个原子间距，由于BC线左边晶体未发生滑 移，于是出现了已滑移区与未滑移区的边界BC 经过这样操作后使右侧晶体上下两部分发生晶格 扭动，从俯视角度看，在滑移区上下两层原子发 生了错动，晶体点阵畸变最严重的区域内的两层 原子平面变成螺旋面。畸变区的尺寸与长度相比 小得多，在这畸变区范围内称为螺型位错，已滑 移区和未滑移区的交线BC则称之为螺型位错线
第二章---点缺陷---晶体缺陷和强度
Crystal Defect and Strength
王建华
材料科学与工程学院
2019.09.12
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第二章 点缺陷（ Point Defects）
原子尺度的缺陷（atomic size defects）
在晶体中可以热力学平衡态存在
点缺陷研究的发展——1926年Frankel提出
空位对于传导电子产生附加散射，而引起电阻率 ρ 的增
加。
例如：淬火温度越高，由于空位浓度越大，因而，电阻
率201越9/10大/14 。
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2）密度的变化 简单地考虑肖脱基空位。一个空位形成，体积增加
v，v 为原子体积，n 个空位形成，晶体体积增加
V = n v，由此而将引起密度的减小。 (这里没有考虑空位形成后晶格的畸变) 3）机械性能的变化 空位对金属的机械性能影响较大，过饱和点缺陷 提高金属的屈服强度。为什么？
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• 晶格常数a与固溶体成分x之间的关系： • 式中，a1、a2分别为溶剂和溶质的晶格常数
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2.7 点缺陷对晶体性能的影响
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点缺陷引起的结构变化：
晶格畸变（如空位引起晶格收缩，间隙原 子引起晶格膨胀，置换原子可引起收缩或 膨胀。）
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点缺陷对化学性能的影响: 主要集中在材料表面性能上，比如杂质原子的缺 陷会在大气环境下形成原电池模型，极大地加速 材料的腐蚀，另外表面能量也会受到缺陷的极大 影响，表面化学活性，化学能等等。
合金材料的晶体缺陷与强度
合金材料的晶体缺陷与强度合金作为一种重要的材料，具有较高的强度和优异的性能，广泛应用于各个领域。
然而，在合金的制备过程中，晶体缺陷是无法避免的。
晶体缺陷的存在对合金的性能会产生一定的影响，并直接关系到合金的强度。
本文将对合金材料的晶体缺陷与强度进行探讨。
一、晶体缺陷的种类及其影响晶体缺陷是指晶体结构中存在的与完美晶体结构不一致的部分。
合金材料中常见的晶体缺陷有点缺陷、面缺陷和体缺陷。
这些晶体缺陷会导致合金中的原子位置发生错位或者空隙，从而改变了合金的原子排列和结构。
1. 点缺陷点缺陷是指晶体中某个位置的原子缺失或者替代。
常见的点缺陷有原子间隙、空位和固溶体原子替代等。
点缺陷的存在会导致原子结构的不均匀，增加晶体网络的不规则性，从而降低了合金的强度。
2. 面缺陷面缺陷是指晶体中某个平面上的原子排列出现错误，例如层错和晶界。
面缺陷会对合金的强度和韧性产生显著影响。
层错会导致晶体中局部应力集中，容易引发晶体的滑移和断裂，从而降低了合金的强度。
晶界则会导致晶体结构的边界变得复杂，阻碍了晶体的位错运动，增加了合金的强度和硬度。
3. 体缺陷体缺陷是指晶体内部出现的空隙、间隙等缺陷。
这些缺陷会导致晶体结构的不完整，增加晶体中的缺陷密度，并对合金的机械性能产生明显的影响。
体缺陷的存在会导致合金的变形行为变得复杂，从而影响了合金的强度和可塑性。
二、晶体缺陷与强度的关系晶体缺陷的存在对合金的强度产生重要影响。
晶体缺陷会导致原子结构的不均匀，且增加合金中的位错密度，从而使合金的屈服强度、抗拉强度和硬度等机械性能发生变化。
1. 位错的产生与强度位错是晶体缺陷中最常见的一种形式。
在合金中，位错的产生与晶体的滑移运动密切相关。
