材料科學基礎綜合概念.doc

擴 散凝固的熱力學，均勻形核、非均勻形核，長大規(guī)律，固溶體凝固三種情況，成分過冷，共晶凝固的三種情況和形貌，偏析，掌握一些基本概念：擴散定律、擴散系數、純擴散、化學擴散、上坡擴散、下坡擴散、原子擴散、反應（相變）擴散、自擴散、互（異）擴散、擴散激活能，穩(wěn)態(tài)擴散，非穩(wěn)態(tài)擴散，擴散通量、柯肯達爾效應，固態(tài)金屬中原子擴散的條件 ，擴散定律的內容、適應條件、解及應用 ，擴散系數及其影響因素，擴散驅動力 ，固相中原子擴散的各種機制 ，擴散的分類1.1 擴散的條件A、溫度（T）要足夠高。只有T足夠高，才能使原子具有足夠的激活能，足以克服周圍原子的束縛而發(fā)生遷移。如Fe原子在500 以上才能有效擴散，而C原子在100 以上才能在Fe中擴散B、時間(t)要足夠長。擴散原子在晶格中每一次最多遷移0.30.5n m的距離，要擴散1的距離，必須遷移近億次。 C、擴散原子要能固溶。擴散原子在基體金屬中必須有一定的固溶度,能溶入基體組元晶格,形成固溶體,才能進行固態(tài)擴散。 D、擴散要有驅動力。化學位梯度。實際發(fā)生的定向擴散過程都是在擴散驅動力作用下進行的1.2擴散的分類（1）根據有無濃度變化 自擴散：原子經由自己元素的晶體點陣而遷移的擴散。(如純金屬或固溶體的晶粒長大-無濃度變化。) 互擴散：原子通過進入對方元素晶體點陣而導致的擴散。（有濃度變化）（2）根據擴散方向 下坡擴散：原子由高濃度處向低濃度處進行的擴散。 上坡擴散：原子由低濃度處向高濃度處進行的擴散。（3）根據是否出現新相 原子擴散：擴散過程中不出現新相。 反應擴散：由之導致形成一種新相的擴散。1 擴散的現象與本質 （1）擴散：熱激活的原子通過自身的熱振動克服束縛而遷 移它處的過程。 （2）現象：柯肯達爾效應。 （3）本質：原子無序躍遷的統(tǒng)計結果。（不是原子的定向 移動）。2.1菲克(Fick A)第一定律 （2）表達式：J= -D(dc/dx)。（C溶質原子濃度；D-擴散系數。符號表示擴散的方向與濃度梯度的正方向相反） （3）適用條件：穩(wěn)態(tài)擴散 - dc/dt=0,濃度及濃度梯度不 隨時間改變。3 擴散第二定律的應用 （1）誤差函數解 適用條件：無限長棒和半無限長棒。 （恒定擴散源 表達式：Cx=Cs(Cs-C0)erf(x/2Dt) (半無限長棒)。 例：在滲碳條件下：C:x,t處的濃度； Cs:表面含碳量; C0:鋼的原始含碳量。備注 （1）對于同一擴散系統(tǒng)、擴散系數D與擴散時間t的乘積為一常數。 (2) 對于鋼鐵材料進行滲碳處理時,x與t的關系是tx。2、在一根無限長的棒中部插入了一層極薄的擴散組元，組元向兩邊擴散。這樣的擴散又稱平面源擴散。根據擴散第二定律，經過數學處理，獲得的解是：適用條件：限定擴散源、衰減薄膜源（擴散物質總量M不變；t=0,c=0)3、擴散組元在開始時濃集于無限長試樣的一側表面的擴散情況。這時，組元只能向試樣一側擴散，濃度分布為：3 擴散的機制間隙機制：方式：原子躍遷到與之相鄰的空位；條件：原子近旁存在空位。（金屬和置換固溶體中原子的擴散。）空位機制：直接換位，環(huán)形換位（擴散需要兩個或兩個以上的原子協同跳動，所需能量較高。結果是垂直于擴散方向平面的凈通量等于0. ）交換（換位）機制：晶界擴散和表面擴散：晶體內擴散Dl 晶界擴散Db Qb Qs Ds Db Dl lnD1/T成直線關系， 單晶體的擴散系數表征晶內Dl;而多晶體的D是晶內擴散和晶界擴散共同作用的表征擴散系數。晶界擴散也有各向異性。晶界擴散比晶內擴散快的多。而對于間隙固溶體,溶質原子半徑小易擴散,其Dl Db。晶體表面擴散比晶界擴散還要快。晶體缺陷對缺陷起著快速通道。在實際生產中這幾種擴散同時進行,并且在溫度較低時,所起的作用更大。應力的作用：(1) 合金內存在應力場、應力提 供驅動力F。應力升高、F升高。 