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晶体相场法模拟应力作用下位错的运动过程论文.pdf77页
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以描述纳米尺度的原子点阵结构，又可以描述10。12~10。6s量级时间尺度的原子以
及缺陷的运动特征。因此，在研究材料微结构演化领域具有巨大优势。由于该
方法引入的自由能函数包含多晶取向、弹塑性形变等能够反映晶体周期结构的
物理特性，现己被广泛的应用到位错迁移、孪晶生长、超导体中的涡旋晶格、
磁性薄膜等领域的研究中，具有深刻的物理含义。周期性体系中的塑性流动是
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大角度晶界不能用位错模型描述，位错模型的核心内容和本质是什么呢？
小角度晶界和大角度晶界的区别：
一般小角度晶界的结构可以用位错模型描述，即小角度晶界是由位错构成的；
而大角度晶界不能用位错模型描述。
我对“大角度晶界不能用位错模型描述”这句话反复理解，但一直非常的迷糊。
大角度晶界不能用位错模型描述，是不是主要包含 大角度晶界不是由晶界构成的呢？
但我的观察发现，无论是小角度晶界还是大角度晶界（不包括特殊角度晶界，如孪晶界），晶界都是由位错组成的，只是取向差越大，位错间距 也越大。
位错模型的核心内容以及本质是什么呢？
希望大家可以讨论。谢谢。
youthmany分析的非常好，很专业。我现在发金币，每个回复最多只能发10个。我得叫管理员帮忙发了。
再请教2个问题：（1）、除了孪晶界，其他的晶界都是缺陷吗？（2）大角度晶界都是由位错组成的吗？ 希望获得你专业的解释。非常感谢！
1. 所有的晶界都是缺陷，有时候叫boundary可能比grain boundary更严谨些，特别是对一些dislocation wall 组成的小角度界面。另外孪晶界也是一种缺陷，是面缺陷，只是它的界面能比较低而已
2. 我上面说了可能没说清楚，小角度晶界我们用位错模型来解释，是合理的。而大角度晶界是不同的，如果是变形过程中产生的大角度晶界是由位错不断在晶界处重组，可以说它是由位错构成，但是这时候位错已经互相影响不具有位错的特征了，所以也不用位错模型解释，而一般的大角度晶界比如凝固过程形成的，就不是位错了，只是一个界面而已，常用DSC CSL点阵模型解释。 总之大角度晶界都不具有位错的特征，所以不能说大角度晶界由位错组成，这个界面仅是原子的无序堆垛。这是我的理解
小角度晶界与大角度晶界实质上就是点阵周期规则变为无规则的表征。小角度是对界面处多出位错排，缺失点阵的表征，大角度恰是点阵过挤了。而孪晶则是排列周期性的消失导致点阵群没那么吻合。
位错模型使用是受限的，此模型在两位错之间受力分析的基础是间距较大，当间距较小时，位错core处的能量和受力情况与弹性应变的分析相差较大，因此不能使用位错模型。
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金属材料内部位错运动到晶界附近时，被晶界阻挡堆积？被晶界吸收？穿过晶界？
我是研究纳米晶金属材料的，最近突然有了这样一个疑问，希望大家不吝赐教。
文献中的两个观点：
1.很多涉及位错理论的文献上说，当位错运动至晶界处时，晶界对位错运动有阻碍作用，这样，位错会在晶界附近堆积，从而引起材料的应变硬化，使材料具有更好的塑性。
