第6章-固溶强化

第6章固溶强化固溶强化——溶质原子和位错的交互作用.交互作用的性质——有弹性的、化学的电性的和几何的。主要内容——溶质原子与位错的弹性交互作用。各种气团——溶质原子偏聚到位错线周围。柯氏（Cottrell)气团；史氏(Snock)气团；铃木（Suzuki)气团柯氏气团——刃型位错与溶质原子的交互作用。溶质原子在基体中产生球对称的畸变。位错有正应力分量。间隙溶质原子与刃型位错的弹性交互作用比置换溶质原子的大。柯氏气团的结构——稀释气团和饱和气团稀释气团——溶质原子的浓度服从麦克斯韦-玻尔兹曼分布。稀释气团可见，稀释气团只能在较高温度下存在，随温度的降低，在位错附近的溶质浓度会越来越多，当C=1时，由稀释气团转化为饱和气团，对应的温度为TC。问题：⑴为什么会形成饱和气团？⑵形成饱和气团的溶质原子的含量？00(,)(,)exp(,)uRCRCCuRkT，式中，溶质的平均浓度；交互作用能。柯氏气团史氏(Snock)气团史氏气团——体心立方金属中的间隙溶质原子与螺位错的弹性交互作用。体心立方金属中的间隙溶质原子在基体中产生非对称的畸变。在螺位错的切应力作用下，间隙溶质原子沿位错线分布以降低应变能。与柯氏气团比较，史氏气团形成很容易，不需要溶质原子的长程扩散，也不需要溶质原子的富集，只是通过碳原子在晶胞内的简单跳动，扩散距离只是点阵常数的一半。史氏气团对位错的运动阻力和柯氏气团得差不多。动态应变时效气团对运动位错的拖曳影响拖曳力的因素：位错运动速度：由图a可知，位错运动的速度很高或很低时,拖曳力都是很小的。位错运动的速度很高，溶质原子的扩散速率跟不上位错的运动,来不及形成气团；位错运动的速度很低时，位错与溶质原子形成一稳定的低能结构，不产生拖曳力。当位错以某一速度V运动时，气团中心落后于位错一定距离时，才产生拖曳力。当位错运动的速度VC与气团迁移的速度相等时，拖曳力最大。温度：温度升高，溶质原子的扩散速率增加，VC也越高，但最大拖曳力不变(图b)。应变速率：拖曳力与应变速率的关系类似于和位错运动速度的关系(图c)。应变速率恒定时，由于提高应变速率和降低温度对拖曳力影响效果一样，拖曳力和温度的关系如图d。动态应变时效——变形中产生时效的现象。当温度足够高时，溶质原子和位错的交互作用可以在变形过程中发生。发生在一定的温度范围，温度范围随应变速率的增加而上移。动态应变时效的特点⑴第三节单晶体的滑移变形密排六方（hcp)晶体金属的滑移⑴理想的密排六方（hcp)晶体（c/a=1.633)的滑移系：（０００１）＜１１２０＞⑵c/a接近或大于1.633的密排六方金属(Mg(1.624);Zn(1.856);Cd(1.885))的滑移系：（０００１）＜１１２０＞．滑移系少，加工硬化速率低．⑶c/a小于1.633的密排六方金属(Ti(1.587);Zr(1.5)))的滑移系：基面已不是唯一的密排面，棱柱面｛１０１０｝和棱锥面｛１０１１｝密排程度与基面相近．棱柱面和棱锥面也是滑移面，滑移方向不变＜１１２０＞．滑移系多，加工硬化速率大．面心立方(fcc)晶体金属的滑移滑移面：{111}；滑移方向：〈110〉特点：滑移系多，可进行单滑移、双滑移或多滑移，取决于外力轴的取向．体心立方(bcc)晶体金属的滑移滑移面：{110}、{112}、{123}；滑移方向：〈111〉特点：不服从Schmid定律和滑移的非对称性。不服从Schmid定律的两种表现：⑴不同温度在不同晶向上做拉力试验，当Schmid因子最大时，临界分切应力并不是最大，而且也不是常数。⑵同样晶向上拉伸与压缩的临界切应力不相等表明位错运动在正反方向上的阻力不同第四节多晶体的变形影响多晶体变形的两个因素：晶界和晶体（粒）位向晶体位向的影响晶粒间变形要协调，至少应有5个独立的滑移系。