第二章晶體塑性變形

1、第二章 晶體塑性變形預(yù)備知識極圖滑移的晶體學(xué)及幾何關(guān)系1滑移帶與滑移線 2. 滑移系統(tǒng)密排面，密排方向金 屬晶 體 結(jié) 構(gòu) 溫 度 滑 移 面滑 移 方 向Al,Cu,Ag,Au,Ni,Pb fcc 20 111 <110>Al fcc T/Tm >0.72 100 <110>-Fe, Mo, Nb bcc110112123 <111>-Fe+4%Si bcc 110 <111>Zn, Gd, Mg hcp 20 (0001)<> MghcpT/Tm >0.54 <> Mg+14%Lihcp 20(0001)

2、<>-Tihcp 20(0001) <>面心立方晶體的滑移系比較固定，111/<110>。密排六方晶體：基面滑移，但軸比c/a<1.633時，可有他滑移面。體心立方晶體的的滑移面至今尚無統(tǒng)一的看法。密排面，密排方向：110/<111>因為滑移線是波浪形的，很難準確確定滑移面。一種可能是111晶帶的最大分切應(yīng)力平面，也可能確實沿110，112和123面滑移。波浪形滑移線交滑移“鉛筆滑移”3. 臨界切應(yīng)力滑移面上沿滑移方向的分切應(yīng)力為 稱為Schmid因子， 最小值為2（ 稱為取向因子， 最大值 0.5）。當(dāng)滑移面上的分切應(yīng)力達到臨界值， 時晶

3、體開始滑移即屈服，稱為臨界切應(yīng)力，它是材料常數(shù)，與晶體取向無關(guān)。 -Schmid定律。4. 滑移中晶體的轉(zhuǎn)動晶體滑移時伴隨有轉(zhuǎn)動，例如拉伸實驗中夾頭的約束使試樣一面滑移一面轉(zhuǎn)動。對多晶體材料來說，由于晶界及其他組織因素的約束，各晶粒在滑移過程中也要轉(zhuǎn)動。轉(zhuǎn)動的結(jié)果晶體對應(yīng)力軸的取向發(fā)生變化，從而影響進一步變形可用“影象規(guī)則”方便地確定滑移面和滑移方向 圖2.12 立方系（001）極圖及晶體轉(zhuǎn)動第二章 晶體塑性變形2.1 概述常見的材料拉伸曲線：彈性變形，彈塑性變形，流變應(yīng)力，加工硬化。流變應(yīng)力（flow stress）：材料在一定溫度下以一定的應(yīng)變速率發(fā)生塑性變形所需的應(yīng)力。流變應(yīng)力是材料的組

4、織結(jié)構(gòu)，溫度及應(yīng)變速率的函數(shù)， S：材料的組織結(jié)構(gòu)： 晶體結(jié)構(gòu), 位錯結(jié)構(gòu), 晶粒大小，第二相粒子大小、分布等等T：溫度 ：應(yīng)變速度。 在低溫下流變應(yīng)力對應(yīng)變速率很不敏感，故常溫變形可以不考慮應(yīng)變速率的影響， 隨著塑性變形的進行，位錯增殖、相互交截等過程導(dǎo)致位錯密度及位錯結(jié)構(gòu)發(fā)生變化。所謂加工硬化就是這種材料結(jié)構(gòu)變化引起的流變應(yīng)力的增加 屈服應(yīng)力： 在理論上嚴格處理時屈服應(yīng)力是指滑移面上的臨界切應(yīng)力。 在高溫下當(dāng)溫度升高時原子熱運動加劇，運動位錯遇到障礙時可以在外應(yīng)力和熱激活的共同作用下越過障礙，這時流變應(yīng)力對應(yīng)變速率非常敏感。在較高溫度下變形時應(yīng)變硬化和回復(fù)軟化過程同時發(fā)生。 2.2 流變應(yīng)

5、力2.2.1 晶體的理論屈服強度塑性變形是在切應(yīng)力作用下通過滑移方式進行設(shè)想圖2.2所示的兩層原子面之間在切應(yīng)力的作用下發(fā)生剛性滑移，相對位移為?；扑璧那袘?yīng)力應(yīng)該是位移的周期函數(shù)（周期等于b）。 與切應(yīng)變 滿足胡克定律理論屈服強度就等于的極大值k，即簡單立方晶體：， ；面心立方晶體： ，對于的計算進行改進，材 料臨界切應(yīng)力(MPa)（MPa） 銅 鋁 鐵 鋅0.880.980.540.9814.710.29840118064088065002250理論屈服強度比實際屈服強度大3個數(shù)量級！晶須的實驗結(jié)果證實了理論強度。 塑性變形不是滑移面整體滑動，而是通過位錯運動來實現(xiàn)的。因此，流變應(yīng)力就應(yīng)

