金属物理学 位错理论与应用试题学习资料

位错理论及应用学院：材料科学与工程学院专业：材料科学与工程导师：朱旻昊学号：2014201046姓名：张俊位错理论与应用试题：名词解释：柯氏气团、扩展位错、位错束集、层错能（20分）柯氏气团:位错与溶质原子的交互作用会引起溶质原子向位错线集聚，位错线附近云集溶质原子，形成了溶质原子气团或溶质原子云，称为柯氏气团。扩展位错:一个全位错分解为两个不全位错，中间夹着一个堆垛层错的位错组态称为扩展位错。位错束集：当杂质原子和其他因素使层错面上某些地区的能量提高时，该地区的扩展位错就会变窄，甚至收缩成一个结点，又变成原来的全位错，这个现象称为位错的束集。如下图C点所示。层错能：形成层错时几乎不产生点阵畸变，但它破坏了晶体的完整性和正常的周期性，使电子发生反常的衍射效应，故使晶体的能量有所增加，这部分增加的能量称为堆垛层错能。简述兰克—瑞德位错增值机制及位错的分类？（10分）兰克—瑞德位错增值机制：某一滑移面上有一段刃型位错AB，它的两端被位错网节点钉住，不能运动。现沿位错的柏氏矢量方向加切应力，使位错沿滑移面向前进行滑移运动。但由于AB两端固定，所以只能使位错线发生弯曲，如上图（b）所示。单位长度位错线所受的滑移力Fd=τb，它总是与位错线本身垂直，所以弯曲后的位错线每一小段继续受到Fd的作用，会沿它的法线方向向外扩展，其两端则分别绕节点A，B发生回转，见图（c）所示。当两端弯出来的线段相互靠近时，见图（d）所示，由于两线段平行于柏氏矢量，但位错线方向相反，分别属于左螺型位错和右螺型位错，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的位错线。只要外加切应力继续作用，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，并重复以前的运动，络绎不绝地产生新的位错环，从而造成位错的增殖，并使晶体产生可观的滑移量(Slippage)。位错的分类:1刃型位错；2螺型位错；3混合位错。(1)刃型位错,假设有一个简单立方结构的晶体，在切应力的作用下发生局部滑移，在晶体内垂直方向出现了一个多余的半原子面，显然在晶格内产生了位错，这种位错在晶体中有一个刀刃状的多余半原子面，所以称为刃型位错。位错线的上部邻近范围受到压应力，下部邻近范围受到拉应力，离位错线较远处原子正常排列。通常称晶体上半部多出原子面的位错为正刃型位错，反之为负刃型位错。如下图所示。(2).螺型位错,螺型位错：晶体在外加应力的作用下，沿ABCD面滑移，下图中BC线为已滑移区与未滑移区的分界处。在BC与AD线之间上下两层原子发生了错排现象，链接紊乱区原子，会画出一螺旋路径，该路径所包围的管状原子畸变区就是螺型位错。(3).混合型位错：在外力τ作用下，两部分晶体之间发生相对滑移，在晶体内部已滑移和未滑移部分的交线既不垂直也不平行滑移方向，这样的位错称为混合型位错。如下图所示3.位错的表征及观察方法有哪些？（10分）(1）表面法（或蚀坑法）。表面法（或蚀坑法）是用适当的方法侵蚀晶体表面，以显示位错在表面的露头。这是基于位错线露头处由于应变大或杂质原子偏聚而比表面上其他区域更不稳定，因而优先被侵蚀，形成蚀坑。最常用的方法是化学侵蚀法和点解侵蚀法。其次是热侵蚀法和溅射法，前者是基于位错露头处的原子在高温、真空条件下优先蒸发，后者是基于位错露头处的原子优先被气体粒子轰击掉。此外，在台阶、夹杂物等缺陷处形成的是平底蚀坑，很容易地区别于位错露头处的尖底蚀坑。其原理如下图所示。（2）透射电镜法。透射电镜法(transmissionelectronmicroscopy，TEM)是应用最广的观测位错及其他晶体缺陷（如堆垛层错、晶界、空洞等）的方法。它通常用来研究缺陷的静态形貌和特性（如位错的性质和柏氏矢量等），但有的电镜带有微型拉伸装置，可以在显微镜下对显微试样（长度少于3mm的试样）进行拉伸，从而可直接观测位错的运动过程，包括位错的增值和交互作用。