V=BF V升高 (2) 外界施加應力,在合金中產生彈性應力梯度,促進原子遷移。 磁性: 具有磁性轉變的金屬在鐵磁性狀態(tài)下的比順磁性狀態(tài)下擴散慢, D小一些。8 擴散的驅動力與上坡擴散（1）擴散的驅動力對于多元體系，設n為組元i的原子數，則在等溫等壓條件下，組元i原子的自由能可用化學位表示：i=G/ni擴散的驅動力為化學位梯度，即F=-i/x負號表示擴散驅動力指向化學位降低的方向。（2）擴散的熱力學因子組元i的擴散系數可表示為Di=kTMi(1+lngi/lnCi)其中，(1+lngi/lnCi)稱為熱力學因子。而擴散通量 JiDi(dCi/dx)當(1+lngi/lnCi) 0時，Di0,發(fā)生下 坡擴散。 當(1+lngi/lnCi) 0時，Di0, Gv0過冷是結晶的必要條件（之一）。 b T越大, Gv越小過冷度越大， 越有利于結晶。 c Gv的絕對值為凝固過程的驅動力。2 材料結晶的基本條件2 結構條件（1）液態(tài)結構模型（2）結構起伏（相起伏）：液態(tài)材料中出現的短程有序原子集團的時隱時現現象。是結晶的必要條件（之二）。3 晶核的形成均勻形核：新相晶核在遍及母相的整個體積內無軌則均勻形成。非均勻形核：新相晶核依附于其它物質擇優(yōu)形成。 1 均勻形核 （1）晶胚形成時的能量變化 G-VGv+A-(4/3)r3Gv+4r2 (2) 臨界晶核 dG/dr=0 rk=-2/Gv 臨界晶核：半徑為rk的晶胚。實際上，對于金屬材料來說，由于晶體結構簡單，從液態(tài)到固態(tài)的原子重構比較容易實現，結晶傾向十分強烈，在到達形核溫度時（即達到臨界過冷時），形核速率就急劇升高。3. 2 非均勻形核（1）模型：外來物質為一平面，固相晶胚為一球冠。（2）自由能變化：表達式與均勻形核類似。（3）臨界形核功計算時利用球冠體積、表面積表達式，結合平衡關系 L/B=S/B+S/Lcos計算能量變化和臨界形核功。Gk非/Gk=(2-3cos+cos3)/4若=0，f()=0，相當于基底和晶核結構相同，G非=0，可以直接長大，這稱為外延生長。若 =180， f()= 1，晶核和背底完全不浸潤。 G非= G均，相當于均勻形核。在0 180時，0f(q)1， G非G才會存在成分過冷。4.2.2 成分過冷對晶體成長形狀的影響1、若界面前沿沒有成分過冷，界面是平面，界面隨著等溫線推進而推進。2、界面前沿的成分過冷不大時，界面只能有凸出不大的胞晶，胞邊上的凹谷不會相互連接，只有一些分離的小凹坑，稱之為痘點。一個凸出的部分并不是一個晶粒。3、界面界面前沿的組分過冷增大，界面上的胞晶凸出多一些，胞晶是不規(guī)則的，邊上的凹谷部分連接出來，形成斷續(xù)的不規(guī)則溝槽網絡。4、組分過冷再加大，不規(guī)則胞晶邊的凹谷溝槽完全連接起來。5、成分過冷繼續(xù)增大，形成伸長的胞晶，組分過冷很大時，胞晶大體是正六邊形。應該注意，在一個晶粒發(fā)展起來的胞晶是亞結構，它們間的邊界是小角度晶界，取向差15。5.1 共晶體的結構1、兩個低熔化熵的組元組成的共晶（正常形貌)正常共晶體的兩個固相和液相的界面都是非光滑的，共晶體和液相的界面呈平面狀，在成長著的共晶前沿是比較平整的。共晶體中兩相同時協同地向液相生長，它們或成交替片狀或是棒狀的組織。正常共晶凝固的共晶體組織形貌究竟是片層狀或是棒狀，是由共晶組織的總界面能決定。據計算，若兩相中的一相體積占約28%以下為棒狀，否則為片層狀。另外，片層狀組織的相界是平面，兩相可能呈某種取向關系以降低比界面能。因此，當一相體積在30%50%時，總是有利于片層組織的形成。片層共晶片層共晶的形核和長大共晶凝固時同時結晶出2個固相，但總是有一個相領先形核。并會排出（或吸收）溶質原子，使界面附近液相富（或貧）溶質原子，這有利于另一相的結晶。另一相結晶時也如此，于是就形成了兩相的交替組織。共晶中兩相交替成長，并不意味著共晶中每一片都要單獨形核。