6、等于位錯運動的阻力！位錯運動阻力：晶格摩擦力，晶體中其他位錯，晶界、固溶原子和第二相粒子等材料組織結(jié)構(gòu)-組織結(jié)構(gòu)對流變應(yīng)力有重要的貢獻。2.2.2 晶格摩察力(派-納力)派-納力（Peierls Stress，P-N力）是晶體點陣對位錯運動的阻力。這里只給出根據(jù)簡化模型導(dǎo)出的結(jié)果 其中a為滑移面間距 面心立方金屬）的P-N力較小，對流變應(yīng)力的貢獻可以忽略。體心立方金屬P-N力大，對臨界切應(yīng)力的貢獻比較大。這與位錯芯結(jié)構(gòu)有關(guān)。 理論強度和P-N力分別給出晶體屈服強度的上限和下限。有兩種位錯：平行位錯和林位錯2.2.3 位錯的長程彈性相互作用位錯看分為兩類：平行位錯和林位錯-平行位錯對運動位錯的阻

7、力當(dāng)平行位錯的密度為時位錯的平均間距為 位錯應(yīng)力場因此，晶體中平行位錯所產(chǎn)生的長程引力場的振幅的數(shù)量級應(yīng)為（只考慮近鄰位錯） 這說明流變應(yīng)力與位錯密度的平方根成正比。2.2.4 與林位錯的相互作用 1. 位錯交割產(chǎn)生割階的作用: 林位錯間的平均距離則割階形成能約為。外加切應(yīng)力為作用下,位錯在交截過程中所作的功等于割階的形成能 令 -林位錯密度產(chǎn)生割階對流變應(yīng)力的貢獻仍與林位錯密度的平方根呈正比。3. 割階的非保守運動 螺位錯帶割階運動時會產(chǎn)生點缺陷，形成點缺陷所需能量對位錯運動產(chǎn)生阻力。位錯克服該阻力而運動所需應(yīng)力 因為 （l ：割階間距=林位錯間距） 4. 會合位錯的作用12-14 從上述討

8、論可知，各種位錯因素對流變應(yīng)力的貢獻都可寫成的形式。考慮位錯以外因素的作用，則臨界切應(yīng)力可用下面的關(guān)系式表達。 可粗略地看作P-N力（實際上還有點缺陷，雜質(zhì)等的作用）。 FCC金屬晶格摩察力很小2.3流變應(yīng)力與溫度的關(guān)系流變應(yīng)力取決于位錯在運動中遇到的各種障礙的性質(zhì)與強度。在低溫下只有外應(yīng)力超過這些障礙所產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力（阻力）時位錯才能滑移。但在高溫下，有些障礙是可以在熱激活的幫助下越過的。2.3.1 內(nèi)應(yīng)力與有效應(yīng)力可以將障礙對位錯運動的阻力分為兩類15-17。一是長程內(nèi)應(yīng)力，是晶體中的所有位錯的彈性應(yīng)力場疊加的結(jié)果。是“非熱的”（Athermal）。如果外應(yīng)力小于內(nèi)應(yīng)力的最大值，位錯就不能滑

9、移。 第二種障礙是短程的局部障礙，如林位錯，固溶原子等。-熱激活過程對位錯克服這類障礙是有幫助的。當(dāng)外應(yīng)力低于障礙的最大值時將稱為有效應(yīng)力。 位錯將在有效應(yīng)力和熱激活的共同作用下越過局部障礙。何謂熱激活過程？宏觀物體運動：速度，能量是確定值微觀粒子運動：速度、能量不確定：時起時伏， 此起彼伏。 四海翻騰云水怒！位錯運動是位錯附近原子的運動，在較高溫度下是熱激活過程?，F(xiàn)在考慮位錯在熱激活幫組下越過局部障礙激活能18。 其中為時的激活能，激活體積 d: 熱激活過程中位錯掃過的距離。:熱激活過程中位錯掃過的面積-激活面積位錯越過障礙的頻率（激活頻率）為 為位錯的振動頻率。由Orowan關(guān)系的中間結(jié)果