由于位错附近点阵平面发生局部弯曲，纳米射入位错附近的电子光束就会发生一定角度的衍射，相应使透射的电子光束减弱，从而使位错线变为黑色线条，即可通过透射电镜观察位错。其原理如下图。(3)缀饰法。有许多晶体对可见光是和红外线是透明的。对于这些晶体，虽然通常并不能直接看到位错，但可以通过掺入适当的“外来”原子，经过热处理使之择优分布在位错线上，形成一串小珠。这种小珠会散射可见光或红外线光，因而可用光学显微镜观察到，这种方法称为缀饰法。(4)X射线衍衬像方法。X射线衍衬像方法与电子衍衬方法非常类似，差别在于X射线的波长更长，且不带电。由于波长更长，故分辨率更低，只适于研究位错密度很低的材料。但由于不带电，故X光束的穿透深度较大，可以测定较厚样品的缺陷分布。(5)场离子显微镜观测方法。电子显微镜通常不能分辨单个原子的位置（因而也不能观察到单个的点缺陷）。但场离子显微镜的分辨率可高达0.2-0.3nm，故可获得原子像，因而可以直接观察到位错或其他缺陷的原子组态。4.综述层错能和晶体结构对金属塑性变形机理的影响？（20分）（1）层错能对金属塑性变形机理的影响：层错能是指产生单位面积的层错所需的能量。层错能是合金材料的一个重要物理特性，直接影响材料的力学性能、位错交滑移、相稳定性。TWIP（孪晶诱变塑性）钢中的马氏体相变是通过奥氏体（γ）内每隔一层{111}面上形成的堆垛层错来完成，因而与奥氏体基体的层错能相关。当γfcc→εMs(hcp)马氏体转变吉布斯自由能ΔGγ→ε=-220J/m2或更低，且层错能低于16J/m2时，在应力作用下发生TRIP效应，在高应变区会应变诱发马氏体相变，由此显著延迟钢的缩颈，从而极大地提高了钢的塑性。而当γfcc→εMs(hcp)马氏体转变吉布斯自由能ΔGγ→ε为正值且在约110-250J/m2，层错能在约25J/m2时，在应力作用下发生TWIP（孪晶诱变塑性）效应，通过形变过程中孪晶的形成来延迟钢的缩颈。（2）晶体结构对金属塑性变形机理的影响当外应力作用在金属上时，如受拉，金属内的原子间距变大，如果这种变化是弹性范围内的，当外力去除后，原子还能恢复到原来的状态；如果外力较大，这种变化就达到了塑性阶段，当外力去除以后，没有一部分变化就不能恢复，金属便发生了塑性变形。（a）单晶体的塑性变形：1）滑移：滑移是晶体在切应力的作用下，晶体的一部分沿一定的晶面（滑移面）上的一定方向（滑移方向）相对于另一部分发生滑动。滑移只能在切应力作用下才能发生，不同金属产生滑移的最小切应力（称滑移临界切应力）大小不同。滑移总是沿着晶体中原子密度最大的晶面（密排面）和其密度最大的晶向（密排方向）进行的，这是由于密排面之间、密排方向之间的间距最大，结合力最弱。因此滑移面为该晶面的密排面，滑移方向为该面上的密排方向。一个滑移面与其上的一个滑移方向组成一个滑移系。如体心立方晶格中，（110）面和[111]晶向即组成一个滑移系。滑移系越多，金属发生滑移的可能性越大，塑性越好。晶格类型体心立方面心立方密排六方滑移面{110}6个{111}4个{0001}1个滑移方向＜111＞2个＜110＞3个＜1120＞3个滑移系数目6*2=124*3=121*3=3滑移不是刚性滑动，而是由位错的移动实现的。滑移是晶体内部为位错在切应力作用下运动的结果。滑移并非是晶体两部分沿滑移面作整体的相对滑动，而是通过位错的运动来实现的。在切应力作用下，一个多余半原子面从晶体一侧到另一侧运动，即位错自左向右移动时，晶体产生滑移。位错滑移机制如下图：金属的塑性变形时由滑移这种方式进行的，而滑移又是通过为错的移动实现的。所以，只要阻碍位错的移动就可以阻碍滑移的进行，从而提高塑性变形抗力，使强度提高。2）孪生：在切应力作用下晶体的一部分相对于另一部分沿一定晶面（孪生面）和晶向（孪生方向）发生切变的变形过程称为孪生。孪生只在滑移很难进行的情况下才发生。孪生机制如下图所示：（b）多晶体的塑性变形多晶体中每个晶粒位向不一致。