1、第六章第六章 固体材料的变形与断裂固体材料的变形与断裂u材料在外力作用下，当外力较小时将发生弹性变形，随着材料在外力作用下，当外力较小时将发生弹性变形，随着外力的逐步增大，进而会发生永久变形，直至最终断裂。外力的逐步增大，进而会发生永久变形，直至最终断裂。在这个过程中，不仅其形状或尺寸发生了变化，其内部组在这个过程中，不仅其形状或尺寸发生了变化，其内部组织以及相关的性能也都会发生相应变化。织以及相关的性能也都会发生相应变化。u研究材料在塑性变形中的行为特点，分析其变形机理以及研究材料在塑性变形中的行为特点，分析其变形机理以及影响因素具有十分重要的理论和实际意义。影响因素具有十分重要的理论和实际
2、意义。第一节第一节 弹性变形弹性变形6.1.1 普弹性普弹性图 弹性变形与塑性变形图 双原子模型u弹性的实质是原子作用势弹性的实质是原子作用势的不对称性。的不对称性。u可以用双原子模型来解释。可以用双原子模型来解释。 u弹性变形的主要特点是：弹性变形的主要特点是：u(1)可逆性可逆性 去掉外力，变去掉外力，变形就消失。形就消失。u(2)线性线性 应力和应变间满应力和应变间满足直线关系。足直线关系。u(3)弹性变形量小弹性变形量小 一般说一般说来，金属材料和陶瓷材料来，金属材料和陶瓷材料的弹性变形很小，高聚物的弹性变形很小，高聚物材料的弹性变形可以比较材料的弹性变形可以比较大。大。 GE)1 (
3、2EGu弹性模量是材料结合强度的标志之一。主要的影响因素有：弹性模量是材料结合强度的标志之一。主要的影响因素有：u（1）结构）结构 弹性模量与原子序数呈周期性变化趋势。弹性模量与原子序数呈周期性变化趋势。u（2）温度的影响）温度的影响 T升高，热振动加剧，晶格势能发生变升高，热振动加剧，晶格势能发生变化，化，E下降。下降。u（3）合金元素的影响）合金元素的影响 一般说来，一般说来，E对结构不敏感。少量对结构不敏感。少量的合金元素不影响的合金元素不影响E，但大量的合金化，可使，但大量的合金化，可使E发生显著发生显著变化。这是因为固溶体中溶质元素在周围晶体中引起畸变，变化。这是因为固溶体中溶质元素
4、在周围晶体中引起畸变，从而使从而使E下降。下降。图 弹性模量与原子序数的变化关系 0.280.350.380.490.3520.7110.310-410-340钢钢铜铜聚乙烯聚乙烯橡胶橡胶氧化铝氧化铝泊松比泊松比E/104MPa材料材料表 几种不同材料的弹性模量6.1.2 滞弹性滞弹性u在低于弹性极限的应力范围内，实际固体的应力和应变不在低于弹性极限的应力范围内，实际固体的应力和应变不是单值对应关系，往往有一个时间的滞后现象，这种特性是单值对应关系，往往有一个时间的滞后现象，这种特性称为滞弹性。称为滞弹性。第二节第二节 单晶体的塑性变形单晶体的塑性变形u虽然工程中应用的通常是多虽然工程中应用的
5、通常是多 晶，晶，但多晶体的变形是和其但多晶体的变形是和其 中各中各个晶粒变形相关的。因个晶粒变形相关的。因 此，单此，单晶体的变形是金属变晶体的变形是金属变 形的基形的基础。础。u单晶受力后，在它晶面上可以分解出平行于晶面和垂直于单晶受力后，在它晶面上可以分解出平行于晶面和垂直于晶面的两个分量，前者称为切应力，后者称为正应力。晶面的两个分量，前者称为切应力，后者称为正应力。u切应力产生塑性形变而正应力不产生塑性形变。切应力产生塑性形变而正应力不产生塑性形变。 6.2.1 滑移滑移u1.滑移现象滑移现象u 如果对经过抛光的退火态如果对经过抛光的退火态工业纯铜多晶体试样施加工业纯铜多晶体试样施加
