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从晶格中取出一个能够完全反映晶格特征的最小几何单元,来分析晶体中原子排列的规律性,这个最小的单元称为晶胞。
晶胞的棱边长度一般称为晶格常数或者点阵常数。
晶胞是晶体的最小几何单元,晶胞的结构即反映了晶体的结构。
2.三种典型的晶胞结构
最长见的金属晶胞结构类型有三种:
面心立方晶胞、体心立方晶胞和密排六方晶胞。
(1)面心立方晶胞
在晶胞的每个角上都有一个原子,每个面的中心也有一个原子,晶胞中的原子数为4,这种晶胞结构称为面心立方晶胞,如图2-1所示。
具有面心立方结构的金属有Ag、Au、Al、Ni、Cu、Pb、γ-Fe等。
图2-1
(2)体心立方晶胞
在晶胞的每个角上各有一个原子,在晶胞的中心还有一个原子,晶胞中的原子数为2,这种晶胞结构称为体心立方晶胞,如图2-1所示。
具有体心立方结构的金属有:
Cr、V、Nb、Ta、Mo、W、α–Fe、β-Ti等
(3)密排六方晶胞
密排六方晶胞象是一个六棱柱体,晶胞中上、下面的六个角点和中心各有一个原子,上、下面的间隙处还有三个原子,晶胞中的原子数为6,如图2-1所示。
具有密排六方结构的金属有:
Zn、Mg、Cd、α-Be、α-Ti、α-Co等等。
3.晶体的缺陷
晶胞的重复堆砌构成了晶体,同一种位向的晶胞堆积在一起,就构成了金属单晶体。
单晶体由于原子在各个方向上的排列密集程度有差别,因此,在各个方向上的性能不同,称为各向异性。
实际使用的金属是多晶体,由许多晶粒组成,每一个晶粒都是有一定位向的单晶体,由于晶粒间位向不一致,晶粒间的方向性互相抵消,因而在一般情况下,实际金属不显示方向性。
在实际金属中,由于晶体的形成条件、加工过程、原子的热运动以及其他因素(如辐射、氧化等)的影响,原子的排列不可能象理想晶体那样规则和完整,而是或多或少地偏离理想结构地区域,出现了不完整性,通常把这种偏离完整性的区域称为晶体缺陷。
晶体地缺陷通常分为三大类:
(1)点缺陷晶体中的点缺陷主要包括空位、间隙原子、杂质或溶质原子,以及由它们组合而成的复杂缺陷。
在晶体中,处于平衡位置的原子不是固定不动的,而是以各自的平衡位置为中心不停的作热振动。
随着温度的升高,热振动的振幅和频率都会增加。
由于晶体内原子的相互作用,他们将彼此相互影响、相互制约,从而使热振动能量产生起伏。
当某些原子振动的能量高到足以克服周围原子的束缚时,它们便有可能挣脱原来的平衡位置,迁移到一个新的位置,形成一个离位原子,同时在原来的平衡位置上留下点阵空位缺陷。
离位原子的迁移位置一般有三种:
1)离位原子迁移到晶体表面或者晶界上的正常阵点位置,使晶体内部留下空位
2)离位原子挤入点阵的间隙位置,在晶体中同时形成数目相等的空位和间隙原子;
3)离位原子迁移到其他空位中,使空位移动,这种情况下,空位的数目不会增加。
空位和间隙原子的形成与温度有很大的关系,随着温度的升高,空位和间隙原子的数目增加,因此,点缺陷又称为热缺陷。
空位和间隙原子的迁移运动,构成金属晶体中原子的扩散,这直接影响到金属的性能和在金属中发生的某些物理化学过程。
例如金属的热处理、化学处理、蠕变和高温变形都和原子的扩散有关。
(2)线缺陷晶体中的线缺陷主要是指位错。
位错主要包括了刃型位错和螺型位错。
(3)面缺陷晶体中的面缺陷主要包括堆垛层错、晶界、亚晶粒及亚晶界。
1)堆垛层错堆垛层错是指原子面的堆垛顺序出现了差错。
它又可分为抽出型层错和插入型层错。
2)晶界
晶界是多晶体的重要面缺陷,对晶体性能有重要影响。
晶界能的高低表明晶界有自发地向低能状态转变地趋势。
晶粒的长大和晶界的平直化都能减小晶界的总面积。
晶界处的原子排列的不规则性,对金属材料的塑性变形起了阻碍作用,在宏观上表现为晶界处较晶粒内部具有更高的强度和硬度。
晶粒越细小,晶界面积越大,金属材料的强度、硬度也越高。
晶界处的原子偏离其平衡位置,具有较高的动能,并存在大量的空位、位错等缺陷,所以原子的扩散速度比晶粒内部的原子扩散速度要快得多。
晶界处富集杂质原子,所以晶界处的熔点较低。
