材料科学基础综合概念.doc

扩 散凝固的热力学，均匀形核、非均匀形核，长大规律，固溶体凝固三种情况，成分过冷，共晶凝固的三种情况和形貌，偏析，掌握一些基本概念：扩散定律、扩散系数、纯扩散、化学扩散、上坡扩散、下坡扩散、原子扩散、反应（相变）扩散、自扩散、互（异）扩散、扩散激活能，稳态扩散，非稳态扩散，扩散通量、柯肯达尔效应，固态金属中原子扩散的条件 ，扩散定律的内容、适应条件、解及应用 ，扩散系数及其影响因素，扩散驱动力 ，固相中原子扩散的各种机制 ，扩散的分类1.1 扩散的条件A、温度（T）要足够高。只有T足够高，才能使原子具有足够的激活能，足以克服周围原子的束缚而发生迁移。如Fe原子在500 以上才能有效扩散，而C原子在100 以上才能在Fe中扩散B、时间(t)要足够长。扩散原子在晶格中每一次最多迁移0.30.5n m的距离，要扩散1的距离，必须迁移近亿次。 C、扩散原子要能固溶。扩散原子在基体金属中必须有一定的固溶度,能溶入基体组元晶格,形成固溶体,才能进行固态扩散。 D、扩散要有驱动力。化学位梯度。实际发生的定向扩散过程都是在扩散驱动力作用下进行的1.2扩散的分类（1）根据有无浓度变化 自扩散：原子经由自己元素的晶体点阵而迁移的扩散。(如纯金属或固溶体的晶粒长大-无浓度变化。) 互扩散：原子通过进入对方元素晶体点阵而导致的扩散。（有浓度变化）（2）根据扩散方向 下坡扩散：原子由高浓度处向低浓度处进行的扩散。 上坡扩散：原子由低浓度处向高浓度处进行的扩散。（3）根据是否出现新相 原子扩散：扩散过程中不出现新相。 反应扩散：由之导致形成一种新相的扩散。1 扩散的现象与本质 （1）扩散：热激活的原子通过自身的热振动克服束缚而迁 移它处的过程。 （2）现象：柯肯达尔效应。 （3）本质：原子无序跃迁的统计结果。（不是原子的定向 移动）。2.1菲克(Fick A)第一定律 （2）表达式：J= -D(dc/dx)。（C溶质原子浓度；D-扩散系数。符号表示扩散的方向与浓度梯度的正方向相反） （3）适用条件：稳态扩散 - dc/dt=0,浓度及浓度梯度不 随时间改变。3 扩散第二定律的应用 （1）误差函数解 适用条件：无限长棒和半无限长棒。 （恒定扩散源 表达式：Cx=Cs(Cs-C0)erf(x/2Dt) (半无限长棒)。 例：在渗碳条件下：C:x,t处的浓度； Cs:表面含碳量; C0:钢的原始含碳量。备注 （1）对于同一扩散系统、扩散系数D与扩散时间t的乘积为一常数。 (2) 对于钢铁材料进行渗碳处理时,x与t的关系是tx。2、在一根无限长的棒中部插入了一层极薄的扩散组元，组元向两边扩散。这样的扩散又称平面源扩散。根据扩散第二定律，经过数学处理，获得的解是：适用条件：限定扩散源、衰减薄膜源（扩散物质总量M不变；t=0,c=0)3、扩散组元在开始时浓集于无限长试样的一侧表面的扩散情况。这时，组元只能向试样一侧扩散，浓度分布为：3 扩散的机制间隙机制：方式：原子跃迁到与之相邻的空位；条件：原子近旁存在空位。（金属和置换固溶体中原子的扩散。）空位机制：直接换位，环形换位（扩散需要两个或两个以上的原子协同跳动，所需能量较高。结果是垂直于扩散方向平面的净通量等于0. ）交换（换位）机制：晶界扩散和表面扩散：晶体内扩散Dl 晶界扩散Db Qb Qs Ds Db Dl lnD1/T成直线关系， 单晶体的扩散系数表征晶内Dl;而多晶体的D是晶内扩散和晶界扩散共同作用的表征扩散系数。晶界扩散也有各向异性。晶界扩散比晶内扩散快的多。而对于间隙固溶体,溶质原子半径小易扩散,其Dl Db。晶体表面扩散比晶界扩散还要快。晶体缺陷对缺陷起着快速通道。在实际生产中这几种扩散同时进行,并且在温度较低时,所起的作用更大。应力的作用：(1) 合金内存在应力场、应力提 供驱动力F。应力升高、F升高。 