6、适当的塑性变形，然后在适当的塑性变形，然后在金相显微镜下观察，就可金相显微镜下观察，就可以发现原抛光面呈现出很以发现原抛光面呈现出很多相互平行的细线。多相互平行的细线。 图 工业纯铜中的滑移线 u在普通金相显微镜中发现在普通金相显微镜中发现的滑移线其实由多条平行的滑移线其实由多条平行的更细的线构成，现在称的更细的线构成，现在称前者为滑移带，后者为滑前者为滑移带，后者为滑移线。移线。图 滑移带形成示意图 u2.滑移系滑移系u晶体中的滑移只能沿一定的晶面和该面上一定的晶体学方晶体中的滑移只能沿一定的晶面和该面上一定的晶体学方向进行，我们将其称为滑移面和滑移方向。向进行，我们将其称为滑移面和滑移方向
7、。u滑移面和滑移方向往往是晶体中原子最密排的晶面和晶向，滑移面和滑移方向往往是晶体中原子最密排的晶面和晶向，这是由于最密排面的面间距最大，因而点阵阻力最小，容这是由于最密排面的面间距最大，因而点阵阻力最小，容易发生滑移，而沿最密排方向上的点阵间距最小，从而使易发生滑移，而沿最密排方向上的点阵间距最小，从而使导致滑移的位错的柏氏矢量也最小。导致滑移的位错的柏氏矢量也最小。u每个滑移面以及此面上的一个滑移方向称为一个滑移系，每个滑移面以及此面上的一个滑移方向称为一个滑移系，滑移系表明了晶体滑移时的可能空间取向。滑移系表明了晶体滑移时的可能空间取向。图 体心立方和面心立方晶体的滑移系u由于体心立方结
8、构是一种非密排结构，因此其滑移面并不由于体心立方结构是一种非密排结构，因此其滑移面并不稳定，一般在低温时多为稳定，一般在低温时多为112，中温时多为，中温时多为110，而高，而高温时多为温时多为123，不过其滑移方向很稳定，总为，不过其滑移方向很稳定，总为，因，因此其滑移系可能有此其滑移系可能有12-48个。个。 图 bcc晶体112 和123面的滑移系u3.滑移的临界分切应力滑移的临界分切应力u对滑移真正有贡献的是在对滑移真正有贡献的是在滑移面上沿滑移方向上的滑移面上沿滑移方向上的分切应力，也只有当这个分切应力，也只有当这个分切应力达到某一临界值分切应力达到某一临界值后，滑移过程才能开始进后
9、，滑移过程才能开始进行，这时的分切应力就称行，这时的分切应力就称为临界分切应力。为临界分切应力。 图 临界分析应力分析图称为取向因子coscoscoscosu c称为临界分切应力，其数值与称为临界分切应力，其数值与晶体的类型、纯度即温度等因晶体的类型、纯度即温度等因素有关，还与该晶体的加工和素有关，还与该晶体的加工和处理状态、变形速度以及滑移处理状态、变形速度以及滑移系类型等因素有关。系类型等因素有关。 图 镁单晶屈服应力与晶体取向的关系coscosscs99.9599.99 99.9699.999.8纯度0.81 13.7 0001 1010 密排六方MgTi27.4433.8 110110
