材料微观结构第四章晶体中的位错与层错4

4.4.2金属与合金强化的位错机制通过各种冷、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。固溶强化、弥散强化、晶界强化1固溶强化―富勒谢(Fleischer)理论如图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。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τc。b:柏氏矢量的大小；l：位错在运动过程中遇到障碍的平均距离。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。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τcc2/3的关系，其结果更接近实验。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α-Fe中)较对称畸变效果要好。2弥散强化(沉淀强化)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。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”粒子位错遇到较“软”粒子时，切过粒子并沿一定的晶体学平面将粒子剪切开。两种越过机制的选择当单根位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；θ：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τm，τ为有第二相粒子阻碍时位错运动所需要的切应力，则Δτ=τ-τm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。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。第四章晶体中的位错与层错4.4.2金属与合金强化的位错机制3.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．这与多晶体的总晶界表面积高于单晶体这一事实直接相关．设有边长为a的立方盒子，若只填充一个半径为a/2的球，其表面积为4π(a/2)2=πa2．若填充８个半径为a/4的球，其表面积将增加到8*4π(a/4)2=2πa2，增加了一倍．将填充的小球类比做晶粒,表面积增加意味着什么呢?第四章晶体中的位错与层错细化晶粒可以提高金属的强度，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.细晶强化第四章晶体中的位错与层错霍耳-配奇(Hall-Petch)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ρ．假设晶粒为圆球形，直径为a，则每个晶粒的表面积为4π(a/2)2=πa2，故释放位错总长度为πsa2．但是每个晶界属于两个晶粒，故对一个晶粒来说只有（πsa2）／２．由此得到单位体积中位错线的长度（位错密度）为：图晶体作为位错源向相邻晶粒发射位错第四章晶体中的位错与层错这就是著名的霍耳-配奇(Hall-Petch)关系式．对一定金属在给定的温度和应变速率下，α，Ｇ，s，k均为常数从大量金属的实测结果，得到流变应力τ和位错密度ρ的关系：τ０为位错密度极低时的初始屈服应力；Ｇ为切变弹性模量；α为一常数，约等于0.5；b为位错柏氏矢量长度．第四章晶体中的位错与层错大多数金属材料都很好地遵从Hall-Petch关系式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．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；金属锻件的晶粒尺寸则较小，约10~100μm，用光学显微镜可见，更细的需借助电镜．第四章晶体中的位错与层错控制晶粒大小有两种常见方法再结晶处理，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度与时间．控制热处理过程，使金属进行相变．１．液相→固相，加入杂质，阻碍晶粒长大；２．液相→固相，凝固速率愈快，成核愈多，晶粒尺寸愈小．３．固态ＢＣＣ铁（１５３４度）→ＦＣＣ铁（１３９０度）→ＢＣＣ铁（９１０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．第四章晶体中的位错与层错细化晶粒不仅可以提高屈服强度，还可以减小脆性断裂倾向后面将讲到韧-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．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，并迅速扩展到裂纹临界尺寸直至脆性破坏．第四章晶体中的位错与层错4.4.3金属断裂的位错理论断裂是个大问题，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．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．第四章晶体中的位错与层错对于结构材料，最重要的性能指标是强度和韧性。强度是指材料抵抗变形和断裂的能力，韧性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。材料的强化和韧化Strength－强度

PreventsmaterialfromFracturePreventsmaterialfromDistortionBrittlematerials:strengthcondition

iscritical

Ductilematerials:rigidityconditionmaybecomemoreimportantRigidity－刚性Toughness-韧性

allowableelongation

deformationwithinalimit

EXAMPLESofmechanicalpropertiesofmaterialsFromthefracturesurface,wecangetaroughideaoftheductilityofthematerials.断裂DuctileBrittleductileFbrittleNecking第四章晶体中的位错与层错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．第四章晶体中的位错与层错断裂的位错解释解理断裂沿晶断裂脆性转变温度问题微孔聚合断裂蠕变断裂疲劳断裂第四章晶体中的位错与层错１解理断裂裂纹沿特定的低指数晶面（解理面）快速扩展并断裂常见的脆性断裂方式不同结构金属有不同的解理面．表４－５金属晶体的解理面及解理临界正应力第四章晶体中的位错与层错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σf由下式表示：E:杨氏模量；γ：裂纹表面能；c：裂纹长度；v：泊松比．Σf总小于该温度下的屈服应力，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