V=BF V升高 (2) 外界施加应力,在合金中产生弹性应力梯度,促进原子迁移。 磁性: 具有磁性转变的金属在铁磁性状态下的比顺磁性状态下扩散慢, D小一些。8 扩散的驱动力与上坡扩散（1）扩散的驱动力对于多元体系，设n为组元i的原子数，则在等温等压条件下，组元i原子的自由能可用化学位表示：i=G/ni扩散的驱动力为化学位梯度，即F=-i/x负号表示扩散驱动力指向化学位降低的方向。（2）扩散的热力学因子组元i的扩散系数可表示为Di=kTMi(1+lngi/lnCi)其中，(1+lngi/lnCi)称为热力学因子。而扩散通量 JiDi(dCi/dx)当(1+lngi/lnCi) 0时，Di0,发生下 坡扩散。 当(1+lngi/lnCi) 0时，Di0, Gv0过冷是结晶的必要条件（之一）。 b T越大, Gv越小过冷度越大， 越有利于结晶。 c Gv的绝对值为凝固过程的驱动力。2 材料结晶的基本条件2 结构条件（1）液态结构模型（2）结构起伏（相起伏）：液态材料中出现的短程有序原子集团的时隐时现现象。是结晶的必要条件（之二）。3 晶核的形成均匀形核：新相晶核在遍及母相的整个体积内无轨则均匀形成。非均匀形核：新相晶核依附于其它物质择优形成。 1 均匀形核 （1）晶胚形成时的能量变化 G-VGv+A-(4/3)r3Gv+4r2 (2) 临界晶核 dG/dr=0 rk=-2/Gv 临界晶核：半径为rk的晶胚。实际上，对于金属材料来说，由于晶体结构简单，从液态到固态的原子重构比较容易实现，结晶倾向十分强烈，在到达形核温度时（即达到临界过冷时），形核速率就急剧升高。3. 2 非均匀形核（1）模型：外来物质为一平面，固相晶胚为一球冠。（2）自由能变化：表达式与均匀形核类似。（3）临界形核功计算时利用球冠体积、表面积表达式，结合平衡关系 L/B=S/B+S/Lcos计算能量变化和临界形核功。Gk非/Gk=(2-3cos+cos3)/4若=0，f()=0，相当于基底和晶核结构相同，G非=0，可以直接长大，这称为外延生长。若 =180， f()= 1，晶核和背底完全不浸润。 G非= G均，相当于均匀形核。在0 180时，0f(q)1， G非G才会存在成分过冷。4.2.2 成分过冷对晶体成长形状的影响1、若界面前沿没有成分过冷，界面是平面，界面随着等温线推进而推进。2、界面前沿的成分过冷不大时，界面只能有凸出不大的胞晶，胞边上的凹谷不会相互连接，只有一些分离的小凹坑，称之为痘点。一个凸出的部分并不是一个晶粒。3、界面界面前沿的组分过冷增大，界面上的胞晶凸出多一些，胞晶是不规则的，边上的凹谷部分连接出来，形成断续的不规则沟槽网络。4、组分过冷再加大，不规则胞晶边的凹谷沟槽完全连接起来。5、成分过冷继续增大，形成伸长的胞晶，组分过冷很大时，胞晶大体是正六边形。应该注意，在一个晶粒发展起来的胞晶是亚结构，它们间的边界是小角度晶界，取向差15。5.1 共晶体的结构1、两个低熔化熵的组元组成的共晶（正常形貌)正常共晶体的两个固相和液相的界面都是非光滑的，共晶体和液相的界面呈平面状，在成长着的共晶前沿是比较平整的。共晶体中两相同时协同地向液相生长，它们或成交替片状或是棒状的组织。正常共晶凝固的共晶体组织形貌究竟是片层状或是棒状，是由共晶组织的总界面能决定。据计算，若两相中的一相体积占约28%以下为棒状，否则为片层状。另外，片层状组织的相界是平面，两相可能呈某种取向关系以降低比界面能。因此，当一相体积在30%50%时，总是有利于片层组织的形成。片层共晶片层共晶的形核和长大共晶凝固时同时结晶出2个固相，但总是有一个相领先形核。并会排出（或吸收）溶质原子，使界面附近液相富（或贫）溶质原子，这有利于另一相的结晶。另一相结晶时也如此，于是就形成了两相的交替组织。共晶中两相交替成长，并不意味着共晶中每一片都要单独形核。