金屬的塑性變形與強化ppt課件

1、金屬的塑性變形與強化單晶體多晶體合金強化實際第七章單晶體的塑性變形滑移景象滑移景象晶體的塑性變形是晶體的一部分相對于另晶體的塑性變形是晶體的一部分相對于另一部分沿著某些晶面和晶向相對滑動的結(jié)果，一部分沿著某些晶面和晶向相對滑動的結(jié)果，這種變形方式稱為滑移。這種變形方式稱為滑移。假設(shè)將外表拋光的單晶體金屬試樣進展拉假設(shè)將外表拋光的單晶體金屬試樣進展拉伸，當試樣經(jīng)過適量的塑性變形后，在金相顯伸，當試樣經(jīng)過適量的塑性變形后，在金相顯微鏡下可以察看到，在拋光的外表上出現(xiàn)許多微鏡下可以察看到，在拋光的外表上出現(xiàn)許多相互平行的線條，這些線條稱為滑移帶。經(jīng)高相互平行的線條，這些線條稱為滑移帶。經(jīng)高分辨的電子

2、顯微鏡分析闡明，每條滑移帶實踐分辨的電子顯微鏡分析闡明，每條滑移帶實踐上是由一族相互平行的細線即滑移線組成。上是由一族相互平行的細線即滑移線組成?；凭€與滑移帶的構(gòu)成滑移線與滑移帶的構(gòu)成這些滑移線實踐上是經(jīng)塑性這些滑移線實踐上是經(jīng)塑性變形后在試樣外表上產(chǎn)生的一個變形后在試樣外表上產(chǎn)生的一個個小臺階。這些小臺階的高度約個小臺階。這些小臺階的高度約為為1 0001 000個原子間距。滑移帶實踐個原子間距?；茙嵺`上是由相互接近的一些滑移線所上是由相互接近的一些滑移線所構(gòu)成的大臺階，滑移帶之間的間構(gòu)成的大臺階，滑移帶之間的間隔約為隔約為10 00010 000個原子間距。個原子間距。 滑移系滑移系

3、金屬中的滑移是沿著一定的晶面和晶金屬中的滑移是沿著一定的晶面和晶面上一定的晶向進展的，這些晶面稱為滑面上一定的晶向進展的，這些晶面稱為滑移面，晶向稱為滑移方向。一個滑移面和移面，晶向稱為滑移方向。一個滑移面和此面上的一個滑移方向結(jié)合起來，組成一此面上的一個滑移方向結(jié)合起來，組成一個滑移系。個滑移系?；葡当硎窘饘倬w在發(fā)生滑移時滑滑移系表示金屬晶體在發(fā)生滑移時滑挪動作能夠采取的空間位向。當其它條件挪動作能夠采取的空間位向。當其它條件一樣時，金屬晶體中的滑移系越多，那么一樣時，金屬晶體中的滑移系越多，那么滑移時可采取的空間位向越多，該金屬的滑移時可采取的空間位向越多，該金屬的塑性越好。塑性越好。

4、金屬塑性的好壞，還與滑移面上原子金屬塑性的好壞，還與滑移面上原子的密排程度和滑移方向的數(shù)目等要素有關(guān)。的密排程度和滑移方向的數(shù)目等要素有關(guān)?；泼婧突品较蚺c金屬的晶體構(gòu)造滑移面和滑移方向與金屬的晶體構(gòu)造有關(guān)，滑移面通常是金屬晶體中原子陳列有關(guān)，滑移面通常是金屬晶體中原子陳列最密的晶面，而滑移方向那么是原子陳列最密的晶面，而滑移方向那么是原子陳列最密的晶向。這是由于在晶體的原子密度最密的晶向。這是由于在晶體的原子密度最大的晶面上，原子間的結(jié)合力最強，而最大的晶面上，原子間的結(jié)合力最強，而面與面之間的間隔卻最大，即密排面之間面與面之間的間隔卻最大，即密排面之間的原子結(jié)合力最弱，滑移的阻力最小，因

5、的原子結(jié)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動時，阻力也最小。動時，阻力也最小。、面心立方金屬的滑移面為、面心立方金屬的滑移面為111111，共有四個，滑移方向為，共有四個，滑移方向為110110，每個滑移面上有三個滑移方向，故面心立方金屬共具有每個滑移面上有三個滑移方向，故面心立方金屬共具有1212個滑移系。個滑移系。、體心立方金屬不是密堆積構(gòu)造，沒有最密排的晶面，因此滑移是在、體心立方金屬不是密堆積構(gòu)造，沒有最密排的晶面，因此滑移是在幾組較密排的面上進展，但滑移方向總是幾組較密排的面上進展，但滑移方向總是111111。最根本的

6、滑移面為。最根本的滑移面為110110，共有六個，滑移方向為，共有六個，滑移方向為111111，每個滑移面上有兩個滑移方向，每個滑移面上有兩個滑移方向，因此體心立方金屬共具有因此體心立方金屬共具有1212個滑移系。體心立方構(gòu)造也可以在其它包含個滑移系。體心立方構(gòu)造也可以在其它包含111111方向的方向的121121和和123123兩組滑移面上進展，滑移系共兩組滑移面上進展，滑移系共4848個。個。 、c/ac/a接近或大于接近或大于1.6331.633時，密排六方金屬的滑移面在室溫時只需時，密排六方金屬的滑移面在室溫時只需00010001一個，滑移方向為，滑移面上有三個滑移方向，因此一個，滑移

7、方向為，滑移面上有三個滑移方向，因此它的滑移系只需三個。假設(shè)它的滑移系只需三個。假設(shè)c/ac/a小于小于1.6331.633時，那么時，那么00010001的面間距減少，的面間距減少，棱柱面比底面更密排，此時的滑移面能夠是柱面或錐面棱柱面比底面更密排，此時的滑移面能夠是柱面或錐面。201101101110臨界分切應力臨界分切應力晶體的滑移是在切應力的作用下進展晶體的滑移是在切應力的作用下進展的。的。當晶體受力時并非一切的滑移系都同當晶體受力時并非一切的滑移系都同時參與滑移。而是只需當外力在某一滑移時參與滑移。而是只需當外力在某一滑移系中的分切應力首先到達一定的臨界值時，系中的分切應力首先到達一

8、定的臨界值時，這一滑移系開動，晶體才開場滑移。這一滑移系開動，晶體才開場滑移。使滑移系開動的最小分切應力稱為滑使滑移系開動的最小分切應力稱為滑移的臨界分切應力，以移的臨界分切應力，以KK表示。表示。臨界分切應力臨界分切應力KK的數(shù)值大小取決于的數(shù)值大小取決于金屬的本性、金屬的純度、實驗溫度與加金屬的本性、金屬的純度、實驗溫度與加載速度，而與外力的大小、方向及作用方載速度，而與外力的大小、方向及作用方式無關(guān)。式無關(guān)。臨界分切應力的計算方法：設(shè)圓柱形金屬單晶體試樣的橫截面積為A，遭到軸向拉力F的作用。F與滑移方向的夾角為，那么F在滑移方向上的分力為Fcos；F與滑移面法線的夾角為，那么滑移面的面積