10、（1。87b）式，一次熱激活事件引起的應(yīng)變?yōu)?A：激活后位錯掃過的面積， N：位錯數(shù) 解出，即得流變應(yīng)力的表達式：一定溫度、一定應(yīng)變速率下變形所需應(yīng)力 其中 當(dāng)時變形是熱激活過程，流變應(yīng)力依賴于溫度和應(yīng)變速率。 當(dāng)時，流變應(yīng)力與溫度和應(yīng)變速率無關(guān)。這可以理解為溫度高于某一臨界溫度時，熱激活過程非?；钴S，以至僅僅靠熱激活過程就能越過局部障礙，無需有效應(yīng)力的幫助，外應(yīng)力只需克服長程內(nèi)應(yīng)力就可以了，即 。 臨界溫度與應(yīng)變速度有關(guān)，應(yīng)變速度越大，臨界溫度越高。這是因為溫度下熱激活過程的頻率（成功地越過障礙的頻率）剛好能產(chǎn)生應(yīng)變速度，應(yīng)變速度更高時，只有更高的溫度下的熱激活頻率才能滿足高應(yīng)變速度的要求。

11、2.3.2 平均內(nèi)應(yīng)力的測量方法應(yīng)變過渡應(yīng)力降落法(strain transient dip test)2.4晶體變形與加工硬化單晶體加工硬化的一些實驗結(jié)果密排六方金屬：只能沿一組滑移面（平行于基面）滑移，加工硬化曲線的斜率很小。立方晶體：可以同時開動好幾個滑移系統(tǒng)，滑移系交截，呈現(xiàn)很強的加工硬化效應(yīng) 面心立方單晶體的加工硬化可分為三個階段： 第I階段：稱為易滑移階段，硬化系數(shù)很小。-單滑移，主滑移面位錯密度增加，林位錯密度不變 第II階段：加工硬化系數(shù)急劇上升，曲線大致呈直線，稱為線性硬化階段。-多滑移，林位錯密度快速增加第III階段：硬化系數(shù)隨應(yīng)變量的增加而減小，稱為拋物線型硬化階段。-動

12、態(tài)回復(fù)，形成胞狀亞結(jié)構(gòu)單晶鋁的加工硬化與晶體取向的關(guān)系 近110取向（5）：第一階段較長，有明顯三個階段近100-111 對稱線取向（12）：幾乎沒有第一階段，硬化系數(shù)大。加工硬化系數(shù)與溫度的關(guān)系：溫度越高硬化系數(shù)越小。單晶Al 實線 -77K， 虛線-室溫 體心立方和密排六方金屬的加工硬化行為和面心立方金屬相似。 六方系金屬單晶體的滑移限制在基面上，很難有第二滑移系開動，所以一般出現(xiàn)很長的第I階段。但條件合適時也會出現(xiàn)完整的三個階段，組織結(jié)構(gòu)對加工硬化有強烈的影響，因此的實際金屬的加工硬化行為比單晶純金屬復(fù)雜得多2.4.3 加工硬化的唯象解釋加工硬化是流變應(yīng)力隨應(yīng)變量的增加而增加的現(xiàn)象，即。

13、流變應(yīng)力主要是用來克服主滑移面上平行位錯的長程內(nèi)應(yīng)力場和與林位錯交截的短程相互作用力。這兩類位錯的密度都會隨應(yīng)變量的增加而增加，從而引起流變應(yīng)力的增加。因此，加工硬化理論的任務(wù)在于闡明各個階段位錯結(jié)構(gòu)隨應(yīng)變的演變行為，并根據(jù)位錯結(jié)構(gòu)與流變應(yīng)力的關(guān)系得到流變應(yīng)力與應(yīng)變的關(guān)系，即，或加工硬化系數(shù)與應(yīng)變的關(guān)系。加工硬化的理論模型很多，它們大致可分為兩大類：平行位錯的硬化理論和交截位錯的硬化理論。第一類理論中主滑移面上平行位錯所產(chǎn)生的長程應(yīng)力場對硬化起主導(dǎo)作用，因而被稱為長程應(yīng)力場硬化理論，而第二類理論中與主滑移面斜交的林位措對硬化起主導(dǎo)作用，因而被稱為林位錯硬化理論。這兩類理論出發(fā)點雖有所不同，但導(dǎo)