实际上是通过”搭桥”方式相连接的，使同类相的片层增殖形成一个共晶团。共晶长大速度因片层间距而受两个相反的因素制约： 片层间距减小时，扩散距离减小因而可以加快共晶速度； 又因片层间距减小，侧向的浓度差减小而减小浓度梯度，因而可以减慢共晶速度。这两个因素的共同作用，使共晶按某个特定的片层间距以最大的速度长大。2、 低熔化熵和高熔化熵的组元组成的共晶（异常形貌)在异常共晶凝固中，共晶体中一个固相的界面是光滑的，共晶中的一个固相通常比另一固相率先伸入液体中，共晶体的前沿是不规则的。共晶体的形貌非常多样化3、 两个高熔化熵的组元组成的共晶（不规则形貌）5.2 第三组元对共晶凝固的影响共晶凝固的平面前沿并不总是稳定的。如果二元共晶合金中含有杂质或其它少量合金元素，它们在固液相的重新分配，可能在界面前沿建立一个成分过冷区，从而造成共晶领域界面向胞状（共晶领域内两相仍为层状或棒状）的转变，这样共晶中的两相就会改变方向，形成扇状或其它形状的异常组织。一般在胞壁间富集杂质。当杂质含量很高时，这种胞状组织也会发展转化成为树枝状组织。5.3 非共晶成分合金的凝固 定向凝固 存在两相区，在两相区内有树枝状先共晶相，树枝主干及二次（高次）枝晶长大时把溶质排出到界面附近的液相中，当溶质富集到达共晶成分CE时便凝固成共晶，相应的温度是共晶温度。在非平衡冷却会使先共晶相出现偏析，共晶的相对量会增加。6.1.1铸锭的凝固外层是随机取向的等轴细晶的细晶区，又称激冷区；平行于热流方向排列的柱状晶晶区；在铸锭中心的较粗大的随机取向等轴晶粒的等轴晶区。这3个晶区的相对厚度（或有无）取决于铸锭的成分及凝固条件。各晶区产生的原因：细晶区(激冷区) 温度较低的模壁使与之接触的液体会产生强烈的过冷而形成的。当模壁被加热以后，这些晶体在湍流熔液的影响下，有很多从模壁上脱离下来。它们可能留下来或大部分重新熔化，只有那些仍然靠近模壁的晶粒成长而形成细晶区。柱状晶区前沿不易形核，随着液相温度逐渐降低，已生成的晶体向液体内生长而形成柱状晶。大的温度梯度和金属模促进形成柱状晶.它们也可能是树枝晶，并且有择尤取向（铸造织构）。柱状晶区的厚度主要由等轴晶区的出现早晚所控制。等轴晶区 开始凝固的等轴激冷晶游离以及枝晶的熔断而产生大量游离自由细晶体，它们随熔液对流漂移到铸锭中心部分，如果中心部分熔液有过冷，则这些游离细晶体作为籽晶最终长成中心的等轴晶区。游离细晶越易形成，以后的中心等轴晶区越大。游离晶体的形成过程有两个来源：一、是从最早激冷过程的模臂游离出来；二、从成长的枝晶有利出来的。 晶体与模壁的相交处熔液将会富集溶质原子，使晶粒晶体与模壁的相交处熔液将会富集溶质原子，使晶粒不易生长，在晶体根部形成脖颈。脖颈的晶体不易沿模壁方向与邻近晶体连接成凝固壳，在液体对流冲击下会断开而成游离晶体。随着温度降低，对流减弱，这种游离也减弱，最后形成凝固壳。形成凝固壳后，由于如振动等其它原因也会使部分枝晶断开而游离。游离晶体在移动的过程中有可能重熔，亦可能成长和增殖。6.1.2 铸锭组铸锭组织的控制 决定铸锭性能的最重要因素是柱状晶区和中心等轴晶区的相对宽度、中心等轴晶区晶粒的大小等。各晶区的特点: 细晶区通常只有几个晶粒厚，其作用有限。 柱状晶区中常有择尤取向（织构），在平行的柱状晶接触面及柱状晶粒界面常常聚集杂质、非金属夹杂物和气泡等，是铸锭的脆弱结合面，铸锭热加工时很容易沿这些面断裂。但柱状晶区组织较为致密。等轴晶没有择尤取向，没有脆弱的界面，性能是各向同性，含有较多的气孔和疏松。加载时裂纹不易生长。6.1.3 偏析一、宏观偏析指和工件尺寸相当的尺度范围内的成分不均匀性；铸件铸锭的内外或上下各部位之间化学成分的不均匀性。铸锭或铸件的宏观偏析主要有正常偏析，反常偏析和比重偏析等三种： 正常偏析 对于k01，则相反），这样的成分差异是正常的，故称为正常偏析。