9、為A/cos。所以，外力F在滑移方向上的分切應力為式中，F(xiàn)/A為試樣拉伸時橫截面上的正應力，當滑移系中的分切應力到達其臨界值時，晶體開場滑移，這時在宏觀上晶體開場出現(xiàn)屈服景象，即F/A=S，可得k =Scoscos 或 S=K /coscos晶體受單向拉伸時，在滑移晶體受單向拉伸時，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晶體的取向：由于S=K /coscos coscos稱為取向因子，單晶體的屈服強度S將隨外力與滑移面和滑移方向之間而改動，即取向因子發(fā)生變化時，S也要改動。當外力與滑移面、滑移方向的夾角當外力與滑移面、滑移方向的夾角都是都是4545

10、時，取向因子具有最大值，為時，取向因子具有最大值，為0.50.5，此時分切應力也最大，此時分切應力也最大，SS具有最具有最低值，金屬最容易進展滑移，并表現(xiàn)出低值，金屬最容易進展滑移，并表現(xiàn)出最大的塑性，這種取向稱為軟取向；最大的塑性，這種取向稱為軟取向；當外力與滑移面平行當外力與滑移面平行=90=90或或垂直垂直=90=90時，取向因子為零，那時，取向因子為零，那么無論么無論KK的數(shù)值如何，的數(shù)值如何，SS均為無窮大，均為無窮大，晶體在此情況下不產(chǎn)生滑移，直至斷裂，晶體在此情況下不產(chǎn)生滑移，直至斷裂，這種取向稱為硬取向。這種取向稱為硬取向?；茣r晶體的轉(zhuǎn)動滑移時晶體的轉(zhuǎn)動 當晶體在 F力的作用

11、下發(fā)生滑移時，假設(shè)滑移面和滑移方向堅持不變，拉伸軸的取向必然不斷發(fā)生變化。 實踐上由于夾頭固定不動，為了堅持拉伸軸的方向固定不動，因此單晶體的取向必需相應地轉(zhuǎn)動。拉伸前自在滑移變形受夾頭限制時的變形拉伸前自在滑移變形受夾頭限制時的變形 B層上的作用點O1和O2同軸，滑移后A、B、C層沿滑移面和滑移方向相對挪動，使 O1 O1， O2 O2。 將1分解為n1、1，2分解為n2、2。 滑移面法線方向的正應力n1- n2組成力偶，使滑移面轉(zhuǎn)向與外力方向平行。假設(shè)金屬在單純的切應力作用下產(chǎn)生滑移，那么晶體的取向不會改動。但當恣意一個力作用在晶體上時，總是可以分解為沿滑移方向的分切應力和垂直于滑移面的分

12、正應力。 將最大切應力方向的力1分解為平行滑移方向的1和垂直滑移方向的b、2分解為2b。 垂直于滑移方向的分切應力b和b組成力偶，使B層以滑移面法線方向為軸，其滑移方向轉(zhuǎn)向最大切應力方向。 經(jīng)過這兩種轉(zhuǎn)動可使金屬晶體軸線與外力軸線在整個滑移過程中一直重合，但晶體的空間位向卻發(fā)生了改動。由于滑移時晶體要發(fā)生轉(zhuǎn)動，所以各滑移系的取向和分切應力不斷變化。原來取向有利的滑移系能夠轉(zhuǎn)到不利的取向，從而使繼續(xù)滑移所需的外力添加，而原來取向不利的滑移系那么能夠轉(zhuǎn)到有利的取向，并且繼續(xù)開場滑移。通常把這種由于晶體轉(zhuǎn)動所引起的硬化或軟化景象，稱為幾何硬化或幾何軟化。 對具有多個滑移系的晶體，起始滑移首先在取向最

13、有利的滑移系中進展，但由于晶體轉(zhuǎn)動的結(jié)果，其它滑移系中的分切應力也能夠到達臨界分切應力值?；七^程將在兩個或多個滑移系中同時或交替進展；假設(shè)晶體的取向適宜，滑移一開場就能夠在一個以上的滑移系上同時進展。奧氏體鋼中的交叉滑移帶奧氏體鋼中的交叉滑移帶多系滑移多系滑移在兩個或更多的滑移系上進展在兩個或更多的滑移系上進展的滑移稱為多系滑移，簡稱多滑移。的滑移稱為多系滑移，簡稱多滑移。多系滑移時，構(gòu)成兩組或多組交叉的滑移線。由于各組滑移系之間相多系滑移時，構(gòu)成兩組或多組交叉的滑移線。由于各組滑移系之間相互交叉和影響，所以多滑移比單滑移困難。通常把單滑移時的力軸取向稱互交叉和影響，所以多滑移比單滑移困難。

14、通常把單滑移時的力軸取向稱為軟取向，而多滑移時的力軸取向稱為硬取向。晶體變形時，假設(shè)從單滑為軟取向，而多滑移時的力軸取向稱為硬取向。晶體變形時，假設(shè)從單滑移開展為多滑移，稱為幾何硬化；反之，稱為幾何軟化。移開展為多滑移，稱為幾何硬化；反之，稱為幾何軟化。交滑移交滑移兩個或多個滑移面沿共同的滑移方兩個或多個滑移面沿共同的滑移方向同時或交替地滑移，稱為交滑移。交向同時或交替地滑移，稱為交滑移。交滑移以后，晶體外表將出現(xiàn)曲折的滑移滑移以后，晶體外表將出現(xiàn)曲折的滑移線，當參與交滑移的面很多時，滑移線線，當參與交滑移的面很多時，滑移線甚至成為波紋狀。甚至成為波紋狀。變形溫度越高、變形量或變形應力變形溫度

15、越高、變形量或變形應力越大，交滑移越顯著。交滑移使滑移過越大，交滑移越顯著。交滑移使滑移過程具有很大的靈敏性，由于當滑移在某程具有很大的靈敏性，由于當滑移在某個晶面上受阻時，經(jīng)過交滑移可以改換個晶面上受阻時，經(jīng)過交滑移可以改換滑移面。滑移面。 112 2110 111孿生是在切應力的作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿一定的晶面孿生面與晶向?qū)\生方向產(chǎn)生的一定角度的均勻切變過程。 這種切變不會改動晶體的點陣類型，但可使變形部分的位向發(fā)生變化，并與未變形部分的晶體以孿晶面為分界面構(gòu)成鏡面對稱的位向關(guān)系。孿生孿生孿生面孿生面 孿生方向?qū)\生方向bcchcp fcc 111 0111211孿生的主要特點

16、：孿生的主要特點：1 1孿生也是在切應力的作用下發(fā)生的，但孿生所需的臨界切應力遠遠孿生也是在切應力的作用下發(fā)生的，但孿生所需的臨界切應力遠遠高于滑移時的臨界切應力，因此只需在滑移很難進展的情況下，晶體才發(fā)高于滑移時的臨界切應力，因此只需在滑移很難進展的情況下，晶體才發(fā)生孿生變形。生孿生變形。密排六方金屬滑移系少，在晶體取向不利于滑移時常以孿生方式進展密排六方金屬滑移系少，在晶體取向不利于滑移時常以孿生方式進展塑性變形；塑性變形；體心立方金屬只需在室溫以下和遭到?jīng)_擊時才發(fā)生孿生；體心立方金屬只需在室溫以下和遭到?jīng)_擊時才發(fā)生孿生；面心立方的金屬很少發(fā)生孿生變形。面心立方的金屬很少發(fā)生孿生變形。2

