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习题测试1.设晶体只有弗仑克尔缺陷, 填隙原子的振动频率、空位附近原子的振动频率与无缺陷时原子的振动频率有什么差异？2.热膨胀引起的晶体尺寸的相对变化量与X射线衍射测定的晶格常数相对变化量存在差异，是何原因？3.KCl晶体生长时，在KCl溶液中加入适量的CaCl溶液，生长的KCl晶体的质量密度比理2论值小，是何原因？4.为什么形成一个肖特基缺陷所需能量比形成一个弗仑克尔缺陷所需能量低?5.金属淬火后为什么变硬?6.在位错滑移时, 刃位错上原子受的力和螺位错上原子受的力各有什么特点?7.试指出立方密积和六角密积晶体滑移面的面指数.8.离子晶体中正负离子空位数目、填隙原子数目都相等, 在外电场作用下, 它们对导电的贡献完全相同吗?9.晶体结构对缺陷扩散有何影响?10.填隙原子机构的自扩散系数与空位机构自扩散系数, 哪一个大? 为什么？11.一个填隙原子平均花费多长时间才被复合掉? 该时间与一个正常格点上的原子变成间隙原子所需等待的时间相比, 哪个长?12.一个空位花费多长时间才被复合掉？13.自扩散系数的大小与哪些因素有关?14.替位式杂质原子扩散系数比晶体缺陷自扩散系数大的原因是什么?15.填隙杂质原子扩散系数比晶体缺陷自扩散系数大的原因是什么?16.你认为自扩散系数的理论值比实验值小很多的主要原因是什么？17.离子晶体的导电机构有几种?习题解答1.设晶体只有弗仑克尔缺陷, 填隙原子的振动频率、空位附近原子的振动频率与无缺陷时原子的振动频率有什么差异？[解答]正常格点的原子脱离晶格位置变成填隙原子, 同时原格点成为空位, 这种产生一个填隙原子将伴随产生一个空位的缺陷称为弗仑克尔缺陷. 填隙原子与相邻原子的距离要比正常格点原子间的距离小，填隙原子与相邻原子的力系数要比正常格点原子间的力系数大. 因为原子的振动频率与原子间力系数的开根近似成正比, 所以填隙原子的振动频率比正常格点原子的振动频率要高. 空位附近原子与空位另一边原子的距离, 比正常格点原子间的距离大得多, 它们之间的力系数比正常格点原子间的力系数小得多, 所以空位附近原子的振动频率比正常格点原子的振动频率要低.2.热膨胀引起的晶体尺寸的相对变化量与X射线衍射测定的晶格常数相对变化量存在差异，是何原因？[解答]肖特基缺陷指的是晶体内产生空位缺陷但不伴随出现填隙原子缺陷, 原空位处的原子跑到晶体表面层上去了. 也就是说, 肖特基缺陷将引起晶体体积的增大. 当温度不是太高时, 肖特基缺陷的数目要比弗仑克尔缺陷的数目大得多. X射线衍射测定的晶格常数相对变化量, 只是热膨胀引起的晶格常数相对变化量. 但晶体尺寸的相对变化量不仅包括了热膨胀引起的晶格常数相对变化量, 也包括了肖特基缺陷引起的晶体体积的增大. 因此, 当温度不是太高时, 一般有关系式>.溶液，生长的KCl晶体的质量密度比理3.KCl晶体生长时，在KCl溶液中加入适量的CaCl2论值小，是何原因？[解答]由于离子的半径(0.99)比离子的半径(1.33)小得不是太多, 所以离子难以进入KCl晶体的间隙位置, 而只能取代占据离子的位置. 但比高一价, 为了保持电中性(最小能量的约束), 占据离子的一个将引起相邻的一个变成空位. 也就是说, 加入的CaCl越多, 空位就越多. 又因为的原子量(40.08)与的2溶液引起空位, 将导致KCl 原子量(39.102)相近, 所以在KCl溶液中加入适量的CaCl2晶体的质量密度比理论值小.4.为什么形成一个肖特基缺陷所需能量比形成一个弗仑克尔缺陷所需能量低?[解答]形成一个肖特基缺陷时，晶体内留下一个空位，晶体表面多一个原子. 因此形成形成一个肖特基缺陷所需的能量, 可以看成晶体表面一个原子与其它原子的相互作用能, 和晶体内部一个原子与其它原子的相互作用能的差值. 形成一个弗仑克尔缺陷时，晶体内留下一个空位，多一个填隙原子. 