金属的塑性变形与强化ppt课件

1、金属的塑性变形与强化单晶体多晶体合金强化实际第七章单晶体的塑性变形滑移景象滑移景象晶体的塑性变形是晶体的一部分相对于另晶体的塑性变形是晶体的一部分相对于另一部分沿着某些晶面和晶向相对滑动的结果，一部分沿着某些晶面和晶向相对滑动的结果，这种变形方式称为滑移。这种变形方式称为滑移。假设将外表抛光的单晶体金属试样进展拉假设将外表抛光的单晶体金属试样进展拉伸，当试样经过适量的塑性变形后，在金相显伸，当试样经过适量的塑性变形后，在金相显微镜下可以察看到，在抛光的外表上出现许多微镜下可以察看到，在抛光的外表上出现许多相互平行的线条，这些线条称为滑移带。经高相互平行的线条，这些线条称为滑移带。经高分辨的电子

2、显微镜分析阐明，每条滑移带实践分辨的电子显微镜分析阐明，每条滑移带实践上是由一族相互平行的细线即滑移线组成。上是由一族相互平行的细线即滑移线组成。滑移线与滑移带的构成滑移线与滑移带的构成这些滑移线实践上是经塑性这些滑移线实践上是经塑性变形后在试样外表上产生的一个变形后在试样外表上产生的一个个小台阶。这些小台阶的高度约个小台阶。这些小台阶的高度约为为1 0001 000个原子间距。滑移带实践个原子间距。滑移带实践上是由相互接近的一些滑移线所上是由相互接近的一些滑移线所构成的大台阶，滑移带之间的间构成的大台阶，滑移带之间的间隔约为隔约为10 00010 000个原子间距。个原子间距。 滑移系滑移系

3、金属中的滑移是沿着一定的晶面和晶金属中的滑移是沿着一定的晶面和晶面上一定的晶向进展的，这些晶面称为滑面上一定的晶向进展的，这些晶面称为滑移面，晶向称为滑移方向。一个滑移面和移面，晶向称为滑移方向。一个滑移面和此面上的一个滑移方向结合起来，组成一此面上的一个滑移方向结合起来，组成一个滑移系。个滑移系。滑移系表示金属晶体在发生滑移时滑滑移系表示金属晶体在发生滑移时滑挪动作能够采取的空间位向。当其它条件挪动作能够采取的空间位向。当其它条件一样时，金属晶体中的滑移系越多，那么一样时，金属晶体中的滑移系越多，那么滑移时可采取的空间位向越多，该金属的滑移时可采取的空间位向越多，该金属的塑性越好。塑性越好。

4、金属塑性的好坏，还与滑移面上原子金属塑性的好坏，还与滑移面上原子的密排程度和滑移方向的数目等要素有关。的密排程度和滑移方向的数目等要素有关。滑移面和滑移方向与金属的晶体构造滑移面和滑移方向与金属的晶体构造有关，滑移面通常是金属晶体中原子陈列有关，滑移面通常是金属晶体中原子陈列最密的晶面，而滑移方向那么是原子陈列最密的晶面，而滑移方向那么是原子陈列最密的晶向。这是由于在晶体的原子密度最密的晶向。这是由于在晶体的原子密度最大的晶面上，原子间的结合力最强，而最大的晶面上，原子间的结合力最强，而面与面之间的间隔却最大，即密排面之间面与面之间的间隔却最大，即密排面之间的原子结合力最弱，滑移的阻力最小，因

5、的原子结合力最弱，滑移的阻力最小，因此最易于滑移。沿原子密度最大的晶向滑此最易于滑移。沿原子密度最大的晶向滑动时，阻力也最小。动时，阻力也最小。、面心立方金属的滑移面为、面心立方金属的滑移面为111111，共有四个，滑移方向为，共有四个，滑移方向为110110，每个滑移面上有三个滑移方向，故面心立方金属共具有每个滑移面上有三个滑移方向，故面心立方金属共具有1212个滑移系。个滑移系。、体心立方金属不是密堆积构造，没有最密排的晶面，因此滑移是在、体心立方金属不是密堆积构造，没有最密排的晶面，因此滑移是在几组较密排的面上进展，但滑移方向总是几组较密排的面上进展，但滑移方向总是111111。最根本的

6、滑移面为。最根本的滑移面为110110，共有六个，滑移方向为，共有六个，滑移方向为111111，每个滑移面上有两个滑移方向，每个滑移面上有两个滑移方向，因此体心立方金属共具有因此体心立方金属共具有1212个滑移系。体心立方构造也可以在其它包含个滑移系。体心立方构造也可以在其它包含111111方向的方向的121121和和123123两组滑移面上进展，滑移系共两组滑移面上进展，滑移系共4848个。个。 、c/ac/a接近或大于接近或大于1.6331.633时，密排六方金属的滑移面在室温时只需时，密排六方金属的滑移面在室温时只需00010001一个，滑移方向为，滑移面上有三个滑移方向，因此一个，滑移

7、方向为，滑移面上有三个滑移方向，因此它的滑移系只需三个。假设它的滑移系只需三个。假设c/ac/a小于小于1.6331.633时，那么时，那么00010001的面间距减少，的面间距减少，棱柱面比底面更密排，此时的滑移面能够是柱面或锥面棱柱面比底面更密排，此时的滑移面能够是柱面或锥面。201101101110临界分切应力临界分切应力晶体的滑移是在切应力的作用下进展晶体的滑移是在切应力的作用下进展的。的。当晶体受力时并非一切的滑移系都同当晶体受力时并非一切的滑移系都同时参与滑移。而是只需当外力在某一滑移时参与滑移。而是只需当外力在某一滑移系中的分切应力首先到达一定的临界值时，系中的分切应力首先到达一

8、定的临界值时，这一滑移系开动，晶体才开场滑移。这一滑移系开动，晶体才开场滑移。使滑移系开动的最小分切应力称为滑使滑移系开动的最小分切应力称为滑移的临界分切应力，以移的临界分切应力，以KK表示。表示。临界分切应力临界分切应力KK的数值大小取决于的数值大小取决于金属的本性、金属的纯度、实验温度与加金属的本性、金属的纯度、实验温度与加载速度，而与外力的大小、方向及作用方载速度，而与外力的大小、方向及作用方式无关。式无关。临界分切应力的计算方法：设圆柱形金属单晶体试样的横截面积为A，遭到轴向拉力F的作用。F与滑移方向的夹角为，那么F在滑移方向上的分力为Fcos；F与滑移面法线的夹角为，那么滑移面的面积