这种偏析通常是凝固的液/固界面呈平面状或近乎平面状才有可能产生。如果枝晶状组织得到充分发展，由于明显的枝晶偏析，使铸锭中心部分不会富集很多的溶质。 反常偏析 成分分布的情况与正常偏析的正好相反。引起反常偏析原因一般认为是在枝晶最后凝固时由于体积收缩，富集溶质的液体沿枝晶间的间隙通道倒流回收缩区域，使铸锭外层溶质浓度反常地高。显然凝固时膨胀的合金（这类合金很少），一定不会产生反常偏析。比重偏析 如果结晶出来的固相和液相的密度差别很大，结晶出来的固相就会上浮或下沉，而开始结晶的固相含溶质少（k01），这就在铸锭上、下部造成成分的差异。因固相密度不同而引起的成分不均匀性称比重偏析。2、 显微偏析指在二次枝晶轴间距尺度范围内的成分不均匀性。显微偏析分为胞状偏析、枝晶偏析和晶界偏析三种。胞状偏析 单相合金凝固当组分过冷不大时，界面以胞状前沿推进。k01时情况恰好相反。称胞状偏析。胞状偏析可以通过扩散退火来减轻或消除。 枝晶偏析 合金在树枝状凝固时，溶质在枝晶间富集（k01），这就是枝晶偏析，有时甚至会出现第二相。 冷却速度越快，扩散越不充分，扩散系数DS越小，相图中液固相线水平距离（成分间隔）越大，偏析越严重；第三组元使某元素的溶质平衡分配系数k0减小（k01），则偏析加大。晶界偏析 凝固时若晶界与长大方向平行，由于表面能的要求，在晶界与界面相交之处会产生沟槽，在晶界沟槽处产生明显的偏析。若存在组分过冷时，会在晶界沟槽处产生明显的偏析。在2个长大的晶粒相碰时形成晶界，晶界收纳了较多的溶质原子（k01），也会形成晶界偏析。熔焊： 熔焊焊接时，焊条和基体金属之间产生电弧，基体金属和焊条熔化，形成熔池，随着焊接电弧移动，一边产生熔池而另一边则是熔池的凝固，这个过程和连续铸造过程很相似。由于在熔池中有金属-气体、金属-液体的交互作用，熔池的凝固及凝固后的固态转变，热影响区的固态转变等，使焊接后的组织非常复杂。7. 凝固法制备材料区域熔炼： 如果合金通过由试样一端向一端另局部熔化，经过区域熔炼的固溶体合金，其溶质浓度随距离的变化与正常凝固有所不同的，其变化符合区域熔炼方程： Cs=C01-(1-K0)exp(-k0x/l)该式表示经一次区域熔炼后随凝固距离变化的固溶体质量浓度。当k01时，凝固前端部分的溶质浓度不断降低，后端部分不断地富集，这使固溶体经区域熔炼后的前端部分因溶质减少而得到提纯，因此区域熔炼又称为区域提纯。区域提纯已广泛应用于提纯许多半导体材料、金属、有机和无机化合物等。定向凝固： 单向凝固的目的是为了使铸件或铸锭获得按一定方向生长的柱状晶或单晶组织。需要满足以下条件： 首先，要在开始凝固的部位形成稳定的凝固壳。该条件可通过各种激冷措施达到。 其次，要确保凝固壳中的晶粒按既定方向通过择优生长而发展成平行排列的柱状晶组织。这个条件可通过下述措施来满足： 1、严格的单向散热。 2、要有足够大的GL/R，以使成分过冷限制在允许的范围以内。3、要避免液态金属的对流、搅拌和振动，从而阻止界面前方的晶粒游离。液态金属冷却法 使结晶器连同铸型在移出隔板后尽快浸入低熔点 、高沸点的液态金属中，利用液态金属的高散热能力使凝固区激冷。单晶制备： 根据熔区的特点，单晶生长的方法可以分为正常凝固法和区熔法。正常凝固法制备单晶，最常用的有坩埚移动、炉体移动及晶体提拉等单向凝固方单晶体的直径取决于熔体温度和拉速。减少功率和降低拉速，晶体直径增加，反之直径减小。由一个柱状晶构成的铸件称为单晶或准单晶铸件。由于它不存在晶界，没有晶界强化元素，因而具有良好的持久寿命，低的蠕变速度和好的热疲劳性能，并且由于产生偏析的晶界被排除，从而使抗氧化、抗热腐蚀性能大大提高。