17、2孿生變形速度極快，常產(chǎn)生沖擊波，并伴隨聲響。孿生變形速度極快，常產(chǎn)生沖擊波，并伴隨聲響。3 3孿生本身對晶體塑性變形的直接奉獻不大。孿生本身對晶體塑性變形的直接奉獻不大。4 4可激發(fā)進一步的滑移變形，提高金屬的變形才干。由于孿晶的構(gòu)成可激發(fā)進一步的滑移變形，提高金屬的變形才干。由于孿晶的構(gòu)成改動了晶體的位向，從而使某些原來處于不利取向的滑移系轉(zhuǎn)變到有利于改動了晶體的位向，從而使某些原來處于不利取向的滑移系轉(zhuǎn)變到有利于發(fā)生滑移的位置，產(chǎn)生滑移。發(fā)生滑移的位置，產(chǎn)生滑移。扭折扭折當晶體因取向不利當晶體因取向不利而不能滑移或?qū)\生時，而不能滑移或?qū)\生時，它就能夠經(jīng)過不均勻的它就能夠經(jīng)過不均勻的塑性變

18、形，來順應外力塑性變形，來順應外力的作用。的作用。例如對密排六方金例如對密排六方金屬進展緊縮時，假設(shè)外屬進展緊縮時，假設(shè)外力軸與力軸與00010001面平行，面平行，那么滑移面上的切應力那么滑移面上的切應力為零，不能產(chǎn)生滑移。為零，不能產(chǎn)生滑移。因此，當外力到達一定因此，當外力到達一定數(shù)值時，晶體就發(fā)生部數(shù)值時，晶體就發(fā)生部分彎曲，即發(fā)生扭折，分彎曲，即發(fā)生扭折，構(gòu)成扭折帶，從而使晶構(gòu)成扭折帶，從而使晶體的長度縮短。體的長度縮短。扭折帶的構(gòu)成扭折帶的構(gòu)成單晶體的應力單晶體的應力應變曲線應變曲線 普通而言，金屬單晶體的應變硬化曲線分三個階普通而言，金屬單晶體的應變硬化曲線分三個階段。段。第一階段

19、為具有很低應變硬化率的線性區(qū)域，此第一階段為具有很低應變硬化率的線性區(qū)域，此時晶體只進展單滑移，所以在較小的應力下產(chǎn)生較大時晶體只進展單滑移，所以在較小的應力下產(chǎn)生較大的變形，稱為易滑移階段；的變形，稱為易滑移階段；在第二階段中，應力與應變也呈線性關(guān)系，但也在第二階段中，應力與應變也呈線性關(guān)系，但也有很高的應變硬化率，稱為線性硬化階段，此時晶體有很高的應變硬化率，稱為線性硬化階段，此時晶體因滑移系轉(zhuǎn)動而開場進展多系滑移；因滑移系轉(zhuǎn)動而開場進展多系滑移；第三階段稱為拋物線硬化階段，其特點是應力隨第三階段稱為拋物線硬化階段，其特點是應力隨應變的添加按拋物線關(guān)系變化，相應使應變硬化率逐應變的添加按拋

20、物線關(guān)系變化，相應使應變硬化率逐漸減小，此時位錯經(jīng)過交滑移抑制了上一階段構(gòu)成的漸減小，此時位錯經(jīng)過交滑移抑制了上一階段構(gòu)成的滑移妨礙，使變形易于進展。滑移妨礙，使變形易于進展。通常以通常以FCCFCC金屬單晶體比較容易得金屬單晶體比較容易得到完好的應變硬化曲線。易滑移區(qū)可以到完好的應變硬化曲線。易滑移區(qū)可以在單系滑移、高純度、低溫以及有利于在單系滑移、高純度、低溫以及有利于單滑移的取向等條件下得到充分的開展。單滑移的取向等條件下得到充分的開展。實踐金屬的應力實踐金屬的應力應變曲線應變曲線實踐金屬的應力實踐金屬的應力應變曲線與金屬成分、晶體應變曲線與金屬成分、晶體構(gòu)造、晶體取向、變形溫度、應變速

21、度等多種要素構(gòu)造、晶體取向、變形溫度、應變速度等多種要素有關(guān)。有關(guān)。當外力軸處于軟取向時，只使一個滑移系經(jīng)受當外力軸處于軟取向時，只使一個滑移系經(jīng)受切應力的作用，表現(xiàn)出相當興隆的易滑移區(qū)；當外切應力的作用，表現(xiàn)出相當興隆的易滑移區(qū)；當外力軸處于硬取向時，變形開場就是多系滑移，因此力軸處于硬取向時，變形開場就是多系滑移，因此曲線上沒有第一階段，并且整個變形過程中的總變曲線上沒有第一階段，并且整個變形過程中的總變形量也比較小。形量也比較小。層錯能較低的層錯能較低的FCCFCC金屬金、銀、鎳金屬金、銀、鎳和銅，易于出現(xiàn)易滑移區(qū)。隨變形溫度和銅，易于出現(xiàn)易滑移區(qū)。隨變形溫度的降低，第一階段升高，硬化率

22、有所降低，的降低，第一階段升高，硬化率有所降低，第二階段變長而硬化率不變；隨變形溫度第二階段變長而硬化率不變；隨變形溫度的升高，曲線大體呈拋物線狀。層錯能較的升高，曲線大體呈拋物線狀。層錯能較高的金屬鋁，只需在低溫變形，才干高的金屬鋁，只需在低溫變形，才干得到三階段的加工硬化曲線。得到三階段的加工硬化曲線。 BCCBCC金屬單晶體鐵和鈮在一定金屬單晶體鐵和鈮在一定的條件下也可以得到三階段的應力的條件下也可以得到三階段的應力應應變曲線。低于室溫變形時，第一階段開變曲線。低于室溫變形時，第一階段開場所需的應力隨溫度的降低而急劇提高；場所需的應力隨溫度的降低而急劇提高；在室溫以上變形時，隨溫度的升高

23、，第在室溫以上變形時，隨溫度的升高，第二階段應變范圍減小，第三階段應變范二階段應變范圍減小，第三階段應變范圍增大。圍增大。HCPHCP金屬鋅、鎂和鎘其主要金屬鋅、鎂和鎘其主要滑移系均為基面滑移，在適宜的取向滑移系均為基面滑移，在適宜的取向下有利于開展易滑移變形，曲線的第下有利于開展易滑移變形，曲線的第一階段很長，第二階段尚未充分開展一階段很長，第二階段尚未充分開展就曾經(jīng)斷裂。而當取向不利時，易滑就曾經(jīng)斷裂。而當取向不利時，易滑移區(qū)顯著縮短，而使相應的硬化率逐移區(qū)顯著縮短，而使相應的硬化率逐漸提高。漸提高。 金屬單晶體的加工硬化機制第一階段：滑移系呈分布均勻的細長線，隨著變形量的添加，滑移線數(shù)量

24、添加，而不是由原來的滑移線上添加滑移量來實現(xiàn)。主滑移面上的位錯密度添加較快，第二滑移系統(tǒng)的位錯密度明顯較低，此階段只需一套滑移系統(tǒng)開動。第二階段：滑移線不均勻，其平均長度隨著應變的添加而減短，滑移線變粗。位錯以纏結(jié)的方式出現(xiàn)，主次滑移系統(tǒng)中位錯交互作用，在此階段的后期，出現(xiàn)不規(guī)那么的胞狀組織，直徑約數(shù)微米。第二套共軛滑移系統(tǒng)參與滑移，導致位錯纏結(jié)的出現(xiàn)和滑移線的變短；第二套滑移系統(tǒng)被激活，構(gòu)成L-C位錯鎖，妨礙位錯繼續(xù)運動，是這一階段加工硬化率高的緣由。第三階段：滑移線開展為很粗的滑移帶，新添加的應變幾乎全部集中在這些滑移帶內(nèi)，而且滑移帶碎化。位錯呈明顯的胞狀組織，位錯密度在胞壁處很高，胞內(nèi)那