9、为A/cos。所以，外力F在滑移方向上的分切应力为式中，F/A为试样拉伸时横截面上的正应力，当滑移系中的分切应力到达其临界值时，晶体开场滑移，这时在宏观上晶体开场出现屈服景象，即F/A=S，可得k =Scoscos 或 S=K /coscos晶体受单向拉伸时，在滑移晶体受单向拉伸时，在滑移面和滑移方向上力的分解面和滑移方向上力的分解coscoscos/cosAFAF晶体的取向：由于S=K /coscos coscos称为取向因子，单晶体的屈服强度S将随外力与滑移面和滑移方向之间而改动，即取向因子发生变化时，S也要改动。当外力与滑移面、滑移方向的夹角当外力与滑移面、滑移方向的夹角都是都是4545

10、时，取向因子具有最大值，为时，取向因子具有最大值，为0.50.5，此时分切应力也最大，此时分切应力也最大，SS具有最具有最低值，金属最容易进展滑移，并表现出低值，金属最容易进展滑移，并表现出最大的塑性，这种取向称为软取向；最大的塑性，这种取向称为软取向；当外力与滑移面平行当外力与滑移面平行=90=90或或垂直垂直=90=90时，取向因子为零，那时，取向因子为零，那么无论么无论KK的数值如何，的数值如何，SS均为无穷大，均为无穷大，晶体在此情况下不产生滑移，直至断裂，晶体在此情况下不产生滑移，直至断裂，这种取向称为硬取向。这种取向称为硬取向。滑移时晶体的转动滑移时晶体的转动 当晶体在 F力的作用

11、下发生滑移时，假设滑移面和滑移方向坚持不变，拉伸轴的取向必然不断发生变化。 实践上由于夹头固定不动，为了坚持拉伸轴的方向固定不动，因此单晶体的取向必需相应地转动。拉伸前自在滑移变形受夹头限制时的变形拉伸前自在滑移变形受夹头限制时的变形 B层上的作用点O1和O2同轴，滑移后A、B、C层沿滑移面和滑移方向相对挪动，使 O1 O1， O2 O2。 将1分解为n1、1，2分解为n2、2。 滑移面法线方向的正应力n1- n2组成力偶，使滑移面转向与外力方向平行。假设金属在单纯的切应力作用下产生滑移，那么晶体的取向不会改动。但当恣意一个力作用在晶体上时，总是可以分解为沿滑移方向的分切应力和垂直于滑移面的分

12、正应力。 将最大切应力方向的力1分解为平行滑移方向的1和垂直滑移方向的b、2分解为2b。 垂直于滑移方向的分切应力b和b组成力偶，使B层以滑移面法线方向为轴，其滑移方向转向最大切应力方向。 经过这两种转动可使金属晶体轴线与外力轴线在整个滑移过程中一直重合，但晶体的空间位向却发生了改动。由于滑移时晶体要发生转动，所以各滑移系的取向和分切应力不断变化。原来取向有利的滑移系能够转到不利的取向，从而使继续滑移所需的外力添加，而原来取向不利的滑移系那么能够转到有利的取向，并且继续开场滑移。通常把这种由于晶体转动所引起的硬化或软化景象，称为几何硬化或几何软化。 对具有多个滑移系的晶体，起始滑移首先在取向最

13、有利的滑移系中进展，但由于晶体转动的结果，其它滑移系中的分切应力也能够到达临界分切应力值。滑移过程将在两个或多个滑移系中同时或交替进展；假设晶体的取向适宜，滑移一开场就能够在一个以上的滑移系上同时进展。奥氏体钢中的交叉滑移带奥氏体钢中的交叉滑移带多系滑移多系滑移在两个或更多的滑移系上进展在两个或更多的滑移系上进展的滑移称为多系滑移，简称多滑移。的滑移称为多系滑移，简称多滑移。多系滑移时，构成两组或多组交叉的滑移线。由于各组滑移系之间相多系滑移时，构成两组或多组交叉的滑移线。由于各组滑移系之间相互交叉和影响，所以多滑移比单滑移困难。通常把单滑移时的力轴取向称互交叉和影响，所以多滑移比单滑移困难。

14、通常把单滑移时的力轴取向称为软取向，而多滑移时的力轴取向称为硬取向。晶体变形时，假设从单滑为软取向，而多滑移时的力轴取向称为硬取向。晶体变形时，假设从单滑移开展为多滑移，称为几何硬化；反之，称为几何软化。移开展为多滑移，称为几何硬化；反之，称为几何软化。交滑移交滑移两个或多个滑移面沿共同的滑移方两个或多个滑移面沿共同的滑移方向同时或交替地滑移，称为交滑移。交向同时或交替地滑移，称为交滑移。交滑移以后，晶体外表将出现曲折的滑移滑移以后，晶体外表将出现曲折的滑移线，当参与交滑移的面很多时，滑移线线，当参与交滑移的面很多时，滑移线甚至成为波纹状。甚至成为波纹状。变形温度越高、变形量或变形应力变形温度

15、越高、变形量或变形应力越大，交滑移越显著。交滑移使滑移过越大，交滑移越显著。交滑移使滑移过程具有很大的灵敏性，由于当滑移在某程具有很大的灵敏性，由于当滑移在某个晶面上受阻时，经过交滑移可以改换个晶面上受阻时，经过交滑移可以改换滑移面。滑移面。 112 2110 111孪生是在切应力的作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面孪生面与晶向孪生方向产生的一定角度的均匀切变过程。 这种切变不会改动晶体的点阵类型，但可使变形部分的位向发生变化，并与未变形部分的晶体以孪晶面为分界面构成镜面对称的位向关系。孪生孪生孪生面孪生面 孪生方向孪生方向bcchcp fcc 111 0111211孪生的主要特点

