滑移(slip)

在切应力作用下，晶体的一部分沿一定的结晶学平面上的一定结晶学方向相对于晶体的另一部分进行移动，使晶面上的原子从一个稳定平衡位置移至另一个平衡位置的过程晶体的滑移过程如图1所示滑移是金属晶体塑性变形的主要方式在滑移过程中，晶体的位向不发生改变，已滑移和未滑移部分仍保持位向的一致；每次滑移量均为晶体在滑移方向上原子间距的整倍数，这个滑移量在应力去除后不能恢复。大量滑移的累积，构成晶体宏观的塑性变形晶体的滑移分单晶体滑移与多晶体滑移。

       单晶体滑移

单晶试棒经拉伸变形后如图2所示，试棒除变长外，在其抛光表面上可看到许多与拉仲方向呈45^。角的平行线条，这些线条称为滑移带在电子显微镜下观察，看出每个滑移带是由许多密集在一起的滑移线群组成的滑移线间距d约lOO个原子间距，而每条滑移线的滑移量s约为1000个原子的问距滑移线或滑移带之间的晶体层片则未发生变形，彼此间仅作了相对位移，如图3所示。

产生滑移的晶面和晶向分别称为滑移面和滑移方向。滑移面经常是原子最密排的面，滑移方向总是原子排列最密的方向一个滑移面和该面上一个可能的滑移方向合称为一个滑移系。统面心立方晶系金属有四个等效的{111}面，每个滑移面含三个不同的，可能滑移的方向〈1lO〉，所以有12个滑移系统，以(hkl)[UVW]-表示；密排六方晶系的金属含有(0001)[1120]三个滑移系统。

实验表明，当一定外力作用于晶体时，不是晶体中所有滑移系统都能开动，只有当外力在某个或某几个滑移系的分切应力τ达到一定数值τ_c后，这些滑移系才能开动。足以开动晶体滑移的最小分切应力τ_c，称为I临界分切应力。根据拉伸屈服应力和滑移系统相对于单晶体拉伸轴方位，可以测定临界分切应力值。对于常见的纯金属，它们大约为10^-4---10^-5G。晶体成分、温度和变形速度对临界分切应力有很大的影响。

面心立方晶系的晶体有12个滑移系统，它们的临界分切应力相同。因此，哪个分切应力最先达到临界值的滑移系统，滑移就首先在那个滑移系统上进行；但随着滑移过程的进行，晶体会受到附加力矩的作用，以致发生已滑移系统向施力轴方向的转动，使某些未滑移系统上的分切应力达到临界值，于是更多的滑移系统也参与滑移。这样，就会发生双滑移、三滑移、四滑移等等，总称多滑移。晶体在双滑移过程中，位向保持不变，这样的两个滑移系统称为共轭滑移系统，也称第一个滑移系统为主滑移系，第二个滑移系统为共轭滑移系统。实验结果表明，铝、铜等纯金属的双滑移是同时进行的，而某些合金如a黄铜滑移则是交替进行的。此外，对于一个与主滑移系统有相同的滑移方向、不同的滑移面的系统，如(111){101}称为交滑移系统。

纯金属晶体产生滑移时的临界分切应力值一般为1×10^-2--10²MPa。按完整晶体模型用静电理论计算所得τ_c值比实验值大几十甚至几百倍，这个矛盾揭示了晶体内部存在缺陷，促成了位错理论的出现与发展现已确认，晶体能在较低切应力作用下开始滑移是因为晶体的实际滑移过程并非滑移面两边所有原子同时移动，而是在局部地区(一部分原子群处)首先移动，然后扫过整个滑移面局部区域能首先移动，是该区存在着某种缺陷而引起了应力集中所致这样，虽整个滑移面上作用的应力比较低，但这种局部区域所承受的应力已达到足以引起滑移的数值这种晶体缺陷称为位错。位错是晶体中一条管状区域，在此区域内原子排列不规则，即形成了缺陷。由于此种“管道”直径很小(只有几个原子间距)，可将它看成一条线，故位错是一种线缺陷。假定滑移先从晶体局部地区开始在该局部区域滑移面两边的原子已发生了相对位移，而在位移线未扫过的地区滑移面两边原子尚未发生相对位移，因此，定义位错是晶体中已滑移区和未滑移区的交界线。

位错有刃型位错与螺型位错两种基本型式。刃型位错可看作是在理想完整晶体中某个部分插入了半个原子平面，而位错线是半原子平面的边缘；由于它像刀刃，故称刃型位错刃型位错分为两种：当插入的半原子面位于滑移面上方时称正刃型位错，一般用符号“丄”表示；当插入的半原子面处于滑移面下方时称负刃型位错，用“T”表示刃型位错的特征是位错线与晶体的滑移方向相垂直刃型位错模型及位错线附近原子组态如图4a_`4c所示。