14、出類似的結(jié)果。一方面，不管滑移阻力是來自平行位錯還是林位錯，流變應(yīng)力與相應(yīng)的位錯密度有相同的關(guān)系，即（2.2節(jié)）。另一方面，各種理論模型中通常假定林位錯密度與平行位錯密度成正比。這一假定是自然的，因為多個滑移系統(tǒng)開動的情況下滑移位錯與林位錯其實是相對的，一個滑移系中的滑移位錯（平行位錯）對另一個滑移系可能是林位錯。這兩方面的原因使得兩種理論本質(zhì)上趨同。考慮到這一點，馮端等對加工硬化給出了如下明快的唯象解釋26。令表示位錯之間的平均間距，則，還應(yīng)與位錯的平均自由程成正比 (2.26)式中g(shù)為比例常數(shù)。另一方面，應(yīng)變增量與參與滑移的位錯密度的增量之間應(yīng)滿足Orowan關(guān)系式，即 （2.27）而晶體

15、中的總位錯密度的增量也應(yīng)與成正比，引入比例常數(shù) (2.28)因此 （2.29）利用式 (2.19)（忽略晶格阻力項）,得 (2.30)從而得出加工硬化系數(shù)的表達式 （2.31）可以看出，對加工硬化起關(guān)鍵作用的量是的比值。在加工硬化的第I階段，產(chǎn)生變形的位錯基本上分布在主滑移面上，幾乎都是可滑移位錯，因而。從觀測的滑移線很長可以推斷位錯具有很大的平均自由程，因而g值很大。由于很小，第I階段的加工硬化系數(shù)很小。 在第II階段，由于次滑移系統(tǒng)開動，大量產(chǎn)生林位錯，使值突然增大。另一方面林位錯使位錯平均自由程減小，而大量林位錯逐步向胞壁轉(zhuǎn)化，導(dǎo)致胞狀結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)，使位錯滑移的平均自由程進一步減小，導(dǎo)致

16、g值的下降。于是，比值的升高導(dǎo)致大的硬化系數(shù)。 小結(jié)1) 理論屈服強度2) 派-納力3) 流變應(yīng)力 4) 流變應(yīng)力與溫度的關(guān)系內(nèi)應(yīng)力和有效應(yīng)力,位錯的熱激活滑移2.5 固溶體合金的變形 固溶強化位錯在固溶體合金中運動時必須克服溶質(zhì)原子的應(yīng)力場，因此位錯運動的阻力比純金屬大，這就是固溶強化?？蓪⑷苜|(zhì)原子對位錯運動的障礙分成兩類：溶質(zhì)原子的長程內(nèi)應(yīng)力場位錯與溶質(zhì)相遇時的短程作用力。2.5.1 長程應(yīng)力場考慮以平均間距為，統(tǒng)計均勻地分布著溶質(zhì)原子的固溶體。位錯的柔性與剛性溶質(zhì)與位錯的交互作用強：位錯幾乎被每個溶質(zhì)原子釘扎，位錯各段的曲率半徑較小，各段各自獨立運動，位錯與溶質(zhì)的交互作用弱：位錯的線張力

17、能夠克服部分溶質(zhì)原子的釘扎而變得更“直”一些。這時能夠獨立運動的位錯段長度為對強交互作用:半徑為的溶質(zhì)原子在距離基體處產(chǎn)生平均切應(yīng)力為。（見：材料的高溫變形與斷裂，p.264）各位錯段處于不同的位置（r）處，故對應(yīng)力在之間的空間平均值為為溶質(zhì)的體積分數(shù)。 影響因素：半徑錯配度， 固溶原子的濃度對弱交互作用根據(jù)統(tǒng)計規(guī)律，作用在長為的位錯線上的力等于作用于長的位錯上力的倍，內(nèi)應(yīng)力對位錯的作用力 外應(yīng)力對位錯的作用力 位錯與溶質(zhì)原子的相互作用是弱的，流變應(yīng)力也低，是強相互作用的倍。2.5.2 短程交互作用-點障礙 設(shè)溶質(zhì)原子在滑移面上的平均間距為 外應(yīng)力作用下位錯彎曲，線張力之夾角。溶質(zhì)原子的釘扎力