16、：孪生的主要特点：1 1孪生也是在切应力的作用下发生的，但孪生所需的临界切应力远远孪生也是在切应力的作用下发生的，但孪生所需的临界切应力远远高于滑移时的临界切应力，因此只需在滑移很难进展的情况下，晶体才发高于滑移时的临界切应力，因此只需在滑移很难进展的情况下，晶体才发生孪生变形。生孪生变形。密排六方金属滑移系少，在晶体取向不利于滑移时常以孪生方式进展密排六方金属滑移系少，在晶体取向不利于滑移时常以孪生方式进展塑性变形；塑性变形；体心立方金属只需在室温以下和遭到冲击时才发生孪生；体心立方金属只需在室温以下和遭到冲击时才发生孪生；面心立方的金属很少发生孪生变形。面心立方的金属很少发生孪生变形。2

17、2孪生变形速度极快，常产生冲击波，并伴随声响。孪生变形速度极快，常产生冲击波，并伴随声响。3 3孪生本身对晶体塑性变形的直接奉献不大。孪生本身对晶体塑性变形的直接奉献不大。4 4可激发进一步的滑移变形，提高金属的变形才干。由于孪晶的构成可激发进一步的滑移变形，提高金属的变形才干。由于孪晶的构成改动了晶体的位向，从而使某些原来处于不利取向的滑移系转变到有利于改动了晶体的位向，从而使某些原来处于不利取向的滑移系转变到有利于发生滑移的位置，产生滑移。发生滑移的位置，产生滑移。扭折扭折当晶体因取向不利当晶体因取向不利而不能滑移或孪生时，而不能滑移或孪生时，它就能够经过不均匀的它就能够经过不均匀的塑性变

18、形，来顺应外力塑性变形，来顺应外力的作用。的作用。例如对密排六方金例如对密排六方金属进展紧缩时，假设外属进展紧缩时，假设外力轴与力轴与00010001面平行，面平行，那么滑移面上的切应力那么滑移面上的切应力为零，不能产生滑移。为零，不能产生滑移。因此，当外力到达一定因此，当外力到达一定数值时，晶体就发生部数值时，晶体就发生部分弯曲，即发生扭折，分弯曲，即发生扭折，构成扭折带，从而使晶构成扭折带，从而使晶体的长度缩短。体的长度缩短。扭折带的构成扭折带的构成单晶体的应力单晶体的应力应变曲线应变曲线 普通而言，金属单晶体的应变硬化曲线分三个阶普通而言，金属单晶体的应变硬化曲线分三个阶段。段。第一阶段

19、为具有很低应变硬化率的线性区域，此第一阶段为具有很低应变硬化率的线性区域，此时晶体只进展单滑移，所以在较小的应力下产生较大时晶体只进展单滑移，所以在较小的应力下产生较大的变形，称为易滑移阶段；的变形，称为易滑移阶段；在第二阶段中，应力与应变也呈线性关系，但也在第二阶段中，应力与应变也呈线性关系，但也有很高的应变硬化率，称为线性硬化阶段，此时晶体有很高的应变硬化率，称为线性硬化阶段，此时晶体因滑移系转动而开场进展多系滑移；因滑移系转动而开场进展多系滑移；第三阶段称为抛物线硬化阶段，其特点是应力随第三阶段称为抛物线硬化阶段，其特点是应力随应变的添加按抛物线关系变化，相应使应变硬化率逐应变的添加按抛

20、物线关系变化，相应使应变硬化率逐渐减小，此时位错经过交滑移抑制了上一阶段构成的渐减小，此时位错经过交滑移抑制了上一阶段构成的滑移妨碍，使变形易于进展。滑移妨碍，使变形易于进展。通常以通常以FCCFCC金属单晶体比较容易得金属单晶体比较容易得到完好的应变硬化曲线。易滑移区可以到完好的应变硬化曲线。易滑移区可以在单系滑移、高纯度、低温以及有利于在单系滑移、高纯度、低温以及有利于单滑移的取向等条件下得到充分的开展。单滑移的取向等条件下得到充分的开展。实践金属的应力实践金属的应力应变曲线应变曲线实践金属的应力实践金属的应力应变曲线与金属成分、晶体应变曲线与金属成分、晶体构造、晶体取向、变形温度、应变速

21、度等多种要素构造、晶体取向、变形温度、应变速度等多种要素有关。有关。当外力轴处于软取向时，只使一个滑移系经受当外力轴处于软取向时，只使一个滑移系经受切应力的作用，表现出相当兴隆的易滑移区；当外切应力的作用，表现出相当兴隆的易滑移区；当外力轴处于硬取向时，变形开场就是多系滑移，因此力轴处于硬取向时，变形开场就是多系滑移，因此曲线上没有第一阶段，并且整个变形过程中的总变曲线上没有第一阶段，并且整个变形过程中的总变形量也比较小。形量也比较小。层错能较低的层错能较低的FCCFCC金属金、银、镍金属金、银、镍和铜，易于出现易滑移区。随变形温度和铜，易于出现易滑移区。随变形温度的降低，第一阶段升高，硬化率

22、有所降低，的降低，第一阶段升高，硬化率有所降低，第二阶段变长而硬化率不变；随变形温度第二阶段变长而硬化率不变；随变形温度的升高，曲线大体呈抛物线状。层错能较的升高，曲线大体呈抛物线状。层错能较高的金属铝，只需在低温变形，才干高的金属铝，只需在低温变形，才干得到三阶段的加工硬化曲线。得到三阶段的加工硬化曲线。 BCCBCC金属单晶体铁和铌在一定金属单晶体铁和铌在一定的条件下也可以得到三阶段的应力的条件下也可以得到三阶段的应力应应变曲线。低于室温变形时，第一阶段开变曲线。低于室温变形时，第一阶段开场所需的应力随温度的降低而急剧提高；场所需的应力随温度的降低而急剧提高；在室温以上变形时，随温度的升高

23、，第在室温以上变形时，随温度的升高，第二阶段应变范围减小，第三阶段应变范二阶段应变范围减小，第三阶段应变范围增大。围增大。HCPHCP金属锌、镁和镉其主要金属锌、镁和镉其主要滑移系均为基面滑移，在适宜的取向滑移系均为基面滑移，在适宜的取向下有利于开展易滑移变形，曲线的第下有利于开展易滑移变形，曲线的第一阶段很长，第二阶段尚未充分开展一阶段很长，第二阶段尚未充分开展就曾经断裂。而当取向不利时，易滑就曾经断裂。而当取向不利时，易滑移区显著缩短，而使相应的硬化率逐移区显著缩短，而使相应的硬化率逐渐提高。渐提高。 金属单晶体的加工硬化机制第一阶段：滑移系呈分布均匀的细长线，随着变形量的添加，滑移线数量

