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金属的塑性变形与强化,单晶体 多晶体 合金强化理论,第七章 单晶体的塑性变形,滑移现象 晶体的塑性变形是晶体的一部分相对于另一部分沿着某些晶面和晶向相对滑动的结果，这种变形方式称为滑移。 如果将表面抛光的单晶体金属试样进行拉伸，当试样经过适量的塑性变形后，在金相显微镜下可以观察到，在抛光的表面上出现许多相互平行的线条，这些线条称为滑移带。经高分辨的电子显微镜分析表明，每条滑移带实际上是由一族相互平行的细线即滑移线组成。,滑移线与滑移带的形成,这些滑移线实际上是经塑性变形后在试样表面上产生的一个个小台阶。这些小台阶的高度约为1 000个原子间距。滑移带实际上是由相互靠近的一些滑移线所形成的大台阶，滑移带之间的距离约为10 000个原子间距。,滑移系 金属中的滑移是沿着一定的晶面和晶面上一定的晶向进行的，这些晶面称为滑移面，晶向称为滑移方向。一个滑移面和此面上的一个滑移方向结合起来，组成一个滑移系。 滑移系表示金属晶体在发生滑移时滑移动作可能采取的空间位向。当其它条件相同时，金属晶体中的滑移系越多，则滑移时可采取的空间位向越多，该金属的塑性越好。 金属塑性的好坏，还与滑移面上原子的密排程度和滑移方向的数目等因素有关。 滑移面和滑移方向与金属的晶体结构有关，滑移面通常是金属晶体中原子排列最密的晶面，而滑移方向则是原子排列最密的晶向。这是因为在晶体的原子密度最大的晶面上，原子间的结合力最强，而面与面之间的距离却最大，即密排面之间的原子结合力最弱，滑移的阻力最小，因而最易于滑移。沿原子密度最大的晶向滑动时，阻力也最小。,、面心立方金属的滑移面为111，共有四个，滑移方向为110，每个滑移面上有三个滑移方向，故面心立方金属共具有12个滑移系。 、体心立方金属不是密堆积结构，没有最密排的晶面，因此滑移是在几组较密排的面上进行，但滑移方向总是111。最基本的滑移面为110，共有六个，滑移方向为111，每个滑移面上有两个滑移方向，因此体心立方金属共具有12个滑移系。体心立方结构也可以在其它包含111方向的121和123两组滑移面上进行，滑移系共48个。 、c/a接近或大于1.633时，密排六方金属的滑移面在室温时只有0001一个，滑移方向为 ，滑移面上有三个滑移方向，因此它的滑移系只有三个。若c/a小于1.633时，则0001的面间距缩小，棱柱面比底面更密排，此时的滑移面可能是柱面 或锥面 。,临界分切应力 晶体的滑移是在切应力的作用下进行的。 当晶体受力时并非所有的滑移系都同时参与滑移。而是只有当外力在某一滑移系中的分切应力首先达到一定的临界值时，这一滑移系开动，晶体才开始滑移。 使滑移系开动的最小分切应力称为滑移的临界分切应力，以K表示。 临界分切应力K的数值大小取决于金属的本性、金属的纯度、实验温度与加载速度，而与外力的大小、方向及作用方式无关。,临界分切应力的计算方法： 设圆柱形金属单晶体试样的横截面积为A，受到轴向拉力F的作用。F与滑移方向的夹角为，则F在滑移方向上的分力为Fcos；F与滑移面法线的夹角为，则滑移面的面积为A/cos。所以，外力F在滑移方向上的分切应力为 式中，F/A为试样拉伸时横截面上的正应力，当滑移系中的分切应力达到其临界值时，晶体开始滑移，这时在宏观上晶体开始出现屈服现象，即F/A=S，可得 k =Scoscos 或 S=K /coscos,晶体受单向拉伸时，在滑移面和滑移方向上力的分解,晶体的取向： 因为 S=K /coscos coscos称为取向因子，单晶体的屈服强度S将随外力与滑移面和滑移方向之间而改变，即取向因子发生变化时，S也要改变。