材料微观结构第四章晶体中的位错与层错4

1、4.4.2 金属与合金强化的位错机制 o 通过各种冷、热加工处理和化学处理以及 合金化等途径，改变合金的组织结构，为 位错的运动设置障碍，降低位错的活动性， 以达到强化的目的。 o 固溶强化、弥散强化、晶界强化固溶强化、弥散强化、晶界强化 1 固溶强化 o 如图4-20，设滑移面上 溶质原子任意分布，位错 运动将遇到途中溶质原子 的阻碍而弯曲。这种阻力 因外力增大而增大，位错 也愈弯曲。 o 设位错所遇阻力最大值 fmax，外力超过它时，将 冲破溶质原子的阻碍而向 前运动。此时所对应的切 应力叫做临界分切应力c。 max fbl c b: 柏氏矢量的大小；l：位错 在运动过程中遇到障碍的平 均

2、距离。 o 根据位错基本理论，引入位 错线张力t，溶质原子的平 均线尺寸a和溶质原子的浓 度c，经过简单计算可以得 到平均间距l。 o 然后可以求得临界分切应力。 不同学者对上述过程的后期 处理略在差异，从而也得到 过cc2/3的关系，其结果更 接近实验。 3 1 2 ) 2 ( cb ta l c 2 1 2 1 2 3 max )2( tba cf c 讨论： (1)位错与溶质原子相互作用力fmax来源于： 基体原子和溶质原子大小不同引起的错配度。 不同溶质原子浓度c引起的弹性模量变化。 (2)在富勒谢模型基础上进一步研究表明，要获得 最佳固溶强化效果可考虑： 选择高弹性模量材料作为基体材

3、料； 溶质浓度尽只可能大一些，使具有或接近过 饱和浓度，如淬火； 还要考虑由溶质原子溶入而引起的畸变类型， 引起方正畸变(如c在bcc的-fe中)较对称畸 变效果要好。 2 弥散强化(沉淀强化) o 工程实用材料大多为复相合金。除基体外， 还通过各种途径引入第二相，以强化基体。 通过第二相粒子的合理分布，阻碍位错的运 动，同时也借助第二相与基体的共格应变强 化基体。 o 位错和第二相粒子相遇时，有两种情况。 orowan机制位错遇到“硬”相粒子 位错在“硬”粒子前面以绕过的方式进行，位错绕过粒子后在粒子周围留下位错圈。 切割机制位错遇到“软”粒子 两种越过机制的选择 bdtfsin2 当单根位

4、错和一系列平均间距为d 的粒子列相遇时，和粒子接触处位 错的受力情况如图所示。t：位错 线张力；f：粒子对位错的钉扎力； ：位错线弯曲角；x：位子直径； d：粒子平均间距。 设没有第二相时位错在基体中运动 所需这切应力为m， 为有第二相 粒子阻碍时位错运动所需要的切应 力，则=-m为第二相阻力使位错 运动需要增加的切应力，应有 每个粒子能够承受的最大力，也就是f力的最大值fm，它 对一定的粒子是确定值。 bdtfsin2 若在位错弯曲到90度以前先到达fm，则粒子 将被切过，取切割机制； 若在到达fm前，位错线已经弯曲到90度，则 位错将绕过粒子，取orowan机制。 4.4.2 金属与合金强

5、化的位错机制金属与合金强化的位错机制 3. 细晶强化细晶强化 大量试验结果指出，多晶体的加工硬化速率和屈服应大量试验结果指出，多晶体的加工硬化速率和屈服应 力比单晶体高得多，且屈服应力随晶粒尺寸减小而增高力比单晶体高得多，且屈服应力随晶粒尺寸减小而增高 这与这与这一事实直接这一事实直接 相关相关 设有边长为设有边长为a的立方盒子，若只填充一个半径为的立方盒子，若只填充一个半径为a/2的的 球，其表面积为球，其表面积为4(a/2)2=a2若填充个半径为若填充个半径为a/4的球的球 ，其表面积将增加到，其表面积将增加到8* 4(a/4)2=2a2，增加了一倍，增加了一倍 细化晶粒可以提高金属的强度