24、添加，而不是由原来的滑移线上添加滑移量来实现。主滑移面上的位错密度添加较快，第二滑移系统的位错密度明显较低，此阶段只需一套滑移系统开动。第二阶段：滑移线不均匀，其平均长度随着应变的添加而减短，滑移线变粗。位错以缠结的方式出现，主次滑移系统中位错交互作用，在此阶段的后期，出现不规那么的胞状组织，直径约数微米。第二套共轭滑移系统参与滑移，导致位错缠结的出现和滑移线的变短；第二套滑移系统被激活，构成L-C位错锁，妨碍位错继续运动，是这一阶段加工硬化率高的缘由。第三阶段：滑移线开展为很粗的滑移带，新添加的应变几乎全部集中在这些滑移带内，而且滑移带碎化。位错呈明显的胞状组织，位错密度在胞壁处很高，胞内那

25、么很低。由于交滑移的出现，位错的妨碍被绕过，故加工硬化率逐渐降低。位错经过双交滑移移出晶体时，同一条位错线在很近的间隔构成平行的滑移台阶。多晶体的塑性变形的特点多晶体的塑性变形的特点1 1各晶粒变形的不同时性各晶粒变形的不同时性 多晶体中各晶粒取向不同，在外力作用下各滑移系的分切应力不同，不能同时发生滑移。 处于软取向的晶粒先产生滑移，位错源开动，位错沿滑移面运动。 位错不能越过周围硬取向晶粒，在晶界处受阻，构成位错的平面塞积群，呵斥应力集中。 随外力，应力集中也，叠加后使相邻晶粒某滑移系分切应力到达临界值，位错源开动并产生滑移。 塑性变形便从一个晶粒传送到另一个晶粒。如此反复，整个试样产生宏

26、观的塑性变形。第八章第八章 多晶体的塑性变形多晶体的塑性变形2 2各晶粒变形的相互协调性各晶粒变形的相互协调性 多晶体每个晶粒都处于其它晶粒的包多晶体每个晶粒都处于其它晶粒的包围之中，因此变形不是孤立和恣意的，临围之中，因此变形不是孤立和恣意的，临近的晶粒之间必需相互协调配合，不然就近的晶粒之间必需相互协调配合，不然就难以进展变形，甚至不能坚持晶粒之间的难以进展变形，甚至不能坚持晶粒之间的延续性，会呵斥空隙而导致资料的断裂。延续性，会呵斥空隙而导致资料的断裂。为与先变形的晶粒相协调，要求相邻为与先变形的晶粒相协调，要求相邻晶粒不只在取向最有利的滑移系中进展变晶粒不只在取向最有利的滑移系中进展变

27、形，还必需有几个滑移系，其中包括取向形，还必需有几个滑移系，其中包括取向并非有利的滑移系上同时进展滑移，才干并非有利的滑移系上同时进展滑移，才干保证其外形作各种相应的改动。保证其外形作各种相应的改动。 因此，滑移系较多的因此，滑移系较多的fccfcc和和bccbcc金属，金属，经过多滑移可表现出良好的塑性，而经过多滑移可表现出良好的塑性，而hcphcp金属滑移系少，晶粒间协调性很差，塑性金属滑移系少，晶粒间协调性很差，塑性变形才干低。变形才干低。 由于各个晶粒的取向不同及晶界的存在，多晶体中各个晶粒之间的变形是不均匀的；而且在每个晶粒内部的变形也是不均匀的，晶粒中心区域的变形量较大，晶界及其附

28、近区域变形量较小。3 3塑性变形的不均匀性塑性变形的不均匀性多晶体的应力多晶体的应力应变曲线应变曲线由于多晶体的塑性变形比单晶体复杂，往往一由于多晶体的塑性变形比单晶体复杂，往往一开场就是多滑移；并且各晶粒的变形不是同时开场，开场就是多滑移；并且各晶粒的变形不是同时开场，屈服是逐渐发生的，以致于很难找到明显的屈服点，屈服是逐渐发生的，以致于很难找到明显的屈服点，因此其应力因此其应力应变曲线没有单晶体那样的易滑移阶应变曲线没有单晶体那样的易滑移阶段，同时屈服应力也比单晶体高。段，同时屈服应力也比单晶体高。另外，晶界的存在促使多滑移发生，因此多晶另外，晶界的存在促使多滑移发生，因此多晶体的晶粒越细

29、，其加工硬化率越高。体的晶粒越细，其加工硬化率越高。铝单晶体和多晶体的应力应变曲线铝单晶体和多晶体的应力应变曲线双晶体变形模型双晶体变形模型双晶体变形条件双晶体变形条件双晶体变形的主要双晶体变形的主要约束条件是在晶界处两约束条件是在晶界处两晶体的变形必需协调，晶体的变形必需协调，以维持晶界的延续性。以维持晶界的延续性。在双晶体变形时，应满在双晶体变形时，应满足四个独立的约束条件，足四个独立的约束条件，相应便需求四个独立的相应便需求四个独立的滑移系统同时开动。滑移系统同时开动。按照按照SchmidSchmid定律，当压力刚刚超越单晶体的临界切应力时，应只定律，当压力刚刚超越单晶体的临界切应力时，

30、应只需一组取向最有利的主滑移系统先开动，但在双晶体变形时，却必需需一组取向最有利的主滑移系统先开动，但在双晶体变形时，却必需有附加的滑移系统同时开动。实践上，呵斥这种附加滑移或协调滑移有附加的滑移系统同时开动。实践上，呵斥这种附加滑移或协调滑移的缘由是由于双晶变形时，两晶体的弹性变形及塑性变形具有不匹配的缘由是由于双晶变形时，两晶体的弹性变形及塑性变形具有不匹配性所致。性所致。双晶体弹性变形的不匹配性产生变形不匹配的缘由主要同晶体具有弹性各向异性有关。假设两晶体均为各向同性时，双晶体应协调变形。实践金属晶体多为各向异性，构成双晶体时，引起两种弹性变形不匹配景象1 1、弹性切应变不匹配、弹性切应