10、 体心立方FeNb0.790.495.68 111 111111面心立方AlCuNic（MN/m2）滑移方向滑移面晶体结构金属图 一些金属单晶的临界分切应力u4.滑移时的晶体转动滑移时的晶体转动图 滑移时的晶体转动a.压缩前 b.压缩后图 拉伸时晶体转动机制示意图 u由上述可知：晶体在滑移过程中不仅滑移面发生转动，而由上述可知：晶体在滑移过程中不仅滑移面发生转动，而且滑移方向也逐渐改变，最后导致滑移面上的分切应力也且滑移方向也逐渐改变，最后导致滑移面上的分切应力也随之变化。由于随之变化。由于45时，其滑移面上的分切应力最大，时，其滑移面上的分切应力最大，故经滑移与转动后，若故经滑移与转动后，若
11、角趋近角趋近45，则分切应力不断增，则分切应力不断增大而有利于滑移；反之，若大而有利于滑移；反之，若角远离角远离45，则分切应力逐，则分切应力逐渐减小，而使滑移系的进一步滑移趋于困难。渐减小，而使滑移系的进一步滑移趋于困难。 u5.多滑移多滑移u 由于很多晶系具有多组滑移系，决定滑移系能否开动的由于很多晶系具有多组滑移系，决定滑移系能否开动的前提条件是其分切应力能否达到其临界值，当某组滑移系前提条件是其分切应力能否达到其临界值，当某组滑移系开动后，由于不断发生晶面的转动，结果可能使得另一组开动后，由于不断发生晶面的转动，结果可能使得另一组滑移系的分切应力逐渐增加，并最终达到其临界值，进而滑移系
12、的分切应力逐渐增加，并最终达到其临界值，进而使得滑移过程能够沿两个以上滑移系同时或交替进行，这使得滑移过程能够沿两个以上滑移系同时或交替进行，这种滑移过程就称为称多滑移。种滑移过程就称为称多滑移。 u6.交滑移交滑移u两个或两个以上滑移面沿两个或两个以上滑移面沿着同一个滑移方向同时或着同一个滑移方向同时或交替进行滑移的现象，称交替进行滑移的现象，称作交滑移。作交滑移。 交滑移 6.2.2 孪生孪生u单晶体中如果滑移系由于单晶体中如果滑移系由于某些情况而不能开动，就某些情况而不能开动，就会发生另一种重要的变形，会发生另一种重要的变形，这就是孪生。这就是孪生。u在金相显微镜下一般呈带在金相显微镜下
13、一般呈带状，称为孪晶带。状，称为孪晶带。u1.孪生的晶体学孪生的晶体学u孪晶是晶体内部的一种均匀切变过程。孪晶是晶体内部的一种均匀切变过程。u面心立方面心立方 111面为孪生面，面为孪生面，为孪生方向。为孪生方向。fcc晶体晶体是一系列平行的是一系列平行的(111)面所构成面所构成(按按ABCABC规律规律)。若晶。若晶体中局部的几层体中局部的几层(111)面沿面沿112方向均匀移动，产生移动距方向均匀移动，产生移动距离为离为a/6112 的均匀切变。的均匀切变。u均匀移动是指每一个均匀移动是指每一个(111)面的移动距离，这是相对于其最面的移动距离，这是相对于其最临近晶面而言。临近晶面而言。
14、 (a)孪晶面与孪生方向 (b)孪生变形时晶面移动情况图 面心立方晶体孪生变形示意图 孪晶：变形与未变形两部分晶体合称为孪晶；孪晶：变形与未变形两部分晶体合称为孪晶； 孪晶界：均匀切变与未切变区的分界面（即两者孪晶界：均匀切变与未切变区的分界面（即两者 的镜面对称面）称为孪晶界；的镜面对称面）称为孪晶界； 孪晶面：发生均匀切变的那组晶面成为那个位孪孪晶面：发生均匀切变的那组晶面成为那个位孪晶面；晶面； 孪生方向：孪晶面的移动方向称为孪生方向。孪生方向：孪晶面的移动方向称为孪生方向。（1012）1011Zn,Cd,Be,Mg,Zn-Snhcp(112)111Cu-Zn()bcc(112)111W