實際上是通過”搭橋”方式相連接的，使同類相的片層增殖形成一個共晶團。共晶長大速度因片層間距而受兩個相反的因素制約： 片層間距減小時，擴散距離減小因而可以加快共晶速度； 又因片層間距減小，側向的濃度差減小而減小濃度梯度，因而可以減慢共晶速度。這兩個因素的共同作用，使共晶按某個特定的片層間距以最大的速度長大。2、 低熔化熵和高熔化熵的組元組成的共晶（異常形貌)在異常共晶凝固中，共晶體中一個固相的界面是光滑的，共晶中的一個固相通常比另一固相率先伸入液體中，共晶體的前沿是不規(guī)則的。共晶體的形貌非常多樣化3、 兩個高熔化熵的組元組成的共晶（不規(guī)則形貌）5.2 第三組元對共晶凝固的影響共晶凝固的平面前沿并不總是穩(wěn)定的。如果二元共晶合金中含有雜質或其它少量合金元素，它們在固液相的重新分配，可能在界面前沿建立一個成分過冷區(qū)，從而造成共晶領域界面向胞狀（共晶領域內兩相仍為層狀或棒狀）的轉變，這樣共晶中的兩相就會改變方向，形成扇狀或其它形狀的異常組織。一般在胞壁間富集雜質。當雜質含量很高時，這種胞狀組織也會發(fā)展轉化成為樹枝狀組織。5.3 非共晶成分合金的凝固 定向凝固 存在兩相區(qū)，在兩相區(qū)內有樹枝狀先共晶相，樹枝主干及二次（高次）枝晶長大時把溶質排出到界面附近的液相中，當溶質富集到達共晶成分CE時便凝固成共晶，相應的溫度是共晶溫度。在非平衡冷卻會使先共晶相出現偏析，共晶的相對量會增加。6.1.1鑄錠的凝固外層是隨機取向的等軸細晶的細晶區(qū)，又稱激冷區(qū)；平行于熱流方向排列的柱狀晶晶區(qū)；在鑄錠中心的較粗大的隨機取向等軸晶粒的等軸晶區(qū)。這3個晶區(qū)的相對厚度（或有無）取決于鑄錠的成分及凝固條件。各晶區(qū)產生的原因：細晶區(qū)(激冷區(qū)) 溫度較低的模壁使與之接觸的液體會產生強烈的過冷而形成的。當模壁被加熱以后，這些晶體在湍流熔液的影響下，有很多從模壁上脫離下來。它們可能留下來或大部分重新熔化，只有那些仍然靠近模壁的晶粒成長而形成細晶區(qū)。柱狀晶區(qū)前沿不易形核，隨著液相溫度逐漸降低，已生成的晶體向液體內生長而形成柱狀晶。大的溫度梯度和金屬模促進形成柱狀晶.它們也可能是樹枝晶，并且有擇尤取向（鑄造織構）。柱狀晶區(qū)的厚度主要由等軸晶區(qū)的出現早晚所控制。等軸晶區(qū) 開始凝固的等軸激冷晶游離以及枝晶的熔斷而產生大量游離自由細晶體，它們隨熔液對流漂移到鑄錠中心部分，如果中心部分熔液有過冷，則這些游離細晶體作為籽晶最終長成中心的等軸晶區(qū)。游離細晶越易形成，以后的中心等軸晶區(qū)越大。游離晶體的形成過程有兩個來源：一、是從最早激冷過程的模臂游離出來；二、從成長的枝晶有利出來的。 晶體與模壁的相交處熔液將會富集溶質原子，使晶粒晶體與模壁的相交處熔液將會富集溶質原子，使晶粒不易生長，在晶體根部形成脖頸。脖頸的晶體不易沿模壁方向與鄰近晶體連接成凝固殼，在液體對流沖擊下會斷開而成游離晶體。隨著溫度降低，對流減弱，這種游離也減弱，最后形成凝固殼。形成凝固殼后，由于如振動等其它原因也會使部分枝晶斷開而游離。游離晶體在移動的過程中有可能重熔，亦可能成長和增殖。6.1.2 鑄錠組鑄錠組織的控制 決定鑄錠性能的最重要因素是柱狀晶區(qū)和中心等軸晶區(qū)的相對寬度、中心等軸晶區(qū)晶粒的大小等。各晶區(qū)的特點: 細晶區(qū)通常只有幾個晶粒厚，其作用有限。 柱狀晶區(qū)中常有擇尤取向（織構），在平行的柱狀晶接觸面及柱狀晶粒界面常常聚集雜質、非金屬夾雜物和氣泡等，是鑄錠的脆弱結合面，鑄錠熱加工時很容易沿這些面斷裂。但柱狀晶區(qū)組織較為致密。等軸晶沒有擇尤取向，沒有脆弱的界面，性能是各向同性，含有較多的氣孔和疏松。加載時裂紋不易生長。6.1.3 偏析一、宏觀偏析指和工件尺寸相當的尺度范圍內的成分不均勻性；鑄件鑄錠的內外或上下各部位之間化學成分的不均勻性。