金属学原理162张课件

金属学原理2019年3月金属学原理2019年3月一、晶体学Crystallography一、晶体学Crystallography晶体与非晶体原子在空间规则排列结构基元motif可以是原子、分子或络合离子固定形状，具有刚性发生衍射单晶性能各向异性单晶具有2、3、4、6次对称性原子在空间随机分布形状随容器而变，无刚性只会漫散射性能各向同性晶体与非晶体原子在空间规则排列原子在空间随机分布对称性与空间变换平移，平移S

旋转，绕x轴旋转θ角

对称性与空间变换平移，平移S对称性与空间变换恒等（1次旋转）2次轴旋转，θ＝π

或3次轴旋转，θ＝2π/3、4π/3对称性与空间变换恒等（1次旋转）对称性与空间变换4次轴旋转，θ＝π/2、π、3π/26次轴旋转，θ＝π/3、2π/3、π、4π/3、5π/3对称性与空间变换4次轴旋转，θ＝π/2、π、3π/2对称性与空间变换镜像反演旋转反演，复合操作，反演加旋转；或旋转加反演对称性与空间变换镜像晶体点阵每个基元抽象为1个几何点，则结构基元的空间排列就抽象为几何点的空间排列，每个点与其它点具有相同的环境，这种空间排列称为空间点阵初基单胞，仅含1个阵点，非平行的三个边为初基矢量。选取方法可有多种，但体积相同。充分反映空间点阵的对称性，同时使初基矢量尽可能相互垂直，则可得到7种晶系：三斜triclinic、单斜monoclinic、正交orthoganal、正方tetragonal、立方cubic、六方hexagonal、菱方rhombohedral晶体点阵每个基元抽象为1个几何点，则结构基元的空间排列就抽象晶体点阵在初基单胞中的高对称位置加入新的阵点使之有心化(centering)，不破坏原初基点阵的对称性。由此得到有心化的复式单胞称为Bravais点阵。有心化后可使某些特殊的低对称性的初基单胞变为较高对称性的复式单胞。体心化：增加(1/2,1/2,1/2)阵点，共2个阵点底心化：增加(1/2,1/2,0)阵点，共2个阵点面心化：增加(1/2,1/2,0)、(1/2,0,1/2)、(0,1/2,1/2)阵点，共4个阵点单斜可底心化，正交可底心化、体心化、面心化，正方可体心化，立方可体心化、面心化，三斜、六方、菱方则不能有心化。由此，共可得到14种Bravais点阵晶体点阵在初基单胞中的高对称位置加入新的阵点使之有心化(ce晶体点阵根据晶体的对称性，可进一步将晶体结构分为32种点群（三斜2种、单斜3种、正交3种、正方7种、菱方5种、六方7种、立方5种）以及230种空间群（点式73种，非点式157种）点群和空间群在复杂的晶体如钢铁材料中的各种第二相、金属间化合物、夹杂物的深入分析研究中具有重要作用。Pearson晶体结构手册晶体点阵根据晶体的对称性，可进一步将晶体结构分为32种点群（阵点指数、方向指数、面指数每个阵点可根据其与原点的关系确定其指数每个方向的前后两个阵点指数之差取整并除以公因子后得到的互质整数为该方向的指数u、v、w每个晶面与三个坐标轴的截距pa、qb、rc单位的倒数1/p、1/q、1/r，取整得qr、rp、pq，除以公因子后得到的互质整数h、k、l即为该晶面的指数阵点指数、方向指数、面指数每个阵点可根据其与原点的关系确定其晶向族与晶面族三斜系三个指数不能交换，负号只能同时改变而不能单独改变，故等价晶向或晶面只有2个（正反向、正反面）单斜系三个指数不能交换，两个垂直角对应的坐标轴上的指数需同时改变负号，另一坐标轴对应的指数可单独改变负号，故等价晶向或晶面有2×2＝4个（可单独改变负号的指数为0时，则只有2个）正交系三个指数不能交换，但可单独改变负号，故等价晶向或晶面有2×2×2＝8个（一个指数为0时只有4个，两个指数为0时只有2个）晶向族与晶面族三斜系三个指数不能交换，负号只能同时改变而不能晶向族与晶面族正方系前两个指数可交换，三个指数均可单独改变负号，故等价晶向或晶面有16个（前两个指数相同时只有8个，一个指数为0时只有8个，后两个指数为0时只有4个，前两个指数为0时只有2个）立方系三个指数可交换且可单独改变负号，故等价晶向或晶面有6×2×2×2＝48个（一个指数为0时只有24个，两个指数为0时只有6个，两个指数相同但不为0时只有24个，三个指数相同时只有8个，两个指数相同另一指数为0时只有12个）晶向族与晶面族正方系前两个指数可交换，三个指数均可单独改变负晶带及晶带定律具有相同晶带轴的所有晶面构成一个晶带当(hkl)面属于[uvw]晶带时，必有：

hu+kv+lw=0(h1k1l1)面和(h2k2l2)面同属于一个晶带[uvw]时，可由下式计算晶带轴：晶带及晶带定律具有相同晶带轴的所有晶面构成一个晶带晶带及晶带定律(u1v1w1)晶向和(u2v2w2)晶向构成一个晶面[hkl]时，可由下式计算晶面指数：三个晶面同晶带或三个晶向共面的条件：晶带及晶带定律(u1v1w1)晶向和(u2v2w2)晶向构成六方和菱方晶系的四指数表述为从指数看出对称性，可采用四指数表述六方或菱方系晶体的晶向及晶面三指数表述为[UVW]，四指数表述为[uvtw]，相互关系为：

六方和菱方晶系的四指数表述为从指数看出对称性，可采用四指数表四指数表述下的晶向族与晶面族前三个指数中可以交换位置，但由于只有两个是独立的，故只能同时改变负号。同时，第四指数不能与其它指数交换位置。由此可得等价晶向或晶面有6×2×2＝24个（第四指数为0时减半，前三个指数中有两个相同时减半，前三个指数中有一个为0时另两个指数必然相同故只有6个，前三个指数均为0时只有2个）四指数表述下的晶向族与晶面族前三个指数中可以交换位置，但由于晶面间距与夹角：单斜系晶面间距与夹角：单斜系晶面间距与夹角：六方系晶面间距与夹角：六方系晶面间距正交系：正方系：立方系：晶面间距正交系：(h1k1l1)和(h2k2l2)晶面夹角正交系：正方系：立方系：(h1k1l1)和(h2k2l2)晶面夹角正交系：倒易点阵研究晶体几何的一种数学抽象方法，倒易点阵中的每一个阵点对应于实际晶体中的一个晶面倒易点阵实际上是晶体衍射花样的空间表述，无论X射线衍射、电子衍射还是中子衍射，所得到的衍射花样正是晶体倒易点阵与厄瓦尔德球的交截面实际晶体非无限大，故倒易阵点不完全是一个几何点。同时，衍射射线的波长有一定的范围因而倒易球面具有一定的厚度，即为一球壳。由此我们才可能记录到衍射花样倒易点阵研究晶体几何的一种数学抽象方法，倒易点阵中的每一个阵倒易点阵基本定义正点阵参数为a、b、c、α、β、γ，倒易点阵参数为a*、b*、c*、α*、β*、γ*，当存在如下关系时称为互为倒易：正点阵和倒易点阵的单胞体积分别为

