晶体生长与晶体缺陷课件.ppt

1、第章晶体生长与晶体缺陷defects introduction and manipulation l晶体是如何长大形成的？晶体是如何长大形成的？金属最初加工常是金属最初加工常是熔炼熔炼后使其后使其凝固为铸锭凝固为铸锭。其其组织及性能组织及性能与与凝固过程凝固过程有关。有关。l实际晶体中存在各种缺实际晶体中存在各种缺陷，对许多物理、化学性陷，对许多物理、化学性能有重要影响。能有重要影响。第五章第五章 晶体生长与晶体缺陷晶体生长与晶体缺陷食盐食盐(NaCl)CompositionBondingCrystal structureThermalmechanical processingMicrostr

2、ucture性能性能锇锇l凝固过程：凝固过程：晶体形核长大晶体形核长大凝固的热力学条件凝固的热力学条件均匀形核均匀形核:热力学和动力学条件热力学和动力学条件非均匀形核过程非均匀形核过程晶体的长大：均匀和非均匀长大机制晶体的长大：均匀和非均匀长大机制枝晶成长枝晶成长铸锭组织铸锭组织单晶体以及金属玻璃（非晶态合金）单晶体以及金属玻璃（非晶态合金）晶体缺陷晶体缺陷点缺陷点缺陷：Frenkel和和Schottky缺陷缺陷线缺陷线缺陷：刃型、螺型和混合型位错：刃型、螺型和混合型位错面缺陷面缺陷：晶界和相界：晶界和相界5.1 液体的性质和结构液体的性质和结构金属金属l金属熔化时性质的变化要比金属熔化时性质

3、的变化要比蒸发时小得多，蒸发时小得多，l液态金属的性质很接近固态液态金属的性质很接近固态时的性质。时的性质。l金属液体和固体特性的比较金属液体和固体特性的比较固固气气液液凝固凝固熔化熔化汽化汽化凝结凝结凝固凝固升华升华固体固体液体液体原子排列原子排列致密而规则致密而规则比较致密，不如固体规则比较致密，不如固体规则结构结构一般晶体一般晶体 长程有序长程有序存在短程有序原子团，但相邻存在短程有序原子团，但相邻液体结构在局部与固态相近液体结构在局部与固态相近(XRD),配为数比固态约少配为数比固态约少10%密度密度高于液态高于液态(Ga和和Bi例外例外)低于固态低于固态Ge与与Si液态密度反而液态密

4、度反而高于固态高于固态l液体中原子团簇（液体中原子团簇（atom cluster）按热力学，一定温度下原子团簇的相对数目为：按热力学，一定温度下原子团簇的相对数目为：n为单位体积原子数；为单位体积原子数；ni为单位体积含为单位体积含i 个原子的原子团簇数目；个原子的原子团簇数目；G为原子团簇与相同数目的单个原子的自由能差。为原子团簇与相同数目的单个原子的自由能差。l接近接近Tm，1 cm3液体内，液体内，1个原子团簇含原子数小于数百个。个原子团簇含原子数小于数百个。(1)固、液相的摩尔自由能差，固、液相的摩尔自由能差，在在Tm为零，为零，Tm为负，为负，Tm为正；为正；(2)固与液相间的界面固

5、与液相间的界面能，永远为正值。能，永远为正值。V 为原子团簇的体积；为原子团簇的体积；A 为表面积；为表面积；GV为固、液相的摩尔为固、液相的摩尔自由能差；自由能差；VS为固相的摩尔体积为固相的摩尔体积,为单位面积界面能。为单位面积界面能。凝固凝固是晶体相变的一种。是晶体相变的一种。决定相变发生的两个条件决定相变发生的两个条件:l热力学条件（相变能否发生）；热力学条件（相变能否发生）；l动力学条件（相变速率能否足够快）。动力学条件（相变速率能否足够快）。在恒压下，热力学可知：在恒压下，热力学可知：G 为为Gibbs 自由能；自由能；T 为热力学温为热力学温度；度；p 为压力；为压力；S 为熵。

6、为熵。5.2 凝固的热力学条件凝固的热力学条件GSGLS稳定稳定GLGSL稳定稳定理论凝固温度理论凝固温度STGpS0，T S GTmTn纯金属冷却曲线纯金属冷却曲线TTm 保持亚保持亚稳态不凝固稳态不凝固过冷度过冷度只有引起只有引起系统自由能降低系统自由能降低的过程才能的过程才能自发地自发地进行（热力学第二进行（热力学第二定律），液相才有可能进行凝固。定律），液相才有可能进行凝固。lT愈大愈大,GS与与GL差愈大差愈大,凝固凝固倾向就愈大。倾向就愈大。lGS-GL是系统凝固的热力学驱动力。是系统凝固的热力学驱动力。l过冷是凝固的热力学条件。过冷是凝固的热力学条件。l温度温度T 时，时，GV=