当合金受到外力作用时，位错会迅速增多，通过滑移运动来平衡应力。
位错密度增加会导致合金的强度增加，抵抗外力的作用。
2. 晶界的作用晶界是晶体缺陷中较为明显的一种形式，也是合金中强度影响较大的因素之一。
晶界会阻碍原子的位错运动并改变其运动路径，增加了合金的塑性变形阻力，从而提高了合金的屈服强度和硬度。
材料科学基础——晶体缺陷1
z 30年代，在研究晶体滑移时，发现理论屈 服强度和实际强度间有巨大差异，为了解 释这种差异，人们设想晶体中存在某种缺 陷。形变就在这局部缺陷处发生。
z 晶体结构——规则的完整排列是主要的， 非完整的是次要的。
z 晶体力学性能——晶体的非完整性是主要 的，完整性处于次要地位。
z 混合位错的滑移矢量不平行也不垂直位 错线，而是与位错线成任意角度。
螺型位错示意图
(a) 螺位错
(b) 位错线周围原子螺型排列
混合位错
螺型位错的特征
9螺型位错没有额外的半原子面，原子错排是轴 对称的。 9位错线与滑移矢量平行，是直线，位错线的移 动方向与晶体滑移方向垂直。 9滑移面不唯一。 9只有平行于位错线的切应变，无正应变。 9是几个原子宽度的线缺陷。
点缺陷的浓度
C=Aexp(-NoEo/KN0T) =Aexp(-Qf/RT)
z Qf=N0E0——形成空位的激活能，即形成1mol空位 所需要的功，单位为J/mol
z R=kN0——气体常数 ，为8.31J/mol.K z A=exp(S0/k)由振动熵决定的系数，1～10
点缺陷周围的畸变：
往晶体中引入一个空位或一个间隙原子，它们周 围原子离开它们的平衡位置，造成晶格畸变，使 晶体总自由能降低。在无表面应力的均匀的各向 同性弹性体中引入一个强度为C的膨胀中心时， 体积变化△υ为
而螺型位错线与柏氏矢量平行。 3. 刃型位错线不一定是直线，可以是折线或曲线；而
螺型位错线一定是直线。 4. 刃位错的滑移面只有一个，而螺位错的滑移面不是
唯一的。 5. 刃位错周围的点阵发生弹性畸变，既有切应变，又
有正应变；而螺位错只有切应变而无正应变。 相同点：二者都是线缺陷。
第二章---点缺陷---晶体缺陷和强度
• 杂质原子的特点：
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• 晶格常数a与固溶体成分x之间的关系：
• 式中，a1、a2分别为溶剂和溶质的晶格常数
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2.7 点缺陷对晶体性能的影响
上式所包含的各项与空位数目之间的关系见图
在平衡态下体系的自由 能最小，G 0
n
得
C
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n n N N n S Ev exp( v ) exp( ) k kT Ev A exp( ) 18 kT
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2.5 过饱和点缺陷的形成
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2.6 杂质原子
• 与基体原子不同的外部杂质进入晶体内部构成的一种点缺 陷
• 分为替代式和间隙式两类
替代式，如Si、Ge中掺杂III、V族元素B、Al、Ga、In和P、 As、Sb等，控制导电类型和电阻率，结构上III、V族元素 与IV族元素相似 间隙式，Fe，Ni，O形成间隙式杂质，处于Si、Ge晶胞五 个较大的间隙
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金属 Cu
Cu
形成能/电子伏 0.8-1.0 1.3-1.5 0.6-0.92 0.6-0.77 4.0-5.0 2.5-2.6 3.0
作者 富米 亨丁顿 富米 富米 亨丁顿 特沃特 塞格等
11
2.3 点缺陷的运动
对于一定的体系，平衡时点缺陷的数目是一定的， 但这仅仅是一种动态平衡和稳定。考虑到原子的热 运动和能量的起伏，一个原子可能脱离平衡位置而 占据另一空位。虽然空位数目不增加，但确实存在 原子的迁移。
晶体缺陷与强度：表面与界面（6）
电子分布，并非严格相同，这样就将呈现出瞬间的极化电