6、，其原因在于晶界对位 错滑移的阻滞效应当位错在多晶体中运动时，由于晶界 两侧晶粒的取向不同，加之这里杂质原子较多，增大了晶 界附近的滑移阻力，因而一侧晶粒中的滑移带不能直接进 入第二个晶粒此外要满足晶界上形变的协调性，需要多 个滑移系统同时动作，这同样导致位错不易穿过晶界，而 是塞积在晶界处，引起强度的增高 晶粒越细小，晶界越多，位错被阻滞的地方就越多， 多晶体的强度就越高，已有大量的实验和理论研究工作证 实了这一点 3. 细晶强化细晶强化 霍耳霍耳-配奇配奇(hall-petch)关系式关系式 如图，设左右两个取向不同的晶粒 ，其界面处有一个台阶，也可以是 其它可以作为位错源的界面缺陷， 在

7、应力作用下，台阶向右晶粒发射 一根位错 设单位晶界面积上的位错总长度为 s，若晶界全部位错均释放到晶粒 中去，使晶内位错密度达到假 设晶粒为圆球形，直径为a，则每 个晶粒的表面积为4(a/2)2=a2，故 释放位错总长度为sa2但是每个 晶界属于两个晶粒，故对一个晶粒 来说只有（sa2）由此得到 单位体积中位错线的长度（位错密 度）为： a s a sa 3 23 4 2 1 3 2 图 晶体作为位错源向相邻晶粒发射位错 这就是著名的霍耳霍耳-配奇配奇(hall-petch)关系式关系式对一定金属在 给定的温度和应变速率下，s，k均为常数 从大量金属的实测结果，得到流变应力和位错密度的关系：

8、gb 0 为位错密度极低时的初始屈服应力；为切变弹性模量； 为一常数，约等于0.5；b为位错柏氏矢量长度 2 1 00 3 ka a s gb 大多数金属材料都很好地遵从hall-petch关系式 o 该公式解释加工硬化材料的 屈服应力随位错密度的增加， 晶粒尺寸的减小而升高的普 遍规律 o 金属中晶粒尺寸的范围是： 铸造金属晶粒粗大，有时直 径可达几厘米，肉眼可辨； o 金属锻件的晶粒尺寸则较小， 约10100m，用光学显 微镜可见，更细的需借助电 镜 控制晶粒大小有两种常见方法控制晶粒大小有两种常见方法 o 再结晶处理，细化晶粒，同时可消除冷加工硬化效果取决 于预加工形变的程度和再结晶的温

9、度与时间 o 控制热处理过程，使金属进行相变 液相固相，加入杂质，阻碍晶粒长大； 液相固相，凝固速率愈快，成核愈多，晶粒尺寸愈小 固态铁（度） 铁（度） 铁（度），可以类似再结晶的方法，简单地 将金属加热到转变温度以下，即可达到细化晶粒的目的 细化晶粒不仅可以细化晶粒不仅可以，还可以，还可以 o 后面将讲到韧-脆（延-脆）转变温度，若此温度 高于构件的使用温度，往往引发灾难性脆断事 故，而细的晶粒大小正是影响此转变温度的重 要因素之一 o 晶粒愈粗，转变温度越高，这是由于晶粒越粗， 位错在滑移面上的运动，积累在晶界上的位错 越多，应力集中也越大，容易导致裂纹萌生在 晶界的薄弱部位，并迅速扩展到

10、裂纹临界尺寸 直至脆性破坏 o 断裂是个大问题，涉及到断裂物理，断裂化 学断裂力学我们这里谈到的只是和电镜工作 中常遇到的位错与断裂过程有关的某些问题并 非严格意义上的学术讨论断裂理论 o 我们从实用观点看，将断裂类型（脆性，延性以 及其它特殊类型）和断口形貌（解理，沿晶，穿 晶）相结合来探讨金属断裂的位错理论 对于结构材料，最重要的性能指标是。 是指材料抵抗变形和断裂的能力， 是材料变形和断裂过程中吸收能量的能力。 提高材料的强度和韧性可以节约材料，降低成本，增加材料 在使用过程中的可靠性和延长服役寿命。人们在利用材料的 力学性质时，总是希望所使用的材料既有足够的强度，又有 较好的韧性，但通