31、变不匹配轴向应力在各向同性轴向应力在各向同性的晶体中仅引起正应变，的晶体中仅引起正应变，而在各向异性晶体中还会而在各向异性晶体中还会引起切应变。于是，便可引起切应变。于是，便可由双晶体中两晶体的切变由双晶体中两晶体的切变方向不同，而引起弹性变方向不同，而引起弹性变形的不匹配景象。形的不匹配景象。轴向加载双晶体弹性切变不匹配表示图轴向加载双晶体弹性切变不匹配表示图2 2、弹性正应变不匹配、弹性正应变不匹配两晶体的取向不同时，可使轴向上的弹性柔度系数不两晶体的取向不同时，可使轴向上的弹性柔度系数不同。在两晶体未焊合的情况下，会导致彼此的轴向应变不同。在两晶体未焊合的情况下，会导致彼此的轴向应变不同

32、。于是在焊合的情况下，便要引起双晶体的界面上出现同。于是在焊合的情况下，便要引起双晶体的界面上出现附加的切应力。附加应力在两晶体界面上最大，并随分开附加的切应力。附加应力在两晶体界面上最大，并随分开界面的间隔增大呈指数关系下降。界面的间隔增大呈指数关系下降。轴向加载双晶体的弹性正应变不匹配表示图轴向加载双晶体的弹性正应变不匹配表示图双晶体塑性变形的不匹配性双晶体塑性变形的不匹配性从微观角度而言，滑移具有从微观角度而言，滑移具有高度的不均匀性。滑移过程总是高度的不均匀性。滑移过程总是从某一晶粒先开场，并集中在滑从某一晶粒先开场，并集中在滑移带中进展。当滑移带与晶界相移带中进展。当滑移带与晶界相遇

33、时，构成位错塞积，产生应力遇时，构成位错塞积，产生应力集中。这种塑性变形不匹配使相集中。这种塑性变形不匹配使相邻晶粒变形不一致。于是在应力邻晶粒变形不一致。于是在应力集中的作用下，便能够引起相邻集中的作用下，便能够引起相邻晶粒中有滑移系统开动。在应力晶粒中有滑移系统开动。在应力集中的作用下，除了可以使相邻集中的作用下，除了可以使相邻晶粒中的主滑移系统激活外，并晶粒中的主滑移系统激活外，并有能够使晶界附近的次滑移系统有能够使晶界附近的次滑移系统开动，以致在晶界附近产生多滑开动，以致在晶界附近产生多滑移。移。普通而言，构成刃型位错塞积群时，易于有效地激活相邻晶粒中普通而言，构成刃型位错塞积群时，易

34、于有效地激活相邻晶粒中的次滑移；而构成螺型位错塞积群时，因领先位错易于交滑移，常使的次滑移；而构成螺型位错塞积群时，因领先位错易于交滑移，常使塞积群前端钝化，导致了对激活次滑移的有效程度降低。塞积群前端钝化，导致了对激活次滑移的有效程度降低。对称性双晶体塑性变形引起对称性双晶体塑性变形引起附加滑移机制表示图附加滑移机制表示图8.38.3晶界强化机制晶界强化机制位错穿过晶界位错穿过晶界小角晶界的短程应力场会对接近的晶格小角晶界的短程应力场会对接近的晶格位错作功，以阻止其滑移穿过。故当晶格位位错作功，以阻止其滑移穿过。故当晶格位错进入晶界的短程应力场时，便会遭到一定错进入晶界的短程应力场时，便会遭

35、到一定的妨碍作用。假设应力较大时，晶格位错可的妨碍作用。假设应力较大时，晶格位错可以切过晶界，而在晶界上构成台阶或晶界位以切过晶界，而在晶界上构成台阶或晶界位错。在切过后晶格位错的柏氏矢量有所改动，错。在切过后晶格位错的柏氏矢量有所改动，其变化量便为晶界位错的柏氏矢量。其变化量便为晶界位错的柏氏矢量。滑移位错与大角晶界也会发生交互作用。滑移位错与大角晶界也会发生交互作用。在外加切应力的作用下，晶格位错进入晶界在外加切应力的作用下，晶格位错进入晶界时可以发生分解反响构成多个晶界位错，这时可以发生分解反响构成多个晶界位错，这样便会使滑移位错进入晶界后难于分开或继样便会使滑移位错进入晶界后难于分开或

36、继续前进。续前进。当晶格位错切过晶粒内部的小角晶界时，当晶格位错切过晶粒内部的小角晶界时，也可以与晶界位错相互交截而构成割阶或扭也可以与晶界位错相互交截而构成割阶或扭折，使能量添加。同样，当晶格位错切过大折，使能量添加。同样，当晶格位错切过大角晶界时，可使晶界构成台阶而引起晶界面角晶界时，可使晶界构成台阶而引起晶界面积添加。积添加。晶界发射和吸收位错晶界发射和吸收位错晶界可以作为位错源，向晶内发射位错。晶界可以作为位错源，向晶内发射位错。假设晶界中的台阶本身是晶界位错的话，在假设晶界中的台阶本身是晶界位错的话，在外力作用下可以发生分解而生成晶格位错。由于外力作用下可以发生分解而生成晶格位错。由

37、于每个晶界位错只能产生一个晶格位错，会使这种每个晶界位错只能产生一个晶格位错，会使这种晶界位错源逐渐趋于耗竭。晶界位错源逐渐趋于耗竭。此外，沿晶界滑动的晶界位错遇到突出的晶此外，沿晶界滑动的晶界位错遇到突出的晶界台阶时，晶界位错在台阶上与台阶反响分解成界台阶时，晶界位错在台阶上与台阶反响分解成新的晶格位错和晶界位错。新的晶格位错和晶界位错。晶界强化作用晶界强化作用直接强化作用晶界本身对晶内滑移所起的直接强化作用晶界本身对晶内滑移所起的妨碍作用。妨碍作用。无论是小角晶界还是大角晶界都可以看无论是小角晶界还是大角晶界都可以看成是位错的集合体，从而成为直接妨碍晶成是位错的集合体，从而成为直接妨碍晶内

38、位错运动的妨碍。内位错运动的妨碍。晶界具有短程应力场，可妨碍晶格滑移位晶界具有短程应力场，可妨碍晶格滑移位错进入或经过晶界。这是一种由位错与晶错进入或经过晶界。这是一种由位错与晶界的应力场的交互作用所引起的一种部分界的应力场的交互作用所引起的一种部分强化作用。强化作用。假设晶格滑移位错穿过晶界时，其柏氏矢假设晶格滑移位错穿过晶界时，其柏氏矢量发生变化，并构成晶界位错。除非所构量发生变化，并构成晶界位错。除非所构成的晶界位错从滑移带与晶界相交处移开，成的晶界位错从滑移带与晶界相交处移开，否那么会构成反向应力妨碍进一步滑移。否那么会构成反向应力妨碍进一步滑移。假设晶格滑移位错进入晶界，可发生分解，

