第二章晶體塑性變形

1、第二章 晶體塑性變形預備知識極圖滑移的晶體學及幾何關系1滑移帶與滑移線 2. 滑移系統密排面，密排方向金 屬晶 體 結 構 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. 臨界切應力滑移面上沿滑移方向的分切應力為 稱為Schmid因子， 最小值為2（ 稱為取向因子， 最大值 0.5）。當滑移面上的分切應力達到臨界值， 時晶

3、體開始滑移即屈服，稱為臨界切應力，它是材料常數，與晶體取向無關。 -Schmid定律。4. 滑移中晶體的轉動晶體滑移時伴隨有轉動，例如拉伸實驗中夾頭的約束使試樣一面滑移一面轉動。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動。轉動的結果晶體對應力軸的取向發(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，流變應力，加工硬化。流變應力（flow stress）：材料在一定溫度下以一定的應變速率發(fā)生塑性變形所需的應力。流變應力是材料的組

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

5、力2.2.1 晶體的理論屈服強度塑性變形是在切應力作用下通過滑移方式進行設想圖2.2所示的兩層原子面之間在切應力的作用下發(fā)生剛性滑移，相對位移為?；扑璧那袘撌俏灰频闹芷诤瘮担ㄖ芷诘扔赽）。 與切應變 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個數量級！晶須的實驗結果證實了理論強度。 塑性變形不是滑移面整體滑動，而是通過位錯運動來實現的。因此，流變應力就應

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構-組織結構對流變應力有重要的貢獻。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。這里只給出根據簡化模型導出的結果 其中a為滑移面間距 面心立方金屬）的P-N力較小，對流變應力的貢獻可以忽略。體心立方金屬P-N力大，對臨界切應力的貢獻比較大。這與位錯芯結構有關。 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、力當平行位錯的密度為時位錯的平均間距為 位錯應力場因此，晶體中平行位錯所產生的長程引力場的振幅的數量級應為（只考慮近鄰位錯） 這說明流變應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 -林位錯密度產生割階對流變應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生點缺陷，形成點缺陷所需能量對位錯運動產生阻力。位錯克服該阻力而運動所需應力 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力的貢獻都可寫成的形式?？紤]位錯以外因素的作用，則臨界切應力可用下面的關系式表達。 可粗略地看作P-N力（實際上還有點缺陷，雜質等的作用）。 FCC金屬晶格摩察力很小2.3流變應力與溫度的關系流變應力取決于位錯在運動中遇到的各種障礙的性質與強度。在低溫下只有外應力超過這些障礙所產生的內應力（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 內應力與有效應力可以將障礙對位錯運動的阻力分為兩類15-17。一是長程內應力，是晶體中的所有位錯的彈性應力場疊加的結果。是“非熱的”（Athermal）。如果外應力小于內應力的最大值，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。當外應力低于障礙的最大值時將稱為有效應力。 位錯將在有效應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關系的中間結果

10、（1。87b）式，一次熱激活事件引起的應變?yōu)?A：激活后位錯掃過的面積， N：位錯數 解出，即得流變應力的表達式：一定溫度、一定應變速率下變形所需應力 其中 當時變形是熱激活過程，流變應力依賴于溫度和應變速率。 當時，流變應力與溫度和應變速率無關。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，無需有效應力的幫助，外應力只需克服長程內應力就可以了，即 。 臨界溫度與應變速度有關，應變速度越大，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）剛好能產生應變速度，應變速度更高時，只有更高的溫度下的熱激活頻率才能滿足高應變速度的要求。

11、2.3.2 平均內應力的測量方法應變過渡應力降落法(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，滑移系交截，呈現很強的加工硬化效應 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：硬化系數隨應變量的增加而減小，稱為拋物線型硬化階段。-動

12、態(tài)回復，形成胞狀亞結構單晶鋁的加工硬化與晶體取向的關系 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，硬化系數大。加工硬化系數與溫度的關系：溫度越高硬化系數越小。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，所以一般出現很長的第I階段。但條件合適時也會出現完整的三個階段，組織結構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雜得多2.4.3 加工硬化的唯象解釋加工硬化是流變應力隨應變量的增加而增加的現象，即。