18、F脫釘條件： 是外應(yīng)力和或l（溶質(zhì)濃度）的函數(shù), F是固溶原子與位錯的交互作用能的函數(shù). 建立，l ，F(xiàn)的關(guān)系位錯彎曲的曲率半徑為 故 令為位錯線上溶質(zhì)原子的平均距離，故 （2.38）如圖2.20（b），切應(yīng)力使位錯克服處的障礙滑移至的障礙前停止，則位錯掃過的面積（斜線區(qū)域）等于。由幾何關(guān)系，可得 （2.39）將式（2.38）代入式（2.39），得到 （2.40）由式（2.40）解出，代入式（2.38），得到，l關(guān)系：當(dāng)位錯脫離釘扎而離開溶質(zhì)時，值達到臨界值。此時位錯線所受的阻力為將換算成濃度（體積分數(shù)），并利用，得到 影響因素：溶質(zhì)濃度， Fm:結(jié)合能2.5.3 非均勻強化溶質(zhì)原子非均勻強化

19、：溶質(zhì)原子偏聚在位錯周圍形成原子氣團，如Cottrell氣團，Snoek氣團，Sutsuki氣團等。這些溶質(zhì)氣團釘扎位錯，阻礙位錯運動。氣團釘扎位錯的本質(zhì)：脫釘使系統(tǒng)自由能升高 屈服現(xiàn)象和應(yīng)變時效由于C，N等間隙原子與位錯的交互作用能很大，間隙固溶體的屈服現(xiàn)象特別明顯。 鋸齒形變形(serrated flow) -Portevin和LeChatelier發(fā)現(xiàn)，故稱為PLC效應(yīng) 動態(tài)應(yīng)變時效: 反復(fù)釘扎和脫釘鋸齒形變形與溫度、應(yīng)變速度的關(guān)系2.6復(fù)相合金的變形彌散強化不少高強度合金都是采用第二相強化，沉淀硬化及彌散硬化均屬此類。2.6.1 Orowan 機制 最小曲率半徑 代入，得到 Orowa

20、n應(yīng)力如果線張力采用更精確的，并考慮到粒子的半徑使有效間距縮小，即，位錯芯半徑取，求得更精確的表達式 （2.51） Al-Cu合金中相粒子間距與臨界切應(yīng)力的關(guān)系 粒子越細，體積分數(shù)越大強度越高，即粒子分布越彌散，強度越高。 Orowan應(yīng)力與溫度無關(guān)（除G對溫度的弱依賴性外），因此Orowan應(yīng)力是非熱激活的（athermal），外應(yīng)力低于Orowan應(yīng)力時，無論在低溫還是高溫下位錯也不能通過Orowan過程越過粒子。 高溫下位錯可以通過攀移越過粒子，這個問題將在第四章作詳細討論。2.6.2 位錯切割第二相粒子當(dāng)?shù)诙嗔Ｗ拥膹姸容^低且與基體共格的情況下，位錯將切割第二相的粒子。典型例子：Ni基

21、合金中的相（Ni3Al） 位錯切割粒子所需應(yīng)力可按位錯克服溶質(zhì)原子的障礙一樣考慮-點障礙模型。設(shè)為障礙對位錯的最大作用力，則流變應(yīng)力為 位錯切割粒子時的強化機制：（1） 化學(xué)強化：形成表面臺階，增加了界面能。 很小，化學(xué)強化作用不大。（2） 有序強化：位錯掃過有序結(jié)構(gòu)后形成反相疇界。表明再一定體積分數(shù)下粒子越粗（r越大），強化作用越大（3） 層錯強化基體和粒子的層錯能不同。 ：層錯能差， L：粒子尺寸（4）共格強化： 位錯與粒子周圍的共格應(yīng)力場有交互作用。 晶格常數(shù)的錯配度 當(dāng)粒子在基體中共格析出時，粒子受到一定的約束，其晶格常數(shù)發(fā)生變化。約束條件下的晶格錯配度可用下式表示21， 最大阻力為