Stroh的位错塞积导致应力集中的理论可以估计有效滑移面上Ｌ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１６kg/mm2，柏氏矢量长度b=2*10-8cm，γ=10-7J/cm2代入，则在有效滑移面上的位错数目为n≈100．如图所示，Ｌ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θ角的裂纹长度．第四章晶体中的位错与层错Stroh的位错塞积导致应力集中的理论如果位错塞积到一定程度足以萌生裂纹时，则顶端Ｏ处，将有n个位错汇集在一起，形成一个柏氏矢量为nb的大位错．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：裂纹长度与塞积列中的位错数目的平方成正比．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σ，可以估计解理断裂所需之临界裂纹长度cc．第四章晶体中的位错与层错解理断裂的另一种位错机制：Cottrell位错反应理论BCC的滑移面是{110}，若(-101)和(10-1)各有b为a/2[-1-11]和a/2[111]的平行位错交汇与[010]，则通过下述反应形成位错a[001]:反应的能量比较是反应可以进行Cottrell认为新位错a[001]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a[001]不可动，上述反应不断进行，在a[001]位错处造成不断增高的应力集中，在a[001]所在的(001)形成“大位错”，导致断裂．第四章晶体中的位错与层错ＦＣＣ金属一般不发生解理断裂，ＢＣＣ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．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．在经过热处理的钢中，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．第四章晶体中的位错与层错２．沿晶断裂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．又称晶间断裂，属于脆性断裂．第四章晶体中的位错与层错沿晶断裂的若干经验规律晶界存在连续分布的脆性第二相是极其有害的；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；环境介质的腐蚀破坏，如H2S，H2，Cd，Hg等则是引起晶间结合弱化的因素；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．第四章晶体中的位错与层错举例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．第四章晶体中的位错与层错３．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α-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，含氧量增加时，发生沿晶断裂．第四章晶体中的位错与层错实验现象的解释：

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Ｆ－Ｒ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(σ)的关系是：式中v为位错振动频率，t为时间，σ为外应力．当Ｐ→０时，对应的温度Ｔ叫做由延性转变为脆性时的转变温度．此时Ｔc写为：根据碳钢的实验结果，按上式计算得U(σ)≈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．第四章晶体中的位错与层错其他人对实验现象的解释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．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．第四章晶体中的位错与层错４．微孔聚合断裂是一种韧性（延性）断裂方式；延性断裂是切应力和正应力共同作用的结果，前者促使试样中产生缺陷，后者促使缺陷发展为空洞，最后由空洞发展至断裂．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．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．第四章晶体中的位错与层错延性断裂是受应变控制的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能形成微孔．断裂应变“εf”，与碳化物的形状和大小关系极大．第四章晶体中的位错与层错5.蠕变断裂

金属在长时间的恒温、恒应力作用下，即使应力小于屈服强度，也会缓慢地产生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：T>0.3-0.4Tm;陶瓷：T>0.4-0.5Tm；高分子材料T>Tg

金属的蠕变过程可用蠕变曲线来描述。

蠕变曲线上任一点的斜率，表示该点的蠕变速度。第四章晶体中的位错与层错蠕变曲线(ε-t)

第一阶段ab是减速蠕变阶段。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值。第二阶段bc是恒速蠕变阶段。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ε表示的。第三阶段cd是加速蠕变阶段，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。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．第四章晶体中的位错与层错蠕变过程分成三个阶段第四章晶体中的位错与层错蠕变过程的组织变化出现滑移带，扭折带；发生回复和再结晶；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．根据位错理论及蠕变变形方式对高温蠕变过程作简要说明。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。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，所以回复软化过程不太明显。第四章晶体中的位错与层错蠕变第二阶段，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，但位错攀移和晶界迁移则使金属软化。由于强化和软化的交替作用，当达到平衡时，就使蠕变速度保持恒定。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。第四章晶体中的位错与层错蠕变变形是通过位错滑移、位错攀移等方式实现的。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。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。在高温蠕变条件下，由于晶界强度降低，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。蠕变变形机理第四章晶体中的位错与层错

蠕变断裂主要是沿晶