11、常的材料往往二者不可兼得。 理解材料强韧化机理，掌握材料强韧化现象的物理本质，是 合理运用和发展材料强韧化方法从而挖掘材料性能潜力的基 础。 材料的材料的和和 strength强度 prevents material from fracture prevents material from distortion brittle materials: strength condition is critical ductile materials: rigidity condition may become more important rigidity刚性 toughness-韧性 allow

12、able elongation deformation within a limit from the fracture surface, we can get a rough idea of the ductility of the materials. 断裂 ductilebrittle ductile f brittle necking 韧化原理韧化原理 断裂韧性是材料在外加负荷作用下从变形到断裂全过程吸 收能量的能力所吸收的能量越大，则断裂韧性越高因 此，所有增加断裂过程中能量消耗的措施都可以提高断裂 韧性同时，断裂韧性是材料的一项力学性能指标，是材 料的成分和组织结构在应力和其他外界

13、条件作用下的表现 因此，在外界条件不变时，只有通过工艺改变材料的成 分和组织结构，材料的断裂韧性才能提高 断裂的位错解释断裂的位错解释 o 解理断裂 o 沿晶断裂 o 脆性转变温度问题 o 微孔聚合断裂 o 蠕变断裂 o 疲劳断裂 解理断裂解理断裂 o 裂纹沿特定的低指数晶面（解理面）快速扩展裂纹沿特定的低指数晶面（解理面）快速扩展 并断裂并断裂 o 常见的脆性断裂方式常见的脆性断裂方式 o 不同结构金属有不同的解理面不同结构金属有不同的解理面 表金属晶体的解理面及解理临界正应力表金属晶体的解理面及解理临界正应力 解理断裂分三种情况： 1. 材料原始状态不存在微裂纹或只有少数 小尺寸微裂纹，应

14、力首先达到易滑移系或 孪生开始所需之应力，这时只有个别易滑 移系或孪生开动，在滑移面障碍处或孪晶 边界处产生应力集中而萌生裂纹并长 大在正应力下导致断裂 2. 屈服应力小于解理断裂应力时，微裂纹 有一个稳态发展阶段，裂纹扩展中有钝化 现象，直至外应力不断加大，该尺寸裂纹 失稳并扩展，最后解理断裂 3. 某些本质脆性材料如陶瓷，难熔金属等， 内部常含有尖锐微裂纹，这时可在比任何 滑移系的临界分应力都小的情况下，就导 致裂纹快速扩展直至断裂按griffiith公 式，解理断裂应力f由下式表示： 2 1 1 4 2 cv e f e:杨氏模量；：裂纹表面 能；c：裂纹长度；v：泊松 比f总小于该温度

15、下的屈 服应力，常在屈服以前即解 理破坏，断裂前常无可察觉 的塑性形变 解理断裂的两种机制解理断裂的两种机制 stroh的位错塞积导致应力集中的理论 b n 3 2 1 1 3 cv e 可以估计有效滑移面上长度 内塞积位错的数目n对金属 ，以抗张强度32kg/mm2， 切应力约为kg/mm2，柏 氏矢量长度b=2*10-8cm， =10-7j/cm2代入，则在有 效滑移面上的位错数目为 n100 如图所示，为滑移面上位错 塞积群所占的长度；c为障碍处 与滑移面成角的裂纹长度 stroh的位错塞积导致应力集中的理论的位错塞积导致应力集中的理论 v如果位错塞积到一定程度足以萌生裂纹时，则顶端处，

16、将有n个 位错汇集在一起，形成一个柏氏矢量为nb的 v另一方面，从能量观点出发，得到平均裂纹的长度 c与位错数目n 的关系是： 2 2 5 . 0 )1 (8 bn v ben c 裂纹长度与塞积列中的位错数目的平方成正比 v虽然由于处理细节的不同，griffiith公式和stroh公式有所差别， 但解理断裂应力和裂纹长度的关系是相同的从实验测出断裂正 应力，可以估计解理断裂所需之临界裂纹长度cc 解理断裂的另一种位错机制：解理断裂的另一种位错机制：cottrell位错反应理论位错反应理论 001111 2 111 2 a aa obcc的滑移面是110，若(- 101)和(10-1) 各有b

