第五章线面和体缺陷ppt课件.ppt

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1、1,第5章 线、面和体缺陷,2,内 容 提 要,一、线缺陷 位错理论的产生，位错的基本慨念，位错类型，位错线的运动，离子和共价晶体中的位错，位错对材料性质的影响。二、面缺陷 晶体中的自由表面、晶界、晶界扩散、其他面缺陷三、体缺陷四、金属中的强化机制,3,教学目的及要求,掌握晶体缺陷的类型、各类缺陷的结构特征、性质及其对材料性能的影响。,4,位错理论产生的背景 位错概念最初是在研究晶体滑移变形行为时提出来的。 变形现象：滑移变形 、宏观塑性变形。 难题： 塑性变形的微观过程是怎样的？晶体实际强度与理论强度存在巨大差异的原因？,第1节 引言,5,6,7,8,9,人们设想在晶体中会存在某些缺陷，这些

2、缺陷可以使形变过程在局部地方发生、扩展，而不需要2个晶面作整体的相对刚性滑动。如果是这样，就有可能降低晶体滑移所需要的切应力。 为了符合塑性形变的特点，这些缺陷至少必需满足如下3个条件：由这种缺陷运动而引起的滑移要符合滑移的基本特征这种缺陷是易动的，按这种设想所估计的临界分切应力应和实测值相近，同时它不象点缺陷那样容易受热激活所影响。能说明这些缺陷的来源和增殖。,位错概念的提出,10,1934年G. L. Taylor、M. Polanyi和E. Orowan三人几乎同时分别提出了位错的模型。他们认为在晶体中可能存在着一种缺陷，称为位错(Dislocation)。这一假设成功地解释了晶体理论切

3、变强度与实际强度值之间的不可思议的差值。,11,线、面、体缺陷的存在范围,共价晶体离子晶体金属聚合物材料,12,第2节 线缺陷、滑移和塑性变形,一、形变单晶的切变强度,单晶体承受外力发生塑性变形时的几种现象：塑性变形是切应力引发的塑性变形是各向异性的(即在各个方向是不等同的)发生在高密度面和密排方向上需要临界切应力C,13,临界切应力求解,分切应力C的大小为：,14,分切应力CR的计算公式,为试棒的拉伸应力。coscos称为取向因子，或称施密特 (Schmid)因子，取向因子越大，则分切应力越大。 当作用在某滑移系上的分切应力大于临界分切应力时，该滑移系即开始滑移。,15,Schmid因子最大

4、的条件 当=45时(也为45)，取向因子有最大值1/2，此时可得到最大分切应力。当=90或0时s，晶体不能沿滑移面密排滑移方向上产生滑移变形。,16,17,18,19,硬取向及几何硬化软取向及几何软化,几个基本概念,20,二、晶体中的滑移及刃型位错,1. 刃型位错模型,1934年英国物理和气象学家Geoffrey Taylor爵士提出的位错模型,21,晶体在生长过程中产生位 在晶体生长过程中，由于温度梯度、浓度梯度、机械振动等的影响，使生长着的晶体偏转或弯曲，引起相邻晶块之间有位相差，形成位错；或由于相邻晶粒发生碰撞或因液流冲击，以及冷却时体积变化的热应力等原因会使晶体表面产生台阶或受力变形而

5、形成位错。局部应力集中和塑性变形形成位错 晶体内部的某些界面(如第二相质点、孪晶界、晶界等)和微裂纹附近往往存在应力集中，当此应力高至足以便该局部区域发生滑移时，就在该区域产生位错。晶体在形变过程中产生应力集中也会在局部区域形成位错。,2. 刃型位错的形成机制,22,塑性变形形成刃型位错的机制,晶体生长过程中的刃型位错形成机制,23,3. 位错运动机制,位错滑移运动,24,位错运动导致的效应：晶体上下两部分之间永久错开一个原子单位，产生塑性变形，在晶体表面留下一个滑移台阶。所需要的切应力很小，远小于理论值。,25,4. 描述位错的几何量,晶体学方向位移矢量(由位错运动引起的原子位移的方向和大小