,当外力与滑移面、滑移方向的夹角都是45时，取向因子具有最大值，为0.5，此时分切应力也最大，S具有最低值，金属最容易进行滑移，并表现出最大的塑性，这种取向称为软取向； 当外力与滑移面平行（=90）或垂直（=90）时，取向因子为零，则无论K的数值如何，S均为无穷大，晶体在此情况下不产生滑移，直至断裂，这种取向称为硬取向。,滑移时晶体的转动,当晶体在 F力的作用下发生滑移时，假如滑移面和滑移方向保持不变，拉伸轴的取向必然不断发生变化。 实际上由于夹头固定不动，为了保持拉伸轴的方向固定不动，因此单晶体的取向必须相应地转动。,拉伸前 自由滑移变形 受夹头限制时的变形,B层上的作用点O1和O2同轴，滑移后A、B、C层沿滑移面和滑移方向相对移动，使 O1 O1， O2 O2。 将1分解为n1、1，2分解为n2、2。 滑移面法线方向的正应力n1- n2组成力偶，使滑移面转向与外力方向平行。,如果金属在单纯的切应力作用下产生滑移，则晶体的取向不会改变。但当任意一个力作用在晶体上时，总是可以分解为沿滑移方向的分切应力和垂直于滑移面的分正应力。,将最大切应力方向的力1分解为平行滑移方向的1和垂直滑移方向的b、2分解为2b。 垂直于滑移方向的分切应力b和b组成力偶，使B层以滑移面法线方向为轴，其滑移方向转向最大切应力方向。,通过这两种转动可使金属晶体轴线与外力轴线在整个滑移过程中始终重合，但晶体的空间位向却发生了改变。 由于滑移时晶体要发生转动，所以各滑移系的取向和分切应力不断变化。原来取向有利的滑移系可能转到不利的取向，从而使继续滑移所需的外力增加，而原来取向不利的滑移系则可能转到有利的取向，并且继续开始滑移。通常把这种由于晶体转动所引起的硬化或软化现象，称为几何硬化或几何软化。,对具有多个滑移系的晶体，起始滑移首先在取向最有利的滑移系中进行，但由于晶体转动的结果，其它滑移系中的分切应力也可能达到临界分切应力值。滑移过程将在两个或多个滑移系中同时或交替进行；如果晶体的取向合适，滑移一开始就可能在一个以上的滑移系上同时进行。,奥氏体钢中的交叉滑移带,多系滑移,在两个或更多的滑移系上进行的滑移称为多系滑移，简称多滑移。,多系滑移时，形成两组或多组交叉的滑移线。由于各组滑移系之间互相穿插和影响，所以多滑移比单滑移困难。通常把单滑移时的力轴取向称为软取向，而多滑移时的力轴取向称为硬取向。晶体变形时，若从单滑移发展为多滑移，称为几何硬化；反之，称为几何软化。,交滑移 两个或多个滑移面沿共同的滑移方向同时或交替地滑移，称为交滑移。交滑移以后，晶体表面将出现曲折的滑移线，当参加交滑移的面很多时，滑移线甚至成为波纹状。 变形温度越高、变形量或变形应力越大，交滑移越显著。交滑移使滑移过程具有很大的灵活性，因为当滑移在某个晶面上受阻时，通过交滑移可以更换滑移面。,孪生是在切应力的作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面（孪生面）与晶向（孪生方向）产生的一定角度的均匀切变过程。 这种切变不会改变晶体的点阵类型，但可使变形部分的位向发生变化，并与未变形部分的晶体以孪晶面为分界面构成镜面对称的位向关系。,孪生,孪生面 孪生方向 bcc hcp fcc,孪生的主要特点：,（1）孪生也是在切应力的作用下发生的，但孪生所需的临界切应力远远高于滑移时的临界切应力，因此只有在滑移很难进行的情况下，晶体才发生孪生变形。 