，可推得：倒易点阵基本定义正点阵参数为a、b、c、α、β、γ，倒易点阵倒易点阵的性质倒易点阵中的倒易矢量必与正点阵中的(hkl)晶面垂直，且其模等于正点阵中(hkl)晶面间距的倒数有心化点阵的倒易点阵的单胞基矢增大（体心、面心均增大为2倍，C面底心则a*、b*增大为2a*、2b*），并出现某些阵点的消失（消光），如体心点阵的倒易点阵中阵点指数和必须为偶数，面心点阵的倒易点阵中阵点指数必须为全奇全偶，C面底心点阵的倒易点阵中h＋k必须为偶数体心点阵的倒易点阵为面心点阵，面心点阵的倒易点阵为体心点阵，底心点阵的倒易点阵仍为底心点阵倒易点阵的性质倒易点阵中的倒易矢量晶体投影点阵是空间图形，实际应用不方便。可以用投影的方法使其相关关系用平面图形来表征最广泛采用的是极射赤面投影sterographicprojection吴氏网用于测定投影极点间的角度（即实际晶体中的晶向或晶面夹角），分析晶带标准极图standardprojection表示出理想晶体以重要的低指数晶面作为投影面而得到的投影图，其中中心点表示投影基面。实际晶体的极图可表征织构类型及择优取向程度晶体投影点阵是空间图形，实际应用不方便。可以用投影的方法使其二、晶体结构

CrystalStructure二、晶体结构

CrystalStructure金属单质的晶体结构大多数金属晶体具有FCC、BCC、HCP晶体结构，需要重点分析研究金属单质的晶体结构大多数金属晶体具有FCC、BCC、HCP晶致密度、配位数与间隙尺寸FCC晶体原子配位数为12，致密度为：HCP晶体与FCC晶体相同，原子配位数为12，致密度为0.7404804BCC晶体原子配位数为8+6，致密度为：致密度、配位数与间隙尺寸FCC晶体原子配位数为12，致密度为BCC晶体八面体间隙尺寸BCC晶体八面体间隙位于处(6个),周围6个阵点位置为000、010、001、011、、，前4个阵点组成的4条棱边长度为a，但后2个阵点与前4个阵点组成的8条棱边长度为，故为扁八面体。前4个阵点与间隙点的间距为，后2个阵点与间隙点的间距为a/2，故间隙尺寸为：

BCC晶体八面体间隙尺寸BCC晶体八面体间隙位于BCC晶体四面体间隙尺寸BCC晶体四面体间隙位于处(12个),周围4个阵点位置为000、100、、，2条棱边长度为a，另4条棱边长度为，故为扁四面体。前2个阵点与间隙点的间距为,后2个阵点与间隙点的间距为

，故间隙尺寸为：

BCC晶体四面体间隙尺寸BCC晶体四面体间隙位于FCC晶体间隙尺寸FCC晶体八面体间隙位于处(4个)，12条棱边长度均为，故为正八面体。阵点与间隙点的间距均为a/2，间隙尺寸为：

FCC晶体四面体间隙位于处(8个)，6条棱边长度均为，故为正四面体。阵点与间隙点的间距为

，间隙尺寸为：FCC晶体间隙尺寸FCC晶体八面体间隙位于同素异构现象allotropy金属晶体在温度和压力改变时其晶体结构发生变化的现象。目前已知有37种金属具有同素异构现象。同素异构使得金属晶体的性能相应发生明显变化，从而可开发多种热处理工艺技术同素异构相变是一级相变，伴有体积和熵（焓）的突变。如BCC铁转变为FCC铁时体积将缩小同素异构现象allotropy金属晶体在温度和压力改变时其晶合金相结构：固溶体合金原子置换基体点阵位置的基体原子或进入基体点阵的间隙位置，但不改变基体的晶体结构称为形成固溶体。无限固溶体也称连续固溶体可在一定的合金系中出现，这时必须满足尺寸因素、电负性因素及价电子浓度的限制条件。有限固溶体也称端际固溶体。间隙固溶体必然是有限固溶体。合金相结构：固溶体合金原子置换基体点阵位置的基体原子或进入基合金相结构：中间相凡不与相同端际相接的相称为中间相中间相可分为：正常价化合物(如氧化物、硫化物、AlN)金属间化合物(金属与金属或类金属形成)间隙化合物(金属与小尺寸非金属间形成)固溶体(二次固溶体、有序固溶体)合金相结构：中间相凡不与相同端际相接的相称为中间相中间相：间隙化合物包括碳化物、氮化物、硼化物等当r非/r金小于0.59时，具有简单的密排结构如FCC、HCP、简单六方

FCC结构(NaAl型)MC、MN相（微合金碳氮化物）及M2N、M4N相HCP结构的M2C、M2N相简单六方的MC、MN相当r非/r金大于0.59时，具有复杂的密排结构正交结构的M3C相，渗碳体复杂立方结构的M6C、M23C6相复杂六方结构的M7C3相中间相：间隙化合物包括碳化物、氮化物、硼化物等NaCl型碳化物、氮化物的晶体结构●金属原子，◆C原子

NaCl型碳化物、氮化物的晶体结构0.45235nm0.50890nm具有正交点阵的Fe3C型碳化物的晶体点阵0.67433nm0.45235nm0.50890nm具有正交点阵的Fe3C型具有复杂立方点阵的Cr23C6型碳化物单胞1.0650nm具有复杂立方点阵的1.0650nm1.108nm具有复杂立方点阵的Fe3W3C(或M6C)型碳化物的晶体点阵单胞1.108nm具有复杂立方点阵的Fe3W3C中间相：金属间化合物金属与金属或类金属之间形成的化合物电子化合物：当价电子浓度为某些确定值（21/14、21/13、21/12）时形成TCP相（拓扑密排相）：根据刚球密堆模型，当两种原子的尺寸比在1.225左右时，可得到平均配位数大于12的密排结构。主要包括σ相(化学组成式接近AB)和Laves相(化学组成式接近AB2)中间相：金属间化合物金属与金属或类金属之间形成的化合物σ相的晶体结构σ相的晶体结构中间相：有序相高温下为二次固溶体，低于一定温度后，溶质原子固定占据晶体点阵中某些特定的位置，形成有序固溶体，也称为超结构。化学组成式主要有AB3和AB，包括面心立方结构为基的Cu3Au型、CuAu型、CuPt型；体心立方结构为基的Fe3Al型、CuZn型；密排六方结构为基的Ni3Sn型中间相：有序相高温下为二次固溶体，低于一定温度后，溶质原子固三、相图