6、)用柏氏(Burgers)矢量 进行描述,柏氏矢量b：用于描述位错区原子的畸变特征，包括畸变的位置和畸变的程度。,26,描述因位错滑移运动而导致的原子位移量的方法：用环绕位错作通过无缺陷材料的回路(柏格斯回路)来获得。,27,问题：同一个刃型位错，观察位错的方向不同，得到的柏氏矢量不同。解决办法：定义位错的单位切线矢量t,刃型位错的柏氏矢量b垂直于位错线(由t描述)刃型位错的滑移面同时包含b和t(由bt获得),28,柏氏矢量的物理意义柏氏矢量既表示位错的性质，又表示了位错区域点阵畸变总量的大小和方向。柏氏矢量表示位错滑移后，晶体上、下部分产生相对位移的方向和大小，即滑移矢量。,29,5. 刃型

7、位错的性质,在刃型位错周围的原子不同程度地偏离了平衡位置，致使周围点阵发生了弹性畸变。对正刃型位错而言，晶面上部原子显得拥挤，受到压应力，而晶面下部原子显得稀疏，受到拉应力。,30,位错周围点阵畸变是对称的，位错中心的畸变度最大，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25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。,5. 刃型位错的性质,31,位错线是晶体中已滑移区域和未滑移区域的边界线，因此不可能中断于晶体内部，它们或者中止于表面，或者中止于晶界和相界，

8、或者与其他位错线相交，或者自行在晶体内形成一个封闭环。(据此可以检测位错的存在)位错滑移矢量b垂有于位错线，而滑移面是位错线和滑移矢量b所构成的位移平面。刃型位错线的形状可以是直线、折线或曲线。,5. 刃型位错的性质,32,33,34,35,三、其它类型的位错,36,1. 螺型位错及其构建模型,37,螺型位错具有以下特征螺型位错是原子错排呈轴线对称的一种线缺陷螺型位错的位错线(t)与滑移矢量(b)相平行，因此，其位错线只能是直线。螺型位错线的移动方向与晶体滑移方向、应力矢量相垂直。螺位错无额外半原子面，原子错排是呈轴对称的根据位错线附近呈螺旋形排列的原子的旋转方向不同，螺型位错可分为右旋和左旋

9、螺型位错。,38,纯螺型位错的滑移面不是唯一的，凡是包含螺型位错线的平面都可以作为它的滑移面；但实际上，滑移通常皂在那些原子密排面上进行。螺型位错线周围的点阵发生了弹性畸变，但是，只有平行于位错线的切应变而无正应生，即不会引起体积膨张和收缩，且在垂直于位错线的平面投影上，看不到原子的位移，看不出有缺陷。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。,39,螺型位错柏氏矢量的确定方法,40,2. 混合位错,实际的位错线通常是混合型的，其位错线与滑移矢量既不垂直又不平行，这种位错称之为混合位错,41,3. 位错环及其形成,42,4. 位错的关键特征,根据柏

10、氏矢量b与位错线之间的关系可以确定 位错的类型,43,位错可以在包含b和t的面(滑移面)上滑动，运动的结果都是在位错线滑动过的区域之中，造成了上下两半晶体整体相对位移过一个b的距离。,4. 位错的关键特征,44,柏氏矢量是固定的。一个位错的特征可以各点不同，但柏氏矢量永远是一样的。一个位错不能终止在晶体无缺陷区域的中部，它可以终止在晶体表面、在它自身或是其他位错上。,4. 位错的关键特征,45,实际晶体中柏氏矢量的表示法,46,5. 位错运动方式,滑移攀移 条件高浓度的空位高温正应力,攀移的特点： 通过空位迁移和原子扩散来实现，必然引起晶体体积的变化，称之为非保守运动或非守恒运动。,47,四、