15、bcc(112)111-Febcc(111)112Al,Cu-Al,Au-Agfcc孪生要素孪生要素合金系合金系晶体结构晶体结构表 一些晶体中的常见孪生要素 u2.孪生变形的特点孪生变形的特点u(1)孪生是在应力集中的局孪生是在应力集中的局部区突然萌生，萌发于局部区突然萌生，萌发于局部应力高度集中的地方。部应力高度集中的地方。u(2)孪生所需的切应力比滑孪生所需的切应力比滑移所需的要大移所需的要大10100倍。倍。u(3)孪生形核难，长大快，孪生形核难，长大快，通常以猝发的方式形成并通常以猝发的方式形成并使应力使应力-应变曲线上呈现锯应变曲线上呈现锯齿状齿状 。图 铜单晶在4.2K的拉伸曲线
16、（4）孪生是一种均匀切变，即切变区内与孪晶面平行的）孪生是一种均匀切变，即切变区内与孪晶面平行的每一层原子面，均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一每一层原子面，均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定距离，并且每一层原子相对于孪生面的切变量，跟它与定距离，并且每一层原子相对于孪生面的切变量，跟它与孪生面的距离成正比。孪生面的距离成正比。 （5）孪晶的两部分晶体形成镜面对称的位向关系。）孪晶的两部分晶体形成镜面对称的位向关系。u宏观上，都是切应力作用宏观上，都是切应力作用下发生的剪切变形；下发生的剪切变形；u微观上，都是晶体塑性变微观上，都是晶体塑性变形的基本形式，是晶体的形的基本形式，是晶体的一
17、部分沿一定晶面和晶向一部分沿一定晶面和晶向相对另一部分的移动；相对另一部分的移动；u都不会改变晶体结构；都不会改变晶体结构；u从机制上看，都是位错运从机制上看，都是位错运动结果。动结果。u滑移不改变晶体的位向，滑移不改变晶体的位向，孪生改变了晶体位向；孪生改变了晶体位向； u滑移是全位错运动的结果，滑移是全位错运动的结果，而孪生是不全位错运动的而孪生是不全位错运动的结果；结果； u滑移是不均匀切变过程，滑移是不均匀切变过程，而孪生是均匀切变过程；而孪生是均匀切变过程； u滑移比较平缓，孪生则呈滑移比较平缓，孪生则呈锯齿状；锯齿状；u两者发生的条件不同，孪两者发生的条件不同，孪生所需临界分切应力
18、值远生所需临界分切应力值远大于滑移。大于滑移。u形变孪晶：在形变过程中形成的孪晶组织，在金相形貌上形变孪晶：在形变过程中形成的孪晶组织，在金相形貌上一般呈现透镜片状，多数发源于晶界，终止于晶内，又称一般呈现透镜片状，多数发源于晶界，终止于晶内，又称机械孪晶。机械孪晶。u退火孪晶：变形金属在退火过程中也可能产生孪晶组织，退火孪晶：变形金属在退火过程中也可能产生孪晶组织，一般孪晶界面平直，且孪晶片较厚。一般孪晶界面平直，且孪晶片较厚。图 锌晶体中的形变孪晶和铜晶体中的退火孪晶组织u在一些晶体中，由于某些在一些晶体中，由于某些特殊原因，既不能进行滑特殊原因，既不能进行滑移也不能进行孪生的晶体移也不能
19、进行孪生的晶体将通过其他方式进行塑性将通过其他方式进行塑性变形。变形。u扭折是一种发生在晶体中扭折是一种发生在晶体中的局部弯曲的局部弯曲 。6.2.3 晶体的扭折晶体的扭折图 晶体的扭折示意图 第三节第三节 多晶体的塑性变形多晶体的塑性变形u实际使用的金属材料中，实际使用的金属材料中，绝大多数都是多晶材料。绝大多数都是多晶材料。虽然多晶体塑性变形的基虽然多晶体塑性变形的基本方式与单晶体相同。本方式与单晶体相同。u但实验发现，通常多晶的但实验发现，通常多晶的塑性变形抗力都较单晶高。塑性变形抗力都较单晶高。图 锌的单晶体与多晶体的应力应变曲线u在多晶体中，由于相邻各个晶粒的位向一般都不同，因而在多