25、么很低。由于交滑移的出現(xiàn)，位錯的妨礙被繞過，故加工硬化率逐漸降低。位錯經(jīng)過雙交滑移移出晶體時，同一條位錯線在很近的間隔構(gòu)成平行的滑移臺階。多晶體的塑性變形的特點多晶體的塑性變形的特點1 1各晶粒變形的不同時性各晶粒變形的不同時性 多晶體中各晶粒取向不同，在外力作用下各滑移系的分切應力不同，不能同時發(fā)生滑移。 處于軟取向的晶粒先產(chǎn)生滑移，位錯源開動，位錯沿滑移面運動。 位錯不能越過周圍硬取向晶粒，在晶界處受阻，構(gòu)成位錯的平面塞積群，呵斥應力集中。 隨外力，應力集中也，疊加后使相鄰晶粒某滑移系分切應力到達臨界值，位錯源開動并產(chǎn)生滑移。 塑性變形便從一個晶粒傳送到另一個晶粒。如此反復，整個試樣產(chǎn)生宏

26、觀的塑性變形。第八章第八章 多晶體的塑性變形多晶體的塑性變形2 2各晶粒變形的相互協(xié)調(diào)性各晶粒變形的相互協(xié)調(diào)性 多晶體每個晶粒都處于其它晶粒的包多晶體每個晶粒都處于其它晶粒的包圍之中，因此變形不是孤立和恣意的，臨圍之中，因此變形不是孤立和恣意的，臨近的晶粒之間必需相互協(xié)調(diào)配合，不然就近的晶粒之間必需相互協(xié)調(diào)配合，不然就難以進展變形，甚至不能堅持晶粒之間的難以進展變形，甚至不能堅持晶粒之間的延續(xù)性，會呵斥空隙而導致資料的斷裂。延續(xù)性，會呵斥空隙而導致資料的斷裂。為與先變形的晶粒相協(xié)調(diào)，要求相鄰為與先變形的晶粒相協(xié)調(diào)，要求相鄰晶粒不只在取向最有利的滑移系中進展變晶粒不只在取向最有利的滑移系中進展變

27、形，還必需有幾個滑移系，其中包括取向形，還必需有幾個滑移系，其中包括取向并非有利的滑移系上同時進展滑移，才干并非有利的滑移系上同時進展滑移，才干保證其外形作各種相應的改動。保證其外形作各種相應的改動。 因此，滑移系較多的因此，滑移系較多的fccfcc和和bccbcc金屬，金屬，經(jīng)過多滑移可表現(xiàn)出良好的塑性，而經(jīng)過多滑移可表現(xiàn)出良好的塑性，而hcphcp金屬滑移系少，晶粒間協(xié)調(diào)性很差，塑性金屬滑移系少，晶粒間協(xié)調(diào)性很差，塑性變形才干低。變形才干低。 由于各個晶粒的取向不同及晶界的存在，多晶體中各個晶粒之間的變形是不均勻的；而且在每個晶粒內(nèi)部的變形也是不均勻的，晶粒中心區(qū)域的變形量較大，晶界及其附

28、近區(qū)域變形量較小。3 3塑性變形的不均勻性塑性變形的不均勻性多晶體的應力多晶體的應力應變曲線應變曲線由于多晶體的塑性變形比單晶體復雜，往往一由于多晶體的塑性變形比單晶體復雜，往往一開場就是多滑移；并且各晶粒的變形不是同時開場，開場就是多滑移；并且各晶粒的變形不是同時開場，屈服是逐漸發(fā)生的，以致于很難找到明顯的屈服點，屈服是逐漸發(fā)生的，以致于很難找到明顯的屈服點，因此其應力因此其應力應變曲線沒有單晶體那樣的易滑移階應變曲線沒有單晶體那樣的易滑移階段，同時屈服應力也比單晶體高。段，同時屈服應力也比單晶體高。另外，晶界的存在促使多滑移發(fā)生，因此多晶另外，晶界的存在促使多滑移發(fā)生，因此多晶體的晶粒越細

29、，其加工硬化率越高。體的晶粒越細，其加工硬化率越高。鋁單晶體和多晶體的應力應變曲線鋁單晶體和多晶體的應力應變曲線雙晶體變形模型雙晶體變形模型雙晶體變形條件雙晶體變形條件雙晶體變形的主要雙晶體變形的主要約束條件是在晶界處兩約束條件是在晶界處兩晶體的變形必需協(xié)調(diào)，晶體的變形必需協(xié)調(diào)，以維持晶界的延續(xù)性。以維持晶界的延續(xù)性。在雙晶體變形時，應滿在雙晶體變形時，應滿足四個獨立的約束條件，足四個獨立的約束條件，相應便需求四個獨立的相應便需求四個獨立的滑移系統(tǒng)同時開動?；葡到y(tǒng)同時開動。按照按照SchmidSchmid定律，當壓力剛剛超越單晶體的臨界切應力時，應只定律，當壓力剛剛超越單晶體的臨界切應力時，

30、應只需一組取向最有利的主滑移系統(tǒng)先開動，但在雙晶體變形時，卻必需需一組取向最有利的主滑移系統(tǒng)先開動，但在雙晶體變形時，卻必需有附加的滑移系統(tǒng)同時開動。實踐上，呵斥這種附加滑移或協(xié)調(diào)滑移有附加的滑移系統(tǒng)同時開動。實踐上，呵斥這種附加滑移或協(xié)調(diào)滑移的緣由是由于雙晶變形時，兩晶體的彈性變形及塑性變形具有不匹配的緣由是由于雙晶變形時，兩晶體的彈性變形及塑性變形具有不匹配性所致。性所致。雙晶體彈性變形的不匹配性產(chǎn)生變形不匹配的緣由主要同晶體具有彈性各向異性有關(guān)。假設(shè)兩晶體均為各向同性時，雙晶體應協(xié)調(diào)變形。實踐金屬晶體多為各向異性，構(gòu)成雙晶體時，引起兩種彈性變形不匹配景象1 1、彈性切應變不匹配、彈性切應

31、變不匹配軸向應力在各向同性軸向應力在各向同性的晶體中僅引起正應變，的晶體中僅引起正應變，而在各向異性晶體中還會而在各向異性晶體中還會引起切應變。于是，便可引起切應變。于是，便可由雙晶體中兩晶體的切變由雙晶體中兩晶體的切變方向不同，而引起彈性變方向不同，而引起彈性變形的不匹配景象。形的不匹配景象。軸向加載雙晶體彈性切變不匹配表示圖軸向加載雙晶體彈性切變不匹配表示圖2 2、彈性正應變不匹配、彈性正應變不匹配兩晶體的取向不同時，可使軸向上的彈性柔度系數(shù)不兩晶體的取向不同時，可使軸向上的彈性柔度系數(shù)不同。在兩晶體未焊合的情況下，會導致彼此的軸向應變不同。在兩晶體未焊合的情況下，會導致彼此的軸向應變不同