PhaseDiagrams三、相图

PhaseDiagrams相律F=C-Φ+2C是体系所含的组元数目F是自由度数目Φ是相区内相的数目单元相图：F=3-Φ，最大可能的自由度变数为2，一般可选用温度T和压力p为独立变量相律F=C-Φ+2相律二元相图：F=4-Φ，最大可能的自由度变数为3，压力固定时，最大自由度变数为F=3-Φ=2。一般选用温度T和一个组元的成分作为变量。单相平衡时自由度数为2，即温度和成分均可改变而不影响平衡。双相平衡时自由度数为1，平衡的两相中有一个被确定时，另一个也被确定，故可采用恒温杠杆对任一温度下平衡存在的两相的摩尔分数或质量分数进行理论计算。相律二元相图：F=4-Φ，最大可能的自由度变数为3，压力固杠杆规则计算实例727℃，Fe-Fe3C相图中铁素体中平衡碳含量为0.0218%，渗碳体中平衡碳含量为12.011/(55.847×3＋12.011)＝6.6894%，珠光体中平衡碳含量为0.77%。0.20%碳含量的钢，平衡组织中铁素体量和珠光体量（质量分数）分别为：平衡组织中铁素体量和渗碳体量（质量分数）分别为：杠杆规则计算实例727℃，Fe-Fe3C相图中铁素体中平衡碳相图类型体系中可能出现的各合金相与合金成分及温度之间的关系图，温度总是作为纵轴单元相图，即纯物质相图，原则上仅为一条线二元相图，最基本而常用的相图三元相图多元相图基本相图，不含或只包含一个(n+1)相区的相图复合相图，可分解为多个基本相图相图类型体系中可能出现的各合金相与合金成分及温度之间的关系图基本二元相图匀晶相图温度T0100B组元含量，％Lαα+L基本二元相图匀晶相图温度T0100B组元含量，％Lαα+L基本二元相图(包含三相平衡区）共晶与共析相图(上一下二）100温度T0B组元含量，％αβγα+γβ+γα+β基本二元相图(包含三相平衡区）共晶与共析相图(上一下二）10基本二元相图包晶与包析相图(上二下一）温度T0B组元含量，％αβγα+γβ+γα+β100基本二元相图包晶与包析相图(上二下一）温度T0B组元含量，％基本二元相图二级相变（磁性转变、部分有序无序转变）温度T0B组元含量，％αβ100基本二元相图二级相变（磁性转变、部分有序无序转变）温度T0B三元系相图相律三元相图：F=5-Φ，最大可能的自由度变数为4，压力固定时，最大自由度变数为F=4-Φ=3。一般选用温度T和两个组元的成分作为变量形成一个三维图形（成分往往采用等边三角形坐标可使三个组元的成分直接表示出来）。单相平衡时自由度数为3，即温度和两个组元的成分均可改变而不影响平衡。故单相区为一三维图形。三元系相图相律三元相图：F=5-Φ，最大可能的自由度变数为三元系相图相律双相平衡时自由度数为2，平衡相的温度和一个组元的成分确定后，另两个组元成分也被确定。两个平衡相与温度之间的关系可由和来表述，其图形为两个曲面（液相与单一固相平衡时，前一曲面称为液相面，后一曲面称为固相面），两曲面仅相交于坐标轴处，，即两曲面边界点相同，故成为一对共轭面，共轭面之间所包围的区域即为双相区。三元系相图相律双相平衡时自由度数为2，平衡相的温度和一个组元基本三元相图匀晶相图温度TTALαα+LTCTBABC基本三元相图匀晶相图温度TTALαα+LTCTBABC三元系相图相律三相平衡时自由度数为1。每一个参与三相平衡的相的成分都是温度的函数：

其图形为三个曲面，该三个曲面所包围的空间图形即为三相区。三个曲面两两相交分别得到三条空间曲线，称为三相平衡线。三元系相图相律三相平衡时自由度数为1。每一个参与三相平衡的相三元系相图相律四相平衡时自由度数为0。即在固定温度发生四相平衡，且平衡相的成分也是固定的。每一个参与四相平衡的相的成分都是温度的函数：

其图形为四个曲面，每三个曲面相交分别得到4个四相平衡点，故四相平衡是由同一恒温截面上的4个平衡相的成分点所围成的平面图形，称为四相平衡面。三元系相图相律四相平衡时自由度数为0。即在固定温度发生四相平基本三元相图共晶与共析相图(第一类：上一下三)准包晶相图(第二类：上二下二)包晶相图(第三类：上三下一)四相平衡平面包含4个四相平衡点，对应4个单相区；6条三相平衡曲线，对应6个三相区；4个曲边三角形平面，对应4个两相区。基本三元相图共晶与共析相图(第一类：上一下三)三元相图的截面图和投影图空间图形的分析较为复杂，故往往采用截面或投影的方法得到平面图形等温截面垂直截面，一般均平行于成分三角形的边，即某一组元的含量固定投影面三元相图的截面图和投影图空间图形的分析较为复杂，故往往采用截多元相图的分析多元相图涉及到多维的空间图形，其分析非常复杂最简单的是匀晶相图，可采用低元相图的分析方法进行相关讨论分析其他的多元相图往往涉及到(n+1)相平衡，此时可首先将相图进行分割，分成仅含一个(n+1)相平衡的相图再进行相关分析研究多元相图的分析多元相图涉及到多维的空间图形，其分析非常复杂多元相图的相区形状温度轴是特殊轴，或者说坐标面是特殊面，相区与坐标面无明确交点的地方将认为无交点，如液相区在坐标上面无点（足够高温下仅有液相），坐标下面则将收敛为一个点在上述假设下，n元相图中每个相区的形状均为一最简n维体（单元相图为曲线段、二元相图为曲边三角形、三元相图为曲面三棱锥……）。而n元相图中的(n+1)相区由于温度恒定，因而成为沿温度方向退化1维的(n-1)维体（即垂直于温度轴的点、三点线段、四点平面……）多元相图的相区形状温度轴是特殊轴，或者说坐标面是特殊面，相区多元相图的分割n元相图均可分割为仅包含一个n+1相平衡区的多个n元相图分割过程中注意一个事实：多相区与坐标面只能退化相交。因此，分割时虚拟的坐标下平面上多相区的交点应假设汇聚成一点多元相图的分割n元相图均可分割为仅包含一个n+1相平衡区的多Fe3Cα+γα+LFe3Cγαα+γα+Fe3Cγ+Fe3Cα+γ+Fe3Cγ+L+Fe3CL+Fe3Cγ+LLγγγ+LLαα+γ+Lγ+Fe3C该线虚拟退化为1个点坐标上面无点坐标下面收敛为1点多元相图的分割实例Fe3Cα+γα+LFe3Cγαα+γα+Fe3Cγ+Fe3最简n维体的几何性质最简n维体具有=n+1个点、条棱边，个面，……，个n-1维体，个n维体最简n维体退化1维之后所有几何要素均依然存在，只是n维体数目变为0而n-1维体数目增加1最简n维体的几何性质最简n维体具有=n+1个点退化1维后的最简n维体