39、假设晶格滑移位错进入晶界，可发生分解，构成晶界位错；或者与晶界位错发生反响。构成晶界位错；或者与晶界位错发生反响。间接强化作用晶界的存在所引起的潜在强间接强化作用晶界的存在所引起的潜在强化效应。化效应。、次滑移引起强化、次滑移引起强化晶界的存在可以引起弹性应变不匹配和晶界的存在可以引起弹性应变不匹配和塑性应变不匹配，两种效应，在晶界附近塑性应变不匹配，两种效应，在晶界附近引起多滑移。弹性应变不匹配效应在主滑引起多滑移。弹性应变不匹配效应在主滑移前引起次滑移时，可对随后的主滑移构移前引起次滑移时，可对随后的主滑移构成林位错加工硬化机制。这种先次滑移后成林位错加工硬化机制。这种先次滑移后主滑移的机

40、制在晶界潜在强化中起重要作主滑移的机制在晶界潜在强化中起重要作用。塑性应变不匹配应力易于激发晶界位用。塑性应变不匹配应力易于激发晶界位错源，使之放出位错而导致晶界附近的区错源，使之放出位错而导致晶界附近的区域快速加工硬化。域快速加工硬化。、晶粒间取向差引起强化、晶粒间取向差引起强化由于相邻晶粒取向不同，会引起两者主由于相邻晶粒取向不同，会引起两者主滑移系统取向因子出现差别。假设在外力滑移系统取向因子出现差别。假设在外力作用下某一晶粒先开场滑移时，相邻晶粒作用下某一晶粒先开场滑移时，相邻晶粒内的主滑移系统难于同时开动。着阐明晶内的主滑移系统难于同时开动。着阐明晶界的存在能使运动位错的晶体学特性遭

41、到界的存在能使运动位错的晶体学特性遭到破坏，从而引起强化效应。破坏，从而引起强化效应。晶界强化的数学表达晶界强化的数学表达霍尔霍尔佩奇公式佩奇公式霍尔和佩奇在实验的根底上建立霍尔和佩奇在实验的根底上建立了流变应力与晶粒尺寸之间的关系式：了流变应力与晶粒尺寸之间的关系式：f=0+kd-nf=0+kd-n式中，式中，ff为流变应力；为流变应力；00为晶格摩为晶格摩擦力，大体相当于单晶体的屈服强度；擦力，大体相当于单晶体的屈服强度；d d为晶粒的平均直径；为晶粒的平均直径；k k为常数，表为常数，表征晶界对强度影响的程度，与晶界的征晶界对强度影响的程度，与晶界的构造有关；指数构造有关；指数n n常取

42、常取1/21/2。Hall-PetchHall-Petch公式是一个很好的公式是一个很好的阅历公式，可以从不同的物理模型出阅历公式，可以从不同的物理模型出发加以推导。发加以推导。位错塞积模型位错塞积模型在外加切应力较小在外加切应力较小时，由于晶界的妨碍作时，由于晶界的妨碍作用，会使晶粒用，会使晶粒1 1内由位内由位错源放出的位错构成位错源放出的位错构成位错塞积，位错塞积可以错塞积，位错塞积可以在相邻晶粒内产生较大在相邻晶粒内产生较大的切应力，当这个应力的切应力，当这个应力到达该晶粒内位错源开到达该晶粒内位错源开动的临界分切应力时，动的临界分切应力时，该晶粒内的位错开场滑该晶粒内的位错开场滑移。

43、计算结果为移。计算结果为y=0+kd-1/2y=0+kd-1/2位错塞积引起相邻晶粒中位错源位错塞积引起相邻晶粒中位错源开动表示图开动表示图晶界台阶模型晶界台阶模型晶界上的台阶可以作为位错源而放出位错，由晶界上的台阶可以作为位错源而放出位错，由此可以将流变应力视为位错运动抑制林位错的阻力，此可以将流变应力视为位错运动抑制林位错的阻力，进而求出如下的霍尔进而求出如下的霍尔佩奇关系式：佩奇关系式：式中式中S S为台阶的密度单位长度晶界上台阶的个为台阶的密度单位长度晶界上台阶的个数。数。21210)8(dSGby晶界台阶发射位错表示图晶界台阶发射位错表示图晶界区硬化模型晶界区硬化模型在同一晶粒内，由

44、于离在同一晶粒内，由于离晶界远近不同也会在形变阻晶界远近不同也会在形变阻力上有所反响。力上有所反响。想象在流变条件下，晶想象在流变条件下，晶界的影响上在晶粒内呵斥一界的影响上在晶粒内呵斥一定宽度定宽度(b/2)(b/2)的硬化区，晶粒的硬化区，晶粒的强度的强度yy要由晶界附近的硬要由晶界附近的硬化区强度化区强度HH和心部软化区强和心部软化区强度度SS综合决议。推出综合决议。推出或者或者霍尔霍尔佩奇关系式的指数佩奇关系式的指数n n可介于可介于0.450.45和和1.11.1之间变化。之间变化。晶界区硬化模型表示图晶界区硬化模型表示图dbSHS)(21BdA亚晶界强化亚晶界强化亚晶界普通为小角晶

45、界，其对流变应力的亚晶界普通为小角晶界，其对流变应力的影响也可用影响也可用Hall-PetchHall-Petch公式加以描画，即公式加以描画，即f=0+kds-nf=0+kds-n式中，式中，dsds为亚晶粒直径，为亚晶粒直径，kk为亚晶界的强化系为亚晶界的强化系数，数，n=1/2n=1/2。对于一样的资料而言，。对于一样的资料而言，kkklLl。溶质原子对位错的妨碍溶质原子对位错的妨碍( () )强相互作用强相互作用( () )弱相互作用弱相互作用非均匀固溶强化实际非均匀固溶强化实际在很多情况下，溶质原子在基体中并在很多情况下，溶质原子在基体中并非完全无规分布，而是由于与位错有交互非完全无