因此形成一个弗仑克尔缺陷所需的能量, 可以看成晶体内部一个填隙原子与其它原子的相互作用能, 和晶体内部一个原子与其它原子相互作用能的差值. 填隙原子与相邻原子的距离非常小, 它与其它原子的排斥能比正常原子间的排斥能大得多. 由于排斥能是正值, 包括吸引能和排斥能的相互作用能是负值, 所以填隙原子与其它原子相互作用能的绝对值, 比晶体表面一个原子与其它原子相互作用能的绝对值要小. 也就是说, 形成一个肖特基缺陷所需能量比形成一个弗仑克尔缺陷所需能量要低.5.金属淬火后为什么变硬?[解答]我们已经知道晶体的一部分相对于另一部分的滑移, 实际是位错线的滑移, 位错线的移动是逐步进行的, 使得滑移的切应力最小. 这就是金属一般较软的原因之一. 显然, 要提高金属的强度和硬度, 似乎可以通过消除位错的办法来实现. 但事实上位错是很难消除的. 相反, 要提高金属的强度和硬度, 通常采用增加位错的办法来实现. 金属淬火就是增加位错的有效办法. 将金属加热到一定高温, 原子振动的幅度比常温时的幅度大得多, 原子脱离正常格点的几率比常温时大得多, 晶体中产生大量的空位、填隙缺陷. 这些点缺陷容易形成位错. 也就是说, 在高温时, 晶体内的位错缺陷比常温时多得多. 高温的晶体在适宜的液体中急冷, 高温时新产生的位错来不及恢复和消退, 大部分被存留了下来. 数目众多的位错相互交织在一起, 某一方向的位错的滑移, 会受到其它方向位错的牵制, 使位错滑移的阻力大大增加, 使得金属变硬.6.在位错滑移时, 刃位错上原子受的力和螺位错上原子受的力各有什么特点?[解答]在位错滑移时, 刃位错上原子受力的方向就是位错滑移的方向. 但螺位错滑移时, 螺位错上原子受力的方向与位错滑移的方向相垂直.7.试指出立方密积和六角密积晶体滑移面的面指数.[解答]滑移面一定是密积面, 因为密积面上的原子密度最大, 面与面的间距最大, 面与面之间原子的相互作用力最小. 对于立方密积, {111}是密积面. 对于六角密积, (001)是密积面. 因此, 立方密积和六角密积晶体滑移面的面指数分别为{111}和(001).8.离子晶体中正负离子空位数目、填隙原子数目都相等, 在外电场作用下, 它们对导电的贡献完全相同吗?[解答]由(4.48)式可知, 在正负离子空位数目、填隙离子数目都相等情况下, 离子晶体的热缺陷对导电的贡献只取决于它们的迁移率. 设正离子空位附近的离子和填隙离子的振动频率分别为和, 正离子空位附近的离子和填隙离子跳过的势垒高度分别为和, 负离子空位附近的离子和填隙离子的振动频率分别为和, 负离子空位附近的离子和填隙离子跳过的势垒高度分别为, 则由(4.47)矢可得,,,.由空位附近的离子跳到空位上的几率, 比填隙离子跳到相邻间隙位置上的几率大得多, 可以推断出空位附近的离子跳过的势垒高度, 比填隙离子跳过的势垒高度要低, 即<,<. 由问题1.已知, 所以有<, <. 另外, 由于和的离子半径不同, 质量不同, 所以一般, .也就是说, 一般. 因此, 即使离子晶体中正负离子空位数目、填隙离子数目都相等, 在外电场作用下, 它们对导电的贡献一般也不会相同.9.晶体结构对缺陷扩散有何影响?[解答]扩散是自然界中普遍存在的现象, 它的本质是离子作无规则的布郎运动. 通过扩散可实现质量的输运. 晶体中缺陷的扩散现象与气体分子的扩散相似, 不同之处是缺陷在晶体中运动要受到晶格周期性的限制, 要克服势垒的阻挡, 对于简单晶格, 缺陷每跳一步的间距等于跳跃方向上的周期.10.填隙原子机构的自扩散系数与空位机构自扩散系数, 哪一个大? 为什么？[解答]填隙原子机构的自扩散系数,空位机构自扩散系数.自扩散系数主要决定于指数因子, 由问题4.和8.已知, <,<, 所以填隙原子机构的自扩散系数小于空位机构的自扩散系数.11.一个填隙原子平均花费多长时间才被复合掉? 该时间与一个正常格点上的原子变成间隙原子所需等待的时间相比, 哪个长?