22、GF為基體111/<110>切變模量 2.7 多晶體塑性變形 細晶強化多晶體與單晶體變形的區(qū)別主要表現(xiàn)在以下兩個方面:多晶材料中存在晶界-細晶強化, 各晶粒的取向不同-協(xié)調(diào)變形及Taylor因子2.7.1 多晶體流變應(yīng)力細晶強化在外應(yīng)力作用下取向最有利的晶粒的位錯源首先開動，位錯源發(fā)出的位錯滑移到晶界并在晶界前塞積起來。當(dāng)塞積頂端產(chǎn)生的應(yīng)力集中達到相鄰晶粒位錯源開動的臨界應(yīng)力時變形擴展（即屈服）。假定塞積群長度為晶粒直徑之半， 將 和 代入位錯塞積公式 得 其中，考慮點陣中的滑移阻力等其他因素，得到著名的Hall-Petch公式： 晶粒越細,屈服強度越高 Fe合金實驗結(jié)果2.7.2

23、 Taylor因子單晶體單向拉伸實驗中的拉應(yīng)力和滑移系上的分切應(yīng)力之間有Schmid定律，即 其中m叫做Schmid因子 對于多晶體來說，各個晶粒的Schmid因子m不同，所以要對取向不同的各晶粒的變形進行某種平均化處理。假定各晶粒都用取向最有利的滑移系滑移，取向在m和范圍內(nèi)的晶粒數(shù)是，則多晶體的m的平均值為 （2.56）這樣可得到多晶體屈服應(yīng)力為 若各晶粒都用取向最有利的滑移系滑移， 考慮協(xié)調(diào)變形- von Mises條件。考慮這種協(xié)調(diào)變形，Taylor得到對于n個滑移系 對fcc Taylor因子 由于體心立方晶體的滑移系多且容易交滑移，體心立方金屬多晶體的平均Schmid因子可以取單晶體

24、的m值，對bcc 。對密排六方晶體則很難利用Taylor理論。這是因為密排六方結(jié)構(gòu)金屬的單晶和多晶體的變形方式有較大區(qū)別，在多晶體中孿生方式變形和非基面面滑移起重要作用，而單晶體滑移系均在基面上，即 滑移。2.8金屬間化合物的塑性變形晶體結(jié)構(gòu)金屬間化合物：超結(jié)構(gòu) （超點陣）體心立方為基的化合物： B2，DO3和L21。 B2結(jié)構(gòu)的AB型化合物：A原子占據(jù)位置，B原子占據(jù)和位置。 Ni Al, Fe Al, Ni Ti。 DO3結(jié)構(gòu)的A3B型化合物中位置被B原子占據(jù)而其他兩個位置被A原子占據(jù)，F(xiàn)e3Al，F(xiàn)e3Si L21結(jié)構(gòu)的A2BC型化合物中和位置分別被A，B和C原子占據(jù)。面心立方為基的化合

25、物L(fēng)12結(jié)構(gòu)的A3B型化合物中B原子占據(jù)角上位置而A原子所占據(jù)面心位置和。N3iAl, Ti3Sn, Mn3Sn 圖2.30 fcc為基的金屬間化合物的晶體結(jié)構(gòu)位錯與面缺陷 超位錯的柏氏矢量是a<110>（以后簡寫成<110>）。象fcc中一樣，<110>位錯可分超分位錯反相疇界（APB, Antiphace Boundary）：當(dāng)A層相對B層位移fA矢量后形成超點陣內(nèi)稟層錯（SISF, Superlattice Intrinsic Stacking Fault）：當(dāng)位移失量為fSF時形成復(fù)雜層錯（CSF, Complex Stacking Fault）：位

26、移矢量fC造成。超位錯的分解及相應(yīng)面缺陷的形成可用如下位錯反應(yīng)來描述： B2結(jié)構(gòu)中除APB外沒有其他穩(wěn)定的面缺陷。 2.8.2 金屬間化合物變形金屬間化合物塑性變形的重要的特征：反常強化（Anomalous Strengthening）。 室溫脆性反常強化的特點：出現(xiàn)在中等溫度范圍，溫度超過某一臨界溫度時流變應(yīng)力開始降低；反常強化與晶體取向有關(guān)，不同取向晶體的強化程度不同。 B2結(jié)構(gòu)的CuZn化合物單晶的反常強化反常強化的機制-交滑移模型 ；在111面上運動的螺位錯的一部分位錯段交滑移到能量上更為有利的001面，使整個螺位錯的可動性降低。因為在中溫范圍交滑移容易發(fā)生，因此，在中溫區(qū)隨溫度升高流