46、规分布，而是由于与位错有交互作用而在位错周围聚集，是非均匀的。作用而在位错周围聚集，是非均匀的。柯垂尔气团强化柯垂尔气团强化由于溶质原子与刃型位错的交互作用，由于溶质原子与刃型位错的交互作用，在温度和时间允许的条件下，为了减少畸在温度和时间允许的条件下，为了减少畸变能，溶质原子将聚集在位错线周围，构变能，溶质原子将聚集在位错线周围，构成溶质原子云，也称为柯垂尔气团。成溶质原子云，也称为柯垂尔气团。从一级效应思索，螺位错周围只需切从一级效应思索，螺位错周围只需切应变而没有体应变，因此不能构成柯垂尔应变而没有体应变，因此不能构成柯垂尔气团；但从二级效应思索，螺位错仍呵斥气团；但从二级效应思索，螺位

47、错仍呵斥体应变，螺位错芯部处于引张形状，故半体应变，螺位错芯部处于引张形状，故半径很小的间隙原子也会趋于处在螺位错心径很小的间隙原子也会趋于处在螺位错心部，使系统能量降低。部，使系统能量降低。溶质原子在位错周围聚集构成的气团溶质原子在位错周围聚集构成的气团妨碍了位错的运动，因此使基体的强度升妨碍了位错的运动，因此使基体的强度升高。利用位错与溶质原子的弹性交互作用，高。利用位错与溶质原子的弹性交互作用，可以解释低碳钢等金属的上、下屈服点景可以解释低碳钢等金属的上、下屈服点景象和应变时效景象。象和应变时效景象。上、下屈服点景象上、下屈服点景象在低碳钢中，由在低碳钢中，由于微量碳、氮原子构于微量碳、

48、氮原子构成的柯垂尔气团，对成的柯垂尔气团，对位错有钉扎作用，所位错有钉扎作用，所以当外力增大到上屈以当外力增大到上屈服点时，位错才脱钉服点时，位错才脱钉而开场运动。可是一而开场运动。可是一旦挣脱气团以后，位旦挣脱气团以后，位错遭到的阻力立刻减错遭到的阻力立刻减小，因此外力下降到小，因此外力下降到下屈服点。然后经过下屈服点。然后经过一小段的屈服伸长，一小段的屈服伸长，才开场进入普通的加才开场进入普通的加工硬化过程，应力重工硬化过程，应力重新上升。新上升。 低碳钢室温变形时的低碳钢室温变形时的上、下屈服点景象上、下屈服点景象应变时效景象应变时效景象在外力超越屈服点以后，假设卸掉载荷，那么位在外力超

49、越屈服点以后，假设卸掉载荷，那么位错停顿运动，试样产生弹性恢复。假设随后又立刻加错停顿运动，试样产生弹性恢复。假设随后又立刻加载，位错将继续运动，变形沿载，位错将继续运动，变形沿B B曲线进展，此时不再曲线进展，此时不再出现上述屈服景象。但假设卸载以后在室温停留较长出现上述屈服景象。但假设卸载以后在室温停留较长时间或进展加热，那么溶质原子会重新分散到位错周时间或进展加热，那么溶质原子会重新分散到位错周围构成气团。此时再进展拉伸，试样沿围构成气团。此时再进展拉伸，试样沿C C曲线变形，曲线变形，上、下屈服点又会出现，而且屈服点还有所提高，这上、下屈服点又会出现，而且屈服点还有所提高，这个景象称为

50、应变时效。个景象称为应变时效。低碳钢室温变形时的应变时效景象低碳钢室温变形时的应变时效景象初初次次加加载载立立刻刻二二次次加加载载停停留留后后二二次次加加载载斯诺克气团强化斯诺克气团强化螺位错与非球形对称的点缺陷之间的交螺位错与非球形对称的点缺陷之间的交互作用构成斯诺克气团。斯诺克气团的强化互作用构成斯诺克气团。斯诺克气团的强化效果与间隙的溶质原子浓度成正比，常温下效果与间隙的溶质原子浓度成正比，常温下对位错的钉扎作用并不亚于柯垂尔气团。对位错的钉扎作用并不亚于柯垂尔气团。由于斯诺克气团的有序化太快，形变温由于斯诺克气团的有序化太快，形变温度稍高或速度很小时其作用就不太显著。度稍高或速度很小时

51、其作用就不太显著。铃木气团强化铃木气团强化气团的构成气团的构成对于位错明显扩展的合对于位错明显扩展的合金，基体与层错可以视为两金，基体与层错可以视为两相，假设基体是面心立方构相，假设基体是面心立方构造，那么层错是密排六方构造，那么层错是密排六方构造。它们的自在能随溶质的造。它们的自在能随溶质的原子浓度发生变化，溶质原原子浓度发生变化，溶质原子在密排六方构造的层错中子在密排六方构造的层错中的自在能的自在能FhFh较高，随着溶质较高，随着溶质浓度变化较快；溶质原子在浓度变化较快；溶质原子在面心立方基体中的自在能面心立方基体中的自在能FfFf较低，且随溶质浓度变化慢。较低，且随溶质浓度变化慢。假设层

52、错中及基体中溶质原假设层错中及基体中溶质原子浓度一样，那么根据体积子浓度一样，那么根据体积比用杠杆定律计算的合金的比用杠杆定律计算的合金的平均摩尔自在能并非该系统平均摩尔自在能并非该系统能量最低的平衡态。能量最低的平衡态。 基体与层错的自在能基体与层错的自在能随浓度的变化随浓度的变化由于层错与基体的自在能随浓度变化的函数关系不同，所以在层错体积由于层错与基体的自在能随浓度变化的函数关系不同，所以在层错体积比不变的条件下，溶质浓度将重新分布以降低系统的自在能。层错中的溶质比不变的条件下，溶质浓度将重新分布以降低系统的自在能。层错中的溶质原子浓度要大于或者小于基体的溶质浓度，才干到达能量最低的平衡

53、态。这原子浓度要大于或者小于基体的溶质浓度，才干到达能量最低的平衡态。这种溶质原子在层错中和基体中不同的组态即为铃木气团。种溶质原子在层错中和基体中不同的组态即为铃木气团。气团的强化效应气团的强化效应假设溶质原子在层假设溶质原子在层错和基体中的浓度分别错和基体中的浓度分别为为c1c1和和c0c0，扩展位错，扩展位错在外力的作用下进展滑在外力的作用下进展滑移运动，由于原子分散移运动，由于原子分散速度慢，层错带移入了速度慢，层错带移入了与它不相顺应的浓度中与它不相顺应的浓度中c0c0，而将不适宜于基体，而将不适宜于基体的浓度的浓度c1c1留给基体，破留给基体，破坏了平衡，增高了晶体坏了平衡，增高了