的相区接触规律每个点与一个单相区以该点相接触（0维接触），=n+1个每条线与一个双相区以该线相接触（1维接触），个每个面与一个三相区以该面相接触（2维接触），个………每个n-1维体与一个n相区以该n-1维体相接触（n-1维接触），=n+1个。全接触退化1维后的最简n维体

的相区接触规律每个点与一个单相区以该相图类型与相区数目相图类型：退化1维后的最简n维体与=n+1个n相区相接触，该n+1个n相区的温度位置（在n+1相平衡温度以上还是以下）组合共有n种，即n+1、(n-1)+2、（n-2）+3……、2+(n-1)、1+n，由此将形成n种不同类型的n元相图。相区数目：经分割后仅包含一个n+1相平衡区的n元相图中的相区数目为：相图类型与相区数目相图类型：退化1维后的最简n维体与=n+单相区的几何性质单相区可沿坐标面延伸，其=n+1个点中仅有=1个点在相图内(P点)，其余n个点在坐标面上(称为T点)。由此，有个点，条线(T点与P点的连线)，个面(每2个T点与1个P点构成的面)，……，个n-1维体(每n-1个T点与1个P点构成的n-1维体)，=1个n维体(n个T点与1个P点构成其本身)，处在相图内，这些组成该单相区的有效几何要素单相区的几何性质单相区可沿坐标面延伸，其=n+单相区的接触规则每个有效点与一个n+1相区以该点相接触（0维接触）每条有效线与一个n相区以该线相接触（1维接触）每个有效面与一个n-1相区以该面相接触（2维接触）………每个有效n-1维体与一个2相区以该n-1维体相接触（n-1维接触，即全接触）单相区本身相关相区数目单相区的接触规则每个有效点与一个n+1相区以该点相接触（0维单相区的T点n个T点可构成个点，条线，个面，……，个n-2维体，个n-1维体，它们均在坐标面上，不构成有效几何要素。非有效几何要素数目总几何要素数目单相区的T点n个T点可构成个点，条双相区的几何性质双相区可沿坐标面延伸，其n+1个点中有2个P点在相图内，其余n-1个点（T点）在坐标面上。包含1个P点的有效几何要素为：个点，条线(每个T点与1个P点的连线)，个面(每2个T点与1个P点构成的面)，……个n-2维体(每n-2个T点与1个P点构成的n-2维体)，=2个n-1维体(n-1个T点与1个P点构成的n-1维体)双相区的几何性质双相区可沿坐标面延伸，其n+1个点中有2个P双相区的几何性质而包含2个P点的有效几何要素为：=1条线(2个P点的连线)，个面(2个P点与每1个T点构成的面)，……个n-2维体(2个P点与每n-3个T点构成的n-2维体)，个n-1维体(2个P点与每n-2个T点构成的n-1维体)，=1个n维体(2个P点与n-1个T点构成的n维体即该双相区本身)双相区的几何性质而包含2个P点的有效几何要素为：双相区的接触规则(与含1个相关相的相区的接触规则)每个有效点与一个n相区以该点相接触(0维接触)，2个每条有效线与一个n-1相区以该线相接触(1维接触)，个每个有效面与一个n-2相区以该面相接触(2维接触)，个…………每个有效n-3维体与一个三相区以该n-3维体相接触(n-3维接触)，个每个有效n-2维体与一个双相区以该n-2维体相接触(n-2维接触)，个每个有效n-1维体与一个单相区以该n-1维体相接触(n-1维接触，即全接触)，个相关相区数目双相区的接触规则(与含1个相关相的相区的接触规则)每个有效点双相区的接触规则(与含2个相关相的相区的接触规则)每条有效线与一个n+1相区以该线相接触(1维接触)，个每个有效面与一个n相区以该面相接触(2维接触)，个…………每个有效n-2维体与一个4相区以该n-2维体相接触(n-2维接触)，个每个有效n-1维体与一个3相区以该n-1维体相接触(n-1维接触，即全接触)，个本身个相关相区数目双相区的接触规则(与含2个相关相的相区的接触规则)每条有效线双相区的T点n-1个T点可构成个点，条线，个面，……，个n-2维体，它们均在坐标面上，不构成有效几何要素。非有效几何要素数目总几何要素数目双相区的T点n-1个T点可构成个点，三相区的几何性质三相区可沿坐标面延伸，其n+1个点中有3个点(P点)在相图内，其余n-2个点（T点）在坐标面上包含1个P点的有效几何要素为：个点，条线（每个T点与每1个P点的连线），个面（每2个T点与每1个P点构成的面)，……个n-2维体（n-2个T点与每1个P点构成的n-2维体）三相区的几何性质三相区可沿坐标面延伸，其n+1个点中有3个点三相区的几何性质包含2个P点的有效几何要素:条线3个面（任2个T点与每1个P点构成的面），3个体（任2个T点与每2个P点构成的体)，……个n-1维体（任2个T点与n-2个P点构成的n-1维体）包含3个T点的有效几何要素为，个体（3个T点与每1个P点构成的体），个4维体（3个T点与每2个P点构成的4维体)，……个n-1维体（3个T点与每n-3个P点构成的n-1维体），个n维体（3个T点与n-2个P点构成的n-2维体）三相区的几何性质包含2个P点的有效几何要素:三相区的接触规则（与含1个相关相的相区的接触规则）每个有效点与一个n-1相区以该点相接触(0维接触)，个每条有效线与一个n-2相区以该线相接触(1维接触)，个每个有效面与一个n-3相区以该面相接触(2维接触)，个………每个有效n-3维体与一个2相区以该n-3维体相接触(n-3维接触)，个每个有效n-2维体与一个单相区以该n-2维体相接触(n-2维接触),个相关相区数目:三相区的接触规则（与含1个相关相的相区的接触规则）每个有效点三相区的接触规则（与含2个相关相的相区的接触规则）每条有效线与一个n相区以该线相接触(1维接触)，个每个有效面与一个n-1相区以该面相接触(2维接触)，个………每个有效n-2维体与一个3相区以该n-2维体相接触(n-2维接触)，个每个有效n-1维体与一个2相区以该n-1维体相接触(n-1维接触),个相关相区数目:三相区的接触规则（与含2个相关相的相区的接触规则）每条有效线三相区的接触规则（与含3个相关相的相区的接触规则）每个有效面与一个n+1相区以该面相接触(2维接触)，个每个有效体与一个n相区以该体相接触(3维接触)，个………每个有效n-1维体与一个4相区以该n-1维体相接触(n-1维接触)，个本身个相关相区数目:三相区的接触规则（与含3个相关相的相区的接触规则）每个有效面三相区的T点n-2个T点可构成个点，条线，个面，……，个n-3维体，它们均在坐标面上，不构成有效几何要素。非有效几何要素数目总几何要素数目三相区的T点n-2个T点可构成个点，m(m≤n)相区的几何性质m相区可沿坐标面延伸，其n+1个点中有m个点(P点)在相图内，其余n+1-m个点(T点)在坐标面上包含1个P点的有效几何要素为：个点,条线(每个T点与每1个P点的连线)，个面(每2个T点与每1个P点构成的面),…………个n-m维体(每n-m个T点与每1个P点构成的n-m维体)，个n+1-m维体(n+1-m个T点与每1个P点构成的n+1-m维体)m(m≤n)相区的几何性质m相区可沿坐标面延伸，其n+1个点m(m≤n)相区的几何性质包含2个P点的有效几何要素为：条线,个面(每个T点与每2个P点的连线)，个体(每2个T点与每2个P点构成的面),…………个n+1-m维体(每n-m个T点与每2个P点构成的n-m维体)，个n+2-m维体(n+1-m个T点与每2个P点构成的n+2-m维体)m(m≤n)相区的几何性质包含2个P点的有效几何要素为：m(m≤n)相区的几何性质包含m-1个P点的有效几何要素为：个m-2维体,个m-1维体(每个T点与每m-1个P点构成的m-1维体),个m维体(每2个T点与每m-1个P点构成的m维体),…………个n-2维体(每n-m个T点与每m-1个P点构成的n-2维体)，个n-1维体(n+1-m个T点与每m-1个P点构成的n-1维体)m(m≤n)相区的几何性质包含m-1个P点的有效几何要素为：m(m≤n)相区的几何性质包含m个P点的有效几何要素为：个m-1维体,个m维体(每个T点与m个P点构成的m维体)个m+1维体(每2个T点与m个P点构成的m+1维体),…………个n-1维体(每n-m个T点与m个P点构成的n-1维体)，个n维体(n+1-m个T点与m个P点构成的n维体即该m相区本身)m(m≤n)相区的几何性质包含m个P点的有效几何要素为：m相区的接触规则（与含1个相关相的相区的接触规则）每个有效点与一个n+2-m相区以该点相接触(0维接触)，个每条有效线与一个n+1-m相区以该线相接触(1维接触)，个每个有效面与一个n-m相区以该面相接触(2维接触)，个………每个有效n-m维体与一个2相区以该n-m维体相接触(n-m维接触)，个每个有效n+1-m维体与一个单相区以该n+1-m维体相接触(n+1-m维接触),个相关相区数目:m相区的接触规则（与含1个相关相的相区的接触规则）每个有效点m相区的接触规则（与含2个相关相的相区的接触规则）每条有效线与一个n+3-m相区以该线相接触(1维接触)，个每个有效面与一个n+2-m相区以该面相接触(2维接触)，个………每个有效n+1-m维体与一个3相区以该n+1-m维体相接触(n+1-m维接触)，个每个有效n+2-m维体与一个2相区以该n+2-m维体相接触(n+2-m维接触),个相关相区数目:m相区的接触规则（与含2个相关相的相区的接触规则）每条有效线m相区的接触规则（与含m-1个相关相的相区的接触规则）每个有效m-2维体与一个n相区以该m-2维体相接触(m-2维接触)，个每个有效m-1维体与一个n-1相区以该m-1维体相接触(m-1维接触)，个………每个有效n-2维体与一个m相区以该n-2维体相接触(n-2维接触)，个每个有效n-1维体与一个m-1相区以该n-1维体相接触(n-1维接触),个相关相区数目:m相区的接触规则（与含m-1个相关相的相区的接触规则）每个有m相区的接触规则（与含m个相关相的相区的接触规则）每个有效m-1维体与一个n+1相区以该m-1维体相接触(m-1维接触)，个每个有效m-2维体与一个n相区以该m-2维体相接触(m-2维接触)，个………每个有效n-1维体与一个m+1相区以该n-1维体相接触(n-1维接触)，个有效n维体即该m相区本身,个相关相区数目:m相区的接触规则（与含m个相关相的相区的接触规则）每个有效mm相区的T点n+1-m个T点可构成个点，条线，个面，……，个n-m维体，它们均在坐标面上,不构成有效几何要素非有效几何要素数目总几何要素数目m相区的T点n+1-m个T点可构成个点相区普遍接触规则必须至少有一个相相同的相区之间才可能相互接触；即如果两个相区之间没有任何相同的相，它们之间将不会接触。相区接触维数的普遍规则：D，接触维数；