20、晶体中，由于相邻各个晶粒的位向一般都不同，因而在一定外力作用下，作用在各晶粒滑移系上的临界分切应在一定外力作用下，作用在各晶粒滑移系上的临界分切应力值也各不相同，处于有利取向的晶粒塑性变形早，反之力值也各不相同，处于有利取向的晶粒塑性变形早，反之则晚。则晚。u前者开始发生塑性变形时，必然受到周围未发生塑性变形前者开始发生塑性变形时，必然受到周围未发生塑性变形晶粒的约束，导致变形阻力增大。晶粒的约束，导致变形阻力增大。u同时为保持晶粒间的连续性，要求各个晶粒的变形与周围同时为保持晶粒间的连续性，要求各个晶粒的变形与周围晶粒相互协调。晶粒相互协调。6.3.1 多晶体塑性变形过程多晶体塑性变形过程u
21、对只有两个晶粒的双晶试对只有两个晶粒的双晶试样拉伸结果表明，室温下样拉伸结果表明，室温下拉伸变形后，呈现竹节状。拉伸变形后，呈现竹节状。u说明室温变形时晶界具有说明室温变形时晶界具有明显强化作用。明显强化作用。 图 位错塞积6.3.2 晶粒大小对塑性变形的影响晶粒大小对塑性变形的影响u实践表明，多晶体的强度实践表明，多晶体的强度随其晶粒的细化而增加。随其晶粒的细化而增加。uHall-Patch关系：关系：图 屈服强度与晶粒尺寸的关系图 210kdsu细晶强化不仅提高了材料强度，同时改善了材料得塑性。细晶强化不仅提高了材料强度，同时改善了材料得塑性。u晶粒平均直径越小，位错源到晶界的距离晶粒平均
22、直径越小，位错源到晶界的距离L越小，所塞积越小，所塞积的位错数目的位错数目n越少，所引起的应力集中越不严重。越少，所引起的应力集中越不严重。u晶粒平均直径越小时，与应力集中作用半径相差不多，可晶粒平均直径越小时，与应力集中作用半径相差不多，可使晶内与晶界附近的应变度相差较小，使变形更均匀，因使晶内与晶界附近的应变度相差较小，使变形更均匀，因应力集中产生的裂纹机会少。应力集中产生的裂纹机会少。u因此晶粒越细塑性也越好。因此晶粒越细塑性也越好。6.3.3 多晶体应力应变曲线多晶体应力应变曲线u1.单晶体的应力应变曲线单晶体的应力应变曲线u第第阶段，单系滑移，为易阶段，单系滑移，为易滑移阶段。滑移阶
23、段。u第第阶段，多滑移，为线性阶段，多滑移，为线性硬化阶段。硬化阶段。u第第阶段，交滑移，为抛物阶段，交滑移，为抛物线型硬化阶段。线型硬化阶段。 单晶体应力应变曲线上的三个阶段 u具有低层错能的具有低层错能的Cu显示了显示了典型的应力应变曲线典型的应力应变曲线;u而具有高层错能的而具有高层错能的Nb，其，其位错不易扩展，容易交滑位错不易扩展，容易交滑移，故应力应变曲线的移，故应力应变曲线的第第III阶段开始较早；阶段开始较早；u密排六方纯金属密排六方纯金属Mg只沿一只沿一组相平行的滑移面作单系组相平行的滑移面作单系滑移，位错的交截作用很滑移，位错的交截作用很弱，几乎没有第弱，几乎没有第II阶段