54、晶体的自在能，使位错运动的自在能，使位错运动遭到阻力，从而使合金遭到阻力，从而使合金强化。强化。(a)(a)扩展位错运动前的平衡态扩展位错运动前的平衡态(b)(b)运动后平衡态被破坏运动后平衡态被破坏铃木气团给位错运动带来的阻力主要有合金的浓度决议，与温度无铃木气团给位错运动带来的阻力主要有合金的浓度决议，与温度无关，因此该强化机制在高温时显得重要，室温下该气团的作用只需柯垂关，因此该强化机制在高温时显得重要，室温下该气团的作用只需柯垂尔气团的非常之一。尔气团的非常之一。有序强化有序强化合金中溶质原子的合金中溶质原子的浓度不太低时，合金原浓度不太低时，合金原子有与异类原子结为近子有与异类原子结

55、为近邻的倾向，从而构成一邻的倾向，从而构成一定的有序陈列，以降低定的有序陈列，以降低系统的能量。当位错滑系统的能量。当位错滑移时必然破坏有序度构移时必然破坏有序度构成反向畴，使系统能量成反向畴，使系统能量提高，从而构成对位错提高，从而构成对位错运动的阻力。这种合金运动的阻力。这种合金有序化而带来的强化效有序化而带来的强化效应称为有序强化。其作应称为有序强化。其作用大小和铃木气团的强用大小和铃木气团的强化同量级。化同量级。有序合金中位错滑移经过有序合金中位错滑移经过的面构成反相畴的面构成反相畴反反 相相 畴畴 界界第二相强化第二相强化合金中两相的性能相近合金中两相的性能相近 合金中两相的含量相差

56、不大，且两相合金中两相的含量相差不大，且两相的变形性能相近，那么合金的变形性的变形性能相近，那么合金的变形性能为两相的平均值。此时合金的强度能为两相的平均值。此时合金的强度 可以用下式表达：可以用下式表达： 式中，式中，和和分别为两相的强度极限，分别为两相的强度极限，、分别为两相的体积分数，分别为两相的体积分数，1 1。可见，合金的强度极。可见，合金的强度极限随较强的一相的含量添加而呈线性限随较强的一相的含量添加而呈线性添加。添加。合金中两相的性能相差很大 合金中两相的变形性能相差很大，假设其中的一相硬而脆，难以变形，另一相的塑性较好，且为基体相，那么合金的塑性变形除与相的相对量有关外，在很大

57、程度上取决于脆性相的分布情况。脆性相的分布有三种情况：1硬而脆的第二相呈延续网状分布在塑性相的晶界上 这种分布情况是最恶劣的，由于脆性相在空间把塑性相分割开，从而使其变形才干无从发扬，经少量的变形后，即沿着延续的脆性相开裂，使合金的塑性和韧性急剧下降。这时，脆性相越多，网越延续，合金的塑性也就越差，甚至强度也随之下降。例如过共析钢中的二次渗碳体在晶界上呈网状分布时，使钢的脆性添加，强度和塑性下降。消费上可经过热加工和热处置的相互配合来破坏或消除其网状分布。2 2脆性的第二朔呈片状或层状分布在塑性相的基体上脆性的第二朔呈片状或层状分布在塑性相的基体上如钢中的珠光体组织，铁素体和渗碳体呈片状分布，

58、铁如钢中的珠光体组织，铁素体和渗碳体呈片状分布，铁素体的塑性好，渗碳体硬而脆，所以塑性变形主要集中在铁素体的塑性好，渗碳体硬而脆，所以塑性变形主要集中在铁素体中，位错的挪动被限制在渗碳片之间很短间隔内，此时素体中，位错的挪动被限制在渗碳片之间很短间隔内，此时位错运动至妨碍物渗碳体片之前时，即构成位错平面塞积群，位错运动至妨碍物渗碳体片之前时，即构成位错平面塞积群，当其呵斥的应力集中足以激发相邻铁素体中的位错源开动时，当其呵斥的应力集中足以激发相邻铁素体中的位错源开动时，相邻的铁素体才开场塑性变形。因此，也可用霍尔一配奇公相邻的铁素体才开场塑性变形。因此，也可用霍尔一配奇公式描画珠光体的屈服强度

59、：式描画珠光体的屈服强度：ss00KS-1/2KS-1/2式中，式中，00为铁素体的屈服强度，为铁素体的屈服强度，K K为资料常数，为资料常数，S S为珠光体为珠光体片间距。片间距。 由上式可以看出，珠光体片间距越小，那么强度越高，由上式可以看出，珠光体片间距越小，那么强度越高，且其变形越均匀，变形才干添加。对于细珠光体，甚至渗碳且其变形越均匀，变形才干添加。对于细珠光体，甚至渗碳体片也可发生滑移、弯曲变形，表现有一定的变形才干所以体片也可发生滑移、弯曲变形，表现有一定的变形才干所以细珠光体不但强度高，塑性也好。细珠光体不但强度高，塑性也好。亚共析钢的塑性变形首先在先共析铁素体中进展，当铁亚共

60、析钢的塑性变形首先在先共析铁素体中进展，当铁素体由加工硬化使其流变应力到达珠光体的屈服极限时，珠素体由加工硬化使其流变应力到达珠光体的屈服极限时，珠光体才开场塑性变形。光体才开场塑性变形。3 3脆性相在塑性相中呈颗粒状分布脆性相在塑性相中呈颗粒状分布 如共析钢或过共析钢经球化退火后得到的粒状珠光体组织，如共析钢或过共析钢经球化退火后得到的粒状珠光体组织，由于粒状的渗碳体对铁素体的变形妨碍作用大大减弱，故强度由于粒状的渗碳体对铁素体的变形妨碍作用大大减弱，故强度降低，塑性和韧性得到显著改善。普通说来，颗粒状的脆性第降低，塑性和韧性得到显著改善。普通说来，颗粒状的脆性第二相对塑性变形的危害性要比针