由于晶界的能量较高,原子处于不稳定状态,当晶体在腐蚀性介质中时,晶界处的腐蚀速度一般比晶界内部快。
3)亚晶粒及亚晶界
多晶体内的每个晶粒并不都是理想的单晶体,除了含有空位、位错之外,每个晶粒又可分为若干个位向差更小的晶块,称为亚晶粒,亚晶粒比较接近理想的单晶体,相邻亚晶粒间的界面称为亚晶界。
二单晶体的塑性变形
单晶体的塑性变形主要有滑移和孪生两种方式。
1.滑移
滑移是金属塑性变形的最常见的方式,即晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一部分产生滑移。
这种晶面称为滑移面,晶体在滑移面上的滑动方向称为滑移方向。
晶体的滑移有两个重要特征:
一是晶体滑移的距离是滑移方向原子间距的整数倍;
二是滑移后并不破坏晶体排列的完整性。
(1)滑移面和滑移方向
一个滑移面以及其面上的一个滑移方向构成了一个滑移系,每一个滑移系表示晶体在产生滑移时可能采取的空间位向。
当其他条件一定时,金属晶体的滑移系越多,则滑移时可能出现的滑移位向愈多,金属的塑性就愈好。
一般来说,滑移面总是原子排列最密的面,滑移方向总是原子排列最密的方向。
这是因为原子排列最密的面上原子的结合力最强,而这样的面之间的结合力则弱,因此这样的面容易产生滑移。
同理,沿原子排列最密的方向,滑移阻力最小,最容易产生滑移。
面心立方和体心立方金属总共有12个滑移系,密排六方金属有3个滑移系。
一般来说,面心立方和体心立方的滑移系比较多,因此比密排六方金属的塑性好。
但是金属塑性的好坏,不仅取决于滑移系的多少,还与滑移面上原子密排程度和滑移方向的数目等有关。
比如:
α-Fe属于体心立方结构,具有12个滑移系,其塑性比面心立方金属(Cu、Al、Ag等)低。
(2)滑移时的临界剪切应力
滑移是在切应力作用下进行的。
当滑移面上的剪切应力达到某一个值—临界剪切应力时,晶体产生滑移。
许多试验证明,对于不同取向的金属单晶体,当它们产生滑移时,其受到的拉伸应力并不相同,但是出现在它们的滑移面和滑移方向上的临界剪切应力则完全相同,这一规律被称为临界剪切力定律。
,取向因子:
2.孪生
孪生是单晶体塑性变形的另一种方式。
孪生是以晶体中的一定的晶面(称为孪晶面)沿着一定的晶向(孪生方向)移动而发生的。
与滑移相比,孪生的特点体现在:
孪生是一个突变过程,晶体的移动量不一定是原子间距的整数倍,比滑移的移动量要小;
它使一部分晶体发生了均匀的切变,而不象滑移那样集中在一些滑移面上进行;
孪生变形后,晶体的变形部分与未发生变形部分构成了镜面对称的位向关系,而滑移变形后晶体各部分的相对位向不发生改变。
一些密排六方结构的金属的塑性变形常常以孪生的方式进行。
对于具有体心立方及面心立方结构的金属,在冲击载荷或者低温时,容易产生孪生变形
大量研究表明,孪生产生于局部应力高度集中的地方(在多晶体中则通常为晶界),当外力在孪晶面和孪生方向所引起的剪应力达到某一临界值时就会产生孪生变形。
产生孪生变形的临界切应力远远高于产生滑移变形时的切应力。
因此,只有当滑移过程极其困难时,才出现孪生。
孪生产生后,由于变形部分位向改变,可能变得有利于滑移,晶体又开始滑移,二者交替进行。
孪生也会引起晶体硬化。
三位错理论
1.位错概念的提出
早在20年代,人们就已经开始对金属单晶体的塑性变形进行了系统的研究。
通过计算晶体的临界剪切应力,并与实际的临界剪切应力进行比较,人们发现,理论计算的剪切强度比实验所得到的剪切强度要高一千倍以上。
为了解释这种理论值和实际值的差别,1934年泰勒(G.I.Taylor)、奥罗万(E.Orowan)、和波兰伊(M.Polanyi)几乎在同一时间内,分别提出了位错假设。
他们认为在晶体内存在着一种线缺陷,它在剪切应力下更容易滑移,并引起塑性变形。
随着实验手段的不断发展,越来越多的事实证明了位错的存在,形成了一种位错理论。
在随后的几十年中,这种位错理论在金属塑性变形的微观研究上获得了很大发展。
位错理论的发展也促进了晶界理论、晶体缺陷等理论的发展。
2.位错类型
有两种类型的位错:
(1)刃型位错;
(2)螺型位错。
3.柏氏矢量
柏氏矢量是为了描述晶体中位错线附近原子错排情况或者晶格畸变情况而提出的。
它是一个反映由位错引起的点阵畸变大小的物理量。
柏氏矢量越大,位错周围的点阵畸变越严重,柏氏矢量用b表示,称为位错的强度。
刃型位错的柏氏矢量与位错线垂直,这是刃型位错的一个重要特征。
螺型位错的柏氏矢量与位错线平行,这是螺型位错的一个重要特征。
4.位错运动
单晶体的塑性变形是通过滑移来实现的。
而晶体的滑移主要是通过位错的运动实现的。
(1)位错的滑移当位错线沿着滑移面移动时,被称为位错的滑移。
(2)位错的攀移当位错线垂直于滑移面移动时,被称为位错的攀移。
(3)交滑移对于螺型位错,所有包含位错线的晶面都可能成为滑移面。
因此,当螺型位错在某一滑移面上的滑移运动受到阻碍时,有可能从原滑移面移到与之相交的另一滑移面上去继续滑移,这一过程称为交滑移。
(4)位错交割晶体内的滑移会在各个滑移平面内同时进行,位错线在运动过程中会与其它位错线相遇,就产生了位错交割。
当刃型位错和螺型位错交割时,在各自的位错线上形成刃型割阶,位错线还能继续滑移;
当螺型位错和螺型位错相交割时,相交后形成了两个割阶,位错线不能继续滑移,只能通过攀移运动移动。
位错交割后,不管是形成能动的交割,还是形成不能动的割阶,都会给位错运动造成不同的阻力。
(5)位错增值晶体在外力的作用下,其内部的位错逐步移至晶体表面而产生宏观的塑性变形。
变形后,晶体中的位错数目不是越来越少,而是大量增加了,这就是位错的增值。
在位错增值的机制中,最重要的是弗兰克-瑞德(Frank-Rend)源。
(6)位错塞积在金属晶体的变形过程中,移动着的位错经常会受到晶界、亚晶界、第二相或者固定位错的阻碍而停留在晶体内部。
由于同号位错之间存在着斥力,跟随这个被阻碍位错后面的一系列同号位错,因受到斥力不能移动而堆积起来。
堆积起来的位错越来越多,斥力也越来越大,这种现象被称为位错塞积。
四多晶体塑性变形
1.多晶体冷塑性变形机制
多晶体冷塑性变形包括了晶内变形和晶间变形两种。
晶内变形的主要方式是滑移和孪生。
晶间变形则主要表现为晶粒间的相对移动和转动。
晶界特征
1)该处原子的排列不规则,常温下阻碍金属的塑性变形,宏观表现上晶界处较晶粒内部的有更高的强度和硬度高,高温则相反。
常温下晶粒细,强度和硬度高;
2)抗腐蚀能力差晶界的能量高,原子处于不稳定状态,在腐蚀的环境下,晶界首先被破坏;
3)熔点低金属的融化首先从晶界开式;
4)内吸附某些能降低晶界能的金属元素或非金属元素,优先富集于晶界层;
5)晶界处的电阻较高。
图2-2晶粒之间的转动和滑动
晶间变形的主要方式是晶粒之间相互滑动和转动,如图2-1所示,多晶体受力变形时,沿晶界处可能产生切应力,当此切应力足以克服晶粒彼此间相对滑移的阻力时,便发生相对滑动。
另外,由于各晶粒所处位向不同,其变形情况及难易程度亦不相同。
这样,在相邻晶粒间不然引起力的相互作用,而可能产生一对力偶,造成晶粒间的相互转动。
对于晶间变形不能简单地看成是晶界处的相对机械滑移,而是晶界附近具有一定厚度的区域内发生应变的结果。
这一应变是晶界沿最大切应力方向进行的切应变,切变量沿晶界不同点是不同的,即使在同一点上,不同的变形时间,其切变量亦是不同的。
多晶体冷塑性变形以晶内变形为主,晶间变形对晶内变形起着协调作用。
在冷态变形条件下,多晶体的塑性变形主要是晶内变形,晶间变形只起次要作用,而且需要有其他变形机制相协调。
这是由于晶界强度高于晶内,其变形比晶内的困难。
还由于晶粒在生成过程中,各晶粒相互接触形成犬牙交错状态,造成对晶界滑移的机械阻碍作用,如果发生晶界变形,容易引起晶界结构的破坏和裂纹的产生,因此晶间变形量只能是很小的。
2.多晶体塑性变形的特点
多晶体冷塑性变形的特点主要体现在三个方面:
(1)多晶体冷塑性变形过程中,不同位向晶粒的运动具有相互协调性。
在多晶体中,由于各个晶粒的取向不相同,在一定外力作用下各个晶粒的受力情况不相同。
这时,处于有利位向的晶粒首先开始滑移,处于不利位向的晶粒则较晚才开始滑移。