11、在金属晶体中的滑移面和滑移方向,晶体的低温塑性变形方式：位错滑移、孪生晶体的高温塑性变形方式：位错攀移、晶界滑动刃型位错的运动方式：滑移、攀移螺型位错的运动方式：滑移、交滑移,48,为什么滑移发生在密排面的密排方向上？,位错滑移所需的临界分切应力RC源于晶体固有的点阵摩擦阻力。提供最低阻力的面必须是在原子尺度最光滑的面，即那些最高原子密度的面是光滑的面。,49,从能量上讲，位错引起的系统内能的升高与柏氏矢量b的平方成正比，E|b|2。在晶体内柏氏矢量是连接等同点阵位置的最短距离，即晶体的最密排方向。,为什么滑移发生在密排面的密排方向上？,50,1. FCC晶体结构中的滑移面和滑移方向,51,F

12、CC滑移系滑移方向，滑移面一般为111FCC结构共有四个不同的111晶面，每个滑移面有3个晶向，故共有43=12个滑移系。,52,2. BCC晶体的滑移系,53,bcc滑移系 滑移方向为，可能出现的滑移面有110、112、123如果三组滑移面都能启动，则潜在的滑移系数目为：,54,3. HCP晶体结构,55,hcp滑移系,滑移方向，滑移面(0001)、棱柱面1010、 棱锥面1011，滑移系统与c/a的比值有关。,当滑移面为(0001)时，晶体中滑移面只有一个，此面上有三个晶向，故滑移系数目为13=3个。当滑移面为1010时，晶体中滑移面共有3个，每个滑移面上一个晶向，故滑移系数目为31=3个

13、。当滑移面为斜面1011时，此时滑移面共有6个，每个滑移面上一个，故滑移系数目为61=6个。,由于hcp金属滑移系数目较少，塑性通常都不高,56,一般来讲，纯金属的塑性取决于其滑移系的数目、这些滑移面是否相交以及其面密度。FCC结构有12个独立并且彼此相交的滑移系，滑移面都是密排面，所以，具有这种结构的材料一般呈现塑性行为。BCC材料在高温也是呈现良好塑性，但是在某些情况下，会出现低温的低塑性。HCP金属的滑移复杂得多。,57,58,五、离子、共价和聚合物晶体内的位错,1. 离子晶体 由于局部电中性的要求，使离子固体中位错概念变复杂。保持电中性的措施： 在晶体学等同位置间最短矢量不是离子接触方

14、向滑移面(即最高密度面)不是密排面有效滑移系的数目有限,59,60,离子晶体具有较大的柏氏矢量b的图形解释,61,在离子晶体中，一般而言，无论是滑移面还是滑移方向都不一定是密排的，结果位错在离子晶体中运动的阻力比金属晶体的要高。同类离子相接触的可能性进一步限制了离子晶体的滑移数目。所以，这些因素都会降低位错在离子晶体中的可动性，导致脆性断裂的倾向。,62,63,2.共价晶体,在共价晶体中也存在位错。在共价晶体中，低的配位数导致它的原子堆垛因子较低，也导致它的直线和面密度较低，这使得它的柏氏矢量比较长，位错移动的固有点阵阻力值高。位错移动时必须破断高的共价键能，从而使得它具有高的强度。在Si和G

15、e中的位错对晶体的电学和晶体长大特性有重要影响。,64,65,六、位错对材料性能的影响,力学性能扩散电学光学晶体生长,66,七、位错的观察(补充知识),1. 蚀坑法,67,68,2. 电镜法,69,锗晶体中位错的电子显微镜图象,70,第3节 面缺陷,面缺陷: 原子偏离理想状态的区域在二维方向上都较大，而在第三维方向上很小的晶体缺陷。包括晶界、相界、外表面、层错、孪晶面等等。 表面与界面的理论是非常重要的基础理论之一，而且具有广泛的应用价值。,71,气相(或真空)与凝聚相之间的分界面称为表面(surface)凝聚相与凝聚相之间的分界面称为界面(inteface),72,一、晶体中的自由表面,材料

16、表面在材料的服役和制备过程中起着举足轻重的作用，如催化、腐蚀、磨损、吸附等现象只发生在表面上；光电、声电、压电转换现象都与表面密不可分；此外，表面在晶体生长中起着决定性的作用。,73,1. 理想表面,理想表面是一种理论结构完整的二维点阵平面。 忽略了晶体内部的周期势场中断的影响忽略表面原子的热运动以及出现的缺陷和扩散现象忽略外界环境的作用,74,2. 实际晶体的表面结构特征,表面重构 严格意义上的理想表面是不存在的。形成晶体表面时悬空键的存在，使得理想表面处于高能的不稳定状态。为了降低表面自由能，表面原子的位置必然发生变化。这种变化的结果，使得在平行于表面的平面内，表面原子的平移对称性与理想表