密排六方金属滑移系少，在晶体取向不利于滑移时常以孪生方式进行塑性变形； 体心立方金属只有在室温以下和受到冲击时才发生孪生； 面心立方的金属很少发生孪生变形。 （2）孪生变形速度极快，常产生冲击波，并伴随声响。 （3）孪生本身对晶体塑性变形的直接贡献不大。 （4）可激发进一步的滑移变形，提高金属的变形能力。由于孪晶的形成改变了晶体的位向，从而使某些原来处于不利取向的滑移系转变到有利于发生滑移的位置，产生滑移。,扭折 当晶体因取向不利而不能滑移或孪生时，它就可能通过不均匀的塑性变形，来适应外力的作用。 例如对密排六方金属进行压缩时，若外力轴与0001面平行，则滑移面上的切应力为零，不能产生滑移。因此，当外力达到一定数值时，晶体就发生局部弯曲，即发生扭折，形成扭折带，从而使晶体的长度缩短。,扭折带的形成,单晶体的应力应变曲线 一般而言，金属单晶体的应变硬化曲线分三个阶段。 第一阶段为具有很低应变硬化率的线性区域，此时晶体只进行单滑移，所以在较小的应力下产生较大的变形，称为易滑移阶段； 在第二阶段中，应力与应变也呈线性关系，但也有很高的应变硬化率，称为线性硬化阶段，此时晶体因滑移系转动而开始进行多系滑移； 第三阶段称为抛物线硬化阶段，其特点是应力随应变的增加按抛物线关系变化，相应使应变硬化率逐渐减小，此时位错通过交滑移克服了上一阶段形成的滑移障碍，使变形易于进行。,通常以FCC金属单晶体比较容易得到完整的应变硬化曲线。易滑移区可以在单系滑移、高纯度、低温以及有利于单滑移的取向等条件下得到充分的发展。,实际金属的应力应变曲线 实际金属的应力应变曲线与金属成分、晶体结构、晶体取向、变形温度、应变速度等多种因素有关。 当外力轴处于软取向时，只使一个滑移系经受切应力的作用，表现出相当发达的易滑移区；当外力轴处于硬取向时，变形开始就是多系滑移，因此曲线上没有第一阶段，并且整个变形过程中的总变形量也比较小。,层错能较低的FCC金属（金、银、镍和铜），易于出现易滑移区。随变形温度的降低，第一阶段升高，硬化率有所降低，第二阶段变长而硬化率不变；随变形温度的升高，曲线大体呈抛物线状。层错能较高的金属（铝），只有在低温变形，才能得到三阶段的加工硬化曲线。,BCC金属单晶体（铁和铌）在一定的条件下也可以得到三阶段的应力应变曲线。低于室温变形时，第一阶段开始所需的应力随温度的降低而急剧提高；在室温以上变形时，随温度的升高，第二阶段应变范围减小，第三阶段应变范围增大。,HCP金属（锌、镁和镉）其主要滑移系均为基面滑移，在合适的取向下有利于发展易滑移变形，曲线的第一阶段很长，第二阶段尚未充分发展就已经断裂。而当取向不利时，易滑移区显著缩短，而使相应的硬化率逐渐提高。,金属单晶体的加工硬化机制 第一阶段：滑移系呈分布均匀的细长线，随着变形量的增加，滑移线数量增加，而不是由原来的滑移线上增加滑移量来实现。主滑移面上的位错密度增加较快，第二滑移系统的位错密度明显较低，此阶段只有一套滑移系统开动。 第二阶段：滑移线不均匀，其平均长度随着应变的增加而减短，滑移线变粗。位错以缠结的形式出现，主次滑移系统中位错交互作用，在此阶段的后期，出现不规则的胞状组织，直径约数微米。第二套共轭滑移系统参加滑移，导致位错缠结的出现和滑移线的变短；第二套滑移系统被激活，形成L-C位错锁，阻碍位错继续运动，是这一阶段加工硬化率高的原因。 第三阶段：滑移线发展为很粗的滑移带，新增加的应变几乎全部集中在这些滑移带内，而且滑移带碎化。位错呈明显的胞状组织，位错密度在胞壁处很高，胞内则很低。由于交滑移的出现，位错的障碍被绕过，故加工硬化率逐渐降低。位错经过双交滑移移出晶体时，同一条位错线在很近的距离形成平行的滑移台阶。