La disociación
de las dislocaciones basales y de prisma plano presentadas por la deformación
plástica han sido estudiadas con detalle por la microscopía de transmisión de
electrones en enlace débil. Han sido encontradas para disociarse parcialmente,
siempre con un vector Burgers
. Este vector es un vector de
traslación del subretículo de Oxígeno (Figuras 2 y 3) el resultante fallo de
apilamiento solo afecta al subretículo de Aluminio. Se consideraran primero las
dislocaciones basales.
Estas en principio se pueden separar para dar una dislocación disociada convencional (Figura 4(b)); sin embargo, tales dislocaciones disociadas de deslizamiento han sido observadas solo después de una deformación a baja temperatura. Por otra parte, la disociación en ascenso(figura 4(c)) ha sido frecuentemente observada después de deformaciones a elevada temperatura para dipolos de dislocaciones en arista haciendo fracasar a los dipolos fallidos y para unas pocas dislocaciones aisladas acorde con la siguiente reacción de dislocación (Figura2):
(3) 
Los dipolos fallidos se forman por la aniquilación de las partes interiores de las dislocaciones constituyente. Los dipolos fallidos y no fallidos, también como tiras de lazos fallidos y no fallidos formadas por desmembramiento de dipolo, son por lo tanto componentes habituales de los remanentes de dislocación en ambas pura y adulterada α-Alúmina después de del deslizamiento basal.
Las dislocaciones de prisma plano son aún más propensas a la disociación, proporcionando sus largos vectores Burgers; se disocian en tres partes colineales (Figura 6):
(4) 
Figura 6
La figura
anterior muestra una dislocación en arista con un vector Burgers de prisma
plano 
.
La dislocación perfecta(a) se puede disociar en tres partes colineales en una
configuración de desplazamiento de dislocación(b)o en tres diferentes
configuraciones de ascenso(c), (d) y (e).
Para la reacción de dislocación (4) hay un substancial decrecimiento de la energía, proporcionado porque la energía de defecto de apilamiento es razonablemente baja. La disociación por deslizamiento siguiendo esta reacción(Figura 6(b)) puede haber sido observada, pero un componente ascendente también puede haber estado presente y no haber sido detectado. Ciertamente, después de una deformación a elevada temperatura, la disociación acontece generalmente por ascensión(Figura 6(c-e)). Son posibles diferentes configuraciones, dando diferentes combinaciones de res defectos de apilamiento. El defecto superior en cada Figura 6(c-e) se corresponde a la eliminación de una capa(defecto de vacante), y el defecto inferior conlleva la inserción de una capa extra(es decir, defecto intersticial). Las configuraciones de las Figuras 6(c-e) son energéticamente idénticas, y esto es sugerido porque ambas son favorecidas sobre la Figura 6(d).
Las
dislocaciones parcialestambién conciernen en la formación
de vínculos basales en la α-Alúmina.
La ley de
vinculación de dislocaciones basales para la α-Alúmina es K1 = (0001); h1 =;
Ks =
; h2 =
; s = 0.635.
Cristalográficamente,
tal equiparación puede ser descrita como una rotación del retículo de 180º
alrededor de [0001]. Esto requiere que para los vínculos mecánicos, la
deformación macroscópica en cizalla es a lo largo de 
y no en las direcciones
contrarias. Sin embargo, se ha observado que la estructura del cristal de la α-Alúmina no permite una estructura vinculada para
ser generada por una cizalla unidireccional a lo largo de h1, la cual es la dirección convencional para generar vínculos
de deformación. Se sugirió que dos posiciones de cuartas partes,
con 
y movimiento en “sincrocizalla”,
conducen a una interfaz de vinculación clásicamente no predicha; esta interfaz
era en realidad un plano deslizamiento en vez de un verdadero espejo pero que
estaba de acuerdo con los datos experimentales macroscópicos.
Sin embargo,
con el fundamento de otras observaciones de que las dislocaciones de
acomodación presentes
en interfaces de vínculo eran toda una señal en cada interfaz y el
desplazamiento de dislocación en {0001}, se sugirió un modelo diferente. Cada
cara de un vínculo mecánico puede ser comparado con una simple cizalla en la
frontera de grano.
Los
desplazamientos de 
, es decir en oposición del vínculo
macroscópico de cizalla pero en todo otro plano basal, darán lugar a una
estructura de vínculo acorde con la observación macroscópica. Por consiguiente
se sugirió que el paso de la dislocación parcial
en todo otro plano basal por encima
del plano medio del vínculo, y 
parciales en todo otro plano basal
debajo del plano medio del vínculo, es el mecanismo por el cual los vínculos
basales son generados.