矩。许多瞬间极化电矩之间以及它对相邻分子的诱导作用
都会引起相互作用效应，这称为色散力。 应该指出的是，范氏力是三种力合力（对于不同物质三
种作用并非均等）与分子间距离的7次方成反比，这说明 分子间引力的作用范围极小，一般在0. 3～0. 5nm以内。
一、晶体的表面
1.表面结构
• 表面能是由于处于晶体自由表面上的原子键合 状态与晶内不同而造成的。由于键合能具有负 值，近邻原子或离子数的减少，将使系统能量增 高。通常定义增加单位面积的表面所引起的自由 能增量γ为表面能系数。由于表面原子键合的作 用，体系有降低自由能的要求，系统将倾向于缩 小其表面积，这相当于表面上任一面元的周界上 都会受到一个力的作用，每单位长度上所受的力f 被称作表面张力。在各向同性的情况下，γ和f在 量纲和数值上都是相同的。
• 如果考虑到表面原子层受力情况的明显不对称性，产生法 向弛豫，尤其发生压缩弛豫是不难预料的。金属晶体结构 简单，弛豫现象相对较为明显，因而已进行了较多的研究。 近年来的理论模型认为，金属表面电子改变空间分布以降 低能量，结果造成表面电偶极子层，并通过它与表面原子
层的互作用而产生压缩弛豫。实测也表明，这种倾向在密 排的表面上虽然并不明显，但随着非密排程度的提高，法 向收缩效应的确更为突出。这样的模型也解释了常见的下 述振荡式弛豫现象：表面第一、二层间原子间距受压缩， 第二、三原子层间膨胀，第三、四层间又受压缩,如金的 （110）面表面递次为-1.25%,0.7%和-0.25%〕。个别金 属表现出表面的法向膨胀，其原因尚不清楚。发生表面弛 豫后，表面处原子的层间距会发生变化，键角也会随之变
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《晶体缺陷与强度理论》课程考查论文人造金刚石晶体缺陷的研究南京航空航天大学二О一二年四月人造金刚石晶体缺陷的研究摘要：本文采用同步辐射白光貌相术对四组采用不同生长条件合成的金刚石晶体进行了研究。
研究结果表明，同种生长条件合成的金刚石晶体缺陷特征具有相似性，而不同生长条件合成的金刚石晶体缺陷则具有较大的差异。
采用同步辐射白光貌相术观察到晶体中存在籽晶，籽晶周围存在着大量的位错线。
分析了晶体的生长阶段和影响晶体缺陷的主要因素，指出通过减少籽晶表面的缺陷，保持生长条件的稳定，能够有效地降低合成金刚石晶体中缺陷的密度，提高合成金刚石晶体的完整性。
1引言由于金刚石晶体具有高硬度、弱吸收和极好的热导率等优良的物理性质，使其在科技、工程等领域具有非常广泛的用途。
然而天然金刚石资源有限，因此人造金刚石已成为满足各个科技、工程领域的重要物质来源。
晶体中缺陷的研究是晶体研究的一个基本问题，合成金刚石的缺陷对合成金刚石的质量有着至关重要的作用，影响着金刚石的各项物理性能[1]。
因此，对合成金刚石晶体缺陷的研究具有非常重要的意义，有必要对合成金刚石的缺陷进行深入研究，同时寻找更好的实验观察方法。
目前，许多国家都在致力于金刚石晶体缺陷的研究，如Wierzchowski等采用X射线貌相技术研究了合成金刚石的晶格参数，Freund等采用单色X射线发光技术研究了合成金刚石的完整性[3-4]。
也有一些学者采用透射电子显微技术研究合成金刚石的形貌及缺陷，如Yin等运用透射电子显微技术研究分析了合成金刚石单晶体中位错、层错、亚晶粒等晶体缺陷。
随着同步辐射技术的不断发展，许多学者采用同步辐射的方法对金刚石晶体缺陷进行了研究。
是金刚石晶体缺陷研究更加方便、准确。
为了能够计算晶体中缺陷的空间方向，前人主要采用单色光作为光源进行研究，并提出了立体貌相对等方法来实现对晶体缺陷的立体观察。
由于利用单色光实验效率很低，晶体调节复杂，并且每次只能拍摄到一张形貌像，作者提出了利用自光貌相术计算晶体缺陷空间走向的实验和计算方法。
利用这种方法，对合成与天然金刚石晶体中的位错与层错等缺陷进行了研究，计算了这些缺陷的空间参数。
采用同步辐射白光作为光源还可以一次拍下同一晶体不同衍射的多个形貌像，能够提高实验效率。
2 不同条件下合成金刚石晶体缺陷的特征2.1 实验介绍实验中的样品均为超硬材料研究中心合成的金刚石晶体。
A组样品编号为A1～A12，呈黄褐色，主要是由立方体、八面体或菱形十二面体组成的聚形。
B 组样品编号为B1～B2，无色，（111）面发育。