7、GS-GL=HS-TSS-HL-TSL=H-TS lT=TM时，时，GV=0，S=H/TMT TM，若，若T变化不大，近似认为变化不大，近似认为凝固时凝固时H与与S均与温度无关均与温度无关HM为凝固潜热，0，单位J/mol在实际中可以看到在实际中可以看到液相冷却到液相冷却到Tm以下还保持其亚稳态而不凝固以下还保持其亚稳态而不凝固，这一现象叫做这一现象叫做过冷过冷。时间时间 T Gl过冷度越大过冷度越大,凝固的驱动力越大凝固的驱动力越大Volkmann等人将熔化金属放在粘滞的玻璃中,利用熔融玻璃净化技术使大块金属获得大T,Co-Pd合金T达到0.相邻晶粒的取向差小于1015，晶粒内亚晶粒之间的取

8、向差一般不超过3,因此亚晶界都是小角度晶界。当液态金属浇入温度远低于其熔点的铸模时，与模壁接触的一层液体的温度迅速低到熔点以下，因而可以大量地形核，并长大成为表层的细晶粒区。ASC为球冠底面积：ASC=(rsin)2S0，T S GVolkmann等人将熔化金属放在粘滞的玻璃中,利用熔融玻璃净化技术使大块金属获得大T,Co-Pd合金T达到0.热力学条件（相变能否发生）；液体中原子团簇（atom cluster）分别为长度和点阵常数的变化均匀形核:热力学和动力学条件两相的点阵常数差别较大，界面难保持完全的共格,两侧的晶面不能一一对应,于是界面上便形成了一组刃型位错来弥补原子间距的差别，使界面的弹

9、性应变能降低，并使共格性得以尽量维持。对于金属DL/DLM1,B1约为1033cm-3s-1早期认为不可能有均匀形核陶瓷晶体一般比较复杂，特别是能形成三维网络的SiO2。T较大，DL/DLM将起主导作用。GV为固、液相的摩尔自由能差；B1与临界晶核尺寸、界面能及ns 有关；在恒压下，热力学可知：在目前可以达到的冷却速率条件下，没有一个纯金属能成为玻璃。Turnbull等人,将10m微滴(Cu和Ni等)彼此分离悬浮在其他液体中,1cm3约含20亿微滴,减少杂质排除其对形核影响。凝固过程：凝固过程：l20 世纪初用显微镜观察晶体的形核及长大过程，认为所世纪初用显微镜观察晶体的形核及长大过程，认为所

10、见晶核由该物质本身的分子所组成。见晶核由该物质本身的分子所组成。通常的形核过程几乎都是非均匀形核。通常的形核过程几乎都是非均匀形核。5.3 形核过程形核过程局部出项固相晶核局部出项固相晶核逐渐长大逐渐长大液相最后消失液相最后消失常依附于常依附于不均匀处不均匀处形核形核晶体生长大致有形核晶体生长大致有形核长大长大完成三过程。完成三过程。形核分两大类：形核分两大类：l均匀形核均匀形核理想均匀系统中由物质分子形核过程。理想均匀系统中由物质分子形核过程。l非均匀形核非均匀形核物质中杂质、其它不均匀性引起的形核过程。物质中杂质、其它不均匀性引起的形核过程。1.均匀形核均匀形核(Homogeneous N

11、ucleation)热力学条件热力学条件l过冷的原子团簇称为晶胚（过冷的原子团簇称为晶胚（Nucleus）晶胚为球形晶胚为球形lG取极值，取极值，r=r*，临界晶核临界晶核Critical Nucleusr r*，界面能占优，晶胚不稳定。，界面能占优，晶胚不稳定。r r*，r 稍微增大，稍微增大，G显著降低。显著降低。只要只要rr*，晶胚就能稳定地发展成固相晶核。，晶胚就能稳定地发展成固相晶核。对半径为对半径为r的晶胚，其固的晶胚，其固-液相自由能液相自由能G为：为：过冷度过冷度T一定，一定，G仅是晶胚仅是晶胚r的函数。的函数。体自由能项体自由能项 界面能项界面能项均匀形核动力学条件均匀形核动

12、力学条件l形核功：形成临界晶核所需克服的能垒，形核功：形成临界晶核所需克服的能垒，由系统能量起伏提供。由系统能量起伏提供。晶胚出现的几率晶胚出现的几率T小，小，r*很大，要求大很大，要求大G*。能量起伏愈大出现的几率。能量起伏愈大出现的几率愈小，虽凝固热力学条件已具备，但形核可能性仍很小。愈小，虽凝固热力学条件已具备，但形核可能性仍很小。T增大，增大，r*显著减小，要求显著减小，要求G*减小，晶胚出现的几率减小，晶胚出现的几率就大得多。就大得多。动力学条件动力学条件:是否有足够数量的晶胚达到临界尺寸，使凝固过程以是否有足够数量的晶胚达到临界尺寸，使凝固过程以有效的速率进行。有效的速率进行。铜的

