1、Grain or Crystalline StructureG r a i n BoundaryCrystalsc/a=1.57-1.64 立方系的一些晶面指数n单晶体: 各方向上的原子密度不同各向异性 n多晶体: 晶粒方向性互相抵消各向同性 n存在着一系列缺陷: 点缺陷、线缺陷、面缺陷 材料理论强度（G/30)/GPa实验强度/MPa理论强度/实验强度银铝铜镍铁钼铌镉镁（柱面滑移）钛（柱面滑移）铍（基面滑移）铍（柱面滑移） 2.64 2.37 4.10 6.70 7.10 11.33 3.48 2.07 1.47 3.54 10.32 10.32 0.37 0.78 0.49 3.27.35
2、 27.5 71.6 33.3 0.57 39.2 13.7 1.37 5.2 7103 3103 8103 2103 3102 2102 1102 4103 410 3102 8103 2102一些金属材料的实验屈服强度和理论屈服强度其中最大一个矛盾就是晶体的实际强度远低于其理论强度。所谓晶体的实际强度就是实验测得的单晶体的临界分切应力，其值约为104108G，G是晶体的剪切模量，而理论强度则是按完整晶体刚性滑移模型计算的强度。按照此模型，晶体滑移时晶体各部分是作为刚体而相对滑动的，连接滑移面两边的原子的结合键将同时断裂。这种刚性滑移模型类似于一堆扑克牌滑开的情形。 点缺陷有两种基本类型，即
3、空位和间隙原子。前者是未被占据的（或空着的）原子位置，后者则是进入点阵间隙中的原子。除了外来杂质原子这样的间隙原子外，晶体中的空位和间隙原子的形成是和原子的热运动或机械运动有关的。 众所周知，固体中的原子是围绕其平衡位置作热振动的。由于热振动的无规性，原子在某一瞬时可能获得较大的动能或较大的振幅而就离平衡位置。如果此原子是表面上的原子，就会脱离固体而“蒸发”掉，接着次表面的原子就会迁移到表面的空位置，于是就在晶体内部形成一个空位。如果此原子是晶体内部的原子，它就会从平衡原子位置进入附近的点阵间隙中，于是就在晶体中同时形成一个空位和一个间隙原子。 在实际晶体中，点缺陷的形式可能更复杂。例如，即使
4、在金属晶体中，也可能存在两个、三个甚至多个相邻的空位，分别称为双空位、三空位或空位团。但由多个空位组成的空位团从能量上讲是不稳定的，很容易沿某一方问“塌陷”成空位片（即在某一原子面内有一个无原子的小区域)。同样，间隙原子也未必都是单个原子，而是有可能m个原子均匀分布在n个原子位置的范围内（mn），形成所谓“挤塞子”（crowdion）。刃型位错刃型位错 L：位错线长度，V：体积，r：位错密度。 VL一般退火晶体： r =106-108/cm2超薄单晶体： r 103/cm2冷变形金属： r =1011-1012/cm2 M.F. Ashby and D.R.H. Jones, Engineer
5、ing Materials 1, 2nd ed. (2002)Direct observation of niobium segregation to dislocations in steel局部滑移局部滑移 形成位错的方式，即局部滑移和局部位移 如果晶体的一部分区域发生了一个原子间距的滑移，另一部分区域不滑移，那么在滑移面上已滑移区和未滑移区边界处的原子将如何排列呢？显然，在边界处原子的相对位移不可能是从1个原子间距突然变为0，否则此处就会发生原子的“重叠”或出现“缝隙”。可见，已滑移区和未滑移区的边界不可能是一条几何上的“线”，而是一个过渡区。在此区内，原子的相对位移从1个原子间距逐渐减