24、。阶段。图 三种常见结构的纯金属单晶体处于软取向时的应力应变曲线 u2.多晶体的应力应变曲线多晶体的应力应变曲线u多晶体的应力多晶体的应力-应变曲线应变曲线,它不它不具备典型单晶体的第具备典型单晶体的第阶段阶段-易滑移阶段。易滑移阶段。u因为晶粒位向不同因为晶粒位向不同,各晶粒变各晶粒变形需相互协调形需相互协调,至少有至少有5个独个独立的滑移系开动立的滑移系开动,一开始便是一开始便是多滑移多滑移,无易滑移阶段。无易滑移阶段。图 锌的单晶与多晶的应力应变曲线第四节第四节 塑性变形对金属组织与性能的影响塑性变形对金属组织与性能的影响图 冷轧对铜及钢性能的影响6.4.1 显微组织与性能的变化显微组织
25、与性能的变化u经塑性变形后，金属材料的显微组织发生了明显的改变，经塑性变形后，金属材料的显微组织发生了明显的改变，各晶粒中除了出现大量的滑移带、孪晶带以外各晶粒中除了出现大量的滑移带、孪晶带以外; 随着变形随着变形量的逐步增加，原来的等轴晶粒逐渐沿变形方向被拉长，量的逐步增加，原来的等轴晶粒逐渐沿变形方向被拉长，当变形量很大时，晶粒已变成纤维状。当变形量很大时，晶粒已变成纤维状。 图 铜经30%、50%和99%冷轧后的光学显微组织u随着形变量的增加，晶体随着形变量的增加，晶体的强度增加、塑性下降的的强度增加、塑性下降的规律（规律（加工硬化加工硬化）。）。u其物理性能和化学性能也其物理性能和化学
26、性能也会发生一定的变化。如电会发生一定的变化。如电阻率增加，电阻温度系数阻率增加，电阻温度系数降低，热导率下降，抗腐降低，热导率下降，抗腐蚀性减弱。蚀性减弱。6.4.2 形变织构形变织构u多晶体变形时，各晶粒的多晶体变形时，各晶粒的滑移也将使滑移面发生转滑移也将使滑移面发生转动。动。u当塑性变形量不断增加时，当塑性变形量不断增加时，多晶体中原本取向随机的多晶体中原本取向随机的各个晶粒会逐渐调整到其各个晶粒会逐渐调整到其取向趋于一致，这样就使取向趋于一致，这样就使经过强烈变形后的多晶体经过强烈变形后的多晶体材料形成了择优取向，即材料形成了择优取向，即形变织构。形变织构。图 形变织构形成示意图图
27、形变织构形成的制耳 根据形成的条件不同，形变织构可分为丝织构和板织构。根据形成的条件不同，形变织构可分为丝织构和板织构。 实际上，无论形变进行的程度如何，各晶粒都不可能形成实际上，无论形变进行的程度如何，各晶粒都不可能形成完全一致的取向。完全一致的取向。 形变织构的出现会使得材料呈现一定程度的各向异性，这形变织构的出现会使得材料呈现一定程度的各向异性，这对材料的加工和使用都会带来一定的影响。如加工过程中对材料的加工和使用都会带来一定的影响。如加工过程中的的“制耳制耳”现象就是我们所不希望出现的；而变压器用硅现象就是我们所不希望出现的；而变压器用硅钢片的钢片的(100)001织构由于其处于最易磁
28、化方向，则是我织构由于其处于最易磁化方向，则是我们所希望的。们所希望的。 6.4.3 残余应力残余应力u对金属进行塑性变形需要做大量的功，其中绝大部分都以对金属进行塑性变形需要做大量的功，其中绝大部分都以热量的形式散发了，有不到热量的形式散发了，有不到10%被保留在金属内部。被保留在金属内部。u这部分储存能在材料中以残余应力的方式表现出来，残余这部分储存能在材料中以残余应力的方式表现出来，残余应力是材料内部各部分之间不均匀变形引起的，是一种内应力是材料内部各部分之间不均匀变形引起的，是一种内应力，对材料整体而言处于平衡状态。就残余应力平衡范应力，对材料整体而言处于平衡状态。就残余应力平衡范围的