13、铜的r*与与T的关系的关系界面能可由均匀形核试验得出的过冷界面能可由均匀形核试验得出的过冷度计算度计算T,r*2*2SMSVVTVrGHT G=(4/3)(HT/TMVS)r3+4r222223*34316）（）（rTHVTSMG=l/3临界晶核界面能临界晶核界面能均匀形核的形核率均匀形核的形核率l形核率定义为单位时间单位体积内形成的核心数目。形核率定义为单位时间单位体积内形成的核心数目。系统能量涨落系统能量涨落原子扩散能力原子扩散能力B1与临界晶核尺寸及界面能有关与临界晶核尺寸及界面能有关DL、DLM分别为液相在分别为液相在T、TM的扩散系数的扩散系数对于金属对于金属DL/DLM1,B1约为

14、约为1033cm-3s-1对于观测出的形核率，计算对于观测出的形核率，计算T时，时，Bl影响极小。影响极小。金属的均匀形核特征可用金属的均匀形核特征可用Tc或形或形核温度核温度T(T=TM-Tc）表征。）表征。TTc，I值非常小、难以测出；值非常小、难以测出；T Tc，I值又急剧增加，以致于不值又急剧增加，以致于不能用实验的方法测定。能用实验的方法测定。l玻璃和聚合物的形核率玻璃和聚合物的形核率液相的扩散系数随着液相的扩散系数随着T增加而显著减小；增加而显著减小；T较大，较大，DL/DLM将起主导作用。将起主导作用。l随着过冷度由零逐渐增大，随着过冷度由零逐渐增大，形核率由零逐渐增大，到了形核

15、率由零逐渐增大，到了某一过冷度时达到最大值，某一过冷度时达到最大值，然后由于扩散系数然后由于扩散系数DL显著显著减小，形核率开始减小，一减小，形核率开始减小，一直到零。直到零。2.均匀形核实验研究进展均匀形核实验研究进展l早期认为不可能有均匀形核早期认为不可能有均匀形核排除杂质排除杂质20世纪世纪50年代初年代初Turnbull等人等人,将将10m微滴微滴(Cu和和Ni等等)彼此分离悬浮在其彼此分离悬浮在其他液体中他液体中,1cm3约含约含20亿微滴亿微滴,减少杂质排除其对形核影响。减少杂质排除其对形核影响。微滴形核所需微滴形核所需T比通常大块金属大得多比通常大块金属大得多,约约0.180.2

16、TM20世纪世纪60年代初年代初Volkmann等人将熔化金属放在粘滞的玻璃中等人将熔化金属放在粘滞的玻璃中,利用熔融玻璃利用熔融玻璃净化技术使大块金属获得大净化技术使大块金属获得大T,Co-Pd合金合金T达到达到0.3Tm。近近20年来年来Perepezko等将微滴技术做了改进等将微滴技术做了改进,T提高了提高了1倍。认倍。认为为TC应由应由0.2Tm提高到提高到0.33Tm左右。左右。3.非均匀形核过程非均匀形核过程LS，液相与晶胚间单位面积界面能，液相与晶胚间单位面积界面能LC，液相与基底间单位面积界面能，液相与基底间单位面积界面能SC，晶胚与基底间单位面积界面能，晶胚与基底间单位面积界

17、面能在晶胚、液相和基底交界处，表面张力的平衡条件为在晶胚、液相和基底交界处，表面张力的平衡条件为LC=SC+LScos 晶胚晶胚S附于基底附于基底C上后，系统自由能的总变化为：上后，系统自由能的总变化为：LCSCSCSCLSLSSVAAAAAVGVG)(式中：非 V为球冠体积：为球冠体积：V=(r3/3)(2-3cos+3cos3)ALS为球冠表面积：为球冠表面积：ALS=2 r2(1-cos)ASC为球冠底面积：为球冠底面积：ASC=(rsin)2 ）（32coscos32LSrAVSVGGAV 非系统自由能的总变化系统自由能的总变化32323coscos3VLSSrGrV（）（）=取极值取

18、极值20*L SMSd GTVrd rHT 非，有：对比均匀形核对比均匀形核）（非fGGG*3*4coscos32*r*=-2VsGV=-2TMVsHTl r*与与 在数值上相同，但非均匀晶核为球体的一部分，所含原在数值上相同，但非均匀晶核为球体的一部分，所含原子数少得多子数少得多.*非r=0，G*非非=0，已是一个晶核；，已是一个晶核；0180，f()l，G非非*G*，所需克服的能垒小于均匀形核。，所需克服的能垒小于均匀形核。愈小，愈小，G*非非愈小。愈小。=180，G*非非=G*，相当于均匀，相当于均匀形核，形核，SC很大，液相无法依附于表面。很大，液相无法依附于表面。3.非均匀形核过程非