6、至O。这个原子错配的过渡区域便称为位错。 位错中心区（即过渡区）内原子究竟如何排列呢？它取决于位错线（也就是已滑移区和未滑移区的边界线）与滑移方向二者的相对位向。根据相对位向，可将位错分为以下三类：（1）刃型位错（2）螺型位错（3）混合位错（1）刃型位错）刃型位错 位错线垂直于滑移方向位错线垂直于滑移方向 上图是简单立方晶体局部滑移的示意图。图中ABCDA是滑移面，箭头是滑移方向，它和已滑移区（左边）未滑移区（右边）的边界线EF垂直。这种和滑移方向垂直的位错便称为刃型位错或简称刃位错。 从上侧两个图可以看出，刃型位错的结构（即过渡区内的原子排列或原子组态）有一个特点，就是存在一个对称的半原子面
7、。由此可见，刃型位错也可看成是通过在完整晶体中插入半个原子面而形成的，半原子面的边缘EF就是刃型位错线，因为它像刀刃。在位错EF处，滑移面上下的原子严重错排（或说错配度最大）。（2 2）螺型位错）螺型位错 位错线平行于滑移方向位错线平行于滑移方向 （3 3）混合位错）混合位错 位错线和滑移方向成任意角度位错线和滑移方向成任意角度。 当位错线既不平行、又不垂直于滑移方向时，可以将晶体的滑移（滑移面两边的相对位移a)分解为： 平行于边界线的位移分量acos和 垂直于边界线的分量asin，也就是将位错看成是由螺型位错和刃型位错混合而成的，故称为混合位错。 混合位错 局部位移局部位移 形成位错的方式，
8、即局部滑移和局部位移 从力学上讲，上面讨论的局部滑移实际上是一种剪应变。我们知道，一般的应变应该既有剪应变分量，又有正应变分量。因此，我们应该将形成位错的方式由局部滑移推广到局部位移。局部位移如何形成位错？主要有以下四步操作： （1）在晶体中作一个切面。这个切面不仅可以是平面，也可以是曲面，但切面不能贯穿晶体，它必须终止于晶体内部。 （2）让切面两边的晶体发生相对位移u，但在已发生相对位移u的区域和不发生位移的区域之间也必须有一个过渡区，在此区内位移由u逐渐减至0。 （3）在已发生位移u的区域内，如果由于发生位移u而产生了缝隙，则按点阵的周期性规律填补原子；如果产生了原子的堆积，则将多余的（堆
9、积的）原子去掉，以维持点阵上原子的周期性排列。 （4）将切面两边的晶体粘结。 经过以上四步操作后，切面的边界线就是位错线。 以上讨论了两种形成位错的方式。虽然它们未必是晶体中形成位错的实际方式（或原因），但按这两种方式形成的位错仍具有普遍性。不仅如此，局部滑移或局部位移的概念还有助于我们更好地理解位错的许多特点和性质。例如，由于位错线可以看成是局部滑移或局部位移区的边界，位错线就必然是连续的，它不可能起、止于晶体（或晶粒）内部，只能起、止于晶体表面或晶界。 金属结构在堆垛时，没有严格的按照堆垛顺序，形成堆垛层错。层错是一种晶格缺陷，它破坏了晶体的周期完整性，引起能量升高，通常把单位面积层错所增
10、加的能量称为层错能。 层错能出现时仅表现在改变了原子的次近邻关系，几乎不产生点阵畸变。所以，层错能相对于晶界能而言是比较小的。层错能越小的金属，则层错出现的几率越大。 在层错能较高的金属如铝及铝合金、纯铁、铁素体钢（bcc）等热加工时，易发生动态回复，因为这些金属中易发生位错的交滑移及攀移。而奥氏体钢(fcc)、镁及其合金等由于层错能低，不发生位错的交滑移，所以动态再结晶成为动态软化的主要方式。根据晶界结构特点，晶界类型的划分有多种方法： （l）根据两相邻晶粒位向差的大小，而分为小角度晶界（10）。 （2）根据两相邻晶粒位向差性质，而分为倾斜晶界、扭转晶界、混合晶界。 （3）根据晶界两侧原子匹
11、配程度，而分为共格、半共格、非共格晶界。小角度晶界 小角度晶界的结构可以用位错模型来解释，即小角度晶界可以看作是由一系列位错所组成。 （1）对称倾侧晶界 （2）不对称倾侧晶界 （3）扭转晶界 （1）对称倾侧晶界 对称倾侧晶界相当于两部分晶体，沿着平行于界面的某一轴线，各自转过方向相反的2而形成的。两晶粒位向差为，如下图1所示。此晶界相当于两个晶粒的对称面，它只有一个自由度。 （1）对称倾侧晶界 对称倾侧晶界是由一系列平行等距的刃位错垂直排列而组成，如下图2所示。位错间距D与柏氏矢量和位向差之间有如下关系： 位向差很小时 可以设想，当位向差很大时，位错间距离D很小，位错密度很大。 如果晶界面不是