,多晶体的塑性变形的特点,（1）各晶粒变形的不同时性,多晶体中各晶粒取向不同，在外力作用下各滑移系的分切应力不同，不能同时发生滑移。 处于软取向的晶粒先产生滑移，位错源开动，位错沿滑移面运动。,位错不能越过周围硬取向晶粒，在晶界处受阻，形成位错的平面塞积群，造成应力集中。 随外力，应力集中也，叠加后使相邻晶粒某滑移系分切应力达到临界值，位错源开动并产生滑移。 塑性变形便从一个晶粒传递到另一个晶粒。如此反复，整个试样产生宏观的塑性变形。,第八章 多晶体的塑性变形,（2）各晶粒变形的相互协调性 多晶体每个晶粒都处于其它晶粒的包围之中，因此变形不是孤立和任意的，邻近的晶粒之间必须相互协调配合，不然就难以进行变形，甚至不能保持晶粒之间的连续性，会造成空隙而导致材料的断裂。 为与先变形的晶粒相协调，要求相邻晶粒不只在取向最有利的滑移系中进行变形，还必须有几个滑移系，其中包括取向并非有利的滑移系上同时进行滑移，才能保证其形状作各种相应的改变。 因此，滑移系较多的fcc和bcc金属，通过多滑移可表现出良好的塑性，而hcp金属滑移系少，晶粒间协调性很差，塑性变形能力低。,由于各个晶粒的取向不同及晶界的存在，多晶体中各个晶粒之间的变形是不均匀的；而且在每个晶粒内部的变形也是不均匀的，晶粒中心区域的变形量较大，晶界及其附近区域变形量较小。,（3）塑性变形的不均匀性,多晶体的应力应变曲线 由于多晶体的塑性变形比单晶体复杂，往往一开始就是多滑移；并且各晶粒的变形不是同时开始，屈服是逐步发生的，以致于很难找到明显的屈服点，因此其应力应变曲线没有单晶体那样的易滑移阶段，同时屈服应力也比单晶体高。 另外，晶界的存在促使多滑移发生，因此多晶体的晶粒越细，其加工硬化率越高。,铝单晶体和多晶体的应力应变曲线,双晶体变形模型 双晶体变形条件 双晶体变形的主要约束条件是在晶界处两晶体的变形必须协调，以维持晶界的连续性。在双晶体变形时，应满足四个独立的约束条件，相应便需要四个独立的滑移系统同时开动。,按照Schmid定律，当压力刚刚超过单晶体的临界切应力时，应只有一组取向最有利的主滑移系统先开动，但在双晶体变形时，却必须有附加的滑移系统同时开动。实际上，造成这种附加滑移或协调滑移的原因是由于双晶变形时，两晶体的弹性变形及塑性变形具有不匹配性所致。,双晶体弹性变形的不匹配性 产生变形不匹配的原因主要同晶体具有弹性各向异性有关。如果两晶体均为各向同性时，双晶体应协调变形。实际金属晶体多为各向异性，构成双晶体时，引起两种弹性变形不匹配现象,1、弹性切应变不匹配 轴向应力在各向同性的晶体中仅引起正应变，而在各向异性晶体中还会引起切应变。于是，便可由双晶体中两晶体的切变方向不同，而引起弹性变形的不匹配现象。,轴向加载双晶体弹性切变不匹配示意图,2、弹性正应变不匹配 两晶体的取向不同时，可使轴向上的弹性柔度系数不同。在两晶体未焊合的情况下，会导致彼此的轴向应变不同。于是在焊合的情况下，便要引起双晶体的界面上出现附加的切应力。附加应力在两晶体界面上最大，并随离开界面的距离增大呈指数关系下降。,轴向加载双晶体的弹性正应变不匹配示意图,双晶体塑性变形的不匹配性 从微观角度而言，滑移具有高度的不均匀性。滑移过程总是从某一晶粒先开始，并集中在滑移带中进行。当滑移带与晶界相遇时，形成位错塞积，产生应力集中。这种塑性变形不匹配使相邻晶粒变形不一致。于是在应力集中的作用下，便可能引起相邻晶粒中有滑移系统开动。在应力集中的作用下，除了可以使相邻晶粒中的主滑移系统激活外，并有可能使晶界附近的次滑移系统开动，以致在晶界附近产生多滑移。