17、为a/2-1-11 和a/2111的平行位错交汇与 010，则通过下述反应形成 位错a001: 反应的能量比较是 反应可以进行 22 2 3 aa cottrell认为新位错a001的多余半原 子面正好可插入解理面(001)中，这个 面不是滑移面，因此位错a001不可动 ，上述反应不断进行，在a001位错处 造成不断增高的应力集中，在a001所 在的(001)形成“大位错”，导致断裂 o 金属一般不发生解理断裂，金属在低温下 易发生解理破坏原子间的键合性质对材料是否易于解 理破坏有决定性影响 o 合金中如果含有脆性大块第二相，如块状碳化物，往往 导致低的解理断裂应力，这已为许多实验证实 o 在

18、经过热处理的钢中，在延性-脆性转变范围内还常观 察到一种准解理断口形态准解理断裂时，解理面不限 于100，也见于110和112等晶面其特点是 由一些小平面组成，小平面之间由撕裂岭相连接这种 材料较纯解理破坏的材料韧性要好 沿晶断裂沿晶断裂 o 材料的裂纹扩展遵循能量消耗最小原理，即 总是沿着原子结合力最薄弱的区域进行 o 又称晶间断裂，属于脆性断裂 沿晶断裂的若干经验规律沿晶断裂的若干经验规律 o 晶界存在连续分布的脆性第二相是极其有害的； o 元素偏聚于晶界特别是晶界的结构疏松部位，如 钢中的硫，磷等有害元素的偏聚，破坏性尤大； o 环境介质的腐蚀破坏，如h2s，h2，cd，hg等 则是引起

19、晶间结合弱化的因素； o 环境介质，有害元素的电化学腐蚀再加应力的复 合作用，造成应力腐蚀，也是弱化晶界不可忽视 的因素 举例 o钢的高温回火脆发生在晶界实验 指出微量元素pb, sb, as, sn等有 强烈的向晶界偏聚的倾向，降低了 晶界原子结合力，从而极大地破坏 了裂纹沿晶界扩展时的有效表面能， 使之更易于沿晶扩展，最终导致破 坏 脆性转变温度问题脆性转变温度问题 研究的是，在外部条件（主要指温度）变化时，材料内部 形变发生变化，由延性转为脆性破坏的问题 ？实验现象实验现象 -fe随着含氧量增加，脆性转变温度不断提高，范 性断裂时所吸收的能量逐渐减少；含氧量减少，发 生穿晶断裂，含氧量增

20、加时，发生沿晶断裂 实验现象的解释：实验现象的解释： stroh认为任何形式的应力集中只能有两种后果：一是激活附近已经存在的 源；一是产生微裂纹前者导致延性断裂，后者导致脆性断裂 所谓的脆性转变温度脆性转变温度是指，在这个温度下，激活新的位错的可能性如何如 在此温度下有利于激活新的位错，则不易向脆性转变，反之则易向脆性转化 stroh计算了f-r源被激活的几率p与激活f-r源所需要的激活能u()的关系是： kt u vt p ln 1 lnln 式中v为位错振动频率，t为时间，为外应力当时，对应的温度叫做 由延性转变为脆性时的转变温度此时c写为： vtk u tc ln 根据碳钢的实验结果，按

21、上式计算得u()0.28ev，与位错受杂质原子的钉扎， 脱钉的激活能数值完全一致可见stroh的理论处理的思路还是接近实际的 其他人对实验现象的解释 o petch从hall-petch公式出发，比stroh考 虑了更多因素他认为脆性转变温度与晶粒 大小，位错运动时的晶格摩擦阻力，位错被 钉扎的强度以及缺口处应力状态都有关系 o abrahamson和grant曾对脆性与金属电子 结构的关系进行过研究，试图从合金金属原 子电子结构的深层次上找到某种更本质的规 律，但没有得到满意的结果 微孔聚合断裂 o 是一种韧性（延性）断裂方式； o 延性断裂是切应力和正应力共同作用的结果，前者促使试样 中产