[解答]与填隙原子相邻的一个格点是空位的几率是, 平均来说, 填隙原子要跳步才遇到一个空位并与之复合. 所以一个填隙原子平均花费的时间才被空位复合掉.由(4.5)式可得一个正常格点上的原子变成间隙原子所需等待的时间.由以上两式得>>1.这说明, 一个正常格点上的原子变成间隙原子所需等待的时间, 比一个填隙原子从出现到被空位复合掉所需要的时间要长得多.12.一个空位花费多长时间才被复合掉？[解答]对于借助于空位进行扩散的正常晶格上的原子, 只有它相邻的一个原子成为空位时, 它才扩散一步, 所需等待的时间是. 但它相邻的一个原子成为空位的几率是, 所以它等待到这个相邻原子成为空位, 并跳到此空位上所花费的时间.13.自扩散系数的大小与哪些因素有关?[解答]填隙原子机构的自扩散系数与空位机构自扩散系数可统一写成.可以看出, 自扩散系数与原子的振动频率, 晶体结构(晶格常数), 激活能()三因素有关.14.替位式杂质原子扩散系数比晶体缺陷自扩散系数大的原因是什么?[解答]占据正常晶格位置的替位式杂质原子, 它的原子半径和电荷量都或多或少与母体原子半径和电荷量不同. 这种不同就会引起杂质原子附近的晶格发生畸变, 使得畸变区出现空位的几率大大增加, 进而使得杂质原子跳向空位的等待时间大为减少, 加大了杂质原子的扩散速度.15.填隙杂质原子扩散系数比晶体缺陷自扩散系数大的原因是什么?[解答]正常晶格位置上的一个原子等待了时间后变成填隙原子, 又平均花费时间后被空位复合重新进入正常晶格位置, 其中是填隙原子从一个间隙位置跳到相邻间隙位置所要等待的平均时间. 填隙原子自扩散系数反比于时间.因为>>,所以填隙原子自扩散系数近似反比于. 填隙杂质原子不存在由正常晶格位置变成填隙原子的漫长等待时间, 所以填隙杂质原子的扩散系数比母体填隙原子自扩散系数要大得多.16.你认为自扩散系数的理论值比实验值小很多的主要原因是什么？[解答]目前固体物理教科书对自扩散的分析, 是基于点缺陷的模型, 这一模型过于简单, 与晶体缺陷的实际情况可能有较大差别. 实际晶体中, 不仅存在点缺陷, 还存在线缺陷和面缺陷,这些线度更大的缺陷可能对扩散起到重要影响. 也许没有考虑线缺陷和面缺陷对自扩散系数的贡献是理论值比实验值小很多的主要原因.17.离子晶体的导电机构有几种?[解答]离子晶体导电是离子晶体中的热缺陷在外电场中的定向飘移引起的. 离子晶体中有4种缺陷: 填隙离子, 填隙离子, 空位, 空位. 也就是说, 离子晶体的导电机构有4种. 空位的扩散实际是空位附近离子跳到空位位置, 原来离子的位置变成了空位. 离子晶体中, 空位附近都是负离子, 空位附近都是正离子. 由此可知,空位的移动实际是负离子的移动, 空位的移动实际是正离子的移动. 因此, 在外电场作用下, 填隙离子和空位的漂移方向与外电场方向一致, 而填隙离子和空位的漂移方向与外电场方向相反.。
第四章晶体结构缺陷习题与解答4.1 名词解释（a）弗伦克尔缺陷与肖特基缺陷；（b）刃型位错和螺型位错解：（a）当晶体热振动时，一些能量足够大的原子离开平衡位置而挤到晶格点的间隙中，形成间隙原子，而原来位置上形成空位，这种缺陷称为弗伦克尔缺陷。
如果正常格点上原子，热起伏后获得能量离开平衡位置，跃迁到晶体的表面，在原正常格点上留下空位，这种缺陷称为肖特基缺陷。
（b）滑移方向与位错线垂直的位错称为刃型位错。
位错线与滑移方向相互平行的位错称为螺型位错。
4.2试述晶体结构中点缺陷的类型。
以通用的表示法写出晶体中各种点缺陷的表示符号。
试举例写出CaCl2中Ca2+置换KCl中K+或进入到KCl间隙中去的两种点缺陷反应表示式。
解：晶体结构中的点缺陷类型共分：间隙原子、空位和杂质原子等三种。
在MX 晶体中，间隙原子的表示符号为MI或XI；空位缺陷的表示符号为：VM或VX。
如果进入MX晶体的杂质原子是A，则其表示符号可写成：AM或AX（取代式）以及Ai（间隙式）。
