晶体缺陷10 强化理论

一、强化原理大部分金属 材料 关于××同志的政审材料调查表环保先进个人材料国家普通话测试材料农民专业合作社注销四查四问剖析材料 属于塑性材料，其塑性变形是靠位错的运动而发生第10章位错理论的应用任何阻止位错运动的因素都可以成为提高金属材料强度的途径。消除内部位错和其他缺陷引入大量缺陷二、主要方式固溶强化细晶强化加工硬化(位错强化)第二项强化三、材料的强化机制（一）固溶强化溶质原子溶入基体金属使材料强度增加的现象　　1.置换式固溶强化溶质原子置换了溶剂结构中的一些溶剂原子W、Mn、Ni、Cu、Zn、Si．．．2.间隙式固溶强化　溶质原子处于溶剂结构中的间隙位置　　　　　　　　　　　　C、H、N、B、O溶质原子的存在及其固溶度的增加，使基体金属的变形抗力随之提高。如图表示Cu-Ni固溶体的强度和塑性随溶质含量的增加，合金强度、硬度提高，而塑性有所下降，即产生了固溶强化效果。特点１．溶质原子的浓度越高，强化效果越大无限固溶体Ag－Au溶质浓度为50%左右，强化最大有限固溶体溶质浓度↑，强化↑２．溶质与基体金属的性质差别越大，固溶度越有限，强化↑３．置换型强化效果小，间隙型强化效果大4.4固溶强化各种合金元素对铜的屈服强度的影响5.1固溶强化效应(SolidSloutionStrengtheningEffect)溶质原子扩散到位错所在处，或位错运动到溶质原子处，系统的总应变能有可能降低，缺陷之间就会产生运动，使彼此处于能量相对较低的位置。使位错与溶质原子从低能位置分离需要做功，也就是要增加使位错运动所需的力，因而也就强化了晶体。这种情况属于位错与溶质原子的弹性交互作用，此外还有化学交互作用、电学交互作用和几何交互作用。第2章（2-40）式给出位错与溶质原子的交互作用能公式，由此式可以画出一个围绕刃型位错的等交互作用能线图，见图所示。5.1.1弹性交互作用(ElasticInteraction)图:刃型位错周围的交互作用能等位线（实线）与溶质原子迁移线（虚线）（2-40）式位错与溶质原子交互作用的结果，使大量的溶质原子，尤其是间隙原子，聚集在位错附近区域，形成原子云，称为柯氏气团。形成柯氏气团只需求很少量的溶质原子。当一个尺寸大的溶质原子从压缩区域向膨胀区域扩散时，它将会沿着图中的虚线方向运动。柯氏气团对合金的力学性质产生明显的影响，会引起强化效应。因为有气团靠近的位错受外加应力作用时，位错的滑移会扰乱气团中溶质原子的平衡分布，使整个系统的应变能升高，所以位错的运动受到气团的牵扯，或者说位错被气团钉扎。当外力不很大，而且气团中的溶质原子能够与位错一起运动时，强化表现为位错拖着气团移动所产生的困难。当外力很大时，位错可能挣脱气团的束缚。位错与溶质原子气团间的交互作用，能很好地解释在一些含有某种杂质的金属中所观察到的明显屈服点现象。图5.2所示的是含氮的β黄铜单晶体中屈服的例子。主要特点是：1）在第一次加载时，应力由上屈服点下降到下屈服点；2）当试样处于过度应变状态而重新加载时，没有屈服点现象；3）当试样发生过度应变以后再经过时效，屈服点现象又重新出现。屈服点在应变时效以后的重新出现，是由于溶质原子又回到在过度应变的金属中已经获得了自由的位错附近，即溶质原子又通过扩散在位错上形成了气团。图5.2含氮的β黄铜单晶体中屈服温度对柯氏气团的稳定性起很大作用，温度提高，稳定性降低，当温度高于一定值时，柯氏气团便失去作用。所以柯氏气团只对合金在较低温度下的强度起很大作用，对高温强度影响很小。在面心立方金属中，{111}面上的全位错可分解为两个不全位错而形成扩展位错，两个不全位错之间隔着一层层错。由于溶质原子对不同的晶体具有不同的化学势，所以溶质原子在密排六方的层错中和在面心立方的基体中溶解的浓度是不相同的。溶质原子的这种不均匀分布也能阻止位错的运动而引起强化。