22、生缺陷，后者促使缺陷发展为空洞，最后由空洞发展至 断裂 o 裂纹前端在应力作用下，在其周围诱发新的位错，这些位错 不断增殖并沿滑移面运动，直至和已经存在于夹杂物基体 边界处的裂纹或微孔汇合，这种汇合后的裂纹在后续位错的 促动下，也将很快达到临界尺寸，导致材料的破坏 o 夹杂物在断裂中起着重要的作用，特别当尖锐裂纹的尖端存 在夹杂物时，破坏性尤其大，因为位错倾向于在此处塞积， 促使裂纹迅速扩展，并很快达到临界尺寸，导致断裂 延性断裂是受应变控制的 o 工程材料中大部分非 金属夹杂物与基体结 合很弱，界面处极易 形成微孔而碳化物 与氮化物等则与基体 结合较牢，只有当应 变较大和它们的尺寸 较大时才

23、能形成微 孔 o断裂应变断裂应变“f”，与碳化 物的形状和大小关系极大 5.蠕变断裂 金属在长时间长时间的恒温恒温、恒应力恒应力作用下，即使应力小于 屈服强度，也会缓慢缓慢地产生塑性变形塑性变形的现象称为蠕变。 由于这种变形而最后导致材料的断裂称为蠕变断裂。 金属：t0.3-0.4tm ;陶瓷： t0.4-0.5tm； 高分子材料ttg 金属的蠕变过程 可用蠕变曲线蠕变曲线来 描述。 蠕变曲线上任一点的斜率，表示该点的蠕变速度蠕变速度。 dt d 蠕变曲线蠕变曲线(-t) 第一阶段ab是减速蠕变减速蠕变阶段。这一阶段开始的蠕变速度很 大，随着时间延长，蠕变速度逐淅减小，到b点蠕变速度达到 最小

24、值。 第二阶段bc是恒速蠕变恒速蠕变阶段。这一阶段的特点是蠕变速度 几乎保持不变，因而通常又称为稳态蠕变阶段。一般所反映 的蠕变速度，就是以这一阶段的变形速度表示的。 第三阶段cd是加速蠕变加速蠕变阶段，随着时间的延长，蠕变速度 逐渐增大，直至d点产生蠕变断裂蠕变断裂。试样出现缩颈，内部形 成孔洞，微孔连接，发展为裂纹，裂纹扩展导致破坏 蠕变过程分成三个阶段蠕变过程分成三个阶段 蠕变过程的组织变化蠕变过程的组织变化 o 出现滑移带，扭折带； o 发生回复和再结晶； o 晶界滑动，并在第二相或杂质粒子与基体的 界面处形成微孔，微孔在位错作用下通过聚 合形成裂纹，裂纹发展，失稳，最终导致破 坏 根

25、据位错理论及蠕变变形方式对高温蠕变过程作简要说明。 v蠕变第一阶段以晶内滑移和晶界滑动方式产生变形。 位错刚开始运动时，障碍较少，蠕变速度较快。随后位 错逐渐塞积、位错密度逐渐增大，晶格畸变不断增加， 造成形变强化形变强化。在高温下，位错虽可通过攀移形成亚晶 而产生回复软化，但位错攀移的驱动力来自晶格畸变能 的降低。在蠕变初期由于晶格畸变能较小，所以回复软软 化过程化过程不太明显。 v蠕变第二阶段，晶内变形以位错滑移和攀移方式交替 进行，晶界变形以滑动和迁移方式交替进行。晶内滑移 和晶界滑动使金属强化金属强化，但位错攀移和晶界迁移则使金金 属软化属软化。由于强化和软化的交替作用，当达到平衡时，

26、 就使蠕变速度保持恒定。 v蠕变发展到第三阶段，由于裂纹迅速扩展，蠕变速度 加快。当裂纹达到临界尺寸便产生蠕变断裂。 o蠕变变形是通过位错滑移滑移、位错攀移攀移等方式实现的。 o 在常温下在常温下，若滑移面上位错运动受阻，产生塞积现象， 滑移便不能进行。 o 在高温在高温蠕变条件下，由于热激活，就有可能使滑移面 上塞积的位错进行攀移，形成小角度亚晶界（此即高 温回复阶段的多边化），从而导致金属材料的软化， 使滑移继续进行。 o在高温蠕变条件下，由于晶界强度晶界强度降低，其变形量就 大，有时甚至占总蠕变变形量的一半，这是蠕变变形 的特点之一。 蠕变变形机理蠕变变形机理 蠕变断裂主要是沿晶脆断 。在裂纹