12、两个晶粒的对称面,而是和对称面之间有一 个角度的任意面,如图3所示。此晶界和其中一个晶粒中的100之间的夹角为（+/2），而和另一个晶粒中的100之间夹角为（/2）。这种晶界有 2个自由度，即位向差和确定晶界相对于某一晶粒位向的角，这种晶界称为不对称的倾侧晶界。 （2）不对称倾侧晶界 假设一块晶体，中间沿某一晶面切开，分成两块晶体，然后绕垂直 晶面的一中心轴旋转一个角度，此时两块晶体之间形成的界面称为扭转晶界。这种晶界的自由度为1，即位向差。扭转晶界是由两组正交螺位错所组成的网络构成的。它和倾侧晶界的区别在于转轴不同，倾侧晶界形成时，转轴在晶界内，而扭转晶界的转轴垂直于晶界。 （3）扭转晶界
13、扭转晶界)(nu面心立方结构中的(001)面相符扭转晶界 大角度晶界 由于大角度晶界的结构复杂，过去虽提出过一些模型，但均未能给出晶界结构的清晰细节，也未能圆满地解释晶界的一些性质。直至近些年来，根据场离子显微镜的观察；表明大角度晶界也只是几个的很窄的一个过渡区，其中由原子规则排列的“好区”与紊乱排列的“坏区”组成。 有人提出了大角度晶界重合位置点阵模型，所谓重合位置点阵是将两个晶粒的点阵，分别向空间延伸，使其相互穿插，则其中有些点阵会相互重合。这些重合位置的阵点构成了一个新的空间点阵，它的晶胞一般是很大的，而这种大晶胞对说明晶界结构不起什么作用。但如果这两个相邻晶粒具有特殊的取向关系，则重合
14、位置点阵晶胞可以大大缩小。 大角度晶界 ExternalCrystalOrientation大角度晶界 External 孪晶界也分为两类，共格孪晶界共格孪晶界与非共格孪晶界非共格孪晶界，如图所示共格孪晶界就是孪生面，两侧晶体以此面为对称面，构成镜面对称镜面对称关系。在孪晶面上的原子同时位于两个晶体点阵的结点上，为两晶体所共有，自然地完全匹配，使此孪晶面成为无畸变的完全共格界面。它的能量很低，很稳定。 当孪生切变区与基体的界面不和孪生面重合时，这种界面称为非共格孪生面，它是孪生过程中的运动界面。随非共格孪生面的移动，孪晶长大。非共格孪晶界是一系列不全位错组成的位错壁，孪晶界移动就是不全位错的运
15、动。 反相畴反相畴界（界（antiphase boundaryantiphase boundary，antiphase domain boundaryantiphase domain boundary）一般缩写为APB，是晶格中的一种畴界面。由它所分隔的晶畴称为反相畴（antiphase domains，四方Au Cu合金之反相畴的（001）投影示意图实心圆与空心圆分别代表Au、Cu原子；实线代表APB；平移矢量R=12(a+b)；指示刃位错露头缩写为APB）。在相互邻接的任意两块APD之间，它们中原子分布的位相关系是相反的，畴内晶格本身所具有的平移对称性在APB上被中断而互不连续，但二相邻畴
16、间可以通过一个确定的平移矢量（通常为晶胞基矢或它们之矢量和的1/2）之作用而使晶格彼此重复。通常每一块APD都被APB所包围，在截面上呈封闭的曲线，但APB也可在一个刃位错处被终止。Strained bondBroken bond(dangling bond)Grain boundaryVoid, vacancySelf-interstitial type atomForeign impurityThe grain boundaries have broken bonds, voids, vacancies,strained bonds and interstitial type atoms.