5.1.2化学交互作用(ChemicalInteraction)此外，由于堆垛层错能随着合金的成分而变化，可想而知原子再分布后层错区域的宽度也会改变。这种溶质原子围绕着位错的非均匀性分布即是溶质原子与位错间的一种化学交互作用。溶质原子与位错间的化学交互作用是由铃木秀次于1952年到1955年间提出来的，故称铃木气团（阻碍作用)，如图5.3所示。图5.3具有铃木气团的扩展位错运动的可能组态（╳代表溶质原子）可见铃木气团对位错起阻碍作用也会引起强化，铃木气团强化合金的原因有：1）扩展位错运动时，由于层错区内溶质原子的含量与周围基体不同，所以当扩展位错运动时，必然要伴随着溶质原子在基体内分布的变化，此时扩展位错很难运动。化学交互作用高温合金，常用钨元素强化金属，就是因为钨的熔点高，大量分布在扩展位错中，起强化作用。2）溶质原子的溶入，使层错能↓，扩展位错的宽度↑，不易束集，不易产生交滑移，基体强度↑。化学交互作用例如，Ni基高温合金中加入Co，可提高高温强度（即扩大了层错区）。这种化学交互作用与位错的取向无关，对于刃型位错和螺型位错，这种交互作用的强弱程度是一样的。铃木气团强化由合金浓度决定,与T无关;该机制在高温时显得重要;室温下该该强化只有柯氏气团的1/10左右电学交互作用3、电学交互作用位错附近存在畸变区，电子云分布不均匀受张区：电子云密度高受压区：电子云密度低形成了局部的电偶极溶质与基体价电子相差越大，强化作用越大。计算表明：电交互作用很小，比弹性交互作用小几倍。为了维持静电价平氮固溶体中高价溶质的正离子，通过扩散富集到张应力区里来，构成了靠溶质原子与位错间的电化学作用维持的静电平衡系统.位错要发生运动，就必须增加外力打破这种平衡。负电极正电极压张5.1.4几何交互作用(GeometricalInteraction)位错与溶质原子之间的交互作用同溶质原子分布的几何位置有关，故称为几何交互作用。对溶质原子B和溶剂原子A组成的固溶体，溶质原子B分布的几何位置有三种可能性：1)随机分布：溶剂原子A和溶质原子B在点阵中所占的位置是任意的；2)有序分布：在每个A原子周围，B原子按一定规则分布；3)偏聚分布：同类原子聚集在一起成群分布。上述三种溶质原子的分布情况主要取决于A和B两种原子间结合能的相对关系，可用下面的参数来描述：式中一A和A原子间的结合能；余者类推。若时，呈随机分布；时，呈有序分布；时，呈偏聚分布。在这里主要讨论溶质原子的有序分布对位错运动的影响。溶质原子的有序分布分为短程有序和长程有序两种，其有序度分别用σ和S表示。σ的定义为：式中q一某一给定原子周围出现异类原子对AB的数目；qr一异类原子对AB的最大可能数目；qm一混乱分布时平均的异类原子对AB的数目。S的定义如下：式中p一超点阵中A亚点阵的结点上出现A原子的几率；r一A原子在合金中的原子分数。A短程有序(Short-RangeOrder)引起的强化短程有序可有效地阻碍位错运动而引起强化。如图5.4所示，当位错切过短程有序区时，会破坏短程有序。图5.4（a）中，滑移面上有11个异类原子对；当滑移一个柏氏矢量后，异类原子对减为9个，如图5.4（b）所示。也就是说，当位错滑移通过短程有序区时，由于异类原子对数目的改变，系统的能量升高，故需外力附加做功，从而使强度升高。当异类原子的交互作用能较大时，易形成短程有序。图5.4滑移破坏短程有序如图5.5所示，当溶质原子呈长程有序分布时，可在滑移面两侧原子之间形成AB型原子匹配关系。当有位错在滑移面上运动时，会不断破坏这种有序关系，形成反相畴界(AntiphaseDomainBoundary)。故单个位错只有在附近的外力作用下才能运动，以补偿形成反相畴界所需的能量。