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晶体塑性变形的位错机制


晶体塑性变形的位错机制

一、单晶体塑性变形的位错机制 (滑移的位错机制)
1.1 由于晶体中存在着位错,晶体的滑移 不是晶体的一部分相对另一部分的移动, 而是位错在切应力作用下沿滑移面逐步移 动的结果。 当一条位错线移动到晶体表面时,会 使晶体在表面上留下一个原子间距的滑移 台阶,其大小等于柏矢量b.

若有大量的位错重复按

此方式滑过晶体,就会在 晶体表面形成显微镜下能够观测到的滑移痕迹, 这就是滑移线的实质。

晶体在滑移时并不是滑移面上的所有原子一起运动 而是位错中心的原子逐一递进,有一个平衡位置移 动到另一个平衡位置。

实线PQ表示位错开始位置,而P′Q′表示位错移
动了一个原子间距,而位错中心附近的少数原子只 做远小于一个原子间距的弹性偏移,而晶体其他区 域的原子仍处于正常位置,即位错仅需要一个很小 的切应力即可实现,这就是实际滑移的切应力

?小 k

于理论切应力τ的原因。

1.2 位错的增殖
随着塑性变形过程的进行,晶体中的位错数 目会越来越多,因为晶体中存在着在晶体塑性变 形过程中不断增殖位错的位错源。 常见的一种位错增殖机制是弗兰克—瑞德拉 位错源机制。

1.3位错的交割与塞积
晶体的滑移实际上是源源不断的位错沿滑移 面的运动,在滑移时由于各滑移面相交,因而不 同滑移面上运动着的位错必然会相遇,发生相互 交割。此外在滑移面上运动着的位错还要与晶体 中原有的以不同角度穿过滑移面的位错相互交割。

在上图中可以看到在竖直平面上刃型位错XY的柏 氏矢量 b1,水平面上的刃型位错AB的柏氏矢量 b2 。 两个柏氏矢量相互垂直,若XY向下运动与AB发生 交割,XY扫过的区域,其滑移所在的竖直面两侧 的晶体将发生距离为 b1的相对位移,因此交割后, 在位错线AB上产生PP′的台阶,显然PP′的大小和 方向取决于 。由于位错的柏氏矢量的守恒性PP′ b1 的柏氏矢量仍为 垂直于PP′,因而仍是刃型位错, b2 并不在原位错线的滑移面上,故为割阶,而位错 XY由于平行与AB的柏氏矢量交割后不会再XY上 形成割阶。

此外,还有忍型位错与螺型位错、螺型位错 与螺型位错的交割,其结果都是形成割阶。这一 方面增加了位错线的长度,另一方面导致带割阶 的位错运动困难,从而成为后续位错运动的障碍。 这就是多滑移加工硬化效果较大的原因。 在切应力作用下,弗兰克—瑞德拉位错源所 产生的大量的位错沿滑移面运动过程中,如遇到 障碍物(固定位错、杂质粒子、晶界等)领先的 位错在障碍前被阻止,后续位错被堵塞起来,结 果形成位错的平面塞积群,并在障碍物前形成高 度的应力集中,这就是位错的塞积。
70.5°位 错塞积最 大应力面

二、多晶体塑性变形的位错机制
多晶体的塑性变形主要受两个方面的影响,一 方面由于晶界的存在使变形晶粒中的位错在晶界处 受阻(即形成位错的塞积),每一个晶粒中的滑移 带也都终止在晶界附近;另一方面由于各晶粒间存 在位向差,为了协调变形要求每一个晶粒必须进行 多滑移,而多滑移必然发生位错的相互交割,这两 方面将大大提高金属材料的强度。显然晶界越多, 即晶粒越细小,则强化效果越显著,而这种用细化 晶粒而增加晶界来提高金属强度的方法就成为细晶 强化。

多晶体塑性变形的特点: 1.各晶粒塑性变形的不同时性; 2.各晶粒在变形时的相互协调性; 3.塑性变形的不均匀性。 这是因为多晶体塑性变形要受到晶界的阻碍和 位向不同晶粒的影响;任何一个晶粒的塑性变形都 不是处于独立的自由变形状态,需要周围的晶粒同 时发生相应的变形来配合,以保持晶粒间的结合和 整个物体的连续性。 多晶体中各晶粒的位向是不同的,各个滑移的 方向也是不同的,在外加拉伸应力的作用下,各滑 移系上的分切应力很大。