C组样品编号为C1～C4，无色，（111）面发育。
D组样品编号为D1～D2。
褐色，主要是由立方体、八面体或菱形十二面体组成的聚形。
在设定好样品的初始位置、样品与底片距离、电子束流强度的条件下，曝光时间1.5～2s，拍下一个样品的第一张形貌像。
为了能够确定晶体中各缺陷所处的空间位置并能够进一步确定缺陷的空间走向与方位，使我们能够更好的进一步分析晶体缺陷，在拍完一张衍射形貌像后可以将晶体旋转一定角度，拍摄X射线从不同角度射入晶体所形成的形貌像，综合几张形貌像来分析晶体的内部缺陷。
2.2 实验结果分析在A组样品的多个同步辐射衍射斑点的形貌像内，均可以清楚地观察到存在于晶体内部的籽晶。
而且籽晶一般不在晶体的中心，而是靠近晶体的一个晶面。
从衍射斑点的形貌像中可以观察到籽晶面的衍衬像比较明显，存在的缺陷较多，表明晶体在生长过程中籽晶首先沿晶体的底平面生长，生长的速度较快。
晶体的籽晶周围存在大量向四周呈放射状的暗色线状衍衬像，这些线状条纹为晶体中的位错衍射形成的形貌像。
这些位错几乎都起源于籽晶的表面，终止于晶体的表面，位错线平直。
位错起源于籽晶，表明在籽晶表面存在着较多的缺陷。
为了调节和消除由于籽晶表面存在的缺陷在生长晶体中产生的应力，形成了大量的位错。
样品中存在的位错线比较平直，表明合成金刚石在生长过程中温度和压力比较稳定，生长速度较均匀。
在一些衍射斑点的放大像中也可以观察到存在于晶体内部的位错线，这些位错也起源于同一位错源，呈直线状向周围生长，位错源存在于晶体内部，是在晶体的生长过程中形成的。
晶体中缺陷的形成，可能是由于晶体生长过程中生长条件发生了改变或在生长过程中有杂质的掺入而引起的[1]。
在A组合成金刚石的同步辐射衍射斑点的形貌像中除可和以观察到线缺陷外，还可以观察到面状的衍衬像到一些体缺陷。
B组和C组的合成金刚石均为无色，在这两组合成金刚石中存在较多的生长带，晶体的边棱处也可以观察到由于应力作用而引起的片状衍衬像。
D组合成金刚石为褐色的大颗粒金刚石，衍射斑点的放大像根据形貌像的观察和缺陷空间方向的计算，可以得出生长带的方向与位错线的方向相互垂直，说明位错线的方向平行于晶体的生长方向。
根据以上的分析可以得出，A～D四组不同生长条件下合成的金刚石样品不仅颜色、晶形不同，晶体的内部缺陷类型和分布特征也有比较明显的差异。
组样品中的晶体缺陷以位错为主，并且位错起源于籽晶表面，位错线比较平直，也可见少量起源于晶体内部的位错线局部存在层错，个别晶体中出现有孪晶界和生长带，部分晶体近晶面处存在应力作用区。
B组和C组样品中存在的主要缺陷为生长带。
D组样品中存在生长带和位错束[1]。
通过对不同条件合成的金刚石晶体的同步辐射形貌像中的衍射斑点进行放大观察，发现同种生长条件合成的金刚石晶体缺陷特征具有相似性，不同条件下合成的金刚石的内部缺陷不同，其衍衬像所反映的息也各不相同。
2.3同步辐射形貌研究结论位错主要起源于籽晶表面，因此，籽晶表面存在的缺陷是合成金刚石晶体内形成位错的主要原因。
通过减少籽晶表面的缺陷，能够有效地降低合成金刚石晶体中位错的密度。
生长带的形成主要是由于生长条件的波动引起，通过提高晶体生长过程中生长条件的稳定性，可以减少生长带的形成，提高合成金刚石晶体的完整性[2]。
3晶体缺陷的同步辐射X射线衍射形貌像浅析对金刚石晶体缺陷的形貌进行直接观察的技术主要有光学显微镜、阴极发光形貌术、x射线衍射形貌术和高分辨透射电镜。
其中光学显微镜下虽然无需对金刚石样品进行加工但仅能对晶体的宏观缺陷进行观察；阴极发光形貌术能提供金刚石生长历史及生长环境信息，为金刚石中杂质成份的不均一性解释提供重要的理论依据，但测试前要对样品进行定向切磨成片；透射电镜观察缺陷其分辨率虽然比x射线形貌术高得多，但由于样品的厚度极小，我们只能观察到近于二维分布的晶体缺陷，并且将金刚石制成供电镜观察的薄膜也是十分困难的工作，而且容易引入额外的缺陷。
利用同步辐射x射线衍射形貌术对金刚石晶体进行研究时，可以不必切磨与破坏样品，极大的减少了制样难度，提高了工作效率。
并且同步辐射高强度的连续谱极大地提高了获取不同晶面族形貌像的效率；其偏振性和准直性，使得样品可以放置在远离光源点的地方，从而提高形貌像的分辨率。
此外，利用白光拍摄透射形貌像和反射形貌像无需精确调节样品的取向，从而大大减少了晶体定向的麻烦。