19、均匀形核过程非均匀形核的形核率非均匀形核的形核率B1 与临界晶核尺寸、界面能及与临界晶核尺寸、界面能及ns 有关；有关；ns 为单位体积液相中基底表面原子数。为单位体积液相中基底表面原子数。B1与与B1 相差相差ns /nsDL、DLM分别为液相在分别为液相在T、TM的扩散系数的扩散系数对于金属对于金属DL/DLM1,B1约为约为1033cm-3s-1对比对比均匀均匀形核形核形核功减小，与接触角形核功减小，与接触角有关。有关。形核率与形核率与ns成正比，与成正比，与表面积成正比。表面积成正比。金属中含有不同的形核剂金属中含有不同的形核剂晶粒细化剂晶粒细化剂l细晶粒组织具有更高综合力学性能，常在

20、金属中或模细晶粒组织具有更高综合力学性能，常在金属中或模壁上加促进非均匀形核物质（晶粒细化剂或形核剂）。壁上加促进非均匀形核物质（晶粒细化剂或形核剂）。l晶粒细化剂特性晶粒细化剂特性使接触角使接触角减小。（点阵错配度和化学亲和力）减小。（点阵错配度和化学亲和力）具有最大表面积和最佳的表面特性。（比较粗糙或有凹坑）具有最大表面积和最佳的表面特性。（比较粗糙或有凹坑）l工业合金的晶粒细化剂工业合金的晶粒细化剂可使非均匀形核所需的可使非均匀形核所需的TC只有只有0.1反复试验的结果，还不能根据形核剂特性（化学、结反复试验的结果，还不能根据形核剂特性（化学、结构和外形等）预测其形核能力。构和外形等）预

21、测其形核能力。熔化熵S/k或H/kTM形核功减小，与接触角有关。T GT增大，r*显著减小，要求G*减小，晶胚出现的几率就大得多。比较致密，不如固体规则一定数量的空位可以使晶体处于平衡状态，因此这是热力学平衡缺陷，这个特点正是点缺陷与其它缺陷的重大区别。金属晶体长大速率很高，铸件的凝固速率取决于系统的散热速率。GV为固、液相的摩尔自由能差；另一部分是原子离开平衡位置引起的应变能。纯铜H=1628J/cm3，比热容4.defects introduction and manipulation在实际中可以看到液相冷却到Tm以下还保持其亚稳态而不凝固，这一现象叫做过冷。T愈大,GS与GL差愈大,凝固

22、倾向就愈大。动态过冷度（TK）：晶核长大所必需的界面过冷度。对于金属DL/DLM1,B1约为1033cm-3s-1T=TM时，GV=0，S=H/TMT10时，D只有56个原子间距，此时由于位错的密度太大，每个位错已失去独立的特性;小角度晶界的模型就不适用了。熔化熵S/k或H/kTMGV为固、液相的摩尔自由能差；在制备单晶体时，凝固必须只围绕一个晶核进行，不能再产生由其它晶核长出的晶体。一定数量的空位可以使晶体处于平衡状态，因此这是热力学平衡缺陷，这个特点正是点缺陷与其它缺陷的重大区别。液相原子叠放在台阶和折接处，释放熔化潜热，降低能量。国际标准化组织(简称ISO)制定的晶粒度国际标准(ISO

23、643-1983)所用的基本方程为空位的产生主要靠原子跳到界面或位错等缺陷处，因此这些缺陷是产生空位的源泉。ASC为球冠底面积：ASC=(rsin)2金属晶体长大速率很高，铸件的凝固速率取决于系统的散热速率。H/kTM很高，既有小平面界面长大又有竞争性形核；第章晶体生长与晶体缺陷柱状晶粒的宽度通常比细晶粒区的晶粒大510倍。柱状晶粒的宽度通常比细晶粒区的晶粒大510倍。defects introduction and manipulation液相原子叠放在台阶和折接处，释放熔化潜热，降低能量。刃型位错和螺型位错都是位错的特殊形式，晶体中的大部分位错是混合型的，既有刃型位错分量，也有螺型位错分量

24、。GV为固、液相的摩尔自由能差；实验结果表明，在充分退火的金属中，位错密度一般为106108cm/cm3;而在经过剧烈冷变形的金属中，位错密度可高达10101012cm/cm3。其组织及性能与凝固过程有关。(1)固、液相的摩尔自由能差，在Tm为零，Tm为负，Tm为正；经场离子显微镜直接观察表明，晶界的厚度只有34个原子间距，其结构和性质受两侧晶粒取向差的影响很大。空位的产生主要靠原子跳到界面或位错等缺陷处，因此这些缺陷是产生空位的源泉。T小，r*很大，要求大G*。=180，G*非=G*，相当于均匀形核，SC很大，液相无法依附于表面。G取极值，r=r*，临界晶核Critical Nucleus第