17、 The structure of the grainboundary is disordered and the atoms in the grain boundaries have higherenergies than those within the grains.位错的表征参数主要有柏氏矢量和位错密度柏格斯回路：由此引出位错的普遍定义，并得到一个表征位错性质的重要矢量柏格斯矢量。 柏氏矢量的物理意义 守恒性 如何表征位错 （a a）围绕一刃型位错的柏氏迥路；（）围绕一刃型位错的柏氏迥路；（b b）完整晶体中的相同迥路；迥）完整晶体中的相同迥路；迥路缺损即为柏氏矢量。路缺损即为柏氏矢量
18、。柏格斯回路（Burgers circuit） 柏格斯回路是在有缺陷的晶体中围绕缺陷区将原子逐个连接而成的封闭回路，简称柏氏回路。 为了判断柏氏回路中包含的缺陷是点缺陷还是位错，只需在无缺陷的完整晶体中按同样的顺序将原子逐个连接。如果能得到一个封闭的回路，那么原来的柏氏回路中包含的缺陷是点缺陷。如果在完整晶体中的对应回路不封闭（即起点和终点不重合），则原柏氏回路中包含的缺陷是位错。这时为了使回路封闭还需增加一个向量 b b，如右图所示。b b便称为位错的柏格斯矢量，或简称柏氏矢量。（a）（b）（a a）围绕一螺型位错的柏氏迥路；（）围绕一螺型位错的柏氏迥路；（b b）完整晶体中）完整晶体中的相
19、同迥路；迥路缺损即为柏氏矢量。的相同迥路；迥路缺损即为柏氏矢量。（a）（b） 柏氏矢量是完整晶体中对应回路的不封闭段。这是由柏氏矢量是完整晶体中对应回路的不封闭段。这是由于有缺陷的晶体发生了局部滑移或局部位移（对刃型或混于有缺陷的晶体发生了局部滑移或局部位移（对刃型或混合位错）的结果。由此即可推知柏氏矢量合位错）的结果。由此即可推知柏氏矢量b b的物理意义如的物理意义如下：下： 1 1、b b是位错的滑移矢量（对可滑位错）或位移矢量（对是位错的滑移矢量（对可滑位错）或位移矢量（对刃型位错）。刃型位错）。 2 2、b b是在有缺陷的晶体中沿着柏氏回路晶体的弹性变形是在有缺陷的晶体中沿着柏氏回路晶
20、体的弹性变形（弹性位移）的迭加。（弹性位移）的迭加。 3 3、b b越大，由于位错引起的晶体弹性能越高。越大，由于位错引起的晶体弹性能越高。 柏氏矢量的物理意义 对可滑移的位错，b总是平行于滑移方向。因此，当b垂直于位错线时，位错是刃型的，当b平行于位错线时，位错是螺型的。当b和位错线成任意角度时，位错是混合型的。 为了进一步表示刃型位错的正、负，或螺型位错是左旋还是右旋，需将位错线l看成是矢量L，并作以下规定： 1、lb指向附加的半原子面。 2、l/b表示右旋螺位错，l/（b）则表示左旋螺位错。 柏氏矢量和位错的表征 正刃型正刃型负刃型负刃型右旋右旋左旋左旋混合型混合型位错的表示位错的表示
21、如果若干条位错线交于一点（此点称为节点），如果若干条位错线交于一点（此点称为节点），那么那么“流入流入”节点的位错线的柏氏矢量之和必等节点的位错线的柏氏矢量之和必等于于“流出流出”节点的位错线的柏氏矢量之和，即：节点的位错线的柏氏矢量之和，即： b i= b j 这个性质就称为柏氏矢量的守恒性。所谓“流入”和“流出”节点的位错线分别是指正向指向节点和背离节点的位错线。柏氏矢量的守恒性柏氏矢量的守恒性 位错密度位错密度位错密度位错密度定义为单位体积的晶体中位错线的总长度。因此，如果在体积为V的晶体中位错线的总长度为L L，则位错密度为=L=LV V。由于位错线的形状和分布都是不规则的，很难从实验