17、面显著不同，这种表面结构的变化称为表面重构(surface reconstruction)。,75,76,表面驰豫,晶体的三维周期性在表面处中断，表面上原子的配位情况发生了变化，并且表面原子附近的电荷分布也有改变，使表面原子所在的力场与体内原子不同。因此，表面上的原子会发生相对正常位置的上或下的位移，以降低体系的能量。表面原子的这种位移称为表面驰豫(surface relaxation)。,2. 实际晶体的表面结构特征,77,表面台阶结构,2. 实际晶体的表面结构特征,78,吸附表面,与体相原子不同，固体表面的原子有一部分键被切断，以悬空键(dangling bonds)的形式存在，使表面具有

18、较高的自由能。为降低表面自由能，除表面原子几何位置发生变化(表面重构和表面驰豫)以外，还通过吸附外来原子或分子来降低表面自由能，以使表面处于更稳定的状态。 物理吸附、化学吸附,2. 实际晶体的表面结构特征,79,二、晶体中的晶界,从晶体几何学的角度来看，两晶粒交接后，各晶粒原子排列的位向差的角度称为晶界角。,相邻晶粒间的界面称为晶界,80,相邻两个晶粒的取向差小于10时，其界面称为小角度晶界。,1.小角度晶界及其模型,二、晶体中的晶界,81,2.大角度晶界及其模型,相邻晶粒的位向差大于10 过冷液体模型 可解释晶界扩散速度比晶内快的事实。 无法解释有些晶界扩散的各向异性以及晶界范围较窄，只有2

19、3个原子宽的现象。,二、晶体中的晶界,82,小岛模型,莫特(Mott) 认为在大角度晶界区存在原子排列匹配较好，具有晶态特征的“岛”，其尺寸在几个几十个原子之间。它们分布在原子匹配较差，具有接近非晶特征的“海”中。 小岛模型可以成功地解释晶界区快速的扩散，还因为“岛”具有晶态的各向异性，而可以解释晶界扩散时的各向异性。,83,葛庭燧对大角度晶界提出过无序群模型，认为大角度晶界中有排列比较整齐的区域，也有较为疏松的区域。疏松区域被称为无序群，类似非晶态，有较大的流动性。 这个模型与莫特模型有异曲同工之处，葛庭燧注重的是无序群，即莫特模型中的“海”；而莫特关注的重点则是“岛”。,84,晶界重合位置

20、点阵模型,85,3. 晶界能及其来源,单位面积晶界界面的能量称之为晶界能，一般在13J/m2 (10003000erg/cm2)。高的晶界能导致化学反应和结构转变。 来源：界面处的原子排列混乱，晶格畸变严重，导致体系能量升高。,86,三、晶粒尺寸的测量,87,88,四、晶界扩散,实验发现，在晶粒界扩散的激活能大体是在通常意义的体扩散的一半。这样，在同一温度下沿晶粒界的扩散速度一般比通常意义的体扩散的高。,89,1. 相界面,共格界面 两相在某种晶面上具有相同的原子排列方式及相近的原子间距时，两相的晶格在界面上能够相互衔接，一一对应，这种界面称为共格界面。 共格相界面的晶格畸变较小，还不足以破坏

21、其共格的形式。,五、其它面缺陷,90,半共格界面,非共格界面,91,2. 堆垛层错,层错的产生机制：空位群塌陷、插入原子层、位错 交互作用等。大小在0.10.3J/m2通过合金化可以改变层错能,为什么层错能明显低于晶界 能？,92,93,3.倾转晶界,94,4.扭转晶界,由螺型位错有序排列而成，为小角度扭转晶界。如果位错密度增加，导致晶粒取向差角20时，晶界就发展称为大角度晶界。,95,5.孪晶界,界面上点阵自然地完全匹配，不存在点阵畸变。孪晶的出现破坏了完整晶体中原子排列的本来顺序。是一种面缺陷。孪晶面的出现，常常与晶体中某些晶面的堆垛顺序的变化相联系。,96,(六) 界面能对晶粒、相形貌的