鑄錠或鑄件的宏觀偏析主要有正常偏析，反常偏析和比重偏析等三種： 正常偏析 對于k01，則相反），這樣的成分差異是正常的，故稱為正常偏析。這種偏析通常是凝固的液/固界面呈平面狀或近乎平面狀才有可能產生。如果枝晶狀組織得到充分發(fā)展，由于明顯的枝晶偏析，使鑄錠中心部分不會富集很多的溶質。 反常偏析 成分分布的情況與正常偏析的正好相反。引起反常偏析原因一般認為是在枝晶最后凝固時由于體積收縮，富集溶質的液體沿枝晶間的間隙通道倒流回收縮區(qū)域，使鑄錠外層溶質濃度反常地高。顯然凝固時膨脹的合金（這類合金很少），一定不會產生反常偏析。比重偏析 如果結晶出來的固相和液相的密度差別很大，結晶出來的固相就會上浮或下沉，而開始結晶的固相含溶質少（k01），這就在鑄錠上、下部造成成分的差異。因固相密度不同而引起的成分不均勻性稱比重偏析。2、 顯微偏析指在二次枝晶軸間距尺度范圍內的成分不均勻性。顯微偏析分為胞狀偏析、枝晶偏析和晶界偏析三種。胞狀偏析 單相合金凝固當組分過冷不大時，界面以胞狀前沿推進。k01時情況恰好相反。稱胞狀偏析。胞狀偏析可以通過擴散退火來減輕或消除。 枝晶偏析 合金在樹枝狀凝固時，溶質在枝晶間富集（k01），這就是枝晶偏析，有時甚至會出現第二相。 冷卻速度越快，擴散越不充分，擴散系數DS越小，相圖中液固相線水平距離（成分間隔）越大，偏析越嚴重；第三組元使某元素的溶質平衡分配系數k0減?。╧01），則偏析加大。晶界偏析 凝固時若晶界與長大方向平行，由于表面能的要求，在晶界與界面相交之處會產生溝槽，在晶界溝槽處產生明顯的偏析。若存在組分過冷時，會在晶界溝槽處產生明顯的偏析。在2個長大的晶粒相碰時形成晶界，晶界收納了較多的溶質原子（k01），也會形成晶界偏析。熔焊： 熔焊焊接時，焊條和基體金屬之間產生電弧，基體金屬和焊條熔化，形成熔池，隨著焊接電弧移動，一邊產生熔池而另一邊則是熔池的凝固，這個過程和連續(xù)鑄造過程很相似。由于在熔池中有金屬-氣體、金屬-液體的交互作用，熔池的凝固及凝固后的固態(tài)轉變，熱影響區(qū)的固態(tài)轉變等，使焊接后的組織非常復雜。7. 凝固法制備材料區(qū)域熔煉： 如果合金通過由試樣一端向一端另局部熔化，經過區(qū)域熔煉的固溶體合金，其溶質濃度隨距離的變化與正常凝固有所不同的，其變化符合區(qū)域熔煉方程： Cs=C01-(1-K0)exp(-k0x/l)該式表示經一次區(qū)域熔煉后隨凝固距離變化的固溶體質量濃度。當k01時，凝固前端部分的溶質濃度不斷降低，后端部分不斷地富集，這使固溶體經區(qū)域熔煉后的前端部分因溶質減少而得到提純，因此區(qū)域熔煉又稱為區(qū)域提純。區(qū)域提純已廣泛應用于提純許多半導體材料、金屬、有機和無機化合物等。定向凝固： 單向凝固的目的是為了使鑄件或鑄錠獲得按一定方向生長的柱狀晶或單晶組織。需要滿足以下條件： 首先，要在開始凝固的部位形成穩(wěn)定的凝固殼。該條件可通過各種激冷措施達到。 其次，要確保凝固殼中的晶粒按既定方向通過擇優(yōu)生長而發(fā)展成平行排列的柱狀晶組織。這個條件可通過下述措施來滿足： 1、嚴格的單向散熱。 2、要有足夠大的GL/R，以使成分過冷限制在允許的范圍以內。3、要避免液態(tài)金屬的對流、攪拌和振動，從而阻止界面前方的晶粒游離。液態(tài)金屬冷卻法 使結晶器連同鑄型在移出隔板后盡快浸入低熔點 、高沸點的液態(tài)金屬中，利用液態(tài)金屬的高散熱能力使凝固區(qū)激冷。單晶制備： 根據熔區(qū)的特點，單晶生長的方法可以分為正常凝固法和區(qū)熔法。正常凝固法制備單晶，最常用的有坩堝移動、爐體移動及晶體提拉等單向凝固方單晶體的直徑取決于熔體溫度和拉速。減少功率和降低拉速，晶體直徑增加，反之直徑減小。由一個柱狀晶構成的鑄件稱為單晶或準單晶鑄件。由于它不存在晶界，沒有晶界強化元素，因而具有良好的持久壽命，低的蠕變速度和好的熱疲勞性能，并且由于產生偏析的晶界被排除，從而使抗氧化、抗熱腐蝕性能大大提高。