29、大小，可将其进一步分为三类：围的大小，可将其进一步分为三类：u第一类内应力，又称宏观残余应力，作用范围工件尺度。第一类内应力，又称宏观残余应力，作用范围工件尺度。u第二类内应力，又称微观残余应力，作用范围晶粒尺度。第二类内应力，又称微观残余应力，作用范围晶粒尺度。u第三类内应力，又称点阵畸变，作用范围点阵尺度。第三类内应力，又称点阵畸变，作用范围点阵尺度。图 残余应力引起的变形第五节第五节 金属及合金强化的位错解释金属及合金强化的位错解释6.5.1 Cottrell气团气团u溶质原子或杂质原子可以与位错交互作用而形成溶质原子溶质原子或杂质原子可以与位错交互作用而形成溶质原子气团，即所谓的气团，
30、即所谓的Cottrell气团。气团。u间隙型溶质原子和位错的交互作用很强，位错被牢固地钉间隙型溶质原子和位错的交互作用很强，位错被牢固地钉扎住。扎住。u位错要运动，必须在更大的应力作用下才能挣脱位错要运动，必须在更大的应力作用下才能挣脱Cottrell气团的钉扎而移动，这就形成了上屈服点；而一旦挣脱之气团的钉扎而移动，这就形成了上屈服点；而一旦挣脱之后位错的运动就比较容易，因此有应力降落，出现下屈服后位错的运动就比较容易，因此有应力降落，出现下屈服点和水平台。这就是屈服现象的物理本质。点和水平台。这就是屈服现象的物理本质。 u一个运动的位错线，在受到阻碍的情况下，有可能通过其一个运动的位错线，
31、在受到阻碍的情况下，有可能通过其中一部分线段（中一部分线段（n个原子间距）首先进行滑移。个原子间距）首先进行滑移。u若由此形成的曲折线段就在位错的滑移面上时，称为扭折；若由此形成的曲折线段就在位错的滑移面上时，称为扭折；若该曲折线段垂直于位错的滑移面时，称为割阶。若该曲折线段垂直于位错的滑移面时，称为割阶。u扭折与原位错线在同一滑移面上，可随主位错线一道运动，扭折与原位错线在同一滑移面上，可随主位错线一道运动，几乎不产生阻力，而且扭折在线张力作用下易于消失。但几乎不产生阻力，而且扭折在线张力作用下易于消失。但割阶则与原位错线不在同一滑移面上，故除非割阶产生攀割阶则与原位错线不在同一滑移面上，故
32、除非割阶产生攀移，否则割阶就不能跟随主位错线一道运动，成为位错运移，否则割阶就不能跟随主位错线一道运动，成为位错运动的障碍，通常称此为割阶硬化。动的障碍，通常称此为割阶硬化。6.5.2 位错交割和带割阶位错的运动位错交割和带割阶位错的运动u有些位错本身不能沿滑移面滑动，称为固定位错。有些位错本身不能沿滑移面滑动，称为固定位错。u面心立方晶体内部形成的弗兰克不全位错其柏氏矢量与密面心立方晶体内部形成的弗兰克不全位错其柏氏矢量与密排面垂直，不能滑移。排面垂直，不能滑移。6.5.3 固定位错固定位错图 正弗兰克不全位错的形成6.5.4 滑动位错与第二相质点的交互作用滑动位错与第二相质点的交互作用u当
33、第二相以弥散分布形式存在时，一般将产生显著的强化当第二相以弥散分布形式存在时，一般将产生显著的强化作用。这种强化相颗粒如果是通过过饱和固溶体的时效处作用。这种强化相颗粒如果是通过过饱和固溶体的时效处理沉淀析出的，就称作沉淀强化或时效强化；如果是借助理沉淀析出的，就称作沉淀强化或时效强化；如果是借助粉末冶金或其它方法加入的，则称为弥散强化。粉末冶金或其它方法加入的，则称为弥散强化。u 在讨论第二相颗粒的强化作用时，通常将颗粒分为在讨论第二相颗粒的强化作用时，通常将颗粒分为“可可变形的变形的”和和“不可变形的不可变形的”两大类来考虑。一般来说，弥两大类来考虑。一般来说，弥散强化的颗粒属于不可变形的