27、變應(yīng)力顯著提高。Takeuchi和Kurarnoto45 進一步改進了交滑移模型，在111面上運動的螺位錯的一部分，通過熱激活過程交滑移到001面，交滑移的位錯段對整個螺位錯起“拖曳點”的作用。111面上APB后的一個超分位錯具有完整的平面位錯芯，并在111平面上擴展，所以這種位錯容易在111面上運動（圖2.35a）。另一方面交滑移到001面上帶有APB的超分位錯的芯不在001面上擴展，而是在111面上擴展（圖2.35b）。因此，超分位錯在001面上是不可動的，成為整個位錯運動的拖曳點。交滑移是熱激活過程，溫度越高通過交滑移產(chǎn)生更多的拖曳點，位錯克服拖曳點運動所需應(yīng)力也越大，這就是流變應(yīng)力反常

28、溫度依賴性的原因。另外，螺位錯交滑移到001面上的驅(qū)動力是外應(yīng)力在001面上的分切應(yīng)力，晶體對應(yīng)力軸的取向不同，001面上的分切應(yīng)力也不同，發(fā)生上述交滑移的程度也不同。這就是反常強化與晶體取向有關(guān)的原因。2.8.3塑性與脆性金屬間化合物塑性變形的另一個顯著的特點是低溫脆性，大多金屬間化合物在室溫下延性很差，成為金屬間化合物工程應(yīng)用的主要障礙。以下簡要介紹低溫脆性的主要原因。1結(jié)合鍵的特性。金屬間化合物因晶體結(jié)構(gòu)的長程有序特性，其化學(xué)鍵為金屬鍵和共價鍵的混合鍵，因此塑性和強度介于金屬與陶瓷之間。2晶體結(jié)構(gòu)的對稱性晶體的對稱性決定滑移系和位錯類型。與無序點陣相比，有序點陣的滑移系和位錯結(jié)構(gòu)變得復(fù)雜

29、，導(dǎo)致塑性降低。3晶界脆性許多金屬間化合物，如Ni3Al的單晶表現(xiàn)良好的室溫塑性，但多晶卻很脆。從晶體結(jié)構(gòu)上看Ni3Al的晶體對稱性應(yīng)當(dāng)有足夠的獨立滑移系，以保證各晶粒的協(xié)調(diào)變形。這說明，多晶合金室溫脆性與晶界弱化有關(guān)。實際上這類化合物的沿晶斷裂方式也證實了晶界脆化。4氫脆Ni3Al在空氣，特別是在濕潤的空氣中表現(xiàn)出對環(huán)境的敏感性。次化學(xué)計量比的多晶Ni3Al在實驗室環(huán)境下的室溫延伸率約為2.5%，而在干燥氧環(huán)境中的室溫延伸率則高達約8%，這通常歸因于空氣中的水汽與金屬原子反應(yīng)生成的氫原子引起的氫脆作用。2.8.4 改善塑性措施 微合金化：多晶的Ni3Al中添加微量硼后明顯地消除了沿晶脆性斷裂

30、，大幅度提高室溫塑性51。這一由Aoki和Izumi在70年代末的發(fā)現(xiàn)大大刺激和推動了金屬間化合物的研究。硼的作用機理得到了廣泛的研究52-54。俄歇電子譜儀的實驗結(jié)果表明添加的B在晶界偏析導(dǎo)致晶界強化。B改善多晶Ni3Al塑性的另一種解釋是基于晶界結(jié)構(gòu)。在Ni3Al中每一Al原子周圍有12個近鄰Ni原子。這種原子的有序排列關(guān)系在晶界處有了改變，會出現(xiàn)Al-Al鍵合，而一些Ni-Al鍵合消失。Al-Al鍵合的出現(xiàn)會導(dǎo)致晶界處原子鍵合的不均勻性和減弱晶界結(jié)合力。添加B可能改善這種晶界結(jié)構(gòu)，甚至可能會導(dǎo)致晶界處形成無序原子排列層。合金化 ：復(fù)相結(jié)構(gòu)中增加相（塑性相）的量應(yīng)當(dāng)指出，雖然在改善金屬間化