当CaCl2中Ca2+置换KCl中K+而出现点缺陷，其缺陷反应式如下：CaCl2++2Cl ClCaCl2中Ca2+进入到KCl间隙中而形成点缺陷的反应式为：CaCl2+2+2Cl Cl4.3在缺陷反应方程式中，所谓位置平衡、电中性、质量平衡是指什么？解：位置平衡是指在化合物MaXb中，M格点数与X格点数保持正确的比例关系，即M：X=a：b。
电中性是指在方程式两边应具有相同的有效电荷。
质量平衡是指方程式两边应保持物质质量的守恒。
4.4（a）在MgO晶体中，肖特基缺陷的生成能为6ev，计算在25℃和1600℃时热缺陷的浓度。
（b）如果MgO晶体中，含有百万分之一mol的Al2O3杂质，则在1600℃时，MgO晶体中是热缺陷占优势还是杂质缺陷占优势？说明原因。
解：（a）根据热缺陷浓度公式：exp（－）由题意△G=6ev=6×1.602×10-19=9.612×10-19JK=1.38×10-23 J/KT1=25+273=298K T2=1600+273=1873K298K：exp=1.92×10-511873K：exp=8×10-9（b）在MgO中加入百万分之一的Al2O3杂质，缺陷反应方程为：此时产生的缺陷为[ ]杂质。
第四章晶体缺陷（Defects in crystals）推荐书：《金属物理》、《物理金属学》，冯端著缺陷的魅力所在：钻石中的杂质产生五颜六色。
本征缺陷(Intrinsic defects)是满足物理规律要求所必须存在的缺陷，外来缺陷(Extrinsic defects)占大部分。
为什么重要？很少量都对材料性能产生很大影响。
没有缺陷，固态电子器件就不存在，金属不能更强，陶瓷会更硬，晶体无颜色。
斯梅克耳(A. Smeikel)将固体的性能分为两类：一类是非结构敏感的，如弹性模量、密度、热容量等，对于同一种材料的不同样品进行测量的结果差别不大,而且和将晶体视为理想的完整晶体的理论计算结果基本相符；另一类是结构敏感的，如屈服强度与断裂强度，对于同一种材料的不同样品测得的结果往往差异很大，而且和根据理想完整晶体的理论计算结果有显著的分歧，例如实际晶体的屈服强度只有理论值的千分之一左右。
虽然这种区分并不是绝对的。
实质上，所谓结构敏感性，无非是反映了晶体中的缺陷对于性能的影响，因此绝对的非结构敏感的性能是不存在的。
每一种性能都或多或少地受到晶体缺陷的影响。
研究结构敏感的性能，晶体的缺陷分布和运动对其起了关键性的作用，必须通过细致的实验来揭示晶体中缺陷的具体情况，再在晶体缺陷的基础上进行理论的解释。
晶体的缺陷是指实际晶体结构中和理想的点阵结构发生偏差的区域。
由于晶体结构具有规律性，结构中出现缺陷的形式往往可以归结为几种标准的类型，而每一种都可以用相当确切的几何图象加以描述。
按照缺陷在空间分布的情况，可以将晶体结构中存在的缺陷分为三类:（1）点缺陷(Point Defect),它们在三维空间的尺寸很小（和原子大小相同的量级），相对于整个晶体来说，可以把它们看成是零维的，即看成是1个点，故称点缺陷。
晶体中的空位、间隙原子、杂质原子等是点缺陷。
（2）线缺陷（line Defect）,它们在二维方向上的尺寸很小，仅在1个方向上的尺寸较大，相对于整个晶体来说，可以把它们看成是一维的，即看成一根线，故称线缺陷。
晶体中的位错就是线缺陷，包括刃型位错(Edge dislocation)和螺型位错(Screw dislocation)，后者在晶体生长中很重要。
（3）面缺陷（Plane Defect）,它们在一维方向上的尺寸很小，而在其它二维方向上的尺寸比较大，相对于整个晶体来说，可以把它们看成是二维的，即看成是一个面，故称面缺陷。
晶体中的晶界、相界(Phase boundaries)、孪晶界、堆垛层错等是面缺陷。
缺陷的尺度：点缺陷约0.1nm；线缺陷约10nm（位错）；界面（Interfacial defects）约10-100nm；体缺陷约0.01-1mm。