22、中直接测出L L。为了便于实验测量，人们假定晶体中的位错都是彼此平行的直线形状，每条位错线长度都是l l，如左图所示。如果晶体中共有N条位错线，那么位错密度为： 式中 l，d，h是晶体的尺寸（见左图）,A=hd是垂直于位错线表面（观察表面）的面积。上式表明，位错密度等于在垂直于位错线的平面上单位面积内的位错露头数（位错露头是指位错线和观察表面的交点）。由于位错露头处的原子处于亚稳状态，只要选择适当的腐蚀剂，此处就会被优先腐蚀而形成蚀坑。因此只要测定单位观察表面内的蚀坑数即得到位错密度。ANhdNhdlNlVNl 刃型位错的运动刃型位错的运动 螺型位错的运动螺型位错的运动 混合位错的运动混合位错
23、的运动 位错运动位错运动 讨论单个位错的运动，包括运动方式、运动面（指位错运动所在的平面）、运动方向及位错运动与晶体宏观变形及受力的关系等。 我们按刃型、螺型和混合型三种位错情形进行讨论 （1）滑移 位错的滑移就是它在滑移面上的运动，也就是局部滑移区的扩大或缩小。位错的运动面是滑移面lb。位错线的运动方向就是滑移方向，因而和位错线垂直。 位错的运动并不代表原子的运动，它只代表缺陷区或已滑移区未滑移区边界（在刃型位错的情形下就是附加半原子面的边缘）的移动。 位错的滑移和原子的运动（或晶体的滑移）之间定量的关系是，当位错扫过整个滑移面时（也就是当位错从晶体的一端运动到另一端时）滑移面两边的原子（或
24、两半晶体）相对位移一个柏氏矢量b的距离。这一点从位错是局部滑移区的边界和b是滑移矢量出发是很容易理解的。 刃型位错的运动刃型位错的运动 高温下位错不仅可以滑移，而且还可以攀移。所谓攀移就是位错线上的原子扩散到晶体中其它缺陷区（如空位、晶界等），从而导致半原子面缩小，位错线沿滑移面法线方向上升；或者反过来，晶体点阵上的原子扩散到位错线下方，从而导致半原子面扩大，位错线沿滑移面法线方向下降。我们将这种位错线沿滑移面法线方向的运动称为攀移。 攀移虽然是高温扩散引起的，但外加应力也有影响。显然，作用在半原子面上的拉应力有助于半原子面的扩大而阻碍半原子面的缩小，压应力则相反。于是可以简单地说，拉应力引起
25、“负攀移”，压应力引起“正攀移”。 （2 2）攀移）攀移 螺型位错的运动 螺型位错滑移时，位错线运动的方向也是和位错线垂直的。混合位错的运动 混合位错也有两种运动方式，即守恒运动和非守恒运动。前者就是位错在滑移面(lb)上滑移。后者是位错线脱离滑移面的运动，但不是纯粹的攀移，而是由它的刃型分量的攀移和螺型分量的滑移合成的运动。位错运动位错运动 位错彼此交叉通过的过程叫做位错的交割交割后，可能在位错线上产生弯折柏氏矢量不变、长度与另一位错的柏氏矢量相同的弯折（位错段） 扭折位于原滑移面上的弯折，不影响原位错滑移 割阶垂直原位错滑移面的弯折，可能阻碍原位错滑移例一：两刃位错，b1b2 22b2 b
26、1 21fb2 b1 1b1 割阶滑移方向和原位错一致，所以2可以带着滑移割阶运动割阶b1 12b2 b2 2b1 1两段弯折是在原滑移面上的螺位错，是扭折，不稳定，在线张力作用下，使其变直，直到最后消失。扭折(螺)扭折(螺)例二：两刃位错,b1b2 bs be sesbs be e割阶扭折(刃)两位错运动交割后，在s上产生扭折，在e上产生割阶，可以和位错一起运动（非滑移攀移）例三：刃螺位错,es ，bebs 位错的起源和增殖位错的起源和增殖 实验发现，材料在凝固、固态冷却、外延生长等过程中都可能形成位错。 凝固过程中形成位错的原因是：（1）“仔晶”或其它外来晶核表面（包括容器壁）上错排或其它
27、缺陷直接“长入”正在凝固的晶体中。（2）在不同部位成核和长大的晶体（如树枝晶）由于位向不同在相遇时界面原子必然“错配”而形成（界面）位错。 在固态冷却（特别是快冷）过程中形成位错的原因有：（1）当固体从接近熔点的温度急冷时得到大量的（过饱和的）空位，这些空位可以通过扩散聚集成大的空位团，空位团又进一步塌陷为空位片即位错环。这种位错环往往优先在密排面上形成。（2）由于温度梯度、杂质等因素引起内应力，导致各部分晶体收缩不均匀而形成位错。任何引起应力集中的因素都会加速这种位错的形成。（3）由于冷却过程中发生再结晶或固态相变，使晶界或相界面上原子错配而形成界面位错。（4）在非常高的外加应力作用下无缺陷