13、流變應力主要是用來克服主滑移面上平行位錯的長程內應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變量的增加而增加，從而引起流變應力的增加。因此，加工硬化理論的任務在于闡明各個階段位錯結構隨應變的演變行為，并根據位錯結構與流變應力的關系得到流變應力與應變的關系，即，或加工硬化系數與應變的關系。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生的長程應力場對硬化起主導作用，因而被稱為長程應力場硬化理論，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

14、出類似的結果。一方面，不管滑移阻力是來自平行位錯還是林位錯，流變應力與相應的位錯密度有相同的關系，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上趨同?？紤]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，還應與位錯的平均自由程成正比 (2.26)式中g為比例常數。另一方面，應變增量與參與滑移的位錯密度的增量之間應滿足Orowan關系式，即 （2.27）而晶體

15、中的總位錯密度的增量也應與成正比，引入比例常數 (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的表達式 （2.31）可以看出，對加工硬化起關鍵作用的量是的比值。在加工硬化的第I階段，產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很小。 在第II階段，由于次滑移系統開動，大量產生林位錯，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化，導致胞狀結構的出現，使位錯滑移的平均自由程進一步減小，導致

16、g值的下降。于是，比值的升高導致大的硬化系數。 小結1) 理論屈服強度2) 派-納力3) 流變應力 4) 流變應力與溫度的關系內應力和有效應力,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原子的應力場，因此位錯運動的阻力比純金屬大，這就是固溶強化?？蓪⑷苜|原子對位錯運動的障礙分成兩類：溶質原子的長程內應力場位錯與溶質相遇時的短程作用力。2.5.1 長程應力場考慮以平均間距為，統計均勻地分布著溶質原子的固溶體。位錯的柔性與剛性溶質與位錯的交互作用強：位錯幾乎被每個溶質原子釘扎，位錯各段的曲率半徑較小，各段各自獨立運動，位錯與溶質的交互作用弱：位錯的線張力

17、能夠克服部分溶質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:半徑為的溶質原子在距離基體處產生平均切應力為。（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，故對應力在之間的空間平均值為為溶質的體積分數。 影響因素：半徑錯配度， 固溶原子的濃度對弱交互作用根據統計規(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，內應力對位錯的作用力 外應力對位錯的作用力 位錯與溶質原子的相互作用是弱的，流變應力也低，是強相互作用的倍。2.5.2 短程交互作用-點障礙 設溶質原子在滑移面上的平均間距為 外應力作用下位錯彎曲，線張力之夾角。溶質原子的釘扎力

18、F脫釘條件： 是外應力和或l（溶質濃度）的函數, F是固溶原子與位錯的交互作用能的函數. 建立，l ，F的關系位錯彎曲的曲率半徑為 故 令為位錯線上溶質原子的平均距離，故 （2.38）如圖2.20（b），切應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關系：當位錯脫離釘扎而離開溶質時，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），并利用，得到 影響因素：溶質濃度， Fm:結合能2.5.3 非均勻強化溶質原子非均勻強化

19、：溶質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。這些溶質氣團釘扎位錯，阻礙位錯運動。氣團釘扎位錯的本質：脫釘使系統自由能升高 屈服現象和應變時效由于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象特別明顯。 鋸齒形變形(serrated flow) -Portevin和LeChatelier發(fā)現，故稱為PLC效應 動態(tài)應變時效: 反復釘扎和脫釘鋸齒形變形與溫度、應變速度的關系2.6復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力的關系 粒子越細，體積分數越大強度越高，即粒子分布越彌散，強度越高。 Orowan應力與溫度無關（除G對溫度的弱依賴性外），因此Orowan應力是非熱激活的（athermal），外應力低于Orowan應力時，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第二相粒子的強度較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力可按位錯克服溶質原子的障礙一樣考慮-點障礙模型。設為障礙對位錯的最大作用力，則流變應力為 位錯切割粒子時的強化機制：（1） 化學強化：形成表面臺階，增加了界面能。 很小，化學強化作用不大。（2） 有序強化：位錯掃過有序結構后形成反相疇界。表明再一定體積分數下粒子越粗（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力場有交互作用。 晶格常數的錯配度 當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-協調變形及Taylor因子2.7.1 多晶體流變應力細晶強化在外應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。當塞積頂端產生的應力集中達到相鄰晶粒位錯源開動的臨界應力時變形擴展（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合金實驗結果2.7.2