25、五章 晶体生长与晶体缺陷上比较光滑，又称小平面界面。（点阵错配度和化学亲和力）另一部分是原子离开平衡位置引起的应变能。纯铜H=1628J/cm3，比热容4.为保持界面的共格，除了两相之间应具有特殊的取向关系外，界面周围的原子还必须产生一定的弹性畸变。T升高到Tm，枝晶停止生长。热力学条件（相变能否发生）；(l)难得会有简单的基元;(2)已有链段重排，只能通过缓慢扩散完成。界面能一般可分为两部分:金属晶体长大速率很高，铸件的凝固速率取决于系统的散热速率。纯铜H=1628J/cm3，比热容4.存在短程有序原子团，但相邻液体结构在局部与固态相近(XRD),配为数比固态约少10%在目前可以达到的冷却速

26、率条件下，没有一个纯金属能成为玻璃。在目前可以达到的冷却速率条件下，没有一个纯金属能成为玻璃。l如果液体是由尺寸相差很大的两个或更多金属组成的合金时，结如果液体是由尺寸相差很大的两个或更多金属组成的合金时，结晶过程就比较困难，如果将液体急冷，可阻止结晶。晶过程就比较困难，如果将液体急冷，可阻止结晶。l模冷技术模冷技术是常见的一种急冷技术，它的特点是使熔体流与旋转或是常见的一种急冷技术，它的特点是使熔体流与旋转或固定的、导热良好的金属冷模迅速接触而冷却凝固。固定的、导热良好的金属冷模迅速接触而冷却凝固。l获得金属玻璃的另一个方法是获得金属玻璃的另一个方法是真空沉积。真空沉积。在冷却到约在冷却到约

27、80K的基础上。的基础上。纯金属在这种条件下仍然会结晶，但是适当的合金确实可形成玻璃，纯金属在这种条件下仍然会结晶，但是适当的合金确实可形成玻璃，有些到了室温仍然稳定。有些到了室温仍然稳定。如银、铜各占一半的合金从液态慢冷下来，将会形成两个晶态相。如银、铜各占一半的合金从液态慢冷下来，将会形成两个晶态相。如果将同一合金进行真空沉积，就会形成一种如果将同一合金进行真空沉积，就会形成一种亚稳态金属玻璃亚稳态金属玻璃。金属玻璃金属玻璃5.8 点缺陷点缺陷两种简单的点缺陷：两种简单的点缺陷：在原子应该占据的位置在原子应该占据的位置出现空缺，称出现空缺，称Schottky缺缺陷陷;晶体中的原子跳入正常晶

28、体中的原子跳入正常结构的间隙，同时也产生结构的间隙，同时也产生了一个空位，这种缺陷又了一个空位，这种缺陷又称称Frenkel缺陷缺陷。l点缺陷又称零维缺陷，这种缺陷在三维方向的尺寸都很小，约点缺陷又称零维缺陷，这种缺陷在三维方向的尺寸都很小，约为几个原子间距。为几个原子间距。l点缺陷的类型：金属中常见的基本点缺陷有：空位、间隙原点缺陷的类型：金属中常见的基本点缺陷有：空位、间隙原子和置换原子。子和置换原子。点缺陷的类型点缺陷的类型l固溶体中置换溶质原子或间隙溶质原子造固溶体中置换溶质原子或间隙溶质原子造成的点阵畸变也属于点缺陷。成的点阵畸变也属于点缺陷。l 空位可通过与其邻居交换位置而移动，这

29、对于原子在固态空位可通过与其邻居交换位置而移动，这对于原子在固态(特特别是在较高温度、原子的能动性较大时别是在较高温度、原子的能动性较大时)的扩散是重要的。的扩散是重要的。l空位的存在使其周围原子间的作用力失去平衡，向空位偏移，空位的存在使其周围原子间的作用力失去平衡，向空位偏移，并在空位周围形成了拉应力场，引起了点阵畸变。点阵畸变使并在空位周围形成了拉应力场，引起了点阵畸变。点阵畸变使晶体的内能升高，但同时也使晶体结构的混乱程度增加，即熵晶体的内能升高，但同时也使晶体结构的混乱程度增加，即熵值增大。值增大。l一定数量的空位可以使晶体处于平衡状态，一定数量的空位可以使晶体处于平衡状态，因此这是

30、热力学因此这是热力学平衡缺陷，这个特点正是平衡缺陷，这个特点正是点缺陷与其它缺陷的重大区别点缺陷与其它缺陷的重大区别。l由热力学的亥姆霍兹自由能公式由热力学的亥姆霍兹自由能公式F=U-TS，一定数量的空位可，一定数量的空位可能会使晶体的自由能降低，于是在能会使晶体的自由能降低，于是在0K以上的任何温度，都有一以上的任何温度，都有一个对应于自由能最小的空位浓度，又称作空位的平衡浓度。个对应于自由能最小的空位浓度，又称作空位的平衡浓度。空位的平衡浓度空位的平衡浓度l空位的平衡浓度空位的平衡浓度l空位的平衡浓度与温度和形成能之间成指数关系。空位的平衡浓度与温度和形成能之间成指数关系。可以通过测定某些