单晶铸件用于航空涡轮发动机热端零件制造， 快速冷凝制备金属玻璃： 区域熔化液态金属冷却法采用在距冷却金属液面较近的特定位置加热，使液相中最高温度区尽量靠近凝固界面，使界面前沿液相中的温度分布变陡，可进一步提高温度梯度。如果采用区域熔化法加热结合液态金属冷却，就形成了区域熔化液态金属冷却单向凝固法7.4 快速凝固 实现快速凝固需要使液相在结晶以前获得很大的过冷。要求：高的冷却速度和 避免非均匀形核以获得大的过冷。8 非晶态材料非晶态可由气相、液相快冷形成，也可在固态直接形成 合金由液相转变为非晶态（金属玻璃）的能力，既决定于冷却速度也决定于合金成分。熔体急冷 ，高能幅照，机械驱动（如高能球磨、高速冲击等剧烈形变方式）从原先的有序结构转变为无序结构，这类转变都归因于晶体中产生大量缺陷使其自由能升高，促使发生非晶化。8.1 非晶态的结构 非晶结构不同于晶体结构，它既不能取一个晶胞为代表，且其周围环境也是变化的，故测定和描述非晶结构均属难题，只能统计性地表达之。 在非晶态合金中异类原子的分布也不是完全无序的，如BB近邻原子对就不存在，故实际上非晶合金仍具有一定程度的化学序。 8.2 非晶合金的性能1力学性能 非晶合金的力学性能主要表现为高强度和高断裂韧性.非晶合金的强度与组元类型有关，金属类金属型的强度高（如Fe80B20非晶），而金属一金属型则低一些（如Cu50Zr50非晶）。非晶合金的塑性较低，在拉伸时小于l，但在压缩、弯曲时有较好塑性，压缩塑性可达40 ，2物理性能 高的电阻率小的电阻温度系数最令人注目的是其优良的磁学性能，包括软磁性能和硬磁性能。使非晶合金部分晶化后可获得1020nm尺度的极细晶粒，因而细化磁畴，产生更好的高频软磁性能。有些非晶合金具有很好的硬磁性能，其磁化强度、剩磁、矫顽力、磁能积都很高，例如 NdFeB非晶合金经部分晶化处理后（1450nm尺寸晶粒）达到目前永磁合金的最高磁能积值，是重要的永磁材料3化学性能 极佳的抗腐蚀性，这是由于其结构的均匀性，不存在晶界、位错、沉淀相以及在凝固结晶过程产生的成分偏析等能导致局部电化学腐蚀的因素。物理气相沉积PVD （Physics Vapor Deposition，主要是在真空环境下利用各种物理手段或方法沉积薄膜。或单晶化学气相沉积 CVD(Chemical Vapor Deposit）是一种化学气相生长法，把一种或几种化合物的单质气体供给基片，利用加热、等离子体、紫外光乃至激光等能源，在基片表面发生气相化学反应生成薄膜。优点：可以任意控制薄膜的组成，从而制得许多新的膜材。成膜速度快，每分钟可达几个m，甚至数百m。（3）计算棒中单相固溶体段的平均原子浓度凝固例题1.面积法2.质量守恒法：溶质原子质量守恒第七章 材 料 的 变 形 与 断 裂退火纯铜拉伸时的应力-应变曲线:（1）s表示开始塑性变形的应力，称为屈服强度。（2）加工硬化：超过s点后，应力应变的关系就不再是线性；随着变形程度的增加，变形的抗力也增加，要继续变形必须增加外力，这种现象称加工硬化。 （3）抗拉强度：曲线中的最高点，是材料极限承载能力的标志。 （4）颈缩：在应力未达到以前，试样只发生均匀伸长，当应力达到时，试样局部地方截面积开始变细的现象，力学上也称开始失稳。 （5）注意：画出的是条件应力-应变曲线，材料的真应力-真应变曲线是可求的。延伸率 （L-L0）/L0100断面收缩率 （A-A0）/A01003. 滑移:常温下塑性变形的主要方式：滑移、孪生、扭折。 滑移：在切应力作用下，晶体的一 部分相对于另一部分沿着一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）产生相对位移，且不破坏晶体内部原子排列规律性的塑变方式光镜下：滑移带（无重现性）:是由一系列相互平行的更细的线组成的电境下：滑移线。滑移线实际上是在晶体表面产生的小台阶。