,一般而言，形成刃型位错塞积群时，易于有效地激活相邻晶粒中的次滑移；而形成螺型位错塞积群时，因领先位错易于交滑移，常使塞积群前端钝化，导致了对激活次滑移的有效程度降低。,对称性双晶体塑性变形引起附加滑移机制示意图,8.3 晶界强化机制 位错穿过晶界 小角晶界的短程应力场会对靠近的晶格位错作功，以阻止其滑移穿过。故当晶格位错进入晶界的短程应力场时，便会受到一定的阻碍作用。若应力较大时，晶格位错可以切过晶界，而在晶界上形成台阶或晶界位错。在切过后晶格位错的柏氏矢量有所改变，其变化量便为晶界位错的柏氏矢量。 滑移位错与大角晶界也会发生交互作用。在外加切应力的作用下，晶格位错进入晶界时可以发生分解反应形成多个晶界位错，这样便会使滑移位错进入晶界后难于离开或继续前进。 当晶格位错切过晶粒内部的小角晶界时，也可以与晶界位错相互交截而形成割阶或扭折，使能量增加。同样，当晶格位错切过大角晶界时，可使晶界形成台阶而引起晶界面积增加。,晶界发射和吸收位错 晶界可以作为位错源，向晶内发射位错。 若晶界中的台阶本身是晶界位错的话，在外力作用下可以发生分解而生成晶格位错。由于每个晶界位错只能产生一个晶格位错，会使这种晶界位错源逐渐趋于耗竭。 此外，沿晶界滑动的晶界位错遇到突出的晶界台阶时，晶界位错在台阶上与台阶反应分解成新的晶格位错和晶界位错。,晶界强化作用 直接强化作用（晶界本身对晶内滑移所起的阻碍作用。） 无论是小角晶界还是大角晶界都可以看成是位错的集合体，从而成为直接阻碍晶内位错运动的障碍。 晶界具有短程应力场，可障碍晶格滑移位错进入或通过晶界。这是一种由位错与晶界的应力场的交互作用所引起的一种局部强化作用。 若晶格滑移位错穿过晶界时，其柏氏矢量发生变化，并形成晶界位错。除非所形成的晶界位错从滑移带与晶界相交处移开，否则会形成反向应力阻碍进一步滑移。 若晶格滑移位错进入晶界，可发生分解，形成晶界位错；或者与晶界位错发生反应。,间接强化作用（晶界的存在所引起的潜在强化效应。） 、次滑移引起强化 晶界的存在可以引起弹性应变不匹配和塑性应变不匹配，两种效应，在晶界附近引起多滑移。弹性应变不匹配效应在主滑移前引起次滑移时，可对随后的主滑移构成林位错加工硬化机制。这种先次滑移后主滑移的机制在晶界潜在强化中起重要作用。塑性应变不匹配应力易于激发晶界位错源，使之放出位错而导致晶界附近的区域快速加工硬化。 、晶粒间取向差引起强化 由于相邻晶粒取向不同，会引起两者主滑移系统取向因子出现差异。若在外力作用下某一晶粒先开始滑移时，相邻晶粒内的主滑移系统难于同时开动。着说明晶界的存在能使运动位错的晶体学特性受到破坏，从而引起强化效应。,晶界强化的数学表达 霍尔佩奇公式 霍尔和佩奇在实验的基础上建立了流变应力与晶粒尺寸之间的关系式： f=0+kd-n 式中，f为流变应力；0为晶格摩擦力，大体相当于单晶体的屈服强度；d为晶粒的平均直径；k为常数，表征晶界对强度影响的程度，与晶界的结构有关；指数n常取1/2。 Hall-Petch公式是一个很好的经验公式，可以从不同的物理模型出发加以推导。,位错塞积模型 在外加切应力较小时，由于晶界的阻碍作用，会使晶粒1内由位错源放出的位错形成位错塞积，位错塞积可以在相邻晶粒内产生较大的切应力，当这个应力达到该晶粒内位错源开动的临界分切应力时，该晶粒内的位错开始滑移。计算结果为 y=0+kd-1/2,位错塞积引起相邻晶粒中位错源开动示意图,晶界台阶模型 晶界上的台阶可以作为位错源而放出位错，由此可以将流变应力视为位错运动克服林位错的阻力，进而求出如下的霍尔佩奇关系式： 式中S为台阶的密度（单位长度晶界上台阶的个数）。