32、。于是在焊合的情況下，便要引起雙晶體的界面上出現(xiàn)同。于是在焊合的情況下，便要引起雙晶體的界面上出現(xiàn)附加的切應力。附加應力在兩晶體界面上最大，并隨分開附加的切應力。附加應力在兩晶體界面上最大，并隨分開界面的間隔增大呈指數(shù)關(guān)系下降。界面的間隔增大呈指數(shù)關(guān)系下降。軸向加載雙晶體的彈性正應變不匹配表示圖軸向加載雙晶體的彈性正應變不匹配表示圖雙晶體塑性變形的不匹配性雙晶體塑性變形的不匹配性從微觀角度而言，滑移具有從微觀角度而言，滑移具有高度的不均勻性?；七^程總是高度的不均勻性。滑移過程總是從某一晶粒先開場，并集中在滑從某一晶粒先開場，并集中在滑移帶中進展。當滑移帶與晶界相移帶中進展。當滑移帶與晶界相遇

33、時，構(gòu)成位錯塞積，產(chǎn)生應力遇時，構(gòu)成位錯塞積，產(chǎn)生應力集中。這種塑性變形不匹配使相集中。這種塑性變形不匹配使相鄰晶粒變形不一致。于是在應力鄰晶粒變形不一致。于是在應力集中的作用下，便能夠引起相鄰集中的作用下，便能夠引起相鄰晶粒中有滑移系統(tǒng)開動。在應力晶粒中有滑移系統(tǒng)開動。在應力集中的作用下，除了可以使相鄰集中的作用下，除了可以使相鄰晶粒中的主滑移系統(tǒng)激活外，并晶粒中的主滑移系統(tǒng)激活外，并有能夠使晶界附近的次滑移系統(tǒng)有能夠使晶界附近的次滑移系統(tǒng)開動，以致在晶界附近產(chǎn)生多滑開動，以致在晶界附近產(chǎn)生多滑移。移。普通而言，構(gòu)成刃型位錯塞積群時，易于有效地激活相鄰晶粒中普通而言，構(gòu)成刃型位錯塞積群時，易

34、于有效地激活相鄰晶粒中的次滑移；而構(gòu)成螺型位錯塞積群時，因領(lǐng)先位錯易于交滑移，常使的次滑移；而構(gòu)成螺型位錯塞積群時，因領(lǐng)先位錯易于交滑移，常使塞積群前端鈍化，導致了對激活次滑移的有效程度降低。塞積群前端鈍化，導致了對激活次滑移的有效程度降低。對稱性雙晶體塑性變形引起對稱性雙晶體塑性變形引起附加滑移機制表示圖附加滑移機制表示圖8.38.3晶界強化機制晶界強化機制位錯穿過晶界位錯穿過晶界小角晶界的短程應力場會對接近的晶格小角晶界的短程應力場會對接近的晶格位錯作功，以阻止其滑移穿過。故當晶格位位錯作功，以阻止其滑移穿過。故當晶格位錯進入晶界的短程應力場時，便會遭到一定錯進入晶界的短程應力場時，便會遭

35、到一定的妨礙作用。假設(shè)應力較大時，晶格位錯可的妨礙作用。假設(shè)應力較大時，晶格位錯可以切過晶界，而在晶界上構(gòu)成臺階或晶界位以切過晶界，而在晶界上構(gòu)成臺階或晶界位錯。在切過后晶格位錯的柏氏矢量有所改動，錯。在切過后晶格位錯的柏氏矢量有所改動，其變化量便為晶界位錯的柏氏矢量。其變化量便為晶界位錯的柏氏矢量。滑移位錯與大角晶界也會發(fā)生交互作用?；莆诲e與大角晶界也會發(fā)生交互作用。在外加切應力的作用下，晶格位錯進入晶界在外加切應力的作用下，晶格位錯進入晶界時可以發(fā)生分解反響構(gòu)成多個晶界位錯，這時可以發(fā)生分解反響構(gòu)成多個晶界位錯，這樣便會使滑移位錯進入晶界后難于分開或繼樣便會使滑移位錯進入晶界后難于分開或

36、繼續(xù)前進。續(xù)前進。當晶格位錯切過晶粒內(nèi)部的小角晶界時，當晶格位錯切過晶粒內(nèi)部的小角晶界時，也可以與晶界位錯相互交截而構(gòu)成割階或扭也可以與晶界位錯相互交截而構(gòu)成割階或扭折，使能量添加。同樣，當晶格位錯切過大折，使能量添加。同樣，當晶格位錯切過大角晶界時，可使晶界構(gòu)成臺階而引起晶界面角晶界時，可使晶界構(gòu)成臺階而引起晶界面積添加。積添加。晶界發(fā)射和吸收位錯晶界發(fā)射和吸收位錯晶界可以作為位錯源，向晶內(nèi)發(fā)射位錯。晶界可以作為位錯源，向晶內(nèi)發(fā)射位錯。假設(shè)晶界中的臺階本身是晶界位錯的話，在假設(shè)晶界中的臺階本身是晶界位錯的話，在外力作用下可以發(fā)生分解而生成晶格位錯。由于外力作用下可以發(fā)生分解而生成晶格位錯。由

37、于每個晶界位錯只能產(chǎn)生一個晶格位錯，會使這種每個晶界位錯只能產(chǎn)生一個晶格位錯，會使這種晶界位錯源逐漸趨于耗竭。晶界位錯源逐漸趨于耗竭。此外，沿晶界滑動的晶界位錯遇到突出的晶此外，沿晶界滑動的晶界位錯遇到突出的晶界臺階時，晶界位錯在臺階上與臺階反響分解成界臺階時，晶界位錯在臺階上與臺階反響分解成新的晶格位錯和晶界位錯。新的晶格位錯和晶界位錯。晶界強化作用晶界強化作用直接強化作用晶界本身對晶內(nèi)滑移所起的直接強化作用晶界本身對晶內(nèi)滑移所起的妨礙作用。妨礙作用。無論是小角晶界還是大角晶界都可以看無論是小角晶界還是大角晶界都可以看成是位錯的集合體，從而成為直接妨礙晶成是位錯的集合體，從而成為直接妨礙晶內(nèi)

38、位錯運動的妨礙。內(nèi)位錯運動的妨礙。晶界具有短程應力場，可妨礙晶格滑移位晶界具有短程應力場，可妨礙晶格滑移位錯進入或經(jīng)過晶界。這是一種由位錯與晶錯進入或經(jīng)過晶界。這是一種由位錯與晶界的應力場的交互作用所引起的一種部分界的應力場的交互作用所引起的一種部分強化作用。強化作用。假設(shè)晶格滑移位錯穿過晶界時，其柏氏矢假設(shè)晶格滑移位錯穿過晶界時，其柏氏矢量發(fā)生變化，并構(gòu)成晶界位錯。除非所構(gòu)量發(fā)生變化，并構(gòu)成晶界位錯。除非所構(gòu)成的晶界位錯從滑移帶與晶界相交處移開，成的晶界位錯從滑移帶與晶界相交處移開，否那么會構(gòu)成反向應力妨礙進一步滑移。否那么會構(gòu)成反向應力妨礙進一步滑移。假設(shè)晶格滑移位錯進入晶界，可發(fā)生分解，