3 滑移机制（1）位错的宽度：晶体中已滑移的部分与未滑移的部分之间过渡区 （2）原因：两种能量平衡的结果：界面能、弹性畸变能。（3）位错宽度是影响位错是否容易运动的重要参数。位错宽度越大，位错就越易运动。 从能量角度看，位错宽度大时位错运动所需克服的能垒小，而位错宽度窄时需克服的能垒大位错所受滑移力大于滑移的阻力时，位错就可滑动。位错核心区域的原子错排导致位错核心具有能量并阻碍位错运动，当位错在周期排列的点阵移动时会改变其能量，从而位错移动时受到周期性的晶格阻力，称Peierls-Nabarro力:派纳力都和exp(-a/b)成正比，位错处在低指数面，柏氏矢量为密排方向时，位错运动要克服的派纳力最小，位错最易动，位错宽度越窄，派纳力越高。密排金属位错宽度较大，派纳力很小，甚至可忽略；而一些如硅和金刚石等共价键的晶体，位错宽度很窄，派纳力很高以致几乎不能变形。派纳力和晶体的屈服应力有区别，派纳力是位错在晶体中滑移所需临界分切应力，而屈服应力是晶体宏观塑性形变临界分切应力。3.3 滑移系滑移系：一个滑移面和该面上一个滑移方向的组合。滑移系的个数:(滑移面个数）（每个面上所具有的滑移方向的个数）滑移系数目与材料塑性的关系: 一般滑移系越多，塑性越好；与滑移面密排程度和滑移方向个数有关；与同时开动滑移系数目有关。4 孪晶变形 孪晶变形是在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面(孪晶面)和一定方向(孪生方向)相对于另一部分作均匀的切变（协同位移）所产生的变形。但是不同的层原子移动的距离也不同。变形与未变形的两部分晶构成镜面对称,合称为孪晶（twin）。 均匀切变区与未切变区的分界面成为孪晶界。 孪晶面 A1111,A2112,A31012孪晶方向A1, A2,A3 FCC晶体的孪生面是（111），孪生方向是11-2 。fcc中孪生时每层晶面的位移是借助于一个不全位错（b=a/611-2）的移动造成的，各层晶面的位移量与其距孪晶面的距离成正比。孪晶在显微镜下观察呈带状或透镜状。每层（111）面的原子都相对于邻层（111）晶面在11-2 方向移动了此晶向原子间距的一个分数值孪晶与未变形的基体间以孪晶面为对称面成镜面对称关系。如把孪晶以孪晶面上的11-2 为轴旋转180度，孪晶将与基体重合。其他晶体结构也存在孪生关系，但各有其孪晶面和孪晶方向孪晶的类型及形成:按孪晶（twin）形成原因可将孪晶分为： 变形孪晶(机械孪晶)：机械变形产生的孪晶。 特征：透镜状或片状。其形成通过形核和长大两个阶段生产。形核是在晶体变形时以极快速度爆发出薄片孪晶；生长是通过孪晶界的扩展使孪晶增宽。 孪生变形在曲线上表现为锯齿状变化。孪生变形与晶体结构类型有关。hcp中易发生，fcc一般不易发生，但在极低温度下才会产生。 生长孪晶：晶体自气态，液态，或固体中长大时形成的孪晶。 退火孪晶：形变金属在其再结晶过程中形成的孪晶。5 单晶体的塑性变形滑移的临界分切应力（ttc）c：在滑移面上沿滑移方面开始滑移的最小分切应力。(外力在滑移方向上的分解)位向和晶面的变化:拉伸时,滑移面和滑移方向趋于 平行于力轴方向; 压缩时，晶面逐渐趋于垂直于压力轴线。取向因子的变化几何硬化：远离45，滑移变得困难几何软化；接近45，滑移变得容易滑移的分类:多滑移：在多个（2）滑移系上同时或交替进行的滑移交滑移：交滑移：晶体在两个或多个不同滑移面上沿同一滑移方向进行的滑移。螺位错的交滑移：螺位错从一个滑移面转移到与之相交的另一滑移面的过程；螺位错的双交滑移：交滑移后的螺位错再转回到原滑移面的过程。螺全位错可交滑移，但分解成扩展位错后部分位错离开层错所在的面会引起严重错排。所以扩展位错交滑移前一定要以一定方式变回全位错才能交滑移。交滑移的注意点:交滑移不是几个面“同时”，而是“顺序”滑动。