2.在有关纳米晶金属材料的文献，涉及到晶界与位错之间的相互作用时，又常常会提到由于纳米晶晶粒较小，位错在一侧晶界处形核发射到晶粒内部后，会迅速运动到另一侧的晶界并被吸收，这样纳米晶内位错运动相对粗晶少得多，并从这个角度解释纳米晶金属塑性差的原因（此处是指不包含孪晶的一般纳米晶金属）。
我自己的一些想法：
首先，在近几年纳晶金属材料变形机制研究中，大约10nm以上（各类金属的临界值不同）的纳米晶金属变形仍然以位错运动为主，而且有不少文章原位观察到了位错在纳米晶金属变形过程中的相互作用和堆积，同时获得了相对之前的实验结果较好的拉伸塑性，说明第一中观点是可以接受的。
其次，对于第二个说法，位错运动至晶界处，然后位错与晶界相互作用发生反应，形成一个其他形式的晶界位错（extrinsic grain boundary dislocation），这样道理上好像也行的通，当然动态的，细致到单个位错与晶界相互作用暂时还没看到有人原位观察到。我想这里晶界对位错的斥力是不是已经没有考虑了。
鉴于以上两种貌似冲突的观点，我有了以下几个疑问：
1.晶界对晶格位错运动到底有没有阻碍作用，有的话，这个斥力来源是什么，有定量的公式吗？
2.第二种说法，晶内位错运动至晶界后被晶界吸收，这种说法到底有没有道理，但是道理在哪里，与第一中观点冲突怎么解释，为什么在纳晶材料位错运动研究中频繁的提到？
3.在一些文章中提到晶界是有一定的厚度的，晶界厚度内的原子是混乱无序排列的，所以很多文章把晶界作为一相来计算其体积分数，但是我个人经验觉得，这个晶界厚度与其制备方式有直接的关系，那么晶界厚度的提法是不是和大角度晶界是相关的，换一句话说是不是只有大角度晶界才称得上有晶界厚度，因为小角度晶界一般可以用一排位错墙来解释其结构，我一直觉得小角度晶界就是一个面，不应该具备很高的尺度的厚度。那么问题来了：小角度晶界，单纯的大角度晶界（intrinsic grain boundary dislocation），有一定厚度的大角度晶界(intrinsic grain boundary dislocation +extrinsic grain boundary dislocation)这三种晶界，在位错分别运动到附近的时候，是否有不同的效果，到底是被吸收呢，还是被阻碍而产生堆积？
& &&&不求大家观点的对错，只要大家说出自己对这方面的考虑，各抒己见，希望我们能讨论出一个比较好的解释的，谢谢大家了！
‘唯象’这个词说的很好，一下子把我从文献中单纯的理解拉了出来，我所说的‘阻碍’和‘吸收’，主要还是因为我之前阅读的主要是一些acta materialia 或者类似杂志上的实验性文章，基本都是搞实验的在对自己的实验结果做定性的分析，而他们主要就用这类唯象的词来形容，我现在从他们的高度跳出来之后，的确感觉到在定量的理解上还是很欠缺，亟需学习，呵呵
恩，是的，你说的不错，的确应该是强度更高了，主要是我表达的不是很完整，因为我看到文献主要集中在纳晶材料这一块，纳晶材料的高强度是一方面，缺乏应变硬化能力也是一方面。提高纳晶材料延伸率的一个有效的手段就是增强其应变硬化能力，而这个应变硬化能力就是要在材料内部不断的形成位错的阻碍和堆积。所以提到位错在晶界处被阻碍，从而导致后续位错在晶界处或者其他地方堆积，不单单提高了他的强度，其应变硬化率也会有比较好的提升，从而使纳晶材料的塑性变好，强度这一块我没讲清楚，不好意思。
这个解释好，留下做个记号。
我认为对于纳米晶的材料而言，在塑性变形过程中，有两个过程是同时发生的：1，位错被晶界吸收，可能向你说的这样聚集到晶界处或异号位错相消，这样材料的总位错密度下降，材料表现为加工软化；2，新的位错在晶粒中产生，导致材料位错密度增加，表现为加工硬化。两个过程哪一个其主导作用，便发生哪一个表现。