31、物理性能的变化得出空位浓度：可以通过测定某些物理性能的变化得出空位浓度：分别为长度和点阵常数的变化分别为长度和点阵常数的变化l 空位的产生空位的产生主要靠原子跳到界面或位错等缺陷处主要靠原子跳到界面或位错等缺陷处，因此这，因此这些缺陷是产生空位的源泉。些缺陷是产生空位的源泉。l在晶体中引入更多空位的方法还有塑性变形、从较高温度快在晶体中引入更多空位的方法还有塑性变形、从较高温度快冷到较低温度以截留空位、高能粒子冷到较低温度以截留空位、高能粒子(如中子如中子)的轰击。的轰击。l空位对金属的性能和许多与扩散有关的过程起重要的作用。空位对金属的性能和许多与扩散有关的过程起重要的作用。5.9 线缺陷线

32、缺陷(位错位错)晶体中的线缺陷又称一维缺陷，在一个方向上的尺寸很大，另晶体中的线缺陷又称一维缺陷，在一个方向上的尺寸很大，另外两个方向上的尺寸很小。外两个方向上的尺寸很小。线缺陷的具体形式就是各种类型的线缺陷的具体形式就是各种类型的位错位错。位错对晶体生长、塑性变形和断裂、强度和塑性、扩散和相变位错对晶体生长、塑性变形和断裂、强度和塑性、扩散和相变以及许多其它物理、化学性质都有重要的影响。以及许多其它物理、化学性质都有重要的影响。1.刃型位错刃型位错根据几何结构的不同，位错分为刃型位错和螺型位错根据几何结构的不同，位错分为刃型位错和螺型位错.l多余半原子面多余半原子面l点阵畸变点阵畸变点阵严重

33、畸变区称为点阵严重畸变区称为位错的核心位错的核心。l正刃型位错正刃型位错l负刃型位错负刃型位错2.螺型位错螺型位错l螺型位错螺型位错:位错线周围的原子是按螺旋形错排的。位错线周围的原子是按螺旋形错排的。l螺型位错线总是直线。螺型位错线总是直线。l由于螺型位错没有多余的半原子面，所以只产生剪切畸变，由于螺型位错没有多余的半原子面，所以只产生剪切畸变，不会引起体积的胀缩，离位错线越远畸变越小。不会引起体积的胀缩，离位错线越远畸变越小。螺型位错有左、右螺型位错有左、右之分，凡旋转与前进之分，凡旋转与前进方向符合右手螺旋定方向符合右手螺旋定则的，称为则的，称为右螺型位右螺型位错错;符合左手螺旋定则符合

34、左手螺旋定则的，称为的，称为左螺型位错。左螺型位错。l刃型位错和螺型位错都是位错的特殊形式，晶体中的大部分位刃型位错和螺型位错都是位错的特殊形式，晶体中的大部分位错是混合型的，既有刃型位错分量，也有螺型位错分量。错是混合型的，既有刃型位错分量，也有螺型位错分量。3.混合型位错混合型位错4.位错的密度与分布位错的密度与分布l晶体中位错的数量常用位错密度晶体中位错的数量常用位错密度LV表示，即单位体积中位错线的表示，即单位体积中位错线的长度长度:VT为测试体积，为测试体积，L为测试体积中位错线的为测试体积中位错线的总长度总长度l 实验结果表明，在充分退火的金属中，位错密度一般为实验结果表明，在充分

35、退火的金属中，位错密度一般为106108cm/cm3;而在经过剧烈冷变形的金属中，位错密度可高达而在经过剧烈冷变形的金属中，位错密度可高达10101012cm/cm3。l位错在晶体中的分布形式很多。三维网络，平面网络，或者垂位错在晶体中的分布形式很多。三维网络，平面网络，或者垂直排列成小角度晶界。直排列成小角度晶界。5.l0 面缺陷面缺陷(界面界面)l晶体中的面缺陷又称二维缺陷晶体中的面缺陷又称二维缺陷面缺陷的具体形式就是各种界面，常见的有面缺陷的具体形式就是各种界面，常见的有晶界和相界。晶界和相界。1.晶界晶界u晶界是取向不同的晶粒之间的界面，是一个原子错排的过渡晶界是取向不同的晶粒之间的界

36、面，是一个原子错排的过渡地区。地区。u经场离子显微镜直接观察表明，晶界的厚度只有经场离子显微镜直接观察表明，晶界的厚度只有34个原子个原子间距，其结构和性质受两侧晶粒取向差的影响很大。间距，其结构和性质受两侧晶粒取向差的影响很大。u根据取向差的不同，晶界可以分为根据取向差的不同，晶界可以分为小角度晶界和大角度晶界小角度晶界和大角度晶界两大类。两大类。(1)小角度晶界小角度晶界l相邻晶粒的取向差小于相邻晶粒的取向差小于1015，晶粒内亚晶粒之间，晶粒内亚晶粒之间的取向差一般不超过的取向差一般不超过3,因此亚晶界都是小角度晶界。因此亚晶界都是小角度晶界。l对称倾转晶界对称倾转晶界是最简单的一种小角