一些晶粒的滑移面和滑移方向接近于最大切应力方向（称晶粒处于软位向），另一些晶粒的滑移面和滑移方向与最大切应力方向相差较大（称晶粒处于硬位向）。在发生滑移时，软位向晶粒先开始。当位错在晶界受阻逐渐堆积时，其它晶粒发生滑移。因此多晶体变形时晶粒分批地逐步地变形，变形分散在材料各处。如下图所示：多晶体晶粒越细，单位体积内的晶界面积越多，对位错的阻碍作用越大，金属的强度越高。晶界与强度之间的关系有一个经验公式（Hall-Petch公式）：σ=σ0+k+d-1/2晶粒越细，金属的变形越分散，减少了应力集中，推迟裂纹的形成和发展，使金属在断裂之前可发生较大的塑性变形，因此使金属的塑性提高。由于细晶粒金属强度较高，塑性较好，所以断裂时所需消耗较大的功，因而韧性也较好。5.金属的强化方式有哪些？阐述不同强化方式中位错的强化机理？（40分）金属的强化方式有：1.形变强化；机理：随塑性变形的进行，位错密度不断增加，因此位错在运动时的相互交割加剧，结果即产生固定的割阶、位错缠结等障碍，使位错运动的阻力增大，引起变形抗力增加，给继续塑性变形造成困难，从而提高金属的强度。a）弹性交互作用：溶质原子是晶体汇总的一种点缺陷。由于溶质原子与溶剂原子的体积不同，晶体中的溶质原子会使其周围晶体发生弹性畸变，而产生应力场，此应力场与位错应力场产生相互作用。如果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。位错与溶质原子交互作用的结果，使大量的溶质原子，尤其是间隙原子，聚集在位错附近区域，形成原子云，称为柯氏气团。柯氏气团对合金的力学性质产生明显的影响，会引起强化效应。因为有气团靠近的位错受外应力作用时，位错的滑移会扰乱气团中溶质原子的平衡分布，使整个系统的应变能升高，所以位错的运动受到气团的牵扯，或者说位错被气团钉扎。当外力不很大，而且气团中的溶质原子能够与位错一起运动时，强化表现为位错拖着气团移动所产生的困难。当外力很大时，位错可能挣脱气团的束缚。（b）化学交互作用：由于溶质原子对不同的晶体具有不同的化学势，所以溶质原子在密排六方的层错中和在面心立方的基体中溶解的浓度是不相同的。溶质原子的这种不均匀分布也能阻止位错的运动而引起强化。此外，由于堆垛层错能随着合金的成分而变化，可想而知原子再分布后层错区域的宽度也会改变。这种溶质原子围绕着位错的非均匀性分布即是溶质原子与位错间的一种化学交互作用，形成铃木气团。铃木气团强化合金的原因有：1）扩展位错运动时，由于层错区内溶质原子的含量与周围基体不同，所以当扩展位错运动时，必然要伴随着溶质原子在基体内分布的变化，此时扩展位错很难运动。2）如果扩展位错与其他位错相交截时，必须先合并成全位错后才能形成割阶，这个过程也需要较大应力。（c）电化学交互作用：假如溶解于铜中的两种溶质原子具有同样的点阵错配度，而它们的原子价不同，它们仍然可以使固溶体程度不同地发生硬化。这种情况表明，由于围绕溶质原子的电荷相对于围绕溶剂原子的电荷具有一个增量，这个增量是与原子价有关的，所以溶质原子与位错间有电学交互作用发生。电阻测定表明，高价原子溶入基体时，并不是所有的价电子都成为自由电子，有很大一部分电子与原来的原子仍保持结合状态。另一方面，在位错的应力场中，电子分布也要变化，于是出现了负离子与位错引起的电场之间的相互作用。（d）几何交互作用：位错与溶质原子之间的交互作用同溶质原子分布的几何位置有关，故称为几何交互作用。对溶质原子B和溶剂原子A组成的固溶体，溶质原子B分布的几何位置有三种可能性：1)随机分布：溶剂原子A和溶质原子B在点阵中所占的位置是任意的；2)有序分布：在每个A原子周围，B原子按一定规则分布；3)偏聚分布：同类原子聚集在一起成群分布。短程有序分布：它可有效的阻碍位错运动而引起强化。当位错滑移通过短程有序区时，由于异类原子对数目的改变，会破坏短程有序，使系统的能量升高，故需外力附加做功，从而使强度升高。