單晶鑄件用于航空渦輪發(fā)動機熱端零件制造， 快速冷凝制備金屬玻璃： 區(qū)域熔化液態(tài)金屬冷卻法采用在距冷卻金屬液面較近的特定位置加熱，使液相中最高溫度區(qū)盡量靠近凝固界面，使界面前沿液相中的溫度分布變陡，可進一步提高溫度梯度。如果采用區(qū)域熔化法加熱結合液態(tài)金屬冷卻，就形成了區(qū)域熔化液態(tài)金屬冷卻單向凝固法7.4 快速凝固 實現快速凝固需要使液相在結晶以前獲得很大的過冷。要求：高的冷卻速度和 避免非均勻形核以獲得大的過冷。8 非晶態(tài)材料非晶態(tài)可由氣相、液相快冷形成，也可在固態(tài)直接形成 合金由液相轉變?yōu)榉蔷B(tài)（金屬玻璃）的能力，既決定于冷卻速度也決定于合金成分。熔體急冷 ，高能幅照，機械驅動（如高能球磨、高速沖擊等劇烈形變方式）從原先的有序結構轉變?yōu)闊o序結構，這類轉變都歸因于晶體中產生大量缺陷使其自由能升高，促使發(fā)生非晶化。8.1 非晶態(tài)的結構 非晶結構不同于晶體結構，它既不能取一個晶胞為代表，且其周圍環(huán)境也是變化的，故測定和描述非晶結構均屬難題，只能統(tǒng)計性地表達之。 在非晶態(tài)合金中異類原子的分布也不是完全無序的，如BB近鄰原子對就不存在，故實際上非晶合金仍具有一定程度的化學序。 8.2 非晶合金的性能1力學性能 非晶合金的力學性能主要表現為高強度和高斷裂韌性.非晶合金的強度與組元類型有關，金屬類金屬型的強度高（如Fe80B20非晶），而金屬一金屬型則低一些（如Cu50Zr50非晶）。非晶合金的塑性較低，在拉伸時小于l，但在壓縮、彎曲時有較好塑性，壓縮塑性可達40 ，2物理性能 高的電阻率小的電阻溫度系數最令人注目的是其優(yōu)良的磁學性能，包括軟磁性能和硬磁性能。使非晶合金部分晶化后可獲得1020nm尺度的極細晶粒，因而細化磁疇，產生更好的高頻軟磁性能。有些非晶合金具有很好的硬磁性能，其磁化強度、剩磁、矯頑力、磁能積都很高，例如 NdFeB非晶合金經部分晶化處理后（1450nm尺寸晶粒）達到目前永磁合金的最高磁能積值，是重要的永磁材料3化學性能 極佳的抗腐蝕性，這是由于其結構的均勻性，不存在晶界、位錯、沉淀相以及在凝固結晶過程產生的成分偏析等能導致局部電化學腐蝕的因素。物理氣相沉積PVD （Physics Vapor Deposition，主要是在真空環(huán)境下利用各種物理手段或方法沉積薄膜?；騿尉Щ瘜W氣相沉積 CVD(Chemical Vapor Deposit）是一種化學氣相生長法，把一種或幾種化合物的單質氣體供給基片，利用加熱、等離子體、紫外光乃至激光等能源，在基片表面發(fā)生氣相化學反應生成薄膜。優(yōu)點：可以任意控制薄膜的組成，從而制得許多新的膜材。成膜速度快，每分鐘可達幾個m，甚至數百m。（3）計算棒中單相固溶體段的平均原子濃度凝固例題1.面積法2.質量守恒法：溶質原子質量守恒第七章 材 料 的 變 形 與 斷 裂退火純銅拉伸時的應力-應變曲線:（1）s表示開始塑性變形的應力，稱為屈服強度。（2）加工硬化：超過s點后，應力應變的關系就不再是線性；隨著變形程度的增加，變形的抗力也增加，要繼續(xù)變形必須增加外力，這種現象稱加工硬化。 （3）抗拉強度：曲線中的最高點，是材料極限承載能力的標志。 （4）頸縮：在應力未達到以前，試樣只發(fā)生均勻伸長，當應力達到時，試樣局部地方截面積開始變細的現象，力學上也稱開始失穩(wěn)。 （5）注意：畫出的是條件應力-應變曲線，材料的真應力-真應變曲線是可求的。延伸率 （L-L0）/L0100斷面收縮率 （A-A0）/A01003. 滑移:常溫下塑性變形的主要方式：滑移、孿生、扭折。 