m1，第一相区的相数；m2，第二相区的相数；

mS，两个相区的共有相数，两个相区的非共有相数相区普遍接触规则必须至少有一个相相同的相区之间才可能相互接触相区普遍接触规则

最小值为1（两个相区非共有相数至少为1个），这时为n+1维接触，即全接触（两个相区素相数分别为m+1、m，共有相数亦为m）最大值为n（n元相图共包含n+1个不同的相，至少有1个共有相），这时为0维接触即点接触相区普遍接触规则相区普遍接触规则相数目相差1，且其他n个相完全相同，以n-1维体相接触（n-1维接触，即全接触）相数目相差2，且其他n-1相完全相同，以n-2维体相接触（n-2维接触）………相数目相差n-2，有3个相完全相同，以2维相接触（2维面接触）相数目相差n-1，仅有2个相相同，以1维相接触（1维线接触）相数目相差n，仅有1个相相同，以0维相接触（0维点接触）相区普遍接触规则相数目相差1，且其他n个相完全相同，以n-1相图热力学计算二元系A-B中，温度T时A、B组元在α相中的化学势分别为：成分为、的α相的摩尔吉布斯自由能为理想溶体中，上式简化为前两项为纯组元自由能的线性叠加，后一项为混合熵项，在＝0.5时取极小值。相图热力学计算二元系A-B中，温度T时A、B组元在α相中的化相图热力学计算均匀固溶体自由能曲线xBAB相图热力学计算均匀固溶体自由能曲线xBAB相图热力学计算实际固溶体自由能与理想固溶体自由能之间的差值定义为过剩吉布斯自由能或称超额吉布斯自由能：它反映了实际固溶体与理想固溶体之间的差别，可以是正值也可以是负值。由此使得实际固溶体自由能曲线发生改变，混合熵项并不一定在＝0.5时出现极值。实际固溶体的自由能为：相图热力学计算实际固溶体自由能与理想固溶体自由能之间的差值定相图热力学计算当微量M原子溶入α相形成稀固溶体时，自由能变化为：平衡固溶条件下：可得到：式中的自由能一般可写为b-aT的形式，因而得：若采用通常的质量百分数wB代替摩尔分数，则可得到通常形式的固溶度公式：或相图热力学计算当微量M原子溶入α相形成稀固溶体时，自由能变化相图热力学计算lg[C]α=3.81-5550/T（对应石墨）lg[C]α=2.38-4040/T（对应渗碳体）lg[N]α=1.074-1838/T（对应Fe4N）由此计算固溶反应的化学自由能变化为：C（石墨）=C（α）ΔG=106220-72.883T+19.1446Tlg[C]（J/mol）C（Fe3C）=C（α）ΔG=77340-45.564T+19.1446Tlg[C]（J/mol）相图热力学计算lg[C]α=3.81-5550/T（对应石墨相图热力学计算三元相图中端际固溶体的溶解度曲面也可用类似关系式表示：