,晶界台阶发射位错示意图,晶界区硬化模型 在同一晶粒内，由于离晶界远近不同也会在形变阻力上有所反应。 设想在流变条件下，晶界的影响上在晶粒内造成一定宽度(b/2)的硬化区，晶粒的强度y要由晶界附近的硬化区强度H和心部软化区强度S综合决定。推出 或者 霍尔佩奇关系式的指数n可介于0.45和1.1之间变化。,晶界区硬化模型示意图,亚晶界强化 亚晶界一般为小角晶界，其对流变应力的影响也可用Hall-Petch公式加以描述，即 f=0+kds-n 式中，ds为亚晶粒直径，k为亚晶界的强化系数，n=1/2。对于相同的材料而言，kk（k为大角晶界的强化系数）。对于亚晶界而言，n=1更为合适。大角晶界以间接强化作用为主，而对于亚晶界而言，其强化作用主要来源于晶界位错与晶格滑移位错的相互作用，应以直接强化作用为主。有时也可以把亚晶界的强化作用看成是林位错强化，而不作为晶界强化。 相界强化 相界面强化也服从Hall-petch关系，例如，对钢中片状珠光体组织，流变应力与片间距有如下关系： y=0+-1/2 式中，0和k为常数。,第九章 合金强化 合金元素加入以后，金属强度提高大致可以分为两种不同的方式：一种由于形成了固溶体，使基体强度提高，这种方式称为直接强化；一种由于改善了组织，如细化了晶粒、形成了弥散的第二相等，这种方式称为间接强化。 根据溶质浓度对强化效果的影响，大致可分为强相互作用与弱相互作用。强相互作用的合金每增加单位溶质浓度所引起的应力增量大，应力与溶质原子浓度之间成抛物线关系，即与浓度的平方根成正比（如碳在铁中）。弱相互作用每增加单位溶质原子浓度所引起的应力增量小，固溶体的临界切应力与溶质原子的含量成直线关系。 溶质原子有的在基体中呈统计无规分布增加了位错运动的阻力，因而带来强化；有的浓缩于位错线周围，使位错启动困难。,均匀固溶强化理论 溶质原子均匀而无规地分布在基体中，溶质原子的平均间距为l。由于溶质原子和基体原子之间半径不相适应，因此在基体中造成以溶质原子为核心的长程应力场。溶质原子造成的弹性应力场与位错的弹性应力场交互作用，会使运动位错受一定的障碍，并使位错弯曲成弧形。,这时位错线张力T的合力F将与溶质原子障碍对位错的作用力保持平衡，即 式中为障碍处位错偏离直线的角度。,当外力加大时，位错弯曲加剧，加大，与障碍间的相互作用也增大。当切应力增大至某一临界值c时，达到某一临界值c，l长位错段上所受的力刚好可以克服障碍向前继续滑移，这是的交互作用力F为Fm，即 Fm可以看成是障碍的强度。,位错在无规分布的溶质原子中受阻,对于强相互作用的固溶强化，溶质原子造成的畸变应力场较大，障碍的强度Fm也较大，故c较大。而弱相互作用的固溶强化c较小，位错线不必偏离直线太多即可克服障碍而滑移。 对于浓度相同但相互作用强度不同的固溶体，位错线在滑移过程中的弯曲程度不同。强相互作用，弯曲程度较大；弱相互作用，位错线较直。,尽管溶质原子的浓度相同，但位错线上障碍的平均距离却不一样。对于强相互作用，该平均距离大致就是溶质原子的平均间距l。对于弱相互作用，该平均距离Ll。,溶质原子对位错的障碍 ()强相互作用 ()弱相互作用,非均匀固溶强化理论 在很多情况下，溶质原子在基体中并非完全无规分布，而是因为与位错有交互作用而在位错周围聚集，是非均匀的。 柯垂尔气团强化 由于溶质原子与刃型位错的交互作用，在温度和时间允许的条件下，为了减少畸变能，溶质原子将聚集在位错线周围，形成溶质原子云，也称为柯垂尔气团。 