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1、第6章 固溶强化本讲稿第一页，共十九页柯氏气团柯氏气团刃型位错与溶质原子的交互作用。刃型位错与溶质原子的交互作用。溶质原子在基体中产生球对称的畸变。溶质原子在基体中产生球对称的畸变。位错有正应力分量。位错有正应力分量。间隙溶质原子与刃型位错的弹性交互作用比置换溶质原子的大。间隙溶质原子与刃型位错的弹性交互作用比置换溶质原子的大。柯氏气团的结构柯氏气团的结构稀释气团和饱和气团稀释气团和饱和气团 稀释气团稀释气团溶质原子的浓度服从麦克斯韦溶质原子的浓度服从麦克斯韦-玻尔兹曼分布。稀释气团玻尔兹曼分布。稀释气团 可见，稀释气团只能在较高温度下存在，随温度的降低，在位错附近的溶质浓度会越来越多，当C=
2、1时，由稀释气团转化为饱和气团，对应的温度为TC。问题：问题：为什么会形成饱和气团？为什么会形成饱和气团？形成饱和气团的溶质原子的含量？形成饱和气团的溶质原子的含量？柯氏气团柯氏气团本讲稿第二页，共十九页史氏史氏(Snock)气团气团史氏气团史氏气团体心立方金属中的间隙溶质原子与螺位错的弹性交互作用。体心立方金属中的间隙溶质原子与螺位错的弹性交互作用。体心立方金属中的间隙溶质原子在基体中产生非对称的畸变。体心立方金属中的间隙溶质原子在基体中产生非对称的畸变。在螺位错的切应力作用下，间隙溶质原子沿位错线分布以降低应变能。在螺位错的切应力作用下，间隙溶质原子沿位错线分布以降低应变能。与柯氏气团比较
3、，史氏气团形成很容易，不需要溶质原子的长程扩散，也不需要溶与柯氏气团比较，史氏气团形成很容易，不需要溶质原子的长程扩散，也不需要溶质原子的富集，只是通过碳原子在晶胞内的简单跳动，扩散距离只是点阵常数的一半。质原子的富集，只是通过碳原子在晶胞内的简单跳动，扩散距离只是点阵常数的一半。史氏气团对位错的运动阻力和柯氏气团得差不多。史氏气团对位错的运动阻力和柯氏气团得差不多。本讲稿第三页，共十九页动态应变时效动态应变时效n气团对运动位错的拖曳气团对运动位错的拖曳 影响拖曳力的因素：影响拖曳力的因素：位错运动速度：由图位错运动速度：由图a可知，位错运动的速度很高或很低时可知，位错运动的速度很高或很低时,
4、拖曳力都是很小的。位错运拖曳力都是很小的。位错运动的速度很高，溶质原子的扩散速率跟不上位错的运动动的速度很高，溶质原子的扩散速率跟不上位错的运动,来不及形成气团；位错运动的速度来不及形成气团；位错运动的速度很低时，位错与溶质原子形成一稳定的低能结构，不产生拖曳力。当位错以某一速度很低时，位错与溶质原子形成一稳定的低能结构，不产生拖曳力。当位错以某一速度V运动运动时，气团中心落后于位错一定距离时，才产生拖曳力。时，气团中心落后于位错一定距离时，才产生拖曳力。当位错运动的当位错运动的速度速度VC与气团迁移的速度相等时，拖曳力最大。与气团迁移的速度相等时，拖曳力最大。温度：温度升高，溶质原子的扩散速
5、率增加，温度：温度升高，溶质原子的扩散速率增加，VC也越高，但最大拖曳力不变也越高，但最大拖曳力不变(图图b)。应变速率：拖曳力与应变速率的关系类似于和位错运动速度的关系应变速率：拖曳力与应变速率的关系类似于和位错运动速度的关系(图图c)。应变速率恒定时，由于提高应变速率和降低温度对拖曳力影响效果一应变速率恒定时，由于提高应变速率和降低温度对拖曳力影响效果一 样，拖曳力和温度的样，拖曳力和温度的关系如图关系如图d。本讲稿第四页，共十九页n动态应变时效动态应变时效变形中产生时效的现象。当温度足够高时，溶质原子和位错的交互作变形中产生时效的现象。当温度足够高时，溶质原子和位错的交互作用可以在变形过