在晶体中，缺陷并不是静止地、稳定不变地存在着，而是随着各种条件的改变而不断变动的，它们可以产生、发展、运动和交互作用，而且能合并和消失。
尽管从整个晶体来看，原子（离子，原子团）是规则排列的，但在微观区域却存在不规则性（缺陷），这些不规则性对晶体很多物理化学过程以及性质起重要作用，特别是对塑性、强度、扩散等有着决定性的作用，在这些过程中常常扮演主要角色。
其中位错理论是晶体缺陷理论的中心问题，也是理解其他类型晶体缺陷的一把钥匙。
4.1 点缺陷点缺陷包括空位（Vacancy）、自间隙原子(Self-interstitial Atom)、分位间隙原子(Split-interstitial Atom)、间隙性杂质原子和置换性杂质原子，以及由它们组合而成的复杂缺陷（如空位对或空位片等）等。
空位是晶体中1个空的点阵位置，自间隙是一个原子挤入正常点阵的间隙中。
如果1个原子离开了点阵正常位置（从而产生个空位）并挤入1个间隙位置中（从而产生一个自间隙），这样的一对点缺陷成为弗伦克尔(Frenkel)缺陷。
自间隙原子还可以和一个近邻点阵原子共同占据该点阵位置，形成分位间隙。
上述的空位、自间隙等点缺陷的存在都会破坏晶体的规则排列，它们使近邻的原子发生位移，即晶体发生畸变，从而产生点阵应变能。
置换和间隙杂质（或溶质）原子也会使晶体产生畸变，也可认为是点缺陷。
较小的杂质原子替代会引起张应力(tensile strain)；较大的杂质原子替代会引起压应力。
经典的空位图像是很简单的：原子去掉后，周围的原子基本上保留在原有的座位上，留下一个很明确的空位。
如果周围原子向空位做较大的松弛，甚至崩塌到空位中去，就形成一种弥散的空位或者十几个原子构成的松弛集团，称为松弛群。
实际在较低温度下空位是很明确的，符合于经典的图像；只有在接近于熔点的温度，才和松弛群的图象有些类似。
面心立方晶体中的间隙原子有三种可能组态：1）体心组态，面心立方晶体中有八面体和四面体两种主要间隙位置，间隙原子处在八面体位置的正中心[1/2,1/2,1/2],将周围的原子稍加挤开，产生球面对称的畸变；2)间隙原子沿<100>方向偏离一些，将点阵上的一个近邻原子也挤离了平衡位置，形成两原子对分的间隙组态----分位间隙，产生的畸变具有四方对称性；3）挤列组态(crowdion),沿密排方向有(n+1)个原子挤占了n个原子座位。
如上所述，空位和自间隙原子存在会产生点阵应变能，使晶体的内能（和焓）增加，也使振动熵增加。
较精确地计算点缺陷的形成能，需要全面考虑缺陷周围的畸变情况及缺陷对于电子状态的影响，因而是一个复杂的问题，有不同的解决方法。
空位引起的畸变较小，在形成能的计算中，电子能占了首要的地位，畸变能只引起附加的校正项。
间隙原子的情形相反，畸变能占了首要的地位，计算结果表明，间隙原子的形成能比空位大好几倍。
且一般分位间隙的能量最低，应为平衡状态。
点阵模型对空位周围原子组态的计算表明在密集结构中，原子位移不大(<5%)，接近于经典的空位图像。
数个点缺陷也可能组合起来形成能量更低的缺陷集团，例如空位对、三空位、空位集团，以及点缺陷与杂质原子的组合等。
点缺陷的存在使晶体的内能增加，由于混乱程度的增加，也使晶体的熵增大。
根据自由能表示式F=U-TS 可以看出，一定量的点缺陷有可能使晶体的自由能反而下降。
产生1个空位（自间隙）所增加的焓即增加的振动熵分别称为空位（自间隙）形成焓∆H f 即形成熵∆S f 。
另一方面，空位（自间隙）的存在破坏了晶体的规则排列，因而又比完整晶体更大的组态熵。
在N 个阵点中有n 个空位（自间隙）存在，引起系统的吉布斯自由能变化为：∆G=n(∆H f -T ∆S f )-T ∆S m =n ∆G f -T ∆S m =… 式中∆G f 是空位形成的自由能变化；∆S m 是在N 个点阵总村在n 个空位所引起的组态熵变化。
∆G 随空位数目n而变化，并有极小值。