当位向最有利的晶粒发生塑性变形时 ,这就意味 着在它的滑移面上的位错源开动,位错不断地在滑移 面上向前运动,但周围晶粒的位向不同,滑移系也不 同,运动着的位错不能越过晶界,滑移系就不可能发 展到另一个晶粒中。位错就会在晶界处形成平面塞积 群,这样就会造成很大的应力集中。 在外加应力及已滑移晶粒内位错平面塞积群所造 成的应力集中作用下就会有越来越多的晶粒发生塑性 变形。 例如下图是双晶粒的拉伸变形,由于在晶界附近 的滑移受阻,变形量较小,而晶粒内部的塑性变形较 大,整个晶体的变形是不均匀的。所以呈现出竹节状。

下图是由于位错塞积而在晶界处产生的竹节效应

Ni3Al+0.1%B合金拉伸时滑 移带终止于晶界

三、合金的塑性变形
根据合金的组织可以将合金分为两类,一是 具有以基体金属为基的单相固溶体组织,称为单 相固溶体;二是加入的合金元素量超过了它在基 体金属中的饱和溶解度,在显微组织中除了以基 体组织为基的固溶体外,还出现了第二相(各组 元形成的化合物或以合金元素为基形成的另一固 溶体)构成了多相合金。

3.1单相固溶体合金的塑性变形
由于单相固溶体合金的显微组织与多晶体纯金 属相似,其塑性变形也基本相似,但由于固溶体中 存在着溶质原子,使得合金强度、硬度提高;塑性、 韧性有所下降。这是因为合金中产生了固溶强化。

合金产生固溶强化的原因,一是固溶体溶质与 溶剂原子半径差所引起的弹性畸变与位错之间产生 的弹性交互作用对滑移面上运动着的位错有阻碍作 用;二是在位错线上偏聚的溶质原子对位错的钉扎 作用。

例如正刃型位错的上半部分晶格受到挤压而处于 压应力状态,位错线的下半部分被拉开而处于拉应力 状态,比溶剂原子大的置换原子及间隙原子往往会扩 散至位错线下方受拉应力的部位,比溶剂原子小的置 换原子扩散至上方受拉应力的部位,这样偏置于位错 周围的溶质原子好像形成了一个溶质原子“气团”, 称为“柯氏气团”。

柯氏气团的形成减少了晶格畸变,降低了溶 质原子与位错的弹性交互作用能,使位错处于较 稳定的状态,从而减少了可动位错的数目,这就 是钉扎作用。若要使位错线运动,脱离开气团的

钉扎,就需要更大的外力,从而增加了固溶体合
金抵抗塑性变形的能力。

3.2 多相合金塑性变形与位错机制
多相合金的组织主要分为两类:一两相的晶粒 尺寸相近,两相的塑性也相近;二是有塑性较好 的固溶体基体及其上分布的硬脆第二相组成,这 类合金除具有固溶体强化效果外,还有因第二相 的存在而引起的第二相强化。

位错对多相合金塑性的影响主要体现在合金中 的硬脆相在塑性相中呈颗粒状分布的合金中。
一般来说,颗粒状的硬脆相对塑性的危害比针 状和片状要小。

倘若第二相的弥散粒子均匀分布在塑性基体上, 则可显著提高强度,这种强化的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, 从而提高了金属的塑性变形抗力。 根据两者相互作用的方式,主要有两种强化机制。

1.位错绕过第二相粒子

在滑移面上运动着的位错遇到坚硬不变形的并且 比较粗大的第二相粒子时,将受到粒子的阻碍而弯曲, 随外加应力的增加,位错线受阻部分弯曲加剧,以至 围绕粒子的位错线在左右两边相遇时正负位错彼此抵 消,形成包围着粒子的位错环而留下,其余部分位错 线继续前进。

粒子

λ 位错环

位错环

位错线 a

b

c

d

位错绕过第二相的运动机制示意图

Ni合金中位错绕过Ni3Al相的电镜照片

位错绕过间距为λ的第二相粒子时,所需要的切 应力为:τ=Gb/λ,

其中G为切变模量,b为柏氏矢量,λ为两粒子间距
由上式可以看出λ越小强化作用越大。

第二相粒子是可借助粉末冶金的方法加入机体而 起强化作用的,这种强化机制成为弥散强化。
当过饱和固溶体进行时效处理时,可以得到与基 体非共格的析出相,此时位错也是以绕过机制通过障 碍的,这也称为弥散强化。

2.位错切过第二相粒子
若第二相粒子为硬度不是太高,尺寸也不很 大的可变形的第二相粒子时或是过饱和固溶体时 效处理初期产生的共格析出相,则运动着的位错 与其相遇时将切过粒子与基体一起变形。位错切 过第二相粒子时必须做而外的功,消耗足够大的 能量,从而提高合金的强度,这被称作是沉淀强 化。

位错 滑移面
B

适用于第二相粒子较软并与基体共格的情形
(b)

50nm

Mg-0.5Zn-0.5Zr-2.2Nd-4.0Y合金中相质点被运动位错 所切割

位错切割Al-Li合金中Al3Li相的电镜照片

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