La disociación de las dislocaciones romboédricas en parciales con los vectores de celda romboédrica morfolológicos como vector Burgers son posibles, de acuerdo con la siguiente reacción de dislocación:
(5) 
Esta disociación nunca ha sido observada; sin embargo, los estudios de Microscopía electrónica de transmisión de tales dislocaciones no han sido exhaustivas, y esta reacción no puede ser descartada en este momento.
Una nueva
disociación de partes en cuartas partes, esta vez con la
introducción de un defecto en el retículo de Oxígeno, fue predicho de acuerdo
con la siguiente reacción de dislocación:
(6) 
La reacción anterior ha sido observada durante la disociación de la parte interior de una dislocación de prisma plano disociada (Figura 7) y dentro de redes de dislocación producidas por el atoramiento del agrietamiento.
Figura
7
La figura muestra la representación de una dislocación de prisma plano disociada con un defecto de apilamiento en 26º con el plano de deslizamiento.
En ambos ejemplos, el defecto de configuración era inestable, implicando una gran energía de defecto de apilamiento; por esta razón y por su rareza, no se procederá a discutir esta disociación nuevamente.
Una de las características más interesantes de al menos la gran parte de los estudios de dislocaciones indican el dato de la observación de que la disociación de dislocación con frecuencia por ascenso en vez de por deslizamiento. Resultados similares se han encontrado en otros compuestos quebradizos, siempre que se han experimentado dislocaciones a elevada temperatura.
Probablemente sea sorprendente solamente por su infrecuente (o irreconocible) advenimiento en sistemas metálicos. La disociación de ascenso es un proceso muy natural por el cual la energía propia de una dislocación puede decrecer, desde que conduce a una configuración de mínimas interacciones elásticas entre las dislocaciones parciales; de hecho, una configuración similar de baja energía existe para las dislocaciones perfectas formando una barrera poligonal.
La disociación en ascenso solo requiere el ascenso en distancias limitadas(Figuras 4 y 7), la cual ocurre fácilmente a las elevadas temperaturas de deformación habitualmente empleadas (> 0’7 TM).
Cuando una dislocación es inmovilizada, una configuración de disociación en ascenso es prevista o esperada, especialmente si la dislocación fue disociada por deslizamiento durante su movimiento y si la energía de defecto de apilamiento es razonablemente isotrópica.
Bastantes tipos diferentes de dislocaciones parciales son introducidos durante la irradiación con partículas energéticas, debidos a la condensación de exceso de puntos de defecto.
Como ya se ha
mencionado, esto conduce a la producción de lazos defectuosos con un vector
Burgers 
en
el plano basal y lazos defectuosos con un vector Burgers en el prisma plano . Del máximo
tamaño de defectos de lazos inducidos por irradiación, las energías de defecto
de apilamiento γ han sido deducidas; cuyas magnitudes están acorde con las
similares calculadas del ancho de dislocaciones disociadas en los planos 
e introducidas
por la deformación plástica a elevada temperatura. Todos los valores de γ caen dentro
del rango 0’15-0’7 J/m2, sugiriendo que la energía
de defecto de apilamiento en la Alúmina es bastante istrópica para planos
paralelos [0001] o a pequeños ángulos de [0001], con un valor medio de 0’3 J/m2.
Un cálculo basado en la electrostática da un valor de 0’5 J/m2 para
el defecto basal en 
; sin embargo, valores 10 veces
mayores que este fueron observados para defectos en los prismas planos 
. Esta
discrepancia probablemente sea debida al inadecuado potencial de Coulomb
utilizado; una explicación alternativa es que la precipitación de los defectos
de punto sobre los defectos verdaderos ocurre, dando la impresión de que la
energía de defecto es baja y más bien isotrópica.
Finalmente, la
simetría trigonal de la α-Alúmina da
lugar a la aparición de un tipo singular de
dislocación parcial en la fallida red de dislocación interfacial
desarraigada alrededor de espontáneos microagrietamientos mitigados.
Considerando nuevamente la reacción (1), pero esta vez cambiando el signo de la
parcial :
(7) 
no es un vector
reticular en la α-Alúmina, y la región
en la red de dislocación limitada por tales dislocaciones es por necesidad
defectuosa. El análisis de contraste TEM(Microscopía electrónica de
transmisión) confirmó que las redes de dislocación en los microagrietamientos
mitigados no basales pueden ser siempre descritas en términos de dos posiciones
parciales de entrecruzadas
por una posición de las parciales 
; además los nodos descritos por
ambas reacciones (1) y (7), fueron encontrados.