面心和体心立方金属滑移系多可满足要求5个独立的滑移系的变形协调条件。密排六方金属滑移系少，为了实现变形协调:⑴柱面和棱锥面参与滑移；⑵产生孪生变形晶界的影响⑴位错在晶界上的塞积位错运动受到晶界的阻止，在晶界前塞积，形成塞积群。位错在塞积群中的分布是不均匀的，离晶界越近排列越密。塞积群的长度L等于晶粒直径D的一半：L=D/2设：塞积群中有n个位错，在外力τ作用下，晶界对领先位错的作用力τB，则τB=nτ可知在外力τ作用下在晶界附近引起的应力集中是外力τ的n倍。塞积位错产生的应力集中的作用：①激发相邻晶粒位错源的开动，使变形由一个晶粒传播到另一个晶粒当τB在相邻晶粒滑移方向上的分切应力达到临界切应力τc时，相邻晶粒的位错源开动。②产生生解理裂纹，松弛应力。⑵晶界发射位错晶界除了阻碍位错运动造成位错塞集外，还可以自身发射位错。第五节温度和应变速率对流变应力的影响流变应力的组成流变应力随温度升高或应变速率降低而减小.温度达到某一临界值后,流变应力不在变化。⑴流变应力的组成*G*G*CG*Gτττ=τ+τTτ=0τ=τττ流变应力由两部分组成：与温度有关的分量和与温度无关的分量当温度超过超过临界温度后，，取决于位错运动受到的短程障碍。如螺位错与林位错交截后产生的割阶的攀移。取决于位错运动受到的长程障碍。平行位错间的相互作用。当温度超过超过临界温*CGC**CTτ=0τ=τT?TTT,,τ,0Kτ(0),度后，，。当时短程障碍的能垒完全由热起伏（激活）提供。当时随着温度的降低增加在时最大此时没有热涨落了。面心与体心立方金属的流变应力体心立方金属单晶体(Nb)：滑移的临界切应力随温度变化强烈温度升高到某一温度（423K）时易滑移阶段消失第二阶段硬化率不随温度变化面心立方金属单晶体(Cu)：滑移的临界切应力几乎不随温度而变化第二阶段硬化率随温度而变化由于上述差别,它们的拉伸塑性随温度的变化不同:体心立方金属:温度降低,塑性减少;面心立方金属:温度降低,塑性反而增加第六节孪生变形形变孪晶在塑性变形中的作用⑴面心立方金属一般很难产生孪生变形，如纯铜在4K下才发生孪生变形。但低层错能的面心立方金属，如不锈钢、高锰钢等在室温下变形，可出现大量的孪晶。⑵体心立方和密排六方金属密排六方金属独立滑移系只有2个，为了协调变形，一般滑移和孪晶同时进行。体心立方金属，在冲击载荷及低温时易发生孪晶变形。⑶孪晶变形的特点①临界切应力随温度升高而增加；②在给定温度下，增加应变速率使流变应力减少；③加工硬化率随温度升高而增加；④引起很高的加工硬化率，由此带来高的均匀伸长率。孪晶的形核与生长⑴细晶粒阻碍孪晶的产生：①孪晶形核需要有高的应力集中，而细晶粒产生的应力较小；②晶界是孪晶生长的障碍。⑵孪晶在高应力集中区形核，形核速度极快⑶孪晶在低应力下生长，应力-应变曲线上呈锯齿状孪晶变形机制极轴位错机制----在孪晶面上的可动不全位错绕一极轴位错连续扫过平行的孪晶面。⑴体心立方晶体的孪晶变形过程孪晶系{112}〈111〉。在各{112}上有柏氏矢量为1/6[111]的位错，在各层上面移动，就形成了孪晶，如下图：可动位错1/6[111]，极轴位错在孪晶面法线上的分量为a/6[121]，等于孪晶面的面间距。⑵面心立方晶体的孪晶变形过程孪晶系{111}〈112〉。孪晶面就是滑移面，其上肖克莱位错a/6[112]的运动就可产生孪晶，如下图：（111）上有柏氏矢量为a/6[112]的位错，在各层上面移动，就形成了孪晶。面心立方晶体的孪晶也可照极轴位错机制的方式产生，在[111]方向有一极轴位错，b=a/3[111]（螺位错），肖克莱位错a/6[112]绕其连续运动，也可产生孪晶。＊极轴位错机制可解释孪晶的高生长速率和孪晶形核需要的较高应力，但极轴位错机制未在电镜中得到证实。