只有螺型位错才可以交滑移。 bccfcc hcp（交滑移） hcp bcc，fcc （孪晶变形）层错能越低，位错宽度就越大，交滑移束集是做功也越大。对低层错能材料，位错很难交滑移，位错运动是平面型的，称平面滑动。对高层错能材料，位错容易交滑移，滑移线呈波纹状，称波纹滑动。交滑移容易与否，对材料的应变硬化有很大的影响。层错能越低，位错不易通过交滑移越过遇到的障碍，从而加大了应变硬化。等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向与力轴夹角分别相等的一组滑移系。滑移的表面痕迹:单滑移：单一方向的滑移带；多滑移：相互交叉的滑移带；由于多个滑移系开动，位错交截产生割阶及位错带着割阶运动等原因使位错运动阻力增加，因而强度也增加。交滑移：波纹状的滑移带。对高层错能材料，位错容易交滑移，滑移线呈波纹状多晶体中晶粒取向:1 晶粒之间变形的传播 位错在晶界塞积应力集中相邻晶粒位错源开动 相邻晶粒变形 塑变2 晶粒之间变形的协调性（1）原因：各晶粒之间变形具有非同时性。（2）要求：各晶粒之间变形相互协调。（独立变形会导致晶体分裂）（3）条件：独立滑移系5个。（保证晶粒形状的自由变化）3 晶界对变形的阻碍作用晶界的特点：原子排列不规则；分布有大量缺陷。晶界对变形的影响:滑移、孪生多终止于晶界,极少穿过。晶界对晶粒变形具有阻碍作用。拉伸试样变形后在晶界处呈竹节状，每个晶粒中的滑移带均终止于晶界附近，晶界附近位错塞积.晶界本身对强度的贡献不是主要的，而对强度的贡献主要来自晶粒间的取向差。因相邻晶粒取向不同，为保持形变时应变连续，各晶粒形变要协调，在晶界附近会进行多系滑移，正是这些多系滑移增加了形变阻力，从而增加强度。晶界对硬度的影响：形变时宏观协调的难易与晶粒尺寸相关：晶粒小时各晶粒间形变比较均匀。晶粒越大，形变越不均匀，晶粒“碎化”的现象越强烈。大晶粒形变要求局部开动比较少的滑移系(少于5个)，结果流变应力会降低。晶粒大小与性能的关系：a 、晶粒越细，强度越高(细晶强化：霍尔配奇公式)ss=s0+kyd-1/20称晶内阻力或晶格摩擦力；ky是和晶格类型、弹性模量、位错分布及位错被钉札程度有关的常数。 除屈服强度外，流变应力、断裂强度等与晶粒尺寸间也有H-P关系，但0与ky常数的意义及数值不同。 原因：晶粒越细，晶界越多，位错运动的阻力越大。（有尺寸限制）b 、晶粒越细，塑韧性提高晶粒越多，变形均匀性提高由应力集中导致的开裂机会减少，可承受更大的变 形量，表现出高塑性。细晶粒材料中，应力集中小，裂纹不易萌生；晶界多，裂纹不易传播，在断裂过程中可吸收较多能量,表现高韧性。“晶粒越细，材料的强度越高”规律的解释用晶界位错塞积模型。 假如，某晶粒中心有一位错源，在外加切应力作用下，位错沿着某一个滑移面运动。如果遇到障碍物（固定位错、杂质粒子、晶界）的阻碍，领先的位错在障碍前被阻止，后续的位错被堵塞起来。形成位错的平面塞积群，称为位错塞积。位错塞积群的位错数n与障碍物至位错源的距离L呈正比。塞积群在障碍处产生高度应力集中，其值为：= n0 L越大，n越多，越大晶界附近的塞积的位错数目多少与晶粒大小正相关。位错塞积后对晶粒中心位错源有一反作用力或称背应力。粗晶粒能在较低的外力下就开始塑性变形，在断裂前的应变最也较低。 粗晶粒容易萌生裂纹，断裂时显示的塑性也较低7 纯金属的变形和强化变形强化（加工硬化）：随变形量的增加，材料的强度、硬度升高而塑韧性下降的现象。多种机制：位错滑动和位错交割，增加阻力。（位错的交割）F-R源不断产生位错。（位错的增殖）形成的L-C不动位错增大了形变的抗力。（位错的反应）由局部应力场（短程交互作用）引起硬化7.1 位错的交割 发生多系滑移之后，两个相交滑移面上运动的位错必然会互相交截，原来一直线位错经交截后就会出现弯折部分。 