因n 比N 小得多，对上式求极值，并利用Stirling近似值lnN!≈NlnN-N,得到空位的平衡浓度c 为：)/exp(]/)(exp[kT H A kT TS H nN nc f f f -=--=-≈ 这里的A=exp(S f /k)。
可见平衡浓度随温度的上升而增加。
一般金属中的H f 约为1eV 。
金属中的空位浓度是很低的，即使在接近熔点温度也只有约10-4。
例如铝的∆H f =73.3x104J/mol, ∆Sf =20J/(mol ⋅K),按上式计算所得在靠近熔点温度（933K ）的平衡空位浓度c=8.7x10-4。
空位浓度和温度间呈指数关系，所以在熔点以下比较低的温度平衡空位浓度就更低。
如Cu在1300K时v 10-5，在300K时约为10-22。
自间隙的平衡浓度也可用上式计算，不过此时的形成焓和形成熵都要换成自间隙的相成焓和形成熵。
由于自间隙的形成焓比空位的约达1个数量级，所以它的平衡浓度在熔点附近一般也只有10-15。
从高温冷却下来，空位平衡浓度应降低，为此空位需移动到它们可以淹没的如表面、界面或位错等点阵位置。
如果冷却速度过快，空位来不及移动到这些地方，过剩的空位就留下来，形成过饱和空位，这些空位对物理化学过程的动力学有很重要的影响。
自间隙原子的平衡浓度很低，一般并不重要。
但是经过很大的冷加工变形的金属，特别是遭受高能粒子辐照的固体，会产生大量的自间隙原子，这是其作用就不能忽略了。
结论:点缺陷的平衡浓度随温度上升而增加，其数值与点缺陷的形成能有很大关系。
金属中H f约为1eV。
间隙原子浓度一般可以忽略。
点缺陷的存在是传导电子受到散射，产生附加的电阻。
附加电阻的大小与点缺陷浓度成正比，因而从附加电组合温度的关系可以定出空位的形成能。
如果知道了空位集团的结合能，也可以约略地估计其平衡浓度。
点缺陷对物理性能的影响除电阻外还有体积（密度）：理论计算结果表明，间隙原子引起的体积膨胀约为1到2倍原子体积，而空位的体膨胀约为0.5原子体积。
晶体中点阵B处的原子跳入A处的空位，就相当于空位自A移到B,在移动过程中原子要通过它们中间的非点阵位置C。
当原子处在C 位置上时，引起点阵的畸变较大，因而能量较高，故称为鞍点组态。
鞍点组态和正常空位组态的能量差即相当于空位移动的激活能。
但由于鞍点位置实际上处于不平衡状态，很难精确计算其能量。
空位周围的原子经常作不规则的热运动，当其所具有的动能超过激活能时，即可越过势垒跳入空位，使空位移动一个原子间距。
因此点缺陷不是静止的，而是在不停地作不规则的布朗运动，形成晶体中的自扩散。
自扩散决定于空位的浓度和空位跃迁的频率，因此金属的自扩散激活能应为空位的形成能与移动激活能的总和。
另一方面，点缺陷运动时可能碰到点缺陷的漏洞（如自由表面、晶界、位错等）,即消失在漏洞中，引起了点缺陷的回复。
回复过程的快慢是和温度和移动的激活能有关的。
4.2 线缺陷——位错及位错理论晶体的机械性能(屈服强度、断裂强度等)和晶体的物理性能（比热容、弹性模量等）不同，使结构敏感的。
即使是同一种材料，其力学性能因经历的热或冷加工过程不同而不同。
另外，根据晶体结构计算出来的理论强度和实际测量的强度之间的巨大差异，人们推测晶体结构远非完整，其内部一定存在某种缺陷，且这种缺陷的运动及交互作用决定了晶体的力学性质。
20世纪30年代初，人们引入位错这种晶体缺陷，并发现它们会影响材料的宏观性质。
在随后的二十多年发展了一套较为完整的位错理论，成功地解释了晶体的很多力学行为。
在20世纪50年代末，在电镜下直接观察到了位错，从而为错理论就成为解释和研究晶体力学行为的基础。
对于晶体结构来说，规则的完整排列是主要的，而非完整性是次要的；但对于晶体的力学性能来说，起主要作用的却是晶体的非完整性。
当然，晶体的力学性能还与其电子结构有关，而且无论是单独的或群体的位错，对晶态固体的其它化学和物理性能也都有很大影响。
位错具有比较复杂的几何组态，而其易于运动的特征又是由它的几何组态所决定的。