滑移：在切應力作用下，晶體的一 部分相對于另一部分沿著一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）產生相對位移，且不破壞晶體內部原子排列規(guī)律性的塑變方式光鏡下：滑移帶（無重現性）:是由一系列相互平行的更細的線組成的電境下：滑移線?；凭€實際上是在晶體表面產生的小臺階。3 滑移機制（1）位錯的寬度：晶體中已滑移的部分與未滑移的部分之間過渡區(qū) （2）原因：兩種能量平衡的結果：界面能、彈性畸變能。（3）位錯寬度是影響位錯是否容易運動的重要參數。位錯寬度越大，位錯就越易運動。 從能量角度看，位錯寬度大時位錯運動所需克服的能壘小，而位錯寬度窄時需克服的能壘大位錯所受滑移力大于滑移的阻力時，位錯就可滑動。位錯核心區(qū)域的原子錯排導致位錯核心具有能量并阻礙位錯運動，當位錯在周期排列的點陣移動時會改變其能量，從而位錯移動時受到周期性的晶格阻力，稱Peierls-Nabarro力:派納力都和exp(-a/b)成正比，位錯處在低指數面，柏氏矢量為密排方向時，位錯運動要克服的派納力最小，位錯最易動，位錯寬度越窄，派納力越高。密排金屬位錯寬度較大，派納力很小，甚至可忽略；而一些如硅和金剛石等共價鍵的晶體，位錯寬度很窄，派納力很高以致幾乎不能變形。派納力和晶體的屈服應力有區(qū)別，派納力是位錯在晶體中滑移所需臨界分切應力，而屈服應力是晶體宏觀塑性形變臨界分切應力。3.3 滑移系滑移系：一個滑移面和該面上一個滑移方向的組合?；葡档膫€數:(滑移面?zhèn)€數）（每個面上所具有的滑移方向的個數）滑移系數目與材料塑性的關系: 一般滑移系越多，塑性越好；與滑移面密排程度和滑移方向個數有關；與同時開動滑移系數目有關。4 孿晶變形 孿晶變形是在切應力作用下，晶體的一部分沿一定晶面(孿晶面)和一定方向(孿生方向)相對于另一部分作均勻的切變（協同位移）所產生的變形。但是不同的層原子移動的距離也不同。變形與未變形的兩部分晶構成鏡面對稱,合稱為孿晶（twin）。 均勻切變區(qū)與未切變區(qū)的分界面成為孿晶界。 孿晶面 A1111,A2112,A31012孿晶方向A1, A2,A3 FCC晶體的孿生面是（111），孿生方向是11-2 。fcc中孿生時每層晶面的位移是借助于一個不全位錯（b=a/611-2）的移動造成的，各層晶面的位移量與其距孿晶面的距離成正比。孿晶在顯微鏡下觀察呈帶狀或透鏡狀。每層（111）面的原子都相對于鄰層（111）晶面在11-2 方向移動了此晶向原子間距的一個分數值孿晶與未變形的基體間以孿晶面為對稱面成鏡面對稱關系。如把孿晶以孿晶面上的11-2 為軸旋轉180度，孿晶將與基體重合。其他晶體結構也存在孿生關系，但各有其孿晶面和孿晶方向孿晶的類型及形成:按孿晶（twin）形成原因可將孿晶分為： 變形孿晶(機械孿晶)：機械變形產生的孿晶。 特征：透鏡狀或片狀。其形成通過形核和長大兩個階段生產。形核是在晶體變形時以極快速度爆發(fā)出薄片孿晶；生長是通過孿晶界的擴展使孿晶增寬。 孿生變形在曲線上表現為鋸齒狀變化。孿生變形與晶體結構類型有關。hcp中易發(fā)生，fcc一般不易發(fā)生，但在極低溫度下才會產生。 生長孿晶：晶體自氣態(tài)，液態(tài)，或固體中長大時形成的孿晶。 退火孿晶：形變金屬在其再結晶過程中形成的孿晶。5 單晶體的塑性變形滑移的臨界分切應力（ttc）c：在滑移面上沿滑移方面開始滑移的最小分切應力。(外力在滑移方向上的分解)位向和晶面的變化:拉伸時,滑移面和滑移方向趨于 平行于力軸方向; 壓縮時，晶面逐漸趨于垂直于壓力軸線。取向因子的變化幾何硬化：遠離45，滑移變得困難幾何軟化；接近45，滑移變得容易滑移的分類:多滑移：在多個（2）滑移系上同時或交替進行的滑移交滑移：交滑移：晶體在兩個或多個不同滑移面上沿同一滑移方向進行的滑移。螺位錯的交滑移：螺位錯從一個滑移面轉移到與之相交的另一滑移面的過程；螺位錯的雙交滑移：交滑移后的螺位錯再轉回到原滑移面的過程。螺全位錯可交滑移，但分解成擴展位錯后部分位錯離開層錯所在的面會引起嚴重錯排。