B长程有序(Long-RangeOrder)引起的强化图5.5单位错运动形成反相畴界示意图（a）在滑移面两侧原子间呈AB型有序排列；（b）在运动位错扫过区域形成反相畴界同一滑移面内D总成对出现,两D之间形成反相畴,很像扩展位错的2个不全D之间夹以1片层错,领先D所形成的反相畴正好被后继D的滑移所消除.∵D对穿过其它ADB时,会增加ADB面积;∵当D对中的领先D交S到另一S.P面时,易形成固定D对,阻碍其它位错运动图5.6超点阵位错与反相畴界的交互作用（a）超点阵位错切过反相畴界引起两原子长台阶；（b）领先位错扫过反相畴界时引起超点阵解体如图5.6（a）所示，当超点阵位错穿越反相畴界时，会使反相畴界产生两原子长的台阶，导致系统能量升高。这不但会在主滑移面上形成反相畴界，造成次滑移中位错运动的困难，而且在主滑移面上有超点阵位错继续滑移时，还会形成如图5.6（b）所示的组态，使主滑移受阻。因为领先位错通过滑移面上的反相畴界时，可使之消除而引起超点阵位错解体，于是领先位错与尾随位错分别在断开的两反相畴界处受阻。它们均使强度升高。合金的屈服强度，抗拉强度，硬度等会超过纯金属。几乎所有的合金的塑性都低于纯金属。但是，铜锌合金的强度和塑性都高于纯铜，这是一个例外。合金的导电率大大低于纯金属。所以不应该用固溶强化的铜合金或铝合金作导线。固溶强化能够改善合金的抗蠕变性能。高温环境不会明显损害固溶强化效果。固溶强化对材料性质的影响4.4固溶强化通常将第二相粒子强化分为沉淀强化(PrecipitationStrengthening)与弥散强化(DispersionStrengthening)两类。但就障碍机制而定，趋向于以粒子本身的变形特性作为区分第二相强化机制的出发点。两种粒子强化机制的控制因素虽有区别，但强化效果均随粒子的体积分数增大而提高。第二相粒子强化效应位错绕过不可变形颗粒由于不易形变颗粒对位错的斥力足够大，位错线在颗粒前受阻、弯曲。随切应力的增加，迫使位错弯曲，直到在A,B处相遇。A和B是相反的，互相抵消，留下一个围绕颗粒的位错环，实现位错增殖。位错线绕过颗粒，恢复原态，继续向前滑移。位错绕过第二相质点时，要在质点周围留下一个位错环，使质点有效尺寸增加，而质点间距减小，于是引起变形应力增大，其结果是使得在有弥散相质点的合金中加工硬化速度更快。位错切过可形变颗粒当第二相粒子为可变形微粒时，位错将切过粒子使之随同基体一起变形，在这种情况下，强化作用主要决定于粒子本身的性质，以及与基体的联系，且因合金而异，其主要作用如下：1）位错切过粒子时，粒子产生宽度为b的表面台阶，由于出现了新的表面积，使总的界面能升高。2）当粒子是有序结构时，则位错切过粒子时会打乱滑移面上下的有序排列，产生反相畴界，引起能量的升高。3）由于第二相粒子与基体的晶体点阵不同或至少是点阵常数不同，在粒子周围产生弹性应力场，此应力场与位错会产生交互作用，阻碍位错运动VπT（1+v）34）由于基体与粒子中的滑移面取向不一致，则位错切过后会产生割阶，割阶阻碍整个位错线运动。颗粒半径最佳值晶界强化效应多晶体的屈服强度明显地高于同样材料的单晶体左图为仅由两个晶粒构成的试样，在经过拉伸变形后会出现明显的“竹节”现象，即试样在远离夹头和晶粒中部出现明显的颈缩，而在晶界附近则难以变形。由于晶界附近为两晶粒晶格位向的过渡之处，原子排列紊乱；晶界处的杂质原子较多，增大了晶格畸变；因而位错在晶界附近的滑移阻力大，故难以发生变形。在同一种多晶体材料中，晶粒越细小，屈服强度越高1）晶界是位错运动的障碍，因而晶粒愈细小，晶界的总面积愈大，位错的运动愈困难，材料的强度也就愈高。2）Hall—Petch根据这一观点总结出金属屈服强度（流变强度、疲劳强度等）与晶粒大小的关系式：ks是与材料有关、与晶粒大小无关的常数；d为晶粒直径；σi是位错在单晶体中运动时的摩擦阻力，它与晶粒大小无关。霍尔—培奇(Hall—Petch)公式细化晶粒在提高金属强度的同时，也使其塑性与韧性得以提高（通常结构和工具材料对热处理后晶粒度的要求不是出于强度上的考虑，而是希望在韧性方面取得一点点好处）。