37、度晶界是最简单的一种小角度晶界.l由于转轴就在晶粒之间的界面上，由于转轴就在晶粒之间的界面上，而且两个晶粒的取向完全对称，因而且两个晶粒的取向完全对称，因此称为对称倾转晶界。此称为对称倾转晶界。l界面上的位错间距界面上的位错间距D，取向差，取向差角角和柏氏矢量和柏氏矢量b之间的关系：之间的关系：随着取向差随着取向差的增大，位错间距的增大，位错间距D要减要减小小;当当 10时，时，D只有只有56个原子间距，个原子间距，此时由于位错的密度太大，每个位错此时由于位错的密度太大，每个位错已失去独立的特性已失去独立的特性;小角度晶界的模小角度晶界的模型就不适用了。型就不适用了。实际金属中的大多数晶界都是

38、大角度晶界实际金属中的大多数晶界都是大角度晶界(约为约为30 40 左右左右)。l(2)大角度晶界大角度晶界l 当晶界上包含的重合位置越多时，当晶界上包含的重合位置越多时，两个晶粒在界面上配合得越好，两个晶粒在界面上配合得越好，即界面上的点阵畸变越小，界面即界面上的点阵畸变越小，界面能就越低。因此在大角度界面上，能就越低。因此在大角度界面上，既有不属于任一晶粒的原子，也既有不属于任一晶粒的原子，也有同时属于两个晶粒的原子。有同时属于两个晶粒的原子。2.晶粒度测定晶粒度测定l晶粒度是晶粒大小的量度。晶粒度是晶粒大小的量度。l在在较低温度较低温度时晶界能限制位错在应力作用下的运动，因此时晶界能限制

39、位错在应力作用下的运动，因此晶界晶界起强化金属的作用起强化金属的作用。在较高温度下，会发生晶界滑动，这时晶界。在较高温度下，会发生晶界滑动，这时晶界就成为多晶体金属的薄弱区域。就成为多晶体金属的薄弱区域。通常都采用通常都采用美国试验及材料学会美国试验及材料学会(简称简称ASTM)提出的晶粒级别提出的晶粒级别(或晶粒度号数或晶粒度号数)来量度晶粒大小，所用的基本方程为来量度晶粒大小，所用的基本方程为:国际标准化组织国际标准化组织(简称简称ISO)制定的晶粒度国际标准制定的晶粒度国际标准(ISO 643-1983)所用的基本方程为所用的基本方程为n为为100倍时倍时1ft2(645.16 mm2)

40、内的晶粒数、内的晶粒数、G为晶粒度号数。为晶粒度号数。m为为1倍时倍时1mm2内的晶粒数，内的晶粒数，G为晶粒度号数。为晶粒度号数。3.相界相界由于合金中各种相的成分、晶体结构或点阵常数不同，相界面的由于合金中各种相的成分、晶体结构或点阵常数不同，相界面的结构也不尽相同。根据原子在相界面上排列的特点，可以把相界结构也不尽相同。根据原子在相界面上排列的特点，可以把相界面分为三类面分为三类:(1)共格界面共格界面(2)半共格界面半共格界面(3)非共格界面非共格界面l界面的原子同时位于相邻两相晶体结构的阵点上界面的原子同时位于相邻两相晶体结构的阵点上,为两相所共有。为两相所共有。l为保持界面的共格，

41、除了两相之间应具有特殊的取向关系外，为保持界面的共格，除了两相之间应具有特殊的取向关系外，界面周围的原子还必须产生一定的弹性畸变。界面周围的原子还必须产生一定的弹性畸变。(1)共格界面共格界面两相的点阵常数差别较大，界面难保持完全两相的点阵常数差别较大，界面难保持完全的共格的共格,两侧的晶面不能一一对应两侧的晶面不能一一对应,于是界面于是界面上便形成了一组上便形成了一组刃型位错刃型位错来弥补原子间距的来弥补原子间距的差别，使界面的弹性应变能降低，并使共格差别，使界面的弹性应变能降低，并使共格性得以尽量维持。性得以尽量维持。由于这种界面是由共格区和非共格区相间组由于这种界面是由共格区和非共格区相

42、间组成的，因此称成的，因此称半共格界面或部分共格界面。半共格界面或部分共格界面。(2)半共格界面半共格界面半共格相界面处原子的半共格相界面处原子的错配度错配度可表示为可表示为分别为两相的点阵常数分别为两相的点阵常数半共格界面上的半共格界面上的位错间距位错间距D:l当当很小、很小、D很大时，相界面实际上可以认为是完全共格的很大时，相界面实际上可以认为是完全共格的;但是当但是当很大、很大、D很小时，位错结构就失去了物理意义，此时很小时，位错结构就失去了物理意义，此时两相之间将形成非共格界面。两相之间将形成非共格界面。(3)非共格界面非共格界面完全没有共格关系的界面，完全没有共格关系的界面，是原子不