从一级效应考虑，螺位错周围只有切应变而没有体应变，因此不能形成柯垂尔气团；但从二级效应考虑，螺位错仍造成体应变，螺位错芯部处于引张状态，故半径很小的间隙原子也会趋于处在螺位错心部，使系统能量降低。 溶质原子在位错周围聚集形成的气团障碍了位错的运动，因此使基体的强度升高。利用位错与溶质原子的弹性交互作用，可以解释低碳钢等金属的上、下屈服点现象和应变时效现象。,上、下屈服点现象 在低碳钢中，由于微量碳、氮原子形成的柯垂尔气团，对位错有钉扎作用，所以当外力增大到上屈服点时，位错才脱钉而开始运动。可是一旦挣脱气团以后，位错受到的阻力立即减小，因此外力下降到下屈服点。然后经过一小段的屈服伸长，才开始进入一般的加工硬化过程，应力重新回升。,低碳钢室温变形时的 上、下屈服点现象,应变时效现象 在外力超过屈服点以后，若卸掉载荷，则位错停止运动，试样产生弹性恢复。如果随后又立即加载，位错将继续运动，变形沿B曲线进行，此时不再出现上述屈服现象。但若卸载以后在室温停留较长时间或进行加热，则溶质原子会重新扩散到位错周围形成气团。此时再进行拉伸，试样沿C曲线变形，上、下屈服点又会出现，而且屈服点还有所提高，这个现象称为应变时效。,低碳钢室温变形时的应变时效现象,初次加载,立即二次加载,停留后二次加载,斯诺克气团强化 螺位错与非球形对称的点缺陷之间的交互作用形成斯诺克气团。斯诺克气团的强化效果与间隙的溶质原子浓度成正比，常温下对位错的钉扎作用并不亚于柯垂尔气团。 由于斯诺克气团的有序化太快，形变温度稍高或速度很小时其作用就不太显著。,铃木气团强化 气团的形成 对于位错明显扩展的合金，基体与层错可以视为两相，假设基体是面心立方结构，则层错是密排六方结构。它们的自由能随溶质的原子浓度发生变化，溶质原子在密排六方结构的层错中的自由能Fh较高，随着溶质浓度变化较快；溶质原子在面心立方基体中的自由能Ff较低，且随溶质浓度变化慢。如果层错中及基体中溶质原子浓度相同，则根据体积比用杠杆定律计算的合金的平均摩尔自由能并非该系统能量最低的平衡态。,基体与层错的自由能 随浓度的变化,由于层错与基体的自由能随浓度变化的函数关系不同，所以在层错体积比不变的条件下，溶质浓度将重新分布以降低系统的自由能。层错中的溶质原子浓度要大于或者小于基体的溶质浓度，才能达到能量最低的平衡态。这种溶质原子在层错中和基体中不同的组态即为铃木气团。,气团的强化效应 假设溶质原子在层错和基体中的浓度分别为c1和c0，扩展位错在外力的作用下进行滑移运动，由于原子扩散速度慢，层错带移入了与它不相适应的浓度中c0，而将不适合于基体的浓度c1留给基体，破坏了平衡，增高了晶体的自由能，使位错运动受到阻力，从而使合金强化。,(a)扩展位错运动前的平衡态 (b)运动后平衡态被破坏,铃木气团给位错运动带来的阻力主要有合金的浓度决定，与温度无关，因此该强化机制在高温时显得重要，室温下该气团的作用只有柯垂尔气团的十分之一。,有序强化 合金中溶质原子的浓度不太低时，合金原子有与异类原子结为近邻的倾向，从而形成一定的有序排列，以降低系统的能量。当位错滑移时必然破坏有序度形成反向畴，使系统能量提高，从而构成对位错运动的阻力。这种合金有序化而带来的强化效应称为有序强化。其作用大小和铃木气团的强化同量级。,有序合金中位错滑移经过的面形成反相畴,反 相 畴 界,第二相强化 合金中两相的性能相近 合金中两相的含量相差不大，且两相的变形性能相近，则合金的变形性能为两相的平均值。此时合金的强度可以用下式表达： 式中，和分别为两相的强度极限，、分别为两相的体积分数，1。可见，合金的强度极限随较强的一相的含量增加而呈线性增加。