晶粒愈细，单位体积中晶粒愈多，变形时，同样的变形量便可分散到更多的晶粒中，产生较均匀的变形而不致造成局部应力集中，引起裂纹过早产生和发展，材料在断裂前就有可能承受较大的塑性变形，所以塑性就越好。加工硬化随着冷变形程度的增加，金属材料强度和硬度指标都有所提高，但塑性、韧性有所下降。加工硬化现象在生产工艺上有很现实的作用，如拉丝时已通过拉丝模的金属截面积变小，作用在单位面积拉力比原来大，但由于加工硬化，这一段金属可以不继续变形，反而引导拉丝模后面的金属变形，从而才能进行拉拔金属的拉伸过程(如拉丝)也要求金属线材在模口处能迅速硬化冲压时已变形部分的金属由于加工硬化不再变形，而让较软的未变形部分变形，从而才能实现冲压时的均匀变形65Mn弹簧钢丝经冷拉后，抗拉强度可达2000~3000MPa弹簧钢丝的强化高锰钢（ZGMn13)属于奥氏体钢，它的主要强化手段就是加工硬化。当高锰钢受到激烈摩擦或剧烈冲击时，其表面部分就会产生微量塑性变形，随之产生强烈的加工硬化，使其硬度和强度快速提高，从而能够作为耐磨钢使用。高锰钢的加工硬化单晶体的加工硬化六方金属单晶体只能沿一组滑移面进行滑移，加工硬化曲线的斜率很小；立方金属可以同时开动多个滑移系统，呈现很强的加工硬化效应。如果把立方晶体的滑移限制在一个滑移系统上，则加工硬化率也很低。由于面心立方金属单晶体的加工硬化曲线具有代表性，对它的研究比较深入。整个加工硬化可以分为三个阶段：第I阶段：又称为易滑移阶段，硬化率很低，与六方金属的硬化率相近，θI=dτ/dε，在铜单晶中约为2×10-4μm它紧接着屈服之后发生。图5.28面心立方单晶体的加工硬化曲线由于没有次滑移系上的滑移来妨碍主滑移系上的位错运动，所以从位错源开动的难易程度，就可以确定易滑移阶段中的流变应力。塞格（Seeger）等人根据他们对第一阶段加工硬化原因的 分析 定性数据统计分析pdf销售业绩分析模板建筑结构震害分析销售进度分析表京东商城竞争战略分析 ，主滑移系上各位错环间的相互作用，得出了加工硬化第一阶段的公式为：式中d----相邻滑移面之间的距离；L----每一个位错环移动的距离。代入典型数据，即取d=30nm，L=0.5mm，就得到第一阶段加工率的近似值为3×10-4μm，这和实测值接近。面心立方晶系的晶体有12个滑移系统，它们的临界分切应力相同。因此，哪个分切应力最先达到临界值的滑移系统，滑移就首先在那个滑移系统上进行随滑移过程的进行，晶体会受到附加力矩的作用，以致发生已滑移系统向施力轴方向的转动，使某些未滑移系统上的分切应力达到临界值，也参与滑移。这样，就会发生双滑移、三滑移、四滑移等等，总称多滑移。首先发生滑移的系统为主滑移系第II阶段：又称为线性硬化阶段。加工硬化迅速增加，其曲线斜率与外加应力、取向关系等的关系不大，而且各种面心立方金属的θII/μ近似相等，大约都是1/300。位错缠结并看到主、次滑移系统中位错交互作用的迹象。在这个阶段的后期，出现不规则的胞状组织。加工硬化第二阶段的特点是，在主滑移系和次滑移系上都产生滑移。因此，可以形成几种新的点阵无规则性。产生罗曼一柯垂尔障碍和割阶。这种割阶是由于运动位错切割林位错或者由于林位错切割原位错而产生的。第III阶段：特点是θIII随应变增加而减少，故又称为抛物线硬化阶段。此时胞状组织明显出现，这一阶段的起点显著地依赖于温度。加工硬化率有所降低。这表明在第二阶段中被阻挡住的位错，在足够高的应力或者温度下，可以借助于某种过程而运动。在第二阶段中被阻挡的螺型位错的交滑移，并且有可能通过双交滑移而返回原始滑移面。位错可以在它们的滑移面内避开障碍，阻力减小。金属中位错的这一性能，引起了滑移距离的增加和加工硬化率的下降。交滑移螺型位错，也可以在平行平面上遇到位错，并与符号相反的位错相互吸引以至互毁。