我理解你所表述的形成晶界无序原子在外力作用下转换成新晶体的这种情况，有点类似于非晶晶化的现象，这样的情况存在的可能性是有的，需要满足一定条件，但是就现在纳米晶这一块，还真没有这个现象被实验观测到，而且进一步假设这种情形存在，在形成条件上也应该比较苛刻（只有在某些特定条件下，比如外力，晶界厚度，温度等等），因为如果很容易发生的话，那么在纳米晶这一块会有很多人原位观测到，并将其作为一种变形机制来解释纳米晶变形。
恩，这些书里面有关位错与位错，位错与障碍物（缺陷）之间的相互作用力我在余永宁老师的材料科学基础上看过，但是总觉得书中的理论和计算很大程度的是从理论角度分析，虽然帮助我入了门，但是想走更远，理解更多东西，比如什么情况下产生堆积，什么情况下被晶界吸收，什么情况下没有被吸收而是穿过晶界，微观机制是什么样的，这些问题都没有讲到过，而我自己可以从能量角度动力学角度来写一堆公式来解释，但是真实的情况是不是这样，我还是很想跟大家一起讨论，所以提了这个问题。
恩，我的确看过这些理论和计算分析，但是仅停留在粗晶时代理论研究手段和实验手段基础之上，我并不是说这些理论不适用了，这些经典的理论及公式对于我们学习位错基础理论是很有参考价值的，但是大家可以想一下，假如我们来研究自己的一个研究对象中的位错运动，用这些经典理论来计算实际测到的活观察到的现象，很容易出现偏差甚至不符的情况，这个时候大家怎么解释，那肯定也是需要在这个基础上做一定的修正，所以我一直抱着这样的态度，经典理论是我们研究的基础，但不是我们研究的圣经，现如今有了更先进的表征手段比如原位TEM，高分辨率TEM等等，我们可以直观的观测到一些那个时代观察不到的现象，而且我们的研究对象的尺度又达到了纳米级别，层出不穷的新现象新结果在某些方面亟需我们对这些经典理论进行重新认识，从更深层次的角度来审视里面的真实情况，所以我才提出来这样的一个讨论。
位错被晶界吸收，你说的这种位错湮灭情况（即晶界处异号位错相抵消）我的确看到过相关理论，而且也是用来解释加工软化的，但是我一直有个疑问，这是多晶金属材料在粗晶和纳晶尺度下在绝热条件下位错被晶界吸收的唯一解释吗（暂时排除由于温度引起的扩散等热力学情况，我们只研究受力状态下的绝热情况）？我提一个我自己想的一个情况，假如在某种制备条件下，制备出来的一种多晶金属材料它的内部晶界比较厚，晶界内部的原子紊乱排列，这样的晶界很明显是对两侧晶粒的一种隔断，这样两侧的异号位错还能湮灭吗？我自己也想过一种解释，请大家一起分析一下，这样有厚度的晶界应该是大角度晶界，首先位错遇到这样的晶界首先在晶界处堆积（这里有个问题，真正的晶界位错堆积是进入晶界内堆积呢，还是在靠近晶界的位置堆积？我选择了靠近晶界的位置堆积这种理解），当堆积达到一定程度之后，头位错与晶界之间的斥力小于后续位错以及外力反方向的合力，这种情况下，晶界内无序排列的原子是将头位错引起的晶格畸变协调吸收，也算是一种位错被晶界吸收的情况吧。这样的话，位错被吸收与否就和晶界的协调晶格畸变的能力有关了。。。。
我之前看过一点相关的内容，是说霍尔-佩奇公式在纳米尺度就不适用了。还有就是，就算在适用的范围内，细晶强化的机制除了位错塞积，还有另外一种。
应力诱导下的原子无序向有序转变，这个好像有报道。
应力也可认为是压强条件下，获得。
之前注意到一篇jacs的文章，好像做过这个实验。
感觉你这里说的一个假设前提是晶界厚度、混乱程度都确定不变，不会因为位错的加入，能量的传递而发生改变；如果是这样，此假设是否合理呢？