如此弯折部分仍在滑移面上，这叫扭折。 如弯折不在滑移面上，这一线段叫割阶。对性能影响：增加位错长度，产生固定割阶。两位错交割的定性结论：a. 任意两种类型位错相互交割时，只要是形成割阶，必为刃形割阶，割阶的大小与方向取决于穿过位错的柏氏矢量 b. 螺位错上的割阶比量位错上的割阶运动阻力大。 （如一条位错b与另一条位错线平行，则对此条位错没有作用）7.2 位错反应两滑移面上的位错相遇，在一定条件下可发生位错，形成一个不可动的位错 新位错的特性 a.新位错的位错线即为两滑移面的交线 b.此位错是不可动的，通常称之为梯杆位错 c.这种位错的结合称之为洛麦尔-柯垂尔锁(L-C锁d.由于面角位错锁的存在，使得两个滑移面上随后运动的位错受到阻塞，这是引起加工硬化的一个可能原因。 7.3 位错的增殖金属变形后产生大量位错，是引起强化的一个原因。 理论和实验证明：流变应力和位错密度之间关系： 金属变形后会引起位错大量增殖之原因： F-R源（弗兰克-瑞德源） 双交滑移机制 F-R源：位错两端被钉扎，在切应力作用下发生弯曲；位错运动时发生卷曲；异号位错相遇一位错环+一位 错线；上述过程重复进行。合金的变形与强化： （1）固溶强化：固溶体材料随溶质含量提高其强度、硬度提高而塑性、韧性下降的现象。 （2）强化机制：晶格畸变，阻碍位错运动；柯氏气团强化。 低碳钢在上屈服点开始塑性变形，当应力达到上屈服点之后开始应力降落，在下屈服点发生连续变形而应力并不升高，即出现水平台，通常称为屈服平台。吕德斯带：拉伸试样上与外力成一定角度的变形条纹。 （1）屈服平台是吕德斯带的延伸和扩展过程 （2）屈服平台之后产生明显的加工硬化 （3）屈服平台的长短和钢的含碳量有关 如果体心立方金属含有微量的如碳、氮等间隙原子，不论它是单晶体或多晶体，它的应力-应变曲线都会出现一个上屈服点和下屈服点。屈服和应变时效现象：上下屈服点、屈服延伸（吕德斯带扩展）。预变形和时效的影响：去载后立即加载不出现屈服现象；去载后放置一段时间或200加热后再加载出现屈服。原因：柯氏气团的存在、破坏和重新形成。固溶强化的影响因素： 溶质原子含量越多，强化效果越好；溶剂与溶质原子半径差越大，强化效果越好；溶剂与溶质原子价电子数差越大，强化效果越好；间隙式溶质原子的强化效果高于置换式溶质原子。第二相对合金变形的影响：性能：两相性能接近：按强度分数相加计算。软基体硬第二相结构 ：第二相网状分布于晶界（二次渗碳体）；两相呈层片状分布（珠光体）；第二相呈颗粒状分布（三次渗碳体）。b 弥散强化 位错绕过第二相粒子(粒子、位错环阻碍位错运动)含有不可变形粒子的合金中位错运动与粒子相遇时采用绕过机制，结果在粒子周围留下位错环，而其余部分则越过粒子继续运动。 位错线弯曲绕过第二相粒子所需要的切应力为：= Gb/；第二相粒子间距 = 2R 因此， 1/，粒子越多, 越小，大.强化效果愈明显。减小粒子尺寸或提高粒子的体积分数都可以合金强度提高。 位错切过第二相粒子（表面能、错排能、粒子阻碍位错运动）可变形粒子的合金中位错运动与粒子相遇时切过机制，即第二相粒子在位错切过粒子时随同基体一起变形。其强化作用取决于粒子本身的性质及粒子与基体的联系。可变形粒子的主要作用有以下几方面：1 位错切过粒子时,粒子产生宽度为b的台阶，出现了新的表面积，界面能升高。 2 当粒子为有序结构时，位错切过粒子会产生反相畴界，使能量升高。 3 位错切过粒子时，引起滑移面上原子错排，需要做功，给位错运动带来困难。 4 粒子周围产生弹性应力场与位错发生交互作用，阻碍位错运动。 5 位错切过后产生一割阶，阻碍位错运动。 6 若扩展位错通过后，其宽度发生变化，引起能量升高。 以上这些作用使合金的强度提高。8 冷变形对材料组织和性能的影响一 对组织结构的影响1 形成纤维组织，