长程有序分布：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(AntiphaseDomainBoundary)。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。固溶强化；机理：一是溶质原子的溶入，使固溶体的晶格发生畸变，对滑移面上运动的位错有阻碍作用；二是位错线上偏聚的溶质原子形成的柯氏气团对位错起钉扎作用，增加了位错运动的阻力；三是溶质原子在层错区的偏聚阻碍扩展位错的运动。所有阻止位错运动，增加位错移动阻力的因素都可使强度提高。第二相强化；机理：第二相粒子可以有效地阻碍位错运动，运动着的位错遇到滑移面上的第二相时，或切过，绕过，这样的滑移变形才能继续进行。这一过程要消耗额外的能量，需要提高外加应力，所以造成强化。第二相与位错间相互作用，阻碍位错运动，提高了合金的变形抗力。通常将第二相粒子强化分为沉淀强化(PrecipitationStrengthening)与弥散强化(DispersionStrengthening)两类。但就障碍机制而定，趋向于以粒子本身的变形特性作为区分第二相强化机制的出发点。对可变形粒子，粒子的性能是影响强化效果的关键，而粒子尺寸的影响较小。对不可变形粒子，强化效果主要取决于粒子尺寸及弥散度，而与粒子本身性能无关。（a）可变性粒子强化：当第二相粒子为可变形微粒时，位错将切过粒子使之随同基体一起变形，在这种情况下，强化作用主要决定于粒子本身的性质，以及与基体的联系，其强化机制非常复杂，且因合金而异，其主要作用如下：1）位错切过粒子时，粒子产生宽度为b的表面台阶，由于出现了新的表面积，使总的界面能升高。2）当粒子是有序结构时，则位错切过粒子时会打乱滑移面上下的有序排列，产生反相畴界，引起能量的升高。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，故当位错切过粒子时必然在其滑移面上引起原子的错排，需要额外做功，给位错运动带来困难。4）由于粒子与基体的比体积差别，而且沉淀粒子与母相之间保持共格(Coherent)或半共格结合，故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，对位错运动有阻碍。5）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一割阶，割阶存在会阻碍整个位错线的运动。6）由于粒子的层错能与基体不同，当扩展位错通过后，其宽度会发生变化，引起能量升高。（b）不可变性粒子强化：工程上重要的合金，第二相质点的含量并不大，但却极弥散地分布在基体上，在很多情况下，这些第二相是中间相，具有比基体大得多的硬度，利用热处理方法可有效地控制第二相的大小和分布。当质点间距l<位错线曲率半径r时，位错的弯曲不能像应力场变化那样急剧，表现出一定的“软”性，位错线两边的应力场会部分地互相抵消，得不到最大强化。即质点非常弥散时，位错线只能跨过它们，如图（a）。当l=r时，位错线所能达到的曲率，恰好与质点间距相等。位错所遇到的阻碍等于它所面临的质点应力场的作用的算术和，因而合金得到最大强化。这时l=l临界，约20-100原子间距，如图（b）。若l再增大，位错线足够“柔软”，绕过质点所需的应力却要降低，所以开始软化，如图（c）。位错绕过第二相质点时，要在质点周围留下一个位错环，使质点有效尺寸增加，而质点间距减小，于是引起变形应力增大，其结果是使得在有弥散相质点的合金中加工硬化速度更快。4，细晶强化；机理：晶界是位错运动过程中的障碍。晶界增多，对位错运动的障碍作用增强，致使位错在晶界处塞积（即位错密度增加），金属的强度增加；在单个晶粒内部，塞积的位错群的长度减小，应力集中较小，不足于使位错源开动，必须增加外力。多数晶体物质是由许多晶粒所组成，属于同一固相但位向不同的晶粒之间的界面称为晶界，它是一种内界面；而每个晶粒有时又由若干个位向稍有