6、程中发生。用可以在变形过程中发生。发生在一定的温度范围，温度范围随应变速率的增加而上移。发生在一定的温度范围，温度范围随应变速率的增加而上移。动态应变时效的特点动态应变时效的特点 本讲稿第五页，共十九页第三节第三节 单晶体的滑移变形单晶体的滑移变形密排六方（密排六方（hcp)晶体金属的滑移晶体金属的滑移理想的密排六方（hcp)晶体（c/a=1.633)的滑移系：（）c/a接近或大于1.633的密排六方金属(Mg(1.624);Zn(1.856);Cd(1.885)的滑移系：（）滑移系少，加工硬化速率低加工硬化速率低 c/a小于1.633的密排六方金属(Ti(1.587);Zr(1.5)的滑移系
7、：基面已不是唯一的密排面，棱柱面和棱 锥面密排程 度与基面相近棱柱面和 棱锥面也是滑移面，滑移 方向不变滑移系多，加工硬化速率大加工硬化速率大本讲稿第六页，共十九页n面心立方面心立方(fcc)晶体金属的滑移晶体金属的滑移 滑移面：滑移面：111；滑移方向：；滑移方向：110 特点：滑移系多，可进行单滑移、双滑移或多滑移，取决于外力轴的取向特点：滑移系多，可进行单滑移、双滑移或多滑移，取决于外力轴的取向 n体心立方体心立方(bcc)晶体金属的滑移晶体金属的滑移 滑移面：滑移面：110、112、123；滑移方向：；滑移方向：111 本讲稿第七页，共十九页特点：不服从特点：不服从Schmid定律和滑
8、移的非对称性。定律和滑移的非对称性。不服从不服从Schmid定律的两种表现：定律的两种表现：不同温度在不同晶向上做拉力试验，不同温度在不同晶向上做拉力试验，当当Schmid因子最大时，临界分切应因子最大时，临界分切应 力并不是最大，而且也不是常数力并不是最大，而且也不是常数。同样晶向上拉伸与压缩的临界切应力不相等同样晶向上拉伸与压缩的临界切应力不相等 表明位错运动在正反方向上的阻力不同表明位错运动在正反方向上的阻力不同本讲稿第八页，共十九页第四节第四节 多晶体的变形多晶体的变形影响多晶体变形的两个因素：晶界和晶体（粒）位向影响多晶体变形的两个因素：晶界和晶体（粒）位向n晶体位向的影响晶体位向的
9、影响 晶粒间变形要协调，至少应有晶粒间变形要协调，至少应有5个独立的滑移系。个独立的滑移系。面心和体心立方金属滑移系多可满足要求面心和体心立方金属滑移系多可满足要求5个独立的滑移系的变形协调条件。个独立的滑移系的变形协调条件。密排六方金属滑移系少，为了实现变形协调密排六方金属滑移系少，为了实现变形协调:柱面和棱锥面参与滑移；柱面和棱锥面参与滑移；产生孪生变形产生孪生变形n晶界的影响晶界的影响 位错在晶界上的塞积位错在晶界上的塞积 位错运动受到晶界的阻止，在晶界前塞积，形成塞积群。位错在塞积群中的位错运动受到晶界的阻止，在晶界前塞积，形成塞积群。位错在塞积群中的 分布是不均匀的，离晶界越近排列越
10、密。分布是不均匀的，离晶界越近排列越密。塞积群的长度塞积群的长度L等于晶粒直径等于晶粒直径D的一半：的一半：L=D/2 本讲稿第九页，共十九页设：塞积群中有设：塞积群中有n个位错，在外力个位错，在外力作用下，晶界对领先位错的作用力作用下，晶界对领先位错的作用力B，则则 B=n n 可知在外力可知在外力作用下在晶界附近引起的作用下在晶界附近引起的应应力集中是外力力集中是外力的的n倍。倍。塞塞积积位位错产错产生的生的应应力集中的作用：力集中的作用：激发相邻晶粒位错源的开动，使变形由一个晶粒传播到另一个晶粒激发相邻晶粒位错源的开动，使变形由一个晶粒传播到另一个晶粒 当当B在相在相邻邻晶粒滑移方向上的
11、分切晶粒滑移方向上的分切应应力力 达到达到临临界切界切应应力力c时时，相，相邻邻晶粒的晶粒的位位错错源开源开动动。产生生解理裂纹，松弛应力。产生生解理裂纹，松弛应力。晶界发射位错晶界发射位错 晶界除了阻碍位错运动造成位错塞集外，还可以自身发射位错。晶界除了阻碍位错运动造成位错塞集外，还可以自身发射位错。本讲稿第十页，共十九页第五节第五节 温度和应变速率对流变应力的影响温度和应变速率对流变应力的影响流变应力的组成流变应力的组成 流变应力随温度升高或应变速率降低而减小流变应力随温度升高或应变速率降低而减小.温度达到某一临界值后温度达到某一临界值后,流变应力不在变化。流变应力不在变化。流变应力的组成