所以擴展位錯交滑移前一定要以一定方式變回全位錯才能交滑移。交滑移的注意點:交滑移不是幾個面“同時”，而是“順序”滑動。只有螺型位錯才可以交滑移。 bccfcc hcp（交滑移） hcp bcc，fcc （孿晶變形）層錯能越低，位錯寬度就越大，交滑移束集是做功也越大。對低層錯能材料，位錯很難交滑移，位錯運動是平面型的，稱平面滑動。對高層錯能材料，位錯容易交滑移，滑移線呈波紋狀，稱波紋滑動。交滑移容易與否，對材料的應變硬化有很大的影響。層錯能越低，位錯不易通過交滑移越過遇到的障礙，從而加大了應變硬化。等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向與力軸夾角分別相等的一組滑移系?；频谋砻婧圹E:單滑移：單一方向的滑移帶；多滑移：相互交叉的滑移帶；由于多個滑移系開動，位錯交截產生割階及位錯帶著割階運動等原因使位錯運動阻力增加，因而強度也增加。交滑移：波紋狀的滑移帶。對高層錯能材料，位錯容易交滑移，滑移線呈波紋狀多晶體中晶粒取向:1 晶粒之間變形的傳播 位錯在晶界塞積應力集中相鄰晶粒位錯源開動 相鄰晶粒變形 塑變2 晶粒之間變形的協調性（1）原因：各晶粒之間變形具有非同時性。（2）要求：各晶粒之間變形相互協調。（獨立變形會導致晶體分裂）（3）條件：獨立滑移系5個。（保證晶粒形狀的自由變化）3 晶界對變形的阻礙作用晶界的特點：原子排列不規(guī)則；分布有大量缺陷。晶界對變形的影響:滑移、孿生多終止于晶界,極少穿過。晶界對晶粒變形具有阻礙作用。拉伸試樣變形后在晶界處呈竹節(jié)狀，每個晶粒中的滑移帶均終止于晶界附近，晶界附近位錯塞積.晶界本身對強度的貢獻不是主要的，而對強度的貢獻主要來自晶粒間的取向差。因相鄰晶粒取向不同，為保持形變時應變連續(xù)，各晶粒形變要協調，在晶界附近會進行多系滑移，正是這些多系滑移增加了形變阻力，從而增加強度。晶界對硬度的影響：形變時宏觀協調的難易與晶粒尺寸相關：晶粒小時各晶粒間形變比較均勻。晶粒越大，形變越不均勻，晶?！八榛钡默F象越強烈。大晶粒形變要求局部開動比較少的滑移系(少于5個)，結果流變應力會降低。晶粒大小與性能的關系：a 、晶粒越細，強度越高(細晶強化：霍爾配奇公式)ss=s0+kyd-1/20稱晶內阻力或晶格摩擦力；ky是和晶格類型、彈性模量、位錯分布及位錯被釘札程度有關的常數。 除屈服強度外，流變應力、斷裂強度等與晶粒尺寸間也有H-P關系，但0與ky常數的意義及數值不同。 原因：晶粒越細，晶界越多，位錯運動的阻力越大。（有尺寸限制）b 、晶粒越細，塑韌性提高晶粒越多，變形均勻性提高由應力集中導致的開裂機會減少，可承受更大的變 形量，表現出高塑性。細晶粒材料中，應力集中小，裂紋不易萌生；晶界多，裂紋不易傳播，在斷裂過程中可吸收較多能量,表現高韌性?！熬ЯＴ郊殻牧系膹姸仍礁摺币?guī)律的解釋用晶界位錯塞積模型。 假如，某晶粒中心有一位錯源，在外加切應力作用下，位錯沿著某一個滑移面運動。如果遇到障礙物（固定位錯、雜質粒子、晶界）的阻礙，領先的位錯在障礙前被阻止，后續(xù)的位錯被堵塞起來。形成位錯的平面塞積群，稱為位錯塞積。位錯塞積群的位錯數n與障礙物至位錯源的距離L呈正比。塞積群在障礙處產生高度應力集中，其值為：= n0 L越大，n越多，越大晶界附近的塞積的位錯數目多少與晶粒大小正相關。位錯塞積后對晶粒中心位錯源有一反作用力或稱背應力。粗晶粒能在較低的外力下就開始塑性變形，在斷裂前的應變最也較低。 粗晶粒容易萌生裂紋，斷裂時顯示的塑性也較低7 純金屬的變形和強化變形強化（加工硬化）：隨變形量的增加，材料的強度、硬度升高而塑韌性下降的現象。多種機制：位錯滑動和位錯交割，增加阻力。（位錯的交割）F-R源不斷產生位錯。（位錯的增殖）形成的L-C不動位錯增大了形變的抗力。（位錯的反應）由局部應力場（短程交互作用）引起硬化7.1 位錯的交割 發(fā)生多系滑移之后，兩個相交滑移面上運動的位錯必然會互相交截，原來一直線位錯經交截后就會出現彎折部分。 