23、 Taylor因子單晶體單向拉伸實驗中的拉應力和滑移系上的分切應力之間有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和范圍內的晶粒數是，則多晶體的m的平均值為 （2.56）這樣可得到多晶體屈服應力為 若各晶粒都用取向最有利的滑移系滑移， 考慮協調變形- von Mises條件?？紤]這種協調變形，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構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構金屬間化合物：超結構 （超點陣）體心立方為基的化合物： B2，DO3和L21。 B2結構的AB型化合物：A原子占據位置，B原子占據和位置。 Ni Al, Fe Al, Ni Ti。 DO3結構的A3B型化合物中位置被B原子占據而其他兩個位置被A原子占據，Fe3Al，Fe3Si L21結構的A2BC型化合物中和位置分別被A，B和C原子占據。面心立方為基的化合

25、物L12結構的A3B型化合物中B原子占據角上位置而A原子所占據面心位置和。N3iAl, Ti3Sn, Mn3Sn 圖2.30 fcc為基的金屬間化合物的晶體結構位錯與面缺陷 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A層相對B層位移fA矢量后形成超點陣內稟層錯（SISF, Superlattice Intrinsic Stacking Fault）：當位移失量為fSF時形成復雜層錯（CSF, Complex Stacking Fault）：位

26、移矢量fC造成。超位錯的分解及相應面缺陷的形成可用如下位錯反應來描述： B2結構中除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：出現在中等溫度范圍，溫度超過某一臨界溫度時流變應力開始降低；反常強化與晶體取向有關，不同取向晶體的強化程度不同。 B2結構的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生更多的拖曳點，位錯克服拖曳點運動所需應力也越大，這就是流變應力反常

28、溫度依賴性的原因。另外，螺位錯交滑移到001面上的驅動力是外應力在001面上的分切應力，晶體對應力軸的取向不同，001面上的分切應力也不同，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用的主要障礙。以下簡要介紹低溫脆性的主要原因。1結合鍵的特性。金屬間化合物因晶體結構的長程有序特性，其化學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晶體結構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構變得復雜

29、，導致塑性降低。3晶界脆性許多金屬間化合物，如Ni3Al的單晶表現良好的室溫塑性，但多晶卻很脆。從晶體結構上看Ni3Al的晶體對稱性應當有足夠的獨立滑移系，以保證各晶粒的協調變形。這說明，多晶合金室溫脆性與晶界弱化有關。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出對環(huán)境的敏感性。次化學計量比的多晶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果表明添加的B在晶界偏析導致晶界強化。B改善多晶Ni3Al塑性的另一種解釋是基于晶界結構。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系在晶界處有了改變，會出現Al-Al鍵合，而一些Ni-Al鍵合消失。Al-Al鍵合的出現會導致晶界處原子鍵合的不均勻性和減弱晶界結合力。添加B可能改善這種晶界結構，甚至可能會導致晶界處形成無序原子排列層。合金化 ：復相結構中增加相（塑性相）的量應當指出，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合鍵是共價鍵和離子鍵的混合鍵，大多數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生塑性變形。因陶瓷是晶體，其塑性變形也是位錯運動的結果，但陶瓷的晶體結構非常復雜，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果。2.9.1 NaCl型結構陶瓷晶體的塑性變形NaCl型晶體結構如圖2.36所示。這種結構叫巖鹽（rock salt）結構， 占據所構成的fcc結構的八面體間隙

32、中。在離子晶體中產生一個位錯時，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構，必須移去原子對55。 圖2.36 NaCl型結構 在NaCl結構的離子型晶體中，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>是晶體結構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（溶質）原子影響。具有相同化合價而不同原子半徑的置換式溶質原子由于其周圍伴生的應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的晶體為剛玉結構，屬三方晶系，單胞很大，結構很復雜，用原子層的排列結構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，其余位置是空的。圖2.39 Al2O3的晶體結構Al2O3單晶在900以上由于在0001滑移系上產生滑移，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力下發(fā)生。即使是在1700，產生非基面滑移的應力是產生基面滑移的10倍。Al2O3單晶的屈服應力強烈地依賴于溫度和應變速率，而且隨溫度的增加近似以指數規(guī)律下降,如圖2.40所示，圖

35、中記號×表示屈服前斷裂。(a) 上屈服應力 (b) 下屈服應力圖2.40 單晶氧化鋁的屈服應力的溫度和應變速度依賴性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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