式中常数可由试验测定，也可由热力学推导。常见的微合金碳氮化物在奥氏体中的固溶度积公式为：lg{[Ti]·[N]}γ=0.32-8000/Tlg{[Nb]·[N]}γ=2.80-7500/Tlg{[V]·[N]}γ=3.46-8330/Tlg{[Ti]·[C]}γ=2.75-7000/Tlg{[Nb]·[C]}γ=2.96-7510/Tlg{[V]·[C]}γ=6.72-9500/Tlg{[Al]·[N]}γ=1.79-7184/T相图热力学计算三元相图中端际固溶体的溶解度曲面也可用类似关系固溶度和固溶度积公式的应用计算确定成分（M、C）的钢中在温度T时的平衡固溶量[M]、[C]：对形成单元第二相的元素如C：由lg[C]α=2.38-4040/T可直接计算在铁素体中固溶的[C]α。对二元第二相如MC相，联立求解下述两式可得到[M]γ

、[C]γ：

固溶度和固溶度积公式的应用计算确定成分（M、C）的钢中在温度固溶度和固溶度积公式的应用2.计算温度T时平衡形成第二相的量：由上述计算结果可得到M-[M]、C-[C]

wMC={M-[M]}×AMC/AM

fMC={M-[M]}×(AMC/AM)×(dFe/dMC)/1003.计算第二相的全固溶温度TAS：单元第二相：TAS=B/(A-lgC)二元第二相：TAS=B/{A-lg(M×C)}在全固溶温度以上的温度保温时，可使相关元素全部进入固溶态，发挥固溶作用；并为第二相在随后的低温析出创造条件。固溶度和固溶度积公式的应用2.计算温度T时平衡形成第二固溶度和固溶度积公式的应用4.计算沉淀析出相变的化学自由能。若高温下M、C元素的平衡固溶量为[M]H

、[C]H，冷却到低温某一温度时沉淀析出MC相的化学自由能为：ΔG=-19.1446B+19.1446AT-19.1446Tlg{[M]H

×[C]H}由于温度T时：lg{[M]×[C]}=A-B/T，lg{[M]H×[C]H}＝A-B/TH

故可得：ΔG=-19.1446B(1-T/TH)若高温保温温度高于TAS，则：ΔG=-19.1446B(1-T/TAS)固溶度和固溶度积公式的应用4.计算沉淀析出相变的化学自溶体越稀，固溶度或固溶度积公式的准确度越高。固溶度积公式的选择应尽量接近所研究的钢的成分和温度范围。理想化学配比成分的钢具有相对较低的全固溶温度且可获得相对较大的沉淀相体积分数。微合金碳氮化物溶解度积由小到大的顺序为：TiN，NbN，NbC，VN，TiC，VC在α铁，γ铁中具有不同的固溶度积。对TiN还应考虑在液态铁中的溶度积。一元素的量降低将导致另一元素固溶量的增高，V在高速钢中难溶，在低碳钢中易溶。高合金钢中交互作用较大，需慎重使用。固溶度和固溶度积公式应用的注意事项溶体越稀，固溶度或固溶度积公式的准确度越高。固溶度和固溶度积计算实例（形成单元第二相的元素）铜含量为0.3%的钢奥氏体化后在500℃保温。铜在奥氏体中的固溶度一般均在2%以上，故该钢奥氏体化后全部铜处于固溶态。500℃时，钢的基体为铁素体，适用的固溶度公式为：lg[Cu]α=2.983-3093/T，由此计算出铜在铁素体中的全固溶温度为882.2K=609.2℃。500℃时固溶的铜量[Cu]α=0.0959，析出的铜质量百分数为Cu-[Cu]α=0.2041，而体积分数为f=0.2041×7.875÷8.934÷100=0.1799%此温度下铜析出反应的化学自由能为：

ΔG=-19.1446×3093+19.1446T(2.983-lg0.3)=-59214+67.119T=-7331.53J/mol计算实例（形成单元第二相的元素）铜含量为0.3%的钢奥氏体化计算实例（形成单元第二相的元素）完全不含形成碳化物的合金元素的碳钢在570℃进行渗氮处理，分析表面氮含量为1.2%。此时，钢的基体为铁素体，适用的固溶度公式为：lg[N]α=1.074-1838/T，由此计算出570℃时固溶的氮量[N]α=0.0783，析出的氮质量百分数为N-[N]α=1.1217，析出的氮将以Fe4N形式存在，其质量百分数为：

wFe4N=1.1217×237.3947/14.0067=19.0113

而体积分数为：f=19.0113×7.875÷7.201÷100=20.79%即渗氮处理后在钢的表面主要形成氮化物层。计算实例（形成单元第二相的元素）完全不含形成碳化物的合金元素计算实例（形成二元第二相的元素）0.10%C、0.06%Nb的微合金钢1200℃加热奥氏体化后快冷至950℃大压下量轧制，轧后加速冷却至650℃保温卷取。高温下，钢的基体为奥氏体，适用的固溶度公式为：lg{[Nb]·[C]}γ=2.96-7510/T，由此计算出碳化铌的全固溶温度为1449.3K=1176.3℃，故高温加热时全部处于固溶态。950℃大压下量轧制时可达到接近平衡态，这时由：lg{[Nb]·[C]}γ=2.96-7510/T计算实例（形成二元第二相的元素）0.10%C、0.06%Nb计算实例（形成二元第二相的元素）联立求解得：[Nb]γ=0.007085，[C]γ=0.09316析出的碳化铌的质量百分数为：wNbC=0.1+0.06-0.007085-0.09316=0.059755体积分数为：

f=0.059755×7.875÷7.803÷100=0.0603%

此温度下NbC析出反应的化学自由能为：

ΔG=-19.1446×7510+19.1446T(2.96-lg(0.1×0.06)=-143776+99.204T=-22450J/mol

这时析出的碳化铌的尺寸d可控制在10nm，可产生的沉淀强化屈服强度增量为：

8995×0.0006031/2÷10×ln(2.417×10)=70.3MPa计算实例（形成二元第二相的元素）联立求解得：[Nb]γ=0计算实例（形成二元第二相的元素）轧后加速冷却至650℃保温卷取时，钢的基体为铁素体，适用的固溶度公式见下，这时由：lg{[Nb]·[C]}α=5.43-10960/T联立求解得：[Nb]α=0.0000015，[C]α=0.09224析出的碳化铌的质量百分数为：wNbC=0.007085+0.09316-0.0000015-0.09224=0.0080035体积分数为：

f=0.008035×7.875÷7.803÷100=0.0081%计算实例（形成二元第二相的元素）轧后加速冷却至650℃保温卷计算实例（形成二元第二相的元素）此温度下NbC析出反应的化学自由能为：ΔG=-19.1446×10960+19.1446T(5.43-lg(0.09316×0.007085)=-209825+164.843T=-57675J/mol