如此彎折部分仍在滑移面上，這叫扭折。 如彎折不在滑移面上，這一線段叫割階。對性能影響：增加位錯長度，產生固定割階。兩位錯交割的定性結論：a. 任意兩種類型位錯相互交割時，只要是形成割階，必為刃形割階，割階的大小與方向取決于穿過位錯的柏氏矢量 b. 螺位錯上的割階比量位錯上的割階運動阻力大。 （如一條位錯b與另一條位錯線平行，則對此條位錯沒有作用）7.2 位錯反應兩滑移面上的位錯相遇，在一定條件下可發(fā)生位錯，形成一個不可動的位錯 新位錯的特性 a.新位錯的位錯線即為兩滑移面的交線 b.此位錯是不可動的，通常稱之為梯桿位錯 c.這種位錯的結合稱之為洛麥爾-柯垂爾鎖(L-C鎖d.由于面角位錯鎖的存在，使得兩個滑移面上隨后運動的位錯受到阻塞，這是引起加工硬化的一個可能原因。 7.3 位錯的增殖金屬變形后產生大量位錯，是引起強化的一個原因。 理論和實驗證明：流變應力和位錯密度之間關系： 金屬變形后會引起位錯大量增殖之原因： F-R源（弗蘭克-瑞德源） 雙交滑移機制 F-R源：位錯兩端被釘扎，在切應力作用下發(fā)生彎曲；位錯運動時發(fā)生卷曲；異號位錯相遇一位錯環(huán)+一位 錯線；上述過程重復進行。合金的變形與強化： （1）固溶強化：固溶體材料隨溶質含量提高其強度、硬度提高而塑性、韌性下降的現象。 （2）強化機制：晶格畸變，阻礙位錯運動；柯氏氣團強化。 低碳鋼在上屈服點開始塑性變形，當應力達到上屈服點之后開始應力降落，在下屈服點發(fā)生連續(xù)變形而應力并不升高，即出現水平臺，通常稱為屈服平臺。呂德斯帶：拉伸試樣上與外力成一定角度的變形條紋。 （1）屈服平臺是呂德斯帶的延伸和擴展過程 （2）屈服平臺之后產生明顯的加工硬化 （3）屈服平臺的長短和鋼的含碳量有關 如果體心立方金屬含有微量的如碳、氮等間隙原子，不論它是單晶體或多晶體，它的應力-應變曲線都會出現一個上屈服點和下屈服點。屈服和應變時效現象：上下屈服點、屈服延伸（呂德斯帶擴展）。預變形和時效的影響：去載后立即加載不出現屈服現象；去載后放置一段時間或200加熱后再加載出現屈服。原因：柯氏氣團的存在、破壞和重新形成。固溶強化的影響因素： 溶質原子含量越多，強化效果越好；溶劑與溶質原子半徑差越大，強化效果越好；溶劑與溶質原子價電子數差越大，強化效果越好；間隙式溶質原子的強化效果高于置換式溶質原子。第二相對合金變形的影響：性能：兩相性能接近：按強度分數相加計算。軟基體硬第二相結構 ：第二相網狀分布于晶界（二次滲碳體）；兩相呈層片狀分布（珠光體）；第二相呈顆粒狀分布（三次滲碳體）。b 彌散強化 位錯繞過第二相粒子(粒子、位錯環(huán)阻礙位錯運動)含有不可變形粒子的合金中位錯運動與粒子相遇時采用繞過機制，結果在粒子周圍留下位錯環(huán)，而其余部分則越過粒子繼續(xù)運動。 位錯線彎曲繞過第二相粒子所需要的切應力為：= Gb/；第二相粒子間距 = 2R 因此， 1/，粒子越多, 越小，大.強化效果愈明顯。減小粒子尺寸或提高粒子的體積分數都可以合金強度提高。 位錯切過第二相粒子（表面能、錯排能、粒子阻礙位錯運動）可變形粒子的合金中位錯運動與粒子相遇時切過機制，即第二相粒子在位錯切過粒子時隨同基體一起變形。其強化作用取決于粒子本身的性質及粒子與基體的聯系?？勺冃瘟Ｗ拥闹饕饔糜幸韵聨追矫妫? 位錯切過粒子時,粒子產生寬度為b的臺階，出現了新的表面積，界面能升高。 2 當粒子為有序結構時，位錯切過粒子會產生反相疇界，使能量升高。 3 位錯切過粒子時，引起滑移面上原子錯排，需要做功，給位錯運動帶來困難。 4 粒子周圍產生彈性應力場與位錯發(fā)生交互作用，阻礙位錯運動。 5 位錯切過后產生一割階，阻礙位錯運動。 6 若擴展位錯通過后，其寬度發(fā)生變化，引起能量升高。 以上這些作用使合金的強度提高。8 冷變形對材料組織和性能的影響一 對組織結構的影響1 形成纖維組織，