31、合物的塑性方面在做了大量工作，但室溫脆性仍是金屬間化合物工程應(yīng)用的主要障礙之一，仍需大量研究工作。2.9陶瓷材料的塑性變形由于陶瓷結(jié)合鍵是共價鍵和離子鍵的混合鍵，大多數(shù)陶瓷材料在室溫下很難發(fā)生塑性變形，隨溫度升高滑移系逐漸開動后可產(chǎn)生塑性變形。因陶瓷是晶體，其塑性變形也是位錯運動的結(jié)果，但陶瓷的晶體結(jié)構(gòu)非常復(fù)雜，還不能象金屬和合金那樣利用位錯理論清楚地描述其塑性變形行為，這方面研究工作也比較少。本節(jié)只簡要地介紹陶瓷塑性變形的一些實驗結(jié)果。2.9.1 NaCl型結(jié)構(gòu)陶瓷晶體的塑性變形NaCl型晶體結(jié)構(gòu)如圖2.36所示。這種結(jié)構(gòu)叫巖鹽（rock salt）結(jié)構(gòu)， 占據(jù)所構(gòu)成的fcc結(jié)構(gòu)的八面體間隙

32、中。在離子晶體中產(chǎn)生一個位錯時，必須維持陽-陰離子的位置比例，因此，在（110）面形成刃型位錯，需要移去一個分子面（兩個原子面），其柏氏矢量大于基本正負離子間距。如圖2.37所示，為使晶體回到正常結(jié)構(gòu)，必須移去原子對55。 圖2.36 NaCl型結(jié)構(gòu) 在NaCl結(jié)構(gòu)的離子型晶體中，低溫時滑移最容易在110面上的方向上發(fā)生。在離子型晶體中，幾何條件及靜電作用都使滑移受到限制。在NaCl型晶體中，<110>是晶體結(jié)構(gòu)最短的平移矢量方向。而且在滑移過程中沿110方向平移不需要最近鄰的同性離子變成并列位置，沒有大的靜電斥力形成。所以NaCl和MgO這類強離子型晶體擇優(yōu)沿110面滑移。在高溫

33、下可觀察到這些強離子型晶體100<110>滑移系。 圖2.37 MgO中刃型位錯陶瓷材料中位錯運動也受晶格中雜質(zhì)（溶質(zhì)）原子影響。具有相同化合價而不同原子半徑的置換式溶質(zhì)原子由于其周圍伴生的應(yīng)變場而提高屈服強度，即固溶強化。由輻照引起的晶格缺陷（空位與間隙原子）同樣增加屈報強度。除固溶強化外，還有第二相析出沉淀強化。溶質(zhì)可以形成第二相顆粒在基體上析出，阻礙位錯運動。沉淀強化通常比固溶強化效果顯著。圖2.38表示出MnO的加入對MgO單晶的強化效果56。 圖2.38 MnO摻雜對MgO單晶的強化效果2.9.2 Al2O3晶體的塑性變形Al2O3是一種廣泛使用的陶瓷材料，所以其塑性變形

34、特性有特別重要的意義。Al2O3的晶體為剛玉結(jié)構(gòu)，屬三方晶系，單胞很大，結(jié)構(gòu)很復(fù)雜，用原子層的排列結(jié)構(gòu)和各層堆積次序來描述更容易理解。如圖2.39所示，O2-按最緊密排列，第二層的2/3的空隙被Al3+占據(jù)，其余位置是空的。圖2.39 Al2O3的晶體結(jié)構(gòu)Al2O3單晶在900以上由于在0001滑移系上產(chǎn)生滑移，而在更高溫度時，滑移可在棱柱面上沿或方向以及在角錐面上沿和上沿發(fā)生，這些非基面滑移也能在較低溫度及很高的應(yīng)力下發(fā)生。即使是在1700，產(chǎn)生非基面滑移的應(yīng)力是產(chǎn)生基面滑移的10倍。Al2O3單晶的屈服應(yīng)力強烈地依賴于溫度和應(yīng)變速率，而且隨溫度的增加近似以指數(shù)規(guī)律下降,如圖2.40所示，圖

35、中記號×表示屈服前斷裂。(a) 上屈服應(yīng)力 (b) 下屈服應(yīng)力圖2.40 單晶氧化鋁的屈服應(yīng)力的溫度和應(yīng)變速度依賴性57第二章參考文獻1 Macmillan N H. J. Mater. Sci., 1972, 7:392 Macmillan, N N. Atomistics of Fracture. New York: Plenum Press,1983. 953 Nabrro F R N. Proc. Phys. Soc., 1947, A59:2564 Peirls R. Proc. Phys. Soc., 1940, A52:345 Frost H J and Ashby M

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