22、影响 (补充知识),界面和位错都使体系的自由能升高。从热力学定律可知，界面总是有缩小的趋势，或者降低总界面能的趋势，因此界面能的大小在一定程度上影响着各种晶体组织的形态。,97,1. 单相组织平衡晶界特点,(六) 界面能对晶粒、相形貌的影响,98,2. 复相组织,第二相分布在基体晶粒内第二相分布在基体两晶粒 的晶界上第二相分布在基体三晶粒 的交界上,(六) 界面能对晶粒、相形貌的影响,99,3. 晶界的运动,当不同晶粒之间存在自由能差别时，则晶界有运动的趋势，其速率取决于晶界两侧化学位梯度。利用晶界迁移可以使系统的自由能降低。影响晶界迁移速率的因素：溶质、第二相质点(尺寸、大小、分布、体积分数

23、等)。,(六) 界面能对晶粒、相形貌的影响,100,晶界吸附,4. 界面的性质,(六) 界面能对晶粒、相形貌的影响,101,化学成分在界面偏聚,正偏聚 负偏聚 影响界面偏聚的因素： 温度、合金种类、溶质平均浓度、相邻晶粒位向差和晶界的位向等。,4. 界面的性质,102,晶界偏聚的特点一定的溶质浓度，在一定温度下对应有一定的平衡晶界偏聚量。温度升高时，这种偏聚趋于消失。晶界的平衡偏聚量悬殊很大，溶质元素在晶界的浓度可比晶内的浓度高101000倍。平衡偏聚的活质原子在晶界上是很薄的一层，只有12个或几个原子间距的宽度，晶界层的厚度相当薄。,103,晶界偏聚的意义,晶界偏聚对材料的许多性能(如强韧性

24、、晶间腐蚀、应力腐蚀、蠕变断裂强度、钢的回火脆性、钢的淬透性等)都有重要影响。 晶界偏聚是造成某些钢的晶间断裂的主要原因之一。晶界偏聚有时也能改善材料的性能。如1979年日本的青木发现在金属间化合物Ni3Al中加入0.1%的B后，由于B原子在晶界偏聚，从而使其室温塑性大大提高。在低、中碳钢中加入微量的B(0.0005%0.003%)能显著提高钢的淬透性，可以代替一些昂贵的合金元素，如Cr、Ni、Mo等。,104,界面有不同于晶内的力学性质 一般情况下，在常温下晶界的强度高于晶内，而且晶界阻碍位错的运动，因此细晶粒材料具有较高的强度。高温下晶界的强度低于晶内，因此容易造成沿晶界的流动。界面有不同

25、于晶内的化学性质 因为界面上的原子能量较高，因此化学稳定性较低，容易受到腐蚀。界面有不同于晶内的物理性质 例如界面将使电阻增大，并可对材料的磁性、光学性质等物理性质产生重要的影响。,105,界面上的原子具有较高的能量，因此界面的状态有利于原子扩散，并对以扩散为主要待征的物理冶金过程产生重大影响，如烧结、化学热处理等等。界面的状态有利于新相的形核，在固态相变、再结晶及热处理等过程中起很重要的作用。,106,第4节 体缺陷,空洞夹杂物沉淀相,107,108,第5节 金属中的强化机制,金属强化的基本原理消除位错 (如理想晶体、晶须)充分提高晶体中的位错密度钉扎位错提高位错移动的阻力,109,一、固溶