39、假設(shè)晶格滑移位錯進入晶界，可發(fā)生分解，構(gòu)成晶界位錯；或者與晶界位錯發(fā)生反響。構(gòu)成晶界位錯；或者與晶界位錯發(fā)生反響。間接強化作用晶界的存在所引起的潛在強間接強化作用晶界的存在所引起的潛在強化效應。化效應。、次滑移引起強化、次滑移引起強化晶界的存在可以引起彈性應變不匹配和晶界的存在可以引起彈性應變不匹配和塑性應變不匹配，兩種效應，在晶界附近塑性應變不匹配，兩種效應，在晶界附近引起多滑移。彈性應變不匹配效應在主滑引起多滑移。彈性應變不匹配效應在主滑移前引起次滑移時，可對隨后的主滑移構(gòu)移前引起次滑移時，可對隨后的主滑移構(gòu)成林位錯加工硬化機制。這種先次滑移后成林位錯加工硬化機制。這種先次滑移后主滑移的機

40、制在晶界潛在強化中起重要作主滑移的機制在晶界潛在強化中起重要作用。塑性應變不匹配應力易于激發(fā)晶界位用。塑性應變不匹配應力易于激發(fā)晶界位錯源，使之放出位錯而導致晶界附近的區(qū)錯源，使之放出位錯而導致晶界附近的區(qū)域快速加工硬化。域快速加工硬化。、晶粒間取向差引起強化、晶粒間取向差引起強化由于相鄰晶粒取向不同，會引起兩者主由于相鄰晶粒取向不同，會引起兩者主滑移系統(tǒng)取向因子出現(xiàn)差別。假設(shè)在外力滑移系統(tǒng)取向因子出現(xiàn)差別。假設(shè)在外力作用下某一晶粒先開場滑移時，相鄰晶粒作用下某一晶粒先開場滑移時，相鄰晶粒內(nèi)的主滑移系統(tǒng)難于同時開動。著闡明晶內(nèi)的主滑移系統(tǒng)難于同時開動。著闡明晶界的存在能使運動位錯的晶體學特性遭

41、到界的存在能使運動位錯的晶體學特性遭到破壞，從而引起強化效應。破壞，從而引起強化效應。晶界強化的數(shù)學表達晶界強化的數(shù)學表達霍爾霍爾佩奇公式佩奇公式霍爾和佩奇在實驗的根底上建立霍爾和佩奇在實驗的根底上建立了流變應力與晶粒尺寸之間的關(guān)系式：了流變應力與晶粒尺寸之間的關(guān)系式：f=0+kd-nf=0+kd-n式中，式中，ff為流變應力；為流變應力；00為晶格摩為晶格摩擦力，大體相當于單晶體的屈服強度；擦力，大體相當于單晶體的屈服強度；d d為晶粒的平均直徑；為晶粒的平均直徑；k k為常數(shù)，表為常數(shù)，表征晶界對強度影響的程度，與晶界的征晶界對強度影響的程度，與晶界的構(gòu)造有關(guān)；指數(shù)構(gòu)造有關(guān)；指數(shù)n n常取

42、常取1/21/2。Hall-PetchHall-Petch公式是一個很好的公式是一個很好的閱歷公式，可以從不同的物理模型出閱歷公式，可以從不同的物理模型出發(fā)加以推導。發(fā)加以推導。位錯塞積模型位錯塞積模型在外加切應力較小在外加切應力較小時，由于晶界的妨礙作時，由于晶界的妨礙作用，會使晶粒用，會使晶粒1 1內(nèi)由位內(nèi)由位錯源放出的位錯構(gòu)成位錯源放出的位錯構(gòu)成位錯塞積，位錯塞積可以錯塞積，位錯塞積可以在相鄰晶粒內(nèi)產(chǎn)生較大在相鄰晶粒內(nèi)產(chǎn)生較大的切應力，當這個應力的切應力，當這個應力到達該晶粒內(nèi)位錯源開到達該晶粒內(nèi)位錯源開動的臨界分切應力時，動的臨界分切應力時，該晶粒內(nèi)的位錯開場滑該晶粒內(nèi)的位錯開場滑移。

43、計算結(jié)果為移。計算結(jié)果為y=0+kd-1/2y=0+kd-1/2位錯塞積引起相鄰晶粒中位錯源位錯塞積引起相鄰晶粒中位錯源開動表示圖開動表示圖晶界臺階模型晶界臺階模型晶界上的臺階可以作為位錯源而放出位錯，由晶界上的臺階可以作為位錯源而放出位錯，由此可以將流變應力視為位錯運動抑制林位錯的阻力，此可以將流變應力視為位錯運動抑制林位錯的阻力，進而求出如下的霍爾進而求出如下的霍爾佩奇關(guān)系式：佩奇關(guān)系式：式中式中S S為臺階的密度單位長度晶界上臺階的個為臺階的密度單位長度晶界上臺階的個數(shù)。數(shù)。21210)8(dSGby晶界臺階發(fā)射位錯表示圖晶界臺階發(fā)射位錯表示圖晶界區(qū)硬化模型晶界區(qū)硬化模型在同一晶粒內(nèi)，由

44、于離在同一晶粒內(nèi)，由于離晶界遠近不同也會在形變阻晶界遠近不同也會在形變阻力上有所反響。力上有所反響。想象在流變條件下，晶想象在流變條件下，晶界的影響上在晶粒內(nèi)呵斥一界的影響上在晶粒內(nèi)呵斥一定寬度定寬度(b/2)(b/2)的硬化區(qū)，晶粒的硬化區(qū)，晶粒的強度的強度yy要由晶界附近的硬要由晶界附近的硬化區(qū)強度化區(qū)強度HH和心部軟化區(qū)強和心部軟化區(qū)強度度SS綜合決議。推出綜合決議。推出或者或者霍爾霍爾佩奇關(guān)系式的指數(shù)佩奇關(guān)系式的指數(shù)n n可介于可介于0.450.45和和1.11.1之間變化。之間變化。晶界區(qū)硬化模型表示圖晶界區(qū)硬化模型表示圖dbSHS)(21BdA亞晶界強化亞晶界強化亞晶界普通為小角晶

45、界，其對流變應力的亞晶界普通為小角晶界，其對流變應力的影響也可用影響也可用Hall-PetchHall-Petch公式加以描畫，即公式加以描畫，即f=0+kds-nf=0+kds-n式中，式中，dsds為亞晶粒直徑，為亞晶粒直徑，kk為亞晶界的強化系為亞晶界的強化系數(shù)，數(shù)，n=1/2n=1/2。對于一樣的資料而言，。對于一樣的資料而言，kkklLl。溶質(zhì)原子對位錯的妨礙溶質(zhì)原子對位錯的妨礙( () )強相互作用強相互作用( () )弱相互作用弱相互作用非均勻固溶強化實際非均勻固溶強化實際在很多情況下，溶質(zhì)原子在基體中并在很多情況下，溶質(zhì)原子在基體中并非完全無規(guī)分布，而是由于與位錯有交互非完全無