这时析出的碳化铌的尺寸d可控制在3nm，可产生的沉淀强化屈服强度增量为：

8995×0.0000811/2÷3×ln(2.417×3)=53.4MPa计算实例（形成二元第二相的元素）此温度下NbC析出反应的化学四、扩散Diffusion四、扩散Diffusion扩散机理传质过程(MassTransport)原子跳动机制－间隙机制(InterstitialMechanism)－空位机制(VacancyMechanism)－换位机制(ExchangeMechanism)扩散机理传质过程(MassTransport)扩散的宏观理论菲克第一定律为k组元的浓度梯度，为k组元在i方向的扩散系数由物质守恒定律：可得：当扩散系数与溶质浓度无关时，得到：扩散的宏观理论菲克第一定律扩散系数禀性扩散系数。二元系稀溶液中：式中DA、DB分别为组元A、B的禀性扩散系数它们一般是互不相同的，由此导致Kirkendale效应。另一方面：称为化学或互扩散系数，它与溶液的化学成分有关，当时，自扩散系数。不存在浓度梯度时溶剂示踪原子的扩散行为用自扩散系数表述。扩散系数禀性扩散系数。二元系稀溶液中：扩散方程求解一般情况下，扩散系数与溶质浓度有关，得到一非线性的微分方程稀溶液中，可假设扩散系数与溶质浓度无关，从而得到一线性微分方程，在确定的边界条件和初始条件下，将可得到该微分方程的解稳态条件下，如厚度为d的无限大板中，扩散流量：J=-D(C2-C1)/d只要知道板表面的溶质浓度C2、C1，测定出溶质流量J，就可求出扩散系数。扩散方程求解一般情况下，扩散系数与溶质浓度有关，得到一非线性扩散方程求解扩散系数与溶质浓度无关时半无限长扩散偶扩散方程的解初始条件：C(x>0,t=0)=C1;C(x<0,t=0)=C2边界条件：C(x=∞,t>0)=C1;C(x=-∞,t>0)=C2扩散方程的解为：扩散方程求解扩散系数与溶质浓度无关时半无限长扩散偶扩散方程的扩散方程求解扩散系数与溶质浓度无关时，表面浓度保持C2而试样原始浓度为C1时的解：初始条件：C(x=0,t=0)=∞;C(x>0,t=0)=0边界条件：C(x=±∞,t>0)=0;扩散方程的解为：

M为扩散组元的总量，在任何时刻均保持不变，即有：扩散方程求解扩散系数与溶质浓度无关时，表面浓度保持C2而试样扩散方程求解平面源扩散问题：初始条件：C(x=0,t=0)=C2;C(x>0,t=0)=C1边界条件：C(x=0,t>0)=C2;扩散方程的解为：可用于分析金属表面渗层或脱层问题，如渗碳、渗氮、渗金属、脱碳等扩散方程求解平面源扩散问题：平方根关系表面浓度保持恒定，向半无限大介质扩散物质时，因扩散而引起的浓度改变都包括了一个无量纲因子，由此可得：任一给定浓度的透入距离与时间的平方根及扩散系数的平方根成正比任一点达到给定浓度的时间与该点距表面的距离的平方成正比，而与扩散系数成反比通过单位面积进入介质的扩散物质量随时间和扩散系数的平方根而变化平方根关系表面浓度保持恒定，向半无限大介质扩散物质时，因扩散扩散的微观理论原子热运动无规行走问题扩散系数

d为原子跳动距离，一般为基体原子最近邻间距；Γ为原子跳动频率；简单立方、体心立方、面心立方结构的基体的系数分别为1/6、1/8、1/12。扩散的微观理论原子热运动扩散系数间隙扩散机制下，P≈1空位扩散机制下，P为空位浓度：一般情况下，扩散系数可表示为：间隙扩散机制下：空位扩散机制下：扩散系数间隙扩散机制下，P≈1高效扩散沿晶界扩散，扩散激活能一般为晶内扩散激活能的0.4~0.6倍沿位错管道扩散，扩散激活能一般为晶内扩散激活能的0.6~0.7倍沿表面扩散，扩散激活能比晶界扩散激活能还小，因而更容易扩散高效扩散沿晶界扩散，扩散激活能一般为晶内扩散激活能的0.4~五、晶体缺陷

CrystalDefect五、晶体缺陷

CrystalDefect显微缺陷组织点缺陷：空位(vacancy)、间隙原子(interstitialatom)、固溶原子(solute,包括置换固溶、间隙固溶)线缺陷：位错(dislocation)面缺陷：晶界(grainboundaries)、相界(interfaces)、表面(surface)体缺陷：第二相(secondphases)、夹杂物(inclusions)显微缺陷组织点缺陷：空位(vacancy)、间隙原子(in点缺陷点缺陷一般属于平衡缺陷，不可能完全消除。平衡状态下的空位浓度为：

式中ΔHf为空位形成能，A为与振动熵有关的因子铁中空位形成能2.13电子伏特(205500J/mol)，A约为10，1000K时空位浓度约为，铁的熔点1811K时空位浓度约为点缺陷点缺陷一般属于平衡缺陷，不可能完全消除。平衡状态下的空点缺陷间隙原子的形成能比空位形成能明显要大，通常的估计约为空位形成能的3倍，由此导致相同温度下间隙原子的平衡浓度一般比空位的平衡浓度低10个数量级以上溶质原子在基体中的平衡浓度则主要取决于其在基体中的固溶度，大多数情况下也是随温度的升高而迅速增大。高温加热保温后可得到较高浓度的点缺陷，随后淬冷可使高浓度的点缺陷保存到低温点缺陷间隙原子的形成能比空位形成能明显要大，通常的估计约为空线缺陷：位错理想晶体的强度应在约(1/15~1/30)E，铁的弹性模量约210GPa，故理想强度应在7000~14000MPa。但纯铁的实际强度仅在50MPa左右。最主要的原因在于晶体中存在非常容易移动的线缺陷－位错。位错的易动性，滑移线缺陷：位错理想晶体的强度应在约(1/15~1/30)E，铁线缺陷：位错位错类型：刃位错、螺位错、混合位错柏格斯(Burgers)矢量，在滑移面上，与位错线垂直时为刃位错，与位错线平行时为螺位错，否则为混合位错位错核心结构，核心宽度1~5b之间，铁中一般可按2b来估计，即内截止半径为b位错密度，充分退火，剧烈冷变形后可达，超纯半导体可低到位错早期观测其露头，现广泛用透射电镜观测线缺陷：位错位错类型：刃位错、螺位错、混合位错位错应力场螺位错刃位错位错应力场螺位错刃位错单位长度位错线的弹性能螺位错刃位错单位长度位错线的弹性能螺位错单位长度位错线的总能量位错核心能量，错排能或螺位错总能量：刃位错总能量：单位长度位错线的总能量位错核心能量，错排能或位错滑移：P-N阻力位错滑移的点阵阻力，即P-N力τP：对铁晶体的计算得到P-N力约为1.365G/1000，约110MPa,考虑到位错无需整列运动（扭折，zigzag），故P-N力应更小一些。实际测定值约为28MPa位错滑移：P-N阻力位错滑移的点阵阻力，即P-N力τP：位错P-N阻力一些金属晶体在室温的τP实验测定值（MPa）

