_材料的形变和再结晶.PPTVIP

第5章 材料的形变和再结晶 c．孪晶的形成 形成孪晶的主要三种方式 “变形孪晶” 通过机械变形而产生的孪晶，也称为 “机械孪晶”，它的特征通常呈透镜状或片状 “生长孪晶”它包括晶体自气态（如气相沉积）、液态（液相凝固）或固体中长大时形成的孪晶 “退火孪晶”,变形金属在其再结晶退火过程中形成的孪晶，它往往以相互平行的孪晶面为界横贯整个晶粒，是在再结晶过程中通过堆垛层错的生长形成的 形核 长大 所需临界切应力较大，常发生在应力高度集中的地方，如晶界 所需切应力较小，并且长大很快 Mg晶体孪晶需要的切应力：4.9-34.3MPa 滑移是的临界分切应力：0.49MPa 0.1G（Zn单晶） 0.0001G（Zn单晶） 滑移 孪生 滑移 0.25 0.50 0.10 0.75 1.25 1.50 2.5 5.0 7.5 10 铜单晶在4.2K的拉伸曲线 当应力增加到一定值时出现反复变化的情况，主要是由孪晶造成的 一段后又呈光滑曲线，由于孪晶造成了晶体方位的变化，使某些滑移系处于有利的位向，于是开始滑移变形 对称性低、滑移系少的晶体容易发生孪生 密排六方金属 ：孪生面为{ 1 0 1 2 } 孪生方向为 1 0 1 1 体心立方金属 ：孪生面为{ 1 1 2 } 孪生方向为 1 1 1 面心立方金属 ：孪生面为{ 1 1 1 } 孪生方向为 1 1 2 d．孪生的位错机制 由于孪生变形时，整个孪晶区发生均匀切变，其各层晶面的相对位移是借助一个不全位错（肖克莱不全位错）运动而造成的 C B A C B A C B A B C A B C A C B A 面心立方晶体中孪晶的形成 在{111}滑移面上有个全位错a/2110扫过，滑移两侧晶体产生一个原子间距的相对滑移量，且{111}面的堆垛顺序不变，为ABCABC··· 如果在相互平行且相邻的一组{111}上各有一个肖克莱不全位错扫过，各滑移面的相对位错就不是一个原子间距了，而是 ，晶面堆垛顺序也变为ABCACBACB···，这样就在晶体的上半部形成孪晶 3．扭折 由于各种原因，晶体中不同部位的受力情况和形变方式可能有很大的差异，对于那些既不能进行滑移也不能进行孪生的地方，晶体将通过其他方式进行塑性变形 为了使晶体的形状与外力相适应，当外力超过某一临界值时晶体将会产生局部弯曲，这种变形方式称为扭折 扭折变形与孪生不同，它使扭折区晶体的取向发生了不对称性的变化。扭折是一种协调性变形，它能引起应力松弛，使晶体不致断裂 镉单晶扭折及其示意图 5.2.2多晶体的塑性变形 1．晶粒取向的影响 室温下，多晶体中每个晶粒变形的基本方式与单晶体相同，但由于相邻晶粒之间取向不同，以及晶界的存在，因而多晶体的变形既需克服晶界的阻碍，又要求各晶粒的变形相互协调与配合，故多晶体的塑性变形较为复杂 晶体受力 晶粒取向对多晶体塑性变形的影响，主要表现在各晶粒变形过程中的相互制约和协调性 有利位置晶粒先滑移 形状改变 与周围晶粒协调 6个应变分量来表示，但塑性变形时，晶体的体积 不变，故有5个独立的应变分量，每个独立的应变分量是由一个独立滑移系来产生的，所以多晶体塑性变形时要求每个晶粒至少能在5个独立的滑移系上进行滑移 多晶体的塑性变形就与晶体的结构类型有关： 滑移系甚多的面心立方和体心立方晶体能满足这个条件，故它们的多晶体具有很好的塑性； 相反，密排六方晶体由于滑移系少，晶粒之间的应变协调性很差，所以其多晶体的塑性变形能力可低 2．晶界的影响 晶界上原子排列不规则，点阵畸变严重，何况晶界两侧的晶粒取向不同，滑移方向和滑移面彼此不一致，因此，滑移要从一个晶粒直接延续到下一个晶粒是极其困难的，在室温下晶界对滑移具有阻碍效应 对只有2~3个晶粒的试样进行拉伸试验表明，在晶界处呈竹节状 在变形过程中位错难以通过晶界被堵塞在晶界附近。这种在晶界附近产生的位错塞积群会对晶内的位错源产生一反作用力。此反作用力随位错塞积的数目n而增大 式中，?0为作用于滑移面上外加分切应力；L为位错源至晶界之距离；k为系数，螺位错k=1，刃位错k=1-v。当它增大到某一数值时，可使位错源停止开动，使晶体显著强化 对多晶体而言，外加应力必须大至足以激发大量晶粒中的位错源动作，产生滑移，才能觉察到宏观的塑性变形 由于晶界数量直接决定于晶粒的大小，因此，晶界对多晶体起始塑变抗力的影响可通过晶粒大小直接体现。实践证明，多晶体的强度随其晶粒细化而提高。多晶体的屈服强度?s与晶粒平均直径d的关系可用著名的霍尔—