28、的均匀晶体（理想晶体）中也可能形成位错，但这种几率一般较小。 尽管在晶体的制备过程中往往会形成位错，但通过严格地控制材料的成分和制备工艺，仍然有可能获得无位错或位错很少的晶体，例如晶须和一些半导体材料就是如此。位错的起源位错的起源位错的起源和增殖位错的起源和增殖位错的增殖机制 位错增殖的机制主要有以下三种。（1）L型位错增值机制和 FrankRead位错源 （2）多次交滑移增殖机制 （3）基于位错攀移的增殖机制 位错的增殖位错的增殖L形位错机制 右图画出了一个L型位错 EDC，其柏氏矢量为b。这个位错的特点是，它的各段（ED段和DC段）不在同一个滑移面上。由于种种原因，某一段位错，如ED段，不
29、能滑移。在图中，由于只有一个剪应力分量的作用，故ED段位错不能滑移，只有DC段位错能滑移。但由于D点不动，故DC段位错在滑移过程中是围绕D点（即DE轴）旋转的。图中画出了DC位错旋转了不同的角后的位置DC1，DC2，DC3，等。它们都是在晶体滑移过程的各阶段，已滑移区和未滑移区的边界。 （1 1）L L型位错增值机制和型位错增值机制和 FrankFrankReadRead位错源位错源 FrankRead 位错源 在L形位错增殖机制的基础上，Frank的和 Read提出了U形位错增殖机制，又称为FrankRead源（或简称FR源）。它是由两段极轴位错ED和ED，以及一条扫动位错DD组成的U形位错
30、EDDE。它的柏氏矢量为 b b，如左图所示。（图面为滑移面，ED和ED两段极轴位错均垂直于图面）。 （1 1）L L型位错增值机制和型位错增值机制和 FrankFrankReadRead位错源位错源 Dislocation Loop: Frank Reed Frank-Read sourcesDash, Dislocation and Mechanical Properties of Crystals, Wiley (2005). 多次交滑移如何能使位错增殖呢？显然，如果整个位错线都参与交滑移过程，那么在滑移过程中位错密度不可能增加，而且除了最后的一个主滑移面外，在其它主滑移面（包括初始滑移
31、面）上滑移都不可能在晶体表面产生滑移台阶，因为只有在最后一个主滑移面上滑移的位错线才能达到晶体表面。由此可见，要想通过多次（至少两次）交滑移使位错增殖并产生大量的塑性变形，就要求位错线的一部分（而不是整个位错线）发生交滑移。右图画出了面心立方晶体中通过双交滑移实现位错增殖的机制（或过程）（2）多次交滑移增殖机制）多次交滑移增殖机制 在晶体中存在过饱和空位的情况下，通过刃型位错（或混合位错的刃型分量）的攀移也可使位错增殖。 （3 3）基于位错攀移的增殖机制）基于位错攀移的增殖机制 Cai M, Langford S C, Dickinson J T. Orientation dependence
32、 of slip band formation in single-crystal aluminum studied by photoelectron emissionJ. Acta Materialia, 2008, 56(20): 5938-5945.（a a）Optical microscopy image showing a slip band Optical microscopy image showing a slip band bundle produced by deformation. The tensile bundle produced by deformation. T