12、流变应力的组成 本讲稿第十一页，共十九页n面心面心 与体心立方金属的流变应力与体心立方金属的流变应力 体心立方金属单晶体体心立方金属单晶体(Nb)：滑移的临界切应力随温度变化强烈 温度升高到某一温度（423K）时易滑移阶段消失 第二阶段硬化率不随温度变化 面心立方金属单晶体面心立方金属单晶体(Cu)：滑移的临界切应力几乎不随温度而变化 第二阶段硬化率随温度而变化 由于上述差别由于上述差别,它们的拉伸塑性随温度的变化不同它们的拉伸塑性随温度的变化不同:体心立方金属体心立方金属:温度降低,塑性减少;面心立方金属面心立方金属:温度降低,塑性反而增加 本讲稿第十二页，共十九页第六节第六节 孪生变形孪生
13、变形形变孪晶在塑性变形中的作用形变孪晶在塑性变形中的作用 面心立方金属面心立方金属 一般很难产生孪生变形，如纯铜在4K下才发生孪生变 形。但低层错能的面心立方金属，如不锈钢、高锰钢等在室温下变形，可出 现大量的孪晶。体心立方和密排六方金属体心立方和密排六方金属 密排六方金属独立滑移系只有2个，为了协调变形，一般滑移和孪晶同时进行。体心立方金属，在冲击载荷及低温时易发生孪晶变形。孪晶变形的特点孪晶变形的特点 临界切应力随温度升高而增加；临界切应力随温度升高而增加；在给定温度下，增加应变速率使流变应力减少；在给定温度下，增加应变速率使流变应力减少；加工硬化率随加工硬化率随温度升高而增加；温度升高而
14、增加；引起很高的加工硬化率，由此带来高的均匀伸长率。引起很高的加工硬化率，由此带来高的均匀伸长率。孪晶的形核与生长孪晶的形核与生长 细晶粒阻碍孪晶的产生：细晶粒阻碍孪晶的产生：孪晶形核需要有高的应力集中，而细晶粒产生的应力较小；孪晶形核需要有高的应力集中，而细晶粒产生的应力较小；晶界晶界是孪晶生长的障碍。是孪晶生长的障碍。孪晶在高应力孪晶在高应力 集中区形核，形核速度极快集中区形核，形核速度极快 孪晶在低应力下生长，应力孪晶在低应力下生长，应力-应变曲线上呈锯齿状应变曲线上呈锯齿状本讲稿第十三页，共十九页n孪晶变形机制孪晶变形机制 极轴位错机制极轴位错机制-在孪晶面上的可动不全位错绕在孪晶面上
15、的可动不全位错绕 一极轴位错连续扫过平行的孪晶面。一极轴位错连续扫过平行的孪晶面。体心立方晶体的孪晶变形过程体心立方晶体的孪晶变形过程 孪晶系孪晶系112111。在各。在各112上有柏氏矢量为上有柏氏矢量为1/6111的位错，在各层上面移动，的位错，在各层上面移动，就形成了孪晶，如下图：可动位错就形成了孪晶，如下图：可动位错1/6111，极轴位错在孪晶面法线上的分量为，极轴位错在孪晶面法线上的分量为a/6121，等于孪晶面的面间距，等于孪晶面的面间距。本讲稿第十四页，共十九页 面心立方晶体的孪晶变形过程面心立方晶体的孪晶变形过程 孪晶系孪晶系111112。孪晶面就是滑移面，其上肖克莱位错。孪晶
16、面就是滑移面，其上肖克莱位错a/6112的运动就可产生孪晶，如的运动就可产生孪晶，如下图：（下图：（111）上有柏氏矢量为）上有柏氏矢量为a/6112的位错，在各层上面移动，就形成了孪晶。的位错，在各层上面移动，就形成了孪晶。面心立方晶体的孪晶也可照极轴位错机制的方式产生，在面心立方晶体的孪晶也可照极轴位错机制的方式产生，在111方向有一极轴位错，方向有一极轴位错，b=a/3111（螺位错），肖克莱位错（螺位错），肖克莱位错a/6112 绕其连续运动，也可产生孪晶。绕其连续运动，也可产生孪晶。极轴位错机制可解释孪晶的高生长速率和孪晶形核需要的较高应力，但极轴位错机制未在电镜中得到证实。极轴位错机制可解释孪晶的高生长速率和孪晶形核需要的较高应力，但极轴位错机制未在电镜中得到证实。本讲稿第十五页，共十九页本讲稿第十六页，共十九页本讲稿第十七页，共十九页本讲稿第十八页，共十九页本讲稿第十九页，共十九页