34、，而沉淀强化的颗粒多数可散强化的颗粒属于不可变形的，而沉淀强化的颗粒多数可变形，但当沉淀粒子长大到一定程度后，也会变为不可变变形，但当沉淀粒子长大到一定程度后，也会变为不可变形的。形的。u当运动位错与颗粒相遇时，由于颗粒的阻挡，使位错线绕当运动位错与颗粒相遇时，由于颗粒的阻挡，使位错线绕着颗粒发生弯曲；随着外加应力的增加，弯曲加剧，最终着颗粒发生弯曲；随着外加应力的增加，弯曲加剧，最终围绕颗粒的位错相遇，并在相遇点抵消，在颗粒周围留下围绕颗粒的位错相遇，并在相遇点抵消，在颗粒周围留下一个位错环，而位错线将继续前进，很明显，这个过程需一个位错环，而位错线将继续前进，很明显，这个过程需要额外做功，
35、同时位错环将对后续位错产生进一步的阻碍要额外做功，同时位错环将对后续位错产生进一步的阻碍作用，这些都将导致材料强度的上升。作用，这些都将导致材料强度的上升。u不可变形颗粒的强化与颗粒间距成反比，颗粒越多、越细，不可变形颗粒的强化与颗粒间距成反比，颗粒越多、越细，则强化效果越好。这就是奥罗万则强化效果越好。这就是奥罗万（Orowan）机制。机制。Gb图 位错绕过第二相粒子的示意图图 第二相颗粒周围的位错环u当第二相颗粒为可变形颗粒时，位错将切过颗粒。此时强当第二相颗粒为可变形颗粒时，位错将切过颗粒。此时强化机制较复杂，主要由以下因素决定：化机制较复杂，主要由以下因素决定：u位错切过颗粒后，在其表
36、面产生位错切过颗粒后，在其表面产生b大小的台阶，增加了颗大小的台阶，增加了颗粒与基体两者间界面，需要相应的能量；粒与基体两者间界面，需要相应的能量； u 如果颗粒为有序结构，将在滑移面上产生反相畴界，从如果颗粒为有序结构，将在滑移面上产生反相畴界，从而导致有序强化；而导致有序强化； u由于两相的结构存在差异，因此当位错切过颗粒后，在滑由于两相的结构存在差异，因此当位错切过颗粒后，在滑移面上导致原子错配，需要额外作功；移面上导致原子错配，需要额外作功； u颗粒周围存在弹性应力场（由于颗粒与基体的比容差别，颗粒周围存在弹性应力场（由于颗粒与基体的比容差别，而且颗粒与基体之间往往保持共格或半共格结合
37、）与位错而且颗粒与基体之间往往保持共格或半共格结合）与位错交互作用，对位错运动有阻碍作用。交互作用，对位错运动有阻碍作用。 图 位错切过颗粒机制u对对Al-1.6%Cu合金中，先在合金中，先在773K进行固溶处理，随后在进行固溶处理，随后在463K进行时效处理，此时固溶在（进行时效处理，此时固溶在（Al）中的过饱和铜将）中的过饱和铜将发生析出。发生析出。u在析出的初始阶段，析出的是很细小的共格过渡相，位错在析出的初始阶段，析出的是很细小的共格过渡相，位错切过时受到很大阻力，因此合金强度显著提高；继续进行切过时受到很大阻力，因此合金强度显著提高；继续进行时效，颗粒的尺寸增大、数量也增加，强度随之增加，并时效，颗粒的尺寸增大、数量也增加，强度随之增加，并逐渐达到其最大值；进一步时效时，由于析出颗粒分数不逐渐达到其最大值；进一步时效时，由于析出颗粒分数不再增加，而此时颗粒将发生粗化现象，同时与基体间的共再增加，而此时颗粒将发生粗化现象，同时与基体间的共格关系也逐渐失去，合金的强度开始下降。格关系也逐渐失去，合金的强度开始下降。本章完本章完