33、he tensile direction is horizontal and the slip bands are direction is horizontal and the slip bands are inclined about 54 to the tensile axisinclined about 54 to the tensile axis（b b）3D projection of an AFM image of a single crystal 3D projection of an AFM image of a single crystal deformed to a st
34、rain of 0.125 (a) showing the stair-like deformed to a strain of 0.125 (a) showing the stair-like structure of slip bands and (b) the faint wavy structure structure of slip bands and (b) the faint wavy structure formed between slip band bundles. The tensile axis isformed between slip band bundles. T
35、he tensile axis is112 and the surface normal is (1 10).112 and the surface normal is (1 10).（a）（b）滑移面的表示：，分别为滑移面与晶轴的截距，为晶格常数。对于体心立方、面心立方， zyxSaSaSaGold (Au) - fccIron (Fe), Vanadium (V), Chromium (Cr) - bcc 对bcc金属，其滑移面除110外，在112、123晶面上也经常滑移，这样，滑移系共有48个； 滑移面对温度具有敏感性，如Al低温时滑移沿111面进行，高温时则沿着100晶面进行； 滑移系
36、越多，则金属发生滑移的可能性越大，该金属的塑性也越好。滑移系越多，则金属发生滑移的可能性越大，该金属的塑性也越好。 如果滑移系数目相同，则滑移方向越多，塑性越好。如果滑移系数目相同，则滑移方向越多，塑性越好。滑移系：滑移系：1212（62）有有6 6个个110110面，每个面，每个110110面上有面上有2 2个个方向。方向。 - -Fe,Cr,W,Mo,V,NbFe,Cr,W,Mo,V,Nb。滑移系：滑移系：1212（43）有有4 4个个111111面，每个面，每个111111面上有面上有3 3个个方向。方向。 - -Fe,Cu,Al,Ni,Au,AgFe,Cu,Al,Ni,Au,Ag。滑移
37、系：滑移系：3 3（31）有有1 1个底面，每个底面上个底面，每个底面上有有3 3个滑移方向。个滑移方向。Mg,Zn,Cd,Be,Mg,Zn,Cd,Be, - -TiTi。体心立方结构(bcc)面心立方结构(fcc)密排六方结构(hcp)11011100010211n一个位错移到晶体表面时，便形成一个原子间距的滑移量。同一滑移面上，有大量的位错移到晶体表面时，则形成一条滑移线。 剪切力剪切力 )1(/212vbaevGv：波松比a：滑移平面间的距离b：沿滑移方向原子间的距离 uvw is perpendicular to (uvw)0AF作用在横断面A0上的正压力coscosAA0FFS作用在
38、滑移面A上，沿作用力F方向的应力作用在滑移面A上，沿滑移方形的分切应力的应力coscoscosS同理，作用在滑移面上的正应力为2coscosSnsFP0coscoscoscos0skFPcoscos取向因子 滑移面和滑移方向与外力成45角，为软取向否则为硬取向单晶体拉伸单晶体压缩发生多系滑移时，在抛光的金属表面就不是平行的滑移线，而是两组或多组交叉的滑移线 grain A taken in the ex-T5 ED sample during tensile test at 523 K (250oC).Wang H, Boehlert C J, Wang Q D, et al. In-situ