43、规则排列的过渡是原子不规则排列的过渡层。层。ni为单位体积含i 个原子的原子团簇数目；(1)固、液相的摩尔自由能差，在Tm为零，Tm为负，Tm为正；过冷的原子团簇称为晶胚（Nucleus）晶体生长大致有形核长大完成三过程。TTm 保持亚稳态不凝固对半径为r的晶胚，其固-液相自由能G为：过冷是凝固的热力学条件。晶粒度是晶粒大小的量度。H/kTM很高，既有小平面界面长大又有竞争性形核；熔化熵S/k或H/kTM（点阵错配度和化学亲和力）为保持界面的共格，除了两相之间应具有特殊的取向关系外，界面周围的原子还必须产生一定的弹性畸变。第五章 晶体生长与晶体缺陷空位的产生主要靠原子跳到界面或位错等缺陷处，因

44、此这些缺陷是产生空位的源泉。Volkmann等人将熔化金属放在粘滞的玻璃中,利用熔融玻璃净化技术使大块金属获得大T,Co-Pd合金T达到0.界面能一般可分为两部分:Volkmann等人将熔化金属放在粘滞的玻璃中,利用熔融玻璃净化技术使大块金属获得大T,Co-Pd合金T达到0.国际标准化组织(简称ISO)制定的晶粒度国际标准(ISO 643-1983)所用的基本方程为晶体的长大：均匀和非均匀长大机制7 玻璃态与金属玻璃螺型位错:位错线周围的原子是按螺旋形错排的。动力学条件（相变速率能否足够快）。B1与B1 相差ns /ns空位的平衡浓度与温度和形成能之间成指数关系。通常把单位界面面积上的自由能增

45、量称为界面能。刃型位错和螺型位错都是位错的特殊形式，晶体中的大部分位错是混合型的，既有刃型位错分量，也有螺型位错分量。SC，晶胚与基底间单位面积界面能非共格界面界面能以化学键能为主。纯金属在这种条件下仍然会结晶，但是适当的合金确实可形成玻璃，有些到了室温仍然稳定。非均匀形核物质中杂质、其它不均匀性引起的形核过程。GV为固、液相的摩尔自由能差；V为球冠体积：V=(r3/3)(2-3cos+3cos3)金属晶体长大速率很高，铸件的凝固速率取决于系统的散热速率。ni为单位体积含i 个原子的原子团簇数目；过冷的原子团簇称为晶胚（Nucleus）通常把单位界面面积上的自由能增量称为界面能。国际标准化组织

46、(简称ISO)制定的晶粒度国际标准(ISO 643-1983)所用的基本方程为在较高温度下，会发生晶界滑动，这时晶界就成为多晶体金属的薄弱区域。空位的产生主要靠原子跳到界面或位错等缺陷处，因此这些缺陷是产生空位的源泉。16 mm2)内的晶粒数、G为晶粒度号数。两相的点阵常数差别较大，界面难保持完全的共格,两侧的晶面不能一一对应,于是界面上便形成了一组刃型位错来弥补原子间距的差别，使界面的弹性应变能降低，并使共格性得以尽量维持。陶瓷晶体一般比较复杂，特别是能形成三维网络的SiO2。晶粒度是晶粒大小的量度。4.界面的能量界面的能量l界面附近的晶体产生点阵畸变，界面的能量较高。通常把界面附近的晶体产

47、生点阵畸变，界面的能量较高。通常把单位界面面积上的自由能增量称为界面能单位界面面积上的自由能增量称为界面能。界面能一般可分为两部分界面能一般可分为两部分:l一部分是一部分是化学键能化学键能，由界面上原子间的结合键数目和强度，由界面上原子间的结合键数目和强度发生变化引起的发生变化引起的;l另一部分是原子离开平衡位置引起的应变能。不同结构的另一部分是原子离开平衡位置引起的应变能。不同结构的界面除界面能的大小不同外，两部分能量在界面能中所占的界面除界面能的大小不同外，两部分能量在界面能中所占的比例也不相同。比例也不相同。l在在共格界面共格界面周围，点阵产生畸变。界面能中以应变能为主。周围，点阵产生畸变。界面能中以应变能为主。l在在部分共格界面部分共格界面上，共格区的界面能也是以应变能为主上，共格区的界面能也是以应变能为主;而非共格区的位错处，由于化学键的数目和强度都发生了变而非共格区的位错处，由于化学键的数目和强度都发生了变化，界面能以化学键能为主。化，界面能以化学键能为主。l非共格界面非共格界面界面能以化学键能为主。界面能以化学键能为主。界面能的大小依共格、半共格、非共格界面的顺序递增界面能的大小依共格、半共格、非共格界面的顺序递增。