更重要的是真正做到了无损测试，并且可以获得更加丰富的晶体缺陷三维分布的信息[3]。
利用同步辐射x射线对人造金刚石晶体缺陷进行了形貌学研究，实验采用了透射(劳埃)形貌术和反射形貌术两种方法。
所得的x射线透射劳埃图上大部分斑点分别分布在四条主晶带上，将部分衍射斑点放大为供分析的同步辐射白光形貌像，从中可看见一些黑色的线条，它们是位错像。
位错是近完整晶体中的一种缺陷，它是晶体中已滑移部分与未滑移部分之间的分界在x射线衍射形貌像研究中，位错直接像的固有宽度为数μm，比透射电镜位错衍射像宽2～3个数量缎．这是由于位错周围的点阵畸变场同时衍衬成像的缘故，而同步辐射x射线衍射形貌术的分辨率为lμm，因此对晶体中存在的位错容易观察到，而对真正的点缺陷却无法探测。
所研究的人造金刚石晶体中主要存在从核心向四周呈放射状的位错，并从核心延伸到外围，其位错强烈产生的地方是籽晶周围，观察到的是Frank不全位错的形貌像，同步辐射光源被用来进行反射形貌像的拍摄，研究发现该人造金刚石晶体的表层存在比内部明显增多的晶体缺陷，通过研究对比所研究的人造金刚石晶体的内部晶体缺陷少于天然金刚石。
4金刚石膜的应用研究及结论金刚石膜突破了人造金刚石在尺寸上的限制，使金刚石的优异性能得到了充分的发挥，从而大幅度拓展了金刚石的应用领域。
金刚石膜在高新科技领域，特别是电子技术中具有广泛应用，因此被公认为是最有发展前途的新型电子材料，其潜在的应用领域包括高能粒子探测器，红外微波强激光窗口，超薄X射线窗口等[5]。
沉积在衬底上形成金刚石薄膜是目前金刚石应用的重要方面。
但是，自支撑式金刚石厚膜的制造成本太高，而限制了它的应用范围。
在硬质合金工具上沉积金刚薄膜，可将工具的使用寿命数十倍地提高，这项应用是金刚石膜最先实现产业化的领域，目前国内外都有此类生产线，一次沉积的钻头或者刀头达数百片。
目前市场上主要有金刚石膜涂层硬质合金车刀、铣刀、麻花钻头、端铣刀等等，市场仍然在不断的开拓和发展之中。
自支撑式金刚石厚膜真正地克服了人造金刚石的尺寸限制，有望在未来得到越来越多的应用。
天然大颗粒金刚石价格十分昂贵，静压法及爆炸法合成的金刚石粒径受到限制，金刚石薄膜受到衬底的限制。
从这一角度讲，无支撑金刚石厚膜是唯一摆脱了尺寸限制并能够让人们随意发挥金刚石种种优异性能的材料[6]。
目前，金刚石厚膜的有关产品并不多，主要原因还是，其制造的难度比较大，成本过高；此外，用户对其不够熟悉和不了解也是原因之一。
而且要注意层状黑色缺陷的形成，金刚石膜中层状黑色缺陷的形成和沉积速率的快慢，所用工作介质气体的纯度，沉积设备的漏气率有关[7-8]。
介于金刚石的各种优异性能，相信在不久的将来这些因素会逐步得到明显的改善，金刚石膜能得到广泛的应用。
参考文献[1]张明,于万里,罗永安.不同生长条件下合成的金刚石晶体缺陷的特征研究[J]. 超硬材料工程,2007,19(6)[2]张明,于万里,贾晓鹏. 合成金刚石晶体缺陷的同步辐射形貌研究[J].材料工程,2009,4(2)[3]陈涛,巫翔,王河锦.人造金刚石晶体缺陷的同步辐X射线衍射形貌像浅析[J].人工晶体学报.2005, 34(1)[4]Wierzchowaki W and Moor M.X-ray topographic studies and measurement of latticeparameter differences within synthetic diamonds grown by the reconstitution technique[J].Crystal Growth,1991,11(4)[5]唐存印,刘燕,吕智.金刚石膜技术及应用[J].超硬材料工程,2007, 19(4)[6]Cao chuan bao, Zhu He sun, Wang Hao. Electro-deposition of diamond like carbon filmsfrom organic liquids [ J ].Thin solid Films, 2000, 36(8)[7]罗廷礼.金刚石膜中的黑色层状缺陷及非相关成因[J].河北省科学院学报,2011,28(4)[8]罗廷礼.金刚石膜中的黑色层状缺陷及黑厚时位式[J].磨料模具通讯,2011, 3(245)。