46、規(guī)分布，而是由于與位錯有交互作用而在位錯周圍聚集，是非均勻的。作用而在位錯周圍聚集，是非均勻的?？麓範枤鈭F強化柯垂爾氣團強化由于溶質(zhì)原子與刃型位錯的交互作用，由于溶質(zhì)原子與刃型位錯的交互作用，在溫度和時間允許的條件下，為了減少畸在溫度和時間允許的條件下，為了減少畸變能，溶質(zhì)原子將聚集在位錯線周圍，構(gòu)變能，溶質(zhì)原子將聚集在位錯線周圍，構(gòu)成溶質(zhì)原子云，也稱為柯垂爾氣團。成溶質(zhì)原子云，也稱為柯垂爾氣團。從一級效應思索，螺位錯周圍只需切從一級效應思索，螺位錯周圍只需切應變而沒有體應變，因此不能構(gòu)成柯垂爾應變而沒有體應變，因此不能構(gòu)成柯垂爾氣團；但從二級效應思索，螺位錯仍呵斥氣團；但從二級效應思索，螺位

47、錯仍呵斥體應變，螺位錯芯部處于引張形狀，故半體應變，螺位錯芯部處于引張形狀，故半徑很小的間隙原子也會趨于處在螺位錯心徑很小的間隙原子也會趨于處在螺位錯心部，使系統(tǒng)能量降低。部，使系統(tǒng)能量降低。溶質(zhì)原子在位錯周圍聚集構(gòu)成的氣團溶質(zhì)原子在位錯周圍聚集構(gòu)成的氣團妨礙了位錯的運動，因此使基體的強度升妨礙了位錯的運動，因此使基體的強度升高。利用位錯與溶質(zhì)原子的彈性交互作用，高。利用位錯與溶質(zhì)原子的彈性交互作用，可以解釋低碳鋼等金屬的上、下屈服點景可以解釋低碳鋼等金屬的上、下屈服點景象和應變時效景象。象和應變時效景象。上、下屈服點景象上、下屈服點景象在低碳鋼中，由在低碳鋼中，由于微量碳、氮原子構(gòu)于微量碳、

48、氮原子構(gòu)成的柯垂爾氣團，對成的柯垂爾氣團，對位錯有釘扎作用，所位錯有釘扎作用，所以當外力增大到上屈以當外力增大到上屈服點時，位錯才脫釘服點時，位錯才脫釘而開場運動?？墒且欢_場運動?？墒且坏昝摎鈭F以后，位旦掙脫氣團以后，位錯遭到的阻力立刻減錯遭到的阻力立刻減小，因此外力下降到小，因此外力下降到下屈服點。然后經(jīng)過下屈服點。然后經(jīng)過一小段的屈服伸長，一小段的屈服伸長，才開場進入普通的加才開場進入普通的加工硬化過程，應力重工硬化過程，應力重新上升。新上升。 低碳鋼室溫變形時的低碳鋼室溫變形時的上、下屈服點景象上、下屈服點景象應變時效景象應變時效景象在外力超越屈服點以后，假設(shè)卸掉載荷，那么位在外力超

49、越屈服點以后，假設(shè)卸掉載荷，那么位錯停頓運動，試樣產(chǎn)生彈性恢復。假設(shè)隨后又立刻加錯停頓運動，試樣產(chǎn)生彈性恢復。假設(shè)隨后又立刻加載，位錯將繼續(xù)運動，變形沿載，位錯將繼續(xù)運動，變形沿B B曲線進展，此時不再曲線進展，此時不再出現(xiàn)上述屈服景象。但假設(shè)卸載以后在室溫停留較長出現(xiàn)上述屈服景象。但假設(shè)卸載以后在室溫停留較長時間或進展加熱，那么溶質(zhì)原子會重新分散到位錯周時間或進展加熱，那么溶質(zhì)原子會重新分散到位錯周圍構(gòu)成氣團。此時再進展拉伸，試樣沿圍構(gòu)成氣團。此時再進展拉伸，試樣沿C C曲線變形，曲線變形，上、下屈服點又會出現(xiàn)，而且屈服點還有所提高，這上、下屈服點又會出現(xiàn)，而且屈服點還有所提高，這個景象稱為

50、應變時效。個景象稱為應變時效。低碳鋼室溫變形時的應變時效景象低碳鋼室溫變形時的應變時效景象初初次次加加載載立立刻刻二二次次加加載載停停留留后后二二次次加加載載斯諾克氣團強化斯諾克氣團強化螺位錯與非球形對稱的點缺陷之間的交螺位錯與非球形對稱的點缺陷之間的交互作用構(gòu)成斯諾克氣團。斯諾克氣團的強化互作用構(gòu)成斯諾克氣團。斯諾克氣團的強化效果與間隙的溶質(zhì)原子濃度成正比，常溫下效果與間隙的溶質(zhì)原子濃度成正比，常溫下對位錯的釘扎作用并不亞于柯垂爾氣團。對位錯的釘扎作用并不亞于柯垂爾氣團。由于斯諾克氣團的有序化太快，形變溫由于斯諾克氣團的有序化太快，形變溫度稍高或速度很小時其作用就不太顯著。度稍高或速度很小時

51、其作用就不太顯著。鈴木氣團強化鈴木氣團強化氣團的構(gòu)成氣團的構(gòu)成對于位錯明顯擴展的合對于位錯明顯擴展的合金，基體與層錯可以視為兩金，基體與層錯可以視為兩相，假設(shè)基體是面心立方構(gòu)相，假設(shè)基體是面心立方構(gòu)造，那么層錯是密排六方構(gòu)造，那么層錯是密排六方構(gòu)造。它們的自在能隨溶質(zhì)的造。它們的自在能隨溶質(zhì)的原子濃度發(fā)生變化，溶質(zhì)原原子濃度發(fā)生變化，溶質(zhì)原子在密排六方構(gòu)造的層錯中子在密排六方構(gòu)造的層錯中的自在能的自在能FhFh較高，隨著溶質(zhì)較高，隨著溶質(zhì)濃度變化較快；溶質(zhì)原子在濃度變化較快；溶質(zhì)原子在面心立方基體中的自在能面心立方基體中的自在能FfFf較低，且隨溶質(zhì)濃度變化慢。較低，且隨溶質(zhì)濃度變化慢。假設(shè)層

52、錯中及基體中溶質(zhì)原假設(shè)層錯中及基體中溶質(zhì)原子濃度一樣，那么根據(jù)體積子濃度一樣，那么根據(jù)體積比用杠桿定律計算的合金的比用杠桿定律計算的合金的平均摩爾自在能并非該系統(tǒng)平均摩爾自在能并非該系統(tǒng)能量最低的平衡態(tài)。能量最低的平衡態(tài)。 基體與層錯的自在能基體與層錯的自在能隨濃度的變化隨濃度的變化由于層錯與基體的自在能隨濃度變化的函數(shù)關(guān)系不同，所以在層錯體積由于層錯與基體的自在能隨濃度變化的函數(shù)關(guān)系不同，所以在層錯體積比不變的條件下，溶質(zhì)濃度將重新分布以降低系統(tǒng)的自在能。層錯中的溶質(zhì)比不變的條件下，溶質(zhì)濃度將重新分布以降低系統(tǒng)的自在能。層錯中的溶質(zhì)原子濃度要大于或者小于基體的溶質(zhì)濃度，才干到達能量最低的平衡