这个是可以算出来阻力，但是没有说明位错突破这个阻力后的情况。。。。
呵呵，不是哦，我所在的课题组也是搞纳米晶材料力学性能研究的，不过受限于实验条件，我们主要搞理论分析，金属所做的很多出色的工作对于我们的理论研究有重要的指导价值，我也是看金属所的文章成长起来的。
楼主哪个单位的，纳米晶力学的理论分析，组里可有此方面的论文发表，我们拜读一下！学习，学习！
我怎么感觉，要是从阻碍位错移动的角度来讲，位错在晶界附近堆积，移动受阻，位错进一步移动受到抑制，岂不是塑性变差？能不能请教楼主帮梳理一下关于塑性、材料延伸率、应变硬化能力的关系？
一般认为，多晶金属材料塑性变形开始的微观标志为位错的开动，微观上的位错的运动导致其宏观上的塑性形变，当这个材料是受拉伸载荷作用下的时候，其会有一个塑性变形量，如果是标准试样或者规则均匀形状的试样，可以很容易算出来其延伸率，而位错在材料内部的运动受到阻碍，产生堆积则可以导致材料的应变硬化能力，从而使材料在相同条件下得到更高的延伸率，但是材料内部对位错的容纳是有限的，即位错的密度是有一个饱和值的，如果位错密度越来越接近这个值，位错运动会变的越来越困难，这样塑性就会越来越差，但是强度却因为位错运动的阻力增大而变大，这就是平时我们所说的“加工硬化”。
&位错在材料内部的运动受到阻碍，产生堆积则可以导致材料的应变硬化能力，从而使材料在相同条件下得到更高的延伸率，&，我还是感觉理解不了。这个“从而”从哪里而来。能不能再解释一下？发生了应变硬化，材料在相同的拉伸力作用下，，延伸率应该更小吧，相比于应变硬化之前。
塑性：是指在外力作用下，材料能稳定地发生永久变形而不破坏其完整性的能力，评价金属材料的塑性指标包括伸长率（延伸率）A 和断面收缩率Z表示。
我的理解：材料发生加工硬化，塑性必然就变差，软的材料塑性较好。
还有，你说：
“位错的密度是有一个饱和值的，如果位错密度越来越接近这个值，位错运动会变的越来越困难，这样塑性就会越来越差”，我想问，这里的位错密度是指的整个材料内部的位错密度还是局部的位错密度？如果是局部的话，位错塞积岂不是导致局部位错密度较大，按照上述，应该是塑性变差。
首先，也许你和我的研究对象不同，所以导致对应变硬化这个概念理解不同，我研究的是塑性性质很差的纳晶金属材料，对于这种材料的塑性增加，业内主要还是通过增加内部的位错堆积，纳晶材料内部位错堆积的增加，会直接导致一个结果就是其应变硬化率的提高，而应变硬化率的增加对纳晶材料塑性的增加是十分重要的。我说的位错密度当然是整体的位错密度，我所说的都是以理想均匀材料的变形为基础的，位错均匀的开动和堆积，虽然在拉伸塑性变形的后期会有局部应力集中而导致的试样断裂，但是在拉伸塑性变形开始的时候，材料内部的位错开动堆积在整个试样内是均匀的，意思就是，位错在材料内部不同的位置均匀的发生塞积，当塑性变形进行到一定阶段，部分位置位错堆积会导致相对其他部位较高的应力集中，进而在这个位置产生微裂纹，然后微裂纹扩展成宏观裂纹，最后试样断裂。
楼主说的对于塑性性质很差的纳晶金属材料的塑性曾“业内主要还是通过增加内部的位错堆积”。请问这一点是通过实验完全验证了的，还是半推理出来的？有没有这方面的文章，介绍来学习学习！
我也看了余老师这方面的书籍，毕竟他那个年代材料科学的发展还是有限的。我也很想知道位错滑移到晶界附近，在什么条件下被晶界吸收？什么条件下被晶界阻碍？位错被晶界吸收后，对晶界的结构和能量有什么影响？楼主说可以通过能量和动力学角度来推导解释，可否赐教？？
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