,合金中两相的性能相差很大 合金中两相的变形性能相差很大，若其中的一相硬而脆，难以变形，另一相的塑性较好，且为基体相，则合金的塑性变形除与相的相对量有关外，在很大程度上取决于脆性相的分布情况。脆性相的分布有三种情况： 1硬而脆的第二相呈连续网状分布在塑性相的晶界上 这种分布情况是最恶劣的，因为脆性相在空间把塑性相分割开，从而使其变形能力无从发挥，经少量的变形后，即沿着连续的脆性相开裂，使合金的塑性和韧性急剧下降。这时，脆性相越多，网越连续，合金的塑性也就越差，甚至强度也随之下降。 例如过共析钢中的二次渗碳体在晶界上呈网状分布时，使钢的脆性增加，强度和塑性下降。生产上可通过热加工和热处理的相互配合来破坏或消除其网状分布。,2脆性的第二朔呈片状或层状分布在塑性相的基体上 如钢中的珠光体组织，铁素体和渗碳体呈片状分布，铁素体的塑性好，渗碳体硬而脆，所以塑性变形主要集中在铁素体中，位错的移动被限制在渗碳片之间很短距离内，此时位错运动至障碍物渗碳体片之前时，即形成位错平面塞积群，当其造成的应力集中足以激发相邻铁素体中的位错源开动时，相邻的铁素体才开始塑性变形。因此，也可用霍尔一配奇公式描述珠光体的屈服强度： s0KS-1/2 式中，0为铁素体的屈服强度，K为材料常数，S为珠光体片间距。 由上式可以看出，珠光体片间距越小，则强度越高，且其变形越均匀，变形能力增加。对于细珠光体，甚至渗碳体片也可发生滑移、弯曲变形，表现有一定的变形能力所以细珠光体不但强度高，塑性也好。 亚共析钢的塑性变形首先在先共析铁素体中进行，当铁素体由加工硬化使其流变应力达到珠光体的屈服极限时，珠光体才开始塑性变形。,3脆性相在塑性相中呈颗粒状分布 如共析钢或过共析钢经球化退火后得到的粒状珠光体组织，由于粒状的渗碳体对铁素体的变形阻碍作用大大减弱，故强度降低，塑性和韧性得到显著改善。一般说来，颗粒状的脆性第二相对塑性变形的危害性要比针状和片状的小。倘若硬脆的第二相呈弥散粒子均匀地分布在塑性相基体上，则可显著提高合金的强度，这种强化的主要原因是由于弥散细小的第二相粒子与位错的交互作用，阻碍了位错的运动，从而提高了合金的塑性变形抗力。根据两者的相互作用的方式，有两种强化机制。 第二相强化的物理本质是沉淀相粒子及其应力场与位错发生交互作用，阻碍位错运动。由于在沉淀过程中，第二相粒子会发生由与基体共格向非共格过渡，使强化机制发生变化。当沉淀相粒子较小并与 基体保持共格关系时，位错可以以切过的方式同第二相粒子发生交互作用；而当第二相粒子尺寸较大并已丧失与基体的共格关系时，位错可以以绕过机制通过粒子。,位错切过机制 将合金的屈服应力看成沉淀相在基体中引起点阵错配，而产生的弹性应力场对位错运动所施加的阻力。可将沉淀相粒子看成错配球，而在周围的基体中引起共格应变场。同溶质原子与位错的弹性交互作用相似，引起基体点阵膨胀的沉淀相粒子与刃型位错的受拉区域相吸引；而使基体点阵收缩的沉淀相粒子与刃型位错的受压区相吸引。因此，即使滑移位错不直接切过沉淀相粒子，也会通过共格应变场阻碍位错运动。 当第二相的强度不大、可以随基体一起变形，并且第二相质点与位错之间的作用力不足以把位错阻止在外时，位错就会直接切过质点，使质点分成两个部分沿着滑移面相对滑动一个b的位移。,位错切过质点时必然会形成新的界面，因此需要作功； 由于质点与基体的晶体结构和柏氏矢量不同，所以位错切过时，必然引起滑移面上原子的错排，从而增加位错运动的阻力； 若质点是有序结构，则位错切过后，滑移面上将出现反向畴界，这也需要作功； 若质点的滑移面与基体的滑移面不一致，则在位错与质点相交的界面上形成割阶，也会增加位错运动的阻力