体心立方金属M为2，故铁的基础强度约为56.8MPa金属AlCuAgAuNiFeMgZnCdSnBiτP1.81.00.60.95.728.40.80.90.61.32.2位错P-N阻力一些金属晶体在室温的τP实验测定值（MPa）金位错点阵阻力

由P-N模型可知，位错宽度增加将使P-N力降低，因而刃位错较螺位错的P-N力低而更容易滑移；位错柏矢量绝对值减小及位错滑移面间距的增大将使P-N力降低，因而位错总是在密排面上沿密排方向滑移；由于面心立方点阵和密排六方点阵的晶体较体心立方点阵的晶体在密排面上的原子排列更紧密，因而面心立方点阵和密排六方点阵的晶体的P-N力较低而体心立方点阵的晶体的P-N力较高。

位错点阵阻力由P-N模型可知，位错宽度增加将使P-N力降位错滑移滑移系，每一个滑移面上的一个滑移方向组成一个滑移系，滑移面不计正反面，滑移方向不计正反向FCC晶体滑移系为{111}[110]，4个滑移面，每个面上3个滑移方向，共12个滑移系BCC晶体滑移系为{110}[111]，6个滑移面，每个面上2个滑移方向，共12个滑移系。但在高温下可能增加{112}和{123}滑移面，每个面上仅有1个滑移方向，共有12个加24个滑移面，即可增加36个滑移系。这时共有48个滑移系HCP晶体滑移系为{0001}[1120]，1个滑移面3个滑移方向，共3个滑移系。但严格的密排六方晶体的滑移系也是12个（4个滑移面，每个面上3个滑移方向）位错滑移滑移系，每一个滑移面上的一个滑移方向组成一个滑移系，位错滑移交滑移，螺位错柏格斯矢量与位错线平行，因而通过位错线的任何晶面都是可能的滑移面，螺位错将可能在不同的滑移面上转移运动，这就是交滑移。交滑移可绕过滑移面上的障碍物，产生波浪形滑移线位错滑移速度较大，极限速度可达声速位错滑移交滑移，螺位错柏格斯矢量与位错线平行，因而通过位错线位错攀移刃位错的柏格斯矢量与位错线垂直，滑移面唯一，偏离滑移面的运动均为非保守运动。刃位错线垂直于滑移面方向的运动称为攀移，攀移可看作是位错的半原子面的扩大或缩小，原则上必须主要依靠空位的移入或移出来实现。由此将产生位错割阶(jog)。攀移涉及原子扩散，故通常仅在高温下才能进行，且攀移速度很慢。位错攀移刃位错的柏格斯矢量与位错线垂直，滑移面唯一，偏离滑移位错起源晶核形成时就存在位错晶核生长时产生的“蜷线”位错不同晶粒长大末期相互碰撞产生位错第二相与基体之间原子晶面间距不同产生界面错配位错固态相变时由于比容不同引起很大的相变应力和晶格畸变产生位错（如低碳马氏体）快速冷却时出现很大的热应力产生位错位错起源晶核形成时就存在位错位错增殖塑性变形过程中，发现位错密度急剧增加Frank-Read源：位错结点由于某种原因被固定，应力作用下发生滑移弯曲、扩大、分离出新位错环（螺位错双交滑移生成割阶钉扎位错形成F-R源；大割阶形成单边F-R源）Bardeen-Herring源：大应力作用下发生攀移而形成位错环，需要有空位供应Orowan机制，位错绕过第二相时形成的位错环有可能成为位错源位错增殖塑性变形过程中，发现位错密度急剧增加位错的交互作用位错之间存在交互作用力，从而产生各种位错组态同号平行螺位错，相互排斥；异号平行螺位错相互吸引最终湮没同号平行刃位错，在滑移面上平行排列时相互排斥；在垂直滑移面方向平行排列时交互作用力为零，可形成稳定的位错墙（亚晶界）；异号平行刃位错相互吸引最终湮没平行刃位错与螺位错之间无交互作用位错的交互作用位错之间存在交互作用力，从而产生各种位错组态位错的交互作用位错在应力作用下发生滑移，滑移路径中将遇到其他非平行的位错从而产生短程交互作用两位错交割后产生割阶(jog)，割阶必然时刃位错，带割阶的螺位错继续滑移时将可能需要割阶出进行攀移，从而显著增大形变阻力；带大割阶的位错还会形成位错偶极子大量位错相互交割后形成位错缠结(tangle)同一位错源发出的平行位错滑移运动受阻后形成位错塞积(pile-up)位错的交互作用位错在应力作用下发生滑移，滑移路径中将遇到其他位错反应位错可能发生分解或合成，即发生位错反应位错反应式必须满足的条件为反应前后柏格斯矢量相等：

无外力作用下发生的位错反应还必须满足能量降低的原则：全位错的柏格斯矢量应该是实际晶体中的单位平移矢量。部分位错的柏格斯矢量可以不是并小于单位平移矢量，但必须具有实际意义。位错反应位错可能发生分解或合成，即发生位错反应实际晶体中的位错FCC晶体全位错：能量最低，主要的滑移位错；可以稳定存在，基本不可滑移的固定位错部分位错（Shockley位错）：反应式：部分位错是堆垛层错的边界，密排晶面堆垛次序的变化使能量升高，称为层错能1个全位错分解为2个部分位错然后又束集，其间夹着一个层错带称为扩展位错。位错分解过程中减小的能量用于抵消层错能，故由此可计算扩展位错的宽度。实际晶体中的位错FCC晶体实际晶体中的位错设混合全位错的柏格斯矢量与位错线夹角为φ，分解为2个部分位错后，2部分位错与柏格斯矢量的夹角分别为φ+30°和φ-30°，其相互作用的斥力为：部分位错之间夹有层错，层错能的作用则要使两部分合拢，其作用力等于单位面积的层错能。平衡时γ，可得到扩展位错的平衡宽度为：实际晶体中的位错设混合