图4b示晶体的上下两半的一部分沿相反方向移动了半个原子间距，已滑移区和未滑移区的边界也形成一条位错线，其周围滑移面上下的原子发生了明显的错排(见图4d)。这种原子错排的特点是垂直于位错线的原子平面变成了螺旋面，这种型式的位错则称为螺型位错。螺型位错也分为两种：当螺旋线的回转方向和前进方向符合右手螺型规则时称为右旋型位错，或右旋位错；当螺旋线回转方向和前进方向符合左手螺旋规则时，则称为左旋位错。螺型位错的特征是位错线和晶体滑移方向平行。

由于位错线附近原子偏离了稳定平衡位置而且承受了很高的畸变能，故阻止位错运动的力和的促使位错运动的结晶力是趋于平衡的，这样，滑移所需启动力要小得多另外，完成一个原子间距的滑移量，仅需位错线或位错附近的原子移动很小的距离(图5)。

表示位错线附近品格畸变大小及晶体中已滑移区滑移方向的向量称伯格斯(Burgers)矢量(简称伯氏矢量)，一般用字母b表示。伯氏矢量b数值为一个点阵间距时，定义为单位位错强度；b几个点阵间距时，是高强度位错，b值为分数时为部分位错或不全位错。

按伯氏矢量与位错线的相对位置可表示出位错的类型：当伯氏矢量和位错线垂直时为刃型位错；当伯氏矢量和位错线平行时是螺型位错；当伯氏矢量和位错线成任意角度时为混合位错，这时按矢量分解法则，该矢量可画成一个垂直分矢量和一个平行分矢量；可见混合位错是由一个刃型分量和一个螺型分量所组成。

  一个位错扫过滑移面后，在晶体表面形成高度为b的台阶。通过同一滑移面上成千上万根滑移线相继移出晶体表面，便形成显微可见的滑移台阶(见图3)。

刃型位错还可能通过攀移过程而沿垂直于它的滑移面运动。因为攀移是扩散型过程，所以实现位错的攀移必须满足两个条件：晶体中存在空位并且温度足够高。

在充分退火的金属中，位错密度ρ约为1×10⁶---108/cm²变形后，位错密度可增加到1×10¹¹---10¹²/cm²，这是由于塑性变形过程中位错能不断地增殖如图6a示，晶体中如果一根位错线DD’被障碍物固定，受应力τ作用后，位错线沿滑移面(纸面)要向前运动只能从两点间弓出形成图6b示弧形，弧的曲率半径随应力的增加而减小。当驱动力增大到使位错线的曲率半径小于阻碍物间距的一半后，位错即不稳定了，继续运动将使位错线的曲率半径反而增大(图6c、d)，形成一个扩张的环并返回到自身背后，最后分离出一个封闭的环状位错和出现一条新的位错线(图6d、6e)这个过程可无限地反复进行，直到又遇到障碍物而产生一个足以停止其运动的反应力这是弗兰克一瑞德(Frank—Read)位错增殖机制由于滑移中位错不断增殖，金属经受冷变形后晶体中位错密度增高。

多晶体滑移

多晶体是由许多位向、形状和大小不同的晶粒(相当于单个晶体)组合而成的集合体。一般而言，室温时多晶体内每个晶粒的基本变形方式仍然与单晶体相同，但由于各个晶粒之间存在着晶界，而且相邻晶粒的取向互不相同，因此多晶体的塑性变形除了与单晶体有共性外，又有它的特殊性。理论分析指出，为了使多晶体通过滑移产生连续性不受破坏的变形，每个晶粒中至少要有5个独立的滑移系统动作。实验证明，即使在应变很小的情况下，各个晶粒也明显地在几个滑移系统上滑移，特别是在靠近晶界的区域。晶界对滑移有阻滞效应(简称晶界阻滞效应)，在多晶体金属中，90％以上的晶界为大角晶界，点阵畸变严重，两侧晶粒取向不同，滑移方向和滑移面彼此不一致。因此，滑移要从一个晶粒直接延续到下一个晶粒是极其困难的。多晶体试棒经过拉伸后，每一个晶粒中的滑移带都终止在晶界附近，使位错塞积于晶界上，阻碍晶粒内部的位错源产生新的位错而使金属明显硬化。所以多晶材料的加工硬化速率比单晶体的大许多倍。