39、 analysis of the slip activity during tensile deformation of cast and extruded Mg-10Gd-3Y-0.5 Zr (wt.%) at 250 CJ. Materials Characterization, 2016, 116: 8-17.(Color online) Representative SE SEM photomicrographs showing pyramidal slip of the cast-T6 sample tested at 250oC to 11.2% strain. The ident
40、ified sliptraces for basal slip (red) and pyramidal slip (grey) are labelled along with the Schmid factors. 面心立方晶体孪生变形示意孪生面和孪生方向孪生面和孪生方向孪生变形时的晶面移动情况孪生变形时的晶面移动情况孪生面孪生面n孪生：晶体在切应力的作用下，其一部分沿某一定晶面和晶向，按一定的关系发生相对的位向移动，其结果使晶体的一部分与原晶体的位向处于相互对称的位置。 发生孪生的条件发生孪生的条件 镁中的变形孪晶和滑移带镁中的变形孪晶和滑移带 n孪生变形点阵的再取向是有规律的，变形后晶体与
41、未变形部分晶体以孪晶面为对称面。当变形条件既不利于滑移又不利于孪生时，晶体点阵则以非对称的方式变向，称为不对称变向。变形部分相对未变形部分取向的是无规律的，并不成对称关系。这种变形方式在金属中常见到的有扭折带和形变带。 n扭折带的形成对塑性变形有两种作用，一种是协调变形；二是进一步促进变形。 n在变形晶体的某些微区中，其点阵相对原来点阵发生转动而形成形变带。经x射线的研究可知，带中的取向转动不同于扭折带，取向不是突变而是渐变的，其转动程度取决于变形量。n多晶体是由许多微小的单个晶粒杂乱组合而成。n多晶体在其组织结构上的特点：（1）多晶体的各个晶粒，其形状和大小是不同的，化学成分和力学性能的分布
42、不均匀；（2）多晶体各相邻晶粒的取向一般不同；（3）在多晶体中存在大量的晶界，晶界的结构和性质与晶粒本身不同，并在晶界上聚集着其它物质的杂质。 Grain or Crystalline StructureGrain Boundary多晶体变形的竹节现象多晶体变形的竹节现象 晶粒变形的整体性晶粒变形的整体性 晶粒1晶粒2晶粒1晶粒2n晶粒内部的塑性变形机制 滑移、孪生、非晶机构、晶块转动，等等n晶粒间的塑性变形机制 晶粒的转动和移动 溶解沉积机制 粘滞性晶间流动 n拉伸试验表明，有些金属其拉伸曲线是逐渐连续变化的，没有明显的屈服极限，也有些金属材料（如低碳钢），在拉伸曲线上有明显的上、下屈服点，在下屈服点后有一应力平台区域（或带有少量的应力起伏），而产生屈服平台效应，或称为屈服效应。 n金属变形后，于室温经长时间停留（或加热到一定温度，短时间保温），金属的屈服点应力提高（强度和硬度也随之提高），并在拉伸试验中出现屈服台阶的现象称为形变时效或应变时效。 课后作业课后作业HomeworkHomeworkn何谓滑移面、滑移方向、滑移系？体心立方晶格、面心立方晶格以及密排六方晶格金属的滑移系各为多少？画图说明。n何谓临界切应力？ 哪些因素对其产生何影响？ n阐述滑移与孪生的区别 n画图说明什么叫屈服效应？ 试解释低碳钢存在的屈服效应现象的主要原因。