53、態(tài)。這原子濃度要大于或者小于基體的溶質(zhì)濃度，才干到達能量最低的平衡態(tài)。這種溶質(zhì)原子在層錯中和基體中不同的組態(tài)即為鈴木氣團。種溶質(zhì)原子在層錯中和基體中不同的組態(tài)即為鈴木氣團。氣團的強化效應氣團的強化效應假設(shè)溶質(zhì)原子在層假設(shè)溶質(zhì)原子在層錯和基體中的濃度分別錯和基體中的濃度分別為為c1c1和和c0c0，擴展位錯，擴展位錯在外力的作用下進展滑在外力的作用下進展滑移運動，由于原子分散移運動，由于原子分散速度慢，層錯帶移入了速度慢，層錯帶移入了與它不相順應的濃度中與它不相順應的濃度中c0c0，而將不適宜于基體，而將不適宜于基體的濃度的濃度c1c1留給基體，破留給基體，破壞了平衡，增高了晶體壞了平衡，增高了

54、晶體的自在能，使位錯運動的自在能，使位錯運動遭到阻力，從而使合金遭到阻力，從而使合金強化。強化。(a)(a)擴展位錯運動前的平衡態(tài)擴展位錯運動前的平衡態(tài)(b)(b)運動后平衡態(tài)被破壞運動后平衡態(tài)被破壞鈴木氣團給位錯運動帶來的阻力主要有合金的濃度決議，與溫度無鈴木氣團給位錯運動帶來的阻力主要有合金的濃度決議，與溫度無關(guān)，因此該強化機制在高溫時顯得重要，室溫下該氣團的作用只需柯垂關(guān)，因此該強化機制在高溫時顯得重要，室溫下該氣團的作用只需柯垂爾氣團的非常之一。爾氣團的非常之一。有序強化有序強化合金中溶質(zhì)原子的合金中溶質(zhì)原子的濃度不太低時，合金原濃度不太低時，合金原子有與異類原子結(jié)為近子有與異類原子結(jié)

55、為近鄰的傾向，從而構(gòu)成一鄰的傾向，從而構(gòu)成一定的有序陳列，以降低定的有序陳列，以降低系統(tǒng)的能量。當位錯滑系統(tǒng)的能量。當位錯滑移時必然破壞有序度構(gòu)移時必然破壞有序度構(gòu)成反向疇，使系統(tǒng)能量成反向疇，使系統(tǒng)能量提高，從而構(gòu)成對位錯提高，從而構(gòu)成對位錯運動的阻力。這種合金運動的阻力。這種合金有序化而帶來的強化效有序化而帶來的強化效應稱為有序強化。其作應稱為有序強化。其作用大小和鈴木氣團的強用大小和鈴木氣團的強化同量級。化同量級。有序合金中位錯滑移經(jīng)過有序合金中位錯滑移經(jīng)過的面構(gòu)成反相疇的面構(gòu)成反相疇反反 相相 疇疇 界界第二相強化第二相強化合金中兩相的性能相近合金中兩相的性能相近 合金中兩相的含量相差

56、不大，且兩相合金中兩相的含量相差不大，且兩相的變形性能相近，那么合金的變形性的變形性能相近，那么合金的變形性能為兩相的平均值。此時合金的強度能為兩相的平均值。此時合金的強度 可以用下式表達：可以用下式表達： 式中，式中，和和分別為兩相的強度極限，分別為兩相的強度極限，、分別為兩相的體積分數(shù)，分別為兩相的體積分數(shù)，1 1?？梢?，合金的強度極?？梢?，合金的強度極限隨較強的一相的含量添加而呈線性限隨較強的一相的含量添加而呈線性添加。添加。合金中兩相的性能相差很大 合金中兩相的變形性能相差很大，假設(shè)其中的一相硬而脆，難以變形，另一相的塑性較好，且為基體相，那么合金的塑性變形除與相的相對量有關(guān)外，在很大

57、程度上取決于脆性相的分布情況。脆性相的分布有三種情況：1硬而脆的第二相呈延續(xù)網(wǎng)狀分布在塑性相的晶界上 這種分布情況是最惡劣的，由于脆性相在空間把塑性相分割開，從而使其變形才干無從發(fā)揚，經(jīng)少量的變形后，即沿著延續(xù)的脆性相開裂，使合金的塑性和韌性急劇下降。這時，脆性相越多，網(wǎng)越延續(xù)，合金的塑性也就越差，甚至強度也隨之下降。例如過共析鋼中的二次滲碳體在晶界上呈網(wǎng)狀分布時，使鋼的脆性添加，強度和塑性下降。消費上可經(jīng)過熱加工和熱處置的相互配合來破壞或消除其網(wǎng)狀分布。2 2脆性的第二朔呈片狀或?qū)訝罘植荚谒苄韵嗟幕w上脆性的第二朔呈片狀或?qū)訝罘植荚谒苄韵嗟幕w上如鋼中的珠光體組織，鐵素體和滲碳體呈片狀分布，

58、鐵如鋼中的珠光體組織，鐵素體和滲碳體呈片狀分布，鐵素體的塑性好，滲碳體硬而脆，所以塑性變形主要集中在鐵素體的塑性好，滲碳體硬而脆，所以塑性變形主要集中在鐵素體中，位錯的挪動被限制在滲碳片之間很短間隔內(nèi)，此時素體中，位錯的挪動被限制在滲碳片之間很短間隔內(nèi)，此時位錯運動至妨礙物滲碳體片之前時，即構(gòu)成位錯平面塞積群，位錯運動至妨礙物滲碳體片之前時，即構(gòu)成位錯平面塞積群，當其呵斥的應力集中足以激發(fā)相鄰鐵素體中的位錯源開動時，當其呵斥的應力集中足以激發(fā)相鄰鐵素體中的位錯源開動時，相鄰的鐵素體才開場塑性變形。因此，也可用霍爾一配奇公相鄰的鐵素體才開場塑性變形。因此，也可用霍爾一配奇公式描畫珠光體的屈服強度

59、：式描畫珠光體的屈服強度：ss00KS-1/2KS-1/2式中，式中，00為鐵素體的屈服強度，為鐵素體的屈服強度，K K為資料常數(shù)，為資料常數(shù)，S S為珠光體為珠光體片間距。片間距。 由上式可以看出，珠光體片間距越小，那么強度越高，由上式可以看出，珠光體片間距越小，那么強度越高，且其變形越均勻，變形才干添加。對于細珠光體，甚至滲碳且其變形越均勻，變形才干添加。對于細珠光體，甚至滲碳體片也可發(fā)生滑移、彎曲變形，表現(xiàn)有一定的變形才干所以體片也可發(fā)生滑移、彎曲變形，表現(xiàn)有一定的變形才干所以細珠光體不但強度高，塑性也好。細珠光體不但強度高，塑性也好。亞共析鋼的塑性變形首先在先共析鐵素體中進展，當鐵亞共

60、析鋼的塑性變形首先在先共析鐵素體中進展，當鐵素體由加工硬化使其流變應力到達珠光體的屈服極限時，珠素體由加工硬化使其流變應力到達珠光體的屈服極限時，珠光體才開場塑性變形。光體才開場塑性變形。3 3脆性相在塑性相中呈顆粒狀分布脆性相在塑性相中呈顆粒狀分布 如共析鋼或過共析鋼經(jīng)球化退火后得到的粒狀珠光體組織，如共析鋼或過共析鋼經(jīng)球化退火后得到的粒狀珠光體組織，由于粒狀的滲碳體對鐵素體的變形妨礙作用大大減弱，故強度由于粒狀的滲碳體對鐵素體的變形妨礙作用大大減弱，故強度降低，塑性和韌性得到顯著改善。普通說來，顆粒狀的脆性第降低，塑性和韌性得到顯著改善。普通說來，顆粒狀的脆性第二相對塑性變形的危害性要比針