互毁的位错，至少会被位错源产生的位错补充一部分。继续重复这一过程，就会导致滑移带的形成。这也是第三阶段的一个重要特点。第三阶段中发生的硬化，是由于位错圈中的刃型位错部分引起的。这些位错圈保持在晶体内部，随着位错源的继续开动，它们的密度也增加。从层错能对交滑移过程所起的作用，可以看出它对决定应力—应变曲线也起重要作用。很低的层错能造成很宽的堆垛层错带，因此，在适当的应力水平下，交滑移是很难发生的。这样，螺型位错不能从它们的滑移面上脱离，所以其滑移距离很小，位错密度很高，因而加工硬化曲线从第二阶段到第三阶段的过渡就要被推迟。在铝中，由于层错能高，堆垛层错带的宽度很窄，所以室温下就可以发生交滑移过程。除非在低温下进行实验，其加工硬化的第二阶段就很难发现。这些都与位错密度和位错排列的实际观察相符合。加工硬化曲线不仅受溶质原子、第二相质点、晶界和亚晶界等一些影响位错运动的因素所左右，甚至还受到加力方向亦即晶体取向的影响。图5.30绘出铜单晶的室温变形结果。硬化曲线上的短线标志着第二阶段硬化的开始与终止。说明不同方向的硬化能力是不同的。图5.31图5.31铜单晶中的软区和硬区的取向总结了这些结果：软区域主要为单滑移；其他部分为硬区域，主要是多滑移。这些图与位错硬化的理论是一致的。5.4.2多晶体的加工硬化多晶体加工硬化的特点，主要受晶界存在的影响。晶界对塑性变形的作用，一是对晶内滑移的障碍作用；二是为不致在晶界上出现裂纹，就不得不在小变形时局部地方产生多滑移。加工硬化的位错组织具有与单晶体大致相同的图像。原始的位错与次滑移的位错交互作用，可以产生偶极位错和位错环，发生局部位错缠结区，并逐步发展成为亚晶界的三维网络。亚晶胞的尺寸随着应变的增加而减小。应变硬化虽能提高金属的强度性能，但它并不是工业上广泛应用的强化方法。这是因为:第一，使用温度不能太高，否则由于退火效应，金属会软化。第二，由于硬化会引起金属脆化，对于本来就很脆的金属，一般不宜利用应变硬化来提高强度性能(但在特定条件下，可以提高难熔金属钼和钨的强度)。小结1.固溶强化效应位错与溶质原子会产生弹性交互作用（柯氏气团）、化学交互作用（铃木气团）、电学交互作用和几何交互作用。2.第二相粒子强化效应对可变形粒子，粒子的性能是影响强化效果的关键，而粒子尺寸的影响较小。对不可变形粒子，强化效果主要取决于粒子尺寸及弥散度，而与粒子本身性能无关。两种粒子强化机制的控制因素虽有区别，但强化效果均随粒子的体积分数增大而提高。3.晶界强化效应晶界的特性：1）晶界处点阵畸变大，存在着晶界能。因此晶粒的长大和晶界的平直化都能减少晶界面积，降低晶界的总能量，这是一个自发过程。2）晶界处原子排列不规则，因此在常温下晶界的存在会对位错的运动起阻碍作用，致使塑性变形抗力提高，而高温下则相反。3）晶界处原子偏离平衡位置，具有较高的动能，并且晶界处存在较多的缺陷，故晶界处原子的扩散速度比在晶内快得多。4）在固态相变过程中，由于晶界能量较高且原子活动能力大，所以新相易于在晶界处优先形核。5）由于成分偏析和内吸附现象，晶界熔点较低，故在加热过程中，因温度过高将引起晶界熔化和氧化，导致“过热”现象产生。6）由于晶界能量较高、原子处于不稳定状态，以及晶界富集杂质原子的缘故，与晶内相比，晶界的腐蚀速度一般较快。4.加工硬化效应1）单晶体的加工硬化2）多晶体的加工硬化3）加工硬化的理论分析第Ⅰ阶段，只有一个滑移系开动，所以此阶段的加工硬化率很低，位错运动的阻力主要是分布在各个滑移面上的位错所产生的内应力相加而造成的。第Ⅱ阶段，由于次滑移系开动，主次滑移系上的位错交互作用生成不动的L-C面角不动位错，成为后续位错运动的障碍，因而加工硬化率急剧上升，滑移线逐渐变短。第Ⅲ阶段，处于塞积群前面的螺型位错在应力作用下脱离原来滑移面，产生了交滑移，使形变得以继续进行，并使加工硬化系数下降。