26、强化,固溶体合金中的溶质原子，不论是以置换方式或填隙方式溶入基体金属，都会对金属的塑性变形产生影响。主要表现是使变形抗力提高，应力应变曲线升高，变形能力(塑性)下降，这就是“固溶强化”。,110,固溶强化的本质：位错被溶质原子气团钉扎而难于启动，增加了位错滑移的阻力。,111,固溶强化的机理,溶质原子与位错的弹性交互作用而形成 科垂耳(Cotrell)气团，对位错滑移的阻碍作用溶质原子偏聚区和短程有序对位错运动的阻碍作用。溶质原予与扩展位错的化学交互作用而形成铃木气团(溶质原子在堆跺层错内偏聚)，对扩展位错的束集和交滑移的阻碍作用。溶质原子与位错的电交互作用，导致溶质原子在刃位错周围偏聚，这也

27、对位错的滑移产生阻力，引起强化。但其强化效果不很显著。,112,113,二、应变硬化,应变硬化又称为加工硬化。通常金属经冷加工变形后，其强度、硬度增加、塑性降低，是材料重要力学行为(或特性)之一，具有较大的实际意义。 1.应变硬化现象 金属在冷加工过程中，要不断地塑性变形，就需要不断增加外应力。这表明金属对塑性变形的抗力是随变形量的增加而增加。这种流变应力随应变的增加而增加的现象就是加工硬化。,114,应变硬化产生的原因,位错密度升高，位错形成缠结，位错的运动能力降低。形成位错胞和亚晶粒。 金属变形之前，位错密度一般为106107cm-3；当变形程度很大时，位错密度可增加到10111012cm

28、-3。,115,116,117,理论研究表明，塑性变形过程中的流变应力与位错密度存在一定的的关系(Baily-Hirsch)=0+aGb1/20+K1/2 0-形变前的流变应力，G-切变模量，b-位错的柏氏矢量，a-比例常数(0.30.5)。,118,119,三、晶粒细化强化,晶粒越细，屈服极限及硬度越高。晶粒度对拉伸曲线也有影响。例如:FCC晶体在变形量不太大时，晶粒越细，硬化越快，曲线也越陡。但在大变形量时，晶粒度影响就不大了。对HCP晶体来说，由于硬化的主要原因是晶界阻碍滑移，故晶粒越细，硬化越快。硬化曲线随着晶粒度减小而急剧上升(变陡)。对BCC晶体来说，硬化曲线的形状主要取决于间隙式

29、杂质元素。,120,121,多晶体的屈服强度s与晶粒的平均直径d的关系可以用著名的HallPetch公式来表示：S=0+Kd-1/2 0单晶体的屈服强度，即位错在晶格内运动的摩擦阻力，包括P-N反映晶内对变形的阻力，晶体内位错应力场对位错运动的阻力以及合金元素、点缺陷等对位错运动的阻力。K为反映晶界对变形影响的系数，与晶界结构等因素有关。 晶粒度越小，多晶体的变形抗力越大。,122,123,四、沉淀硬化,难变形颗粒的强化作用可变形颗粒的强化作用,124,1.难变形颗粒的强化作用(Orowan机制),四、沉淀硬化,125,126,127,奥罗万机制(位错绕过机制)使位错线弯曲到曲率半径为R时所需

30、的切应力为:=Gb/(2R)设颗粒间距为，则= Gb/, Rmin=/2只有当外力大于Gb/时，位错线才能绕过粒子。减小粒子尺寸(在同样的体积分数时，粒子越小则粒子间距也越小)或提高粒子的体积分数，都使合金的强度提高。,128,2. 可变形颗粒的强化作用,切割机制,129,强化机制位错切过粒子后产生新的界面，颗粒表面上产生的台阶增加了颗粒与基体之间的新界面，提高了界面能。若共格的粒子是一种有序结构，位错切过之后，沿滑移面产生反相畴，使位错切过粒子时需要附加应力。由于粒子的点阵常数与基体不一样，粒子周围产生共格畸变，存在弹性应变场，阻碍位错运动。 在实际合金中，起主要作用的往往是12种。增大粒子尺寸或增加体积分数有利于提高强度,130,总 结,一、线缺陷 位错理论的产生，位错的基本慨念，位错类型，位错线的运动，离子和共价晶体中的位错，位错对材料性质的影响。二、面缺陷 晶体中的自由表面、晶界、晶界扩散、其他面缺陷三、体缺陷四、金属中的强化机制,131,结 束 ！,