先滑移的晶粒必然会受到周围的晶粒的约束和限制,因而一方面使得处于有利取向晶粒的变形阻力增大,另一方面要求每个晶粒的变形必须与周围的晶粒相互协调和配合。
(2)晶界对多晶体冷塑性变形过程起了阻碍作用。
在多晶体中,滑移线和孪生带大多终止于晶界处,这表明晶界对变形过程起着明显的阻碍作用。
在多晶体金属中,晶界原子的排列是不规则的,局部晶格畸变十分严重,还容易产生杂质原子和空位等缺陷的偏聚。
当位错运动到晶界附近时容易受到晶界的阻碍。
在常温下多晶体金属受到一定的外力作用时,首先在各个晶粒内部产生滑移或位错运动,只有当外力进一步增大后,位错的局部运动才能通过晶界运动,从而出现更大的塑性变形。
这表明与单晶体金属相比,多晶体金属的晶界可以起到强化作用,金属晶粒越细小,晶界在多晶体中占有的体积百分比越大,它对位错运动产生的阻碍也越大,因此细化晶粒可以对多晶体金属起到明显的强化作用,如图4.1.5所示。
同时,在常温和一定的外力作用下,当总的塑性变形量一定时,细化晶粒后可以使位错在更多的晶粒中产生运动,这就会使塑性变形更均匀,因而不容易产生应力集中,所以细化晶粒在提高金属强度的同时也改善了金属材料的塑性。
(3)多晶体冷塑性变形具有不均匀性。
由于多晶体中各个晶粒的空间位向不同,同一晶粒各个部分所受外界环境的制约也不同,这使得各个晶粒和晶粒各部分的变形量和发展方向不同,因此多晶体的变形是不均匀的。
(宏观上、微观上的不均匀)
综合上述,多晶体塑性变形的特点,一是各晶粒变形的不同时性;
二是各晶粒变形的相互协调性;
三是晶粒与晶粒之间、晶粒内部与晶界附近区域之间变形的不均匀性。
3.晶粒大小对金属的塑性和变形抗力的影响
(1)金属的晶粒越细,其强度越高;
(2-1)
(2)金属的晶粒越细,其塑性越好:
①单位体积内处于软位向的晶粒数目增多;
②晶粒心部的应变与晶界的应变差异减小,细晶结构的金属变形不均匀性减小,由此引起的应力集中降低,因而金属断裂前可承受的塑性变形量就更大。
(3)在强度和塑性同时提高的情况下,金属在断裂前要消耗较大的功,因而其韧性也较好。
(4)晶粒细化对提高塑性成形件的表面质量也有利。
五合金的塑性变形
合金的相结构有固溶体和化合物两大类,合金的组织有单相固溶体合金和两相或多相合金两种。
它们的塑性变形特点各不相同。
1.单相固溶体合金的塑性变形
和多晶体纯金属相比,单相固溶体合金在组织上无甚差异,变形机理也是孪生和滑移,变形时同样受到相邻晶粒的影响。
固溶体中的溶质原子阻碍金属中位错运动,使变形抗力和加工硬化率有所提高,塑性下降,这种现象称为固溶强化。
金属中的位错使位错区域的点阵结构发生畸变,产生了位错应变能,而固溶体中的溶质原子却能减少这种畸变,使位错能降低,并使位错更加稳定。
屈服效应。
2.多相合金的塑性变形
根据第二相的数量、形状、大小和分布的不同,以及第二相的变形特性和它与基本相间的结合状况的不同,使得多相合金的塑性变形更为复杂。
但从变形机理来说,仍然是滑移和孪生。
按照第二相粒子的尺寸将合金分为两大类:
一类是第二相粒子的尺寸与基本相晶粒尺寸属于同一数量级,称为聚合型两相合金,另一类第二相粒子十分细小,并弥散地分布在基体晶粒内,称为弥散性两相合金。
(1)聚合型两相合金的塑性变形
第二相为较强相时,合金才能得到强化。
当合金发生塑性变形时,滑移首先发生于较弱的相中。
合金的塑性变形与较强相所占的比例有关。
(2)弥散型两相合金的塑性变形
当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体时,将产生显著的强化作用。
如果第二相微粒是通过对过饱和固溶体的时效处理而沉淀析出并产生强化的,则又称为沉淀强化或时效强化;
如果第二相微粒是借粉末冶金加入而起强化作用的,则称为弥散强化。
在讨论第二相微粒的强化作用时,通常将微粒分为“可变形的”和“不可变形的”两类来考虑,这两类粒子与位错的交互作用方式不同,其强化机理亦不同。
“可变形的”粒子的强化机理;
“不可变形的”粒子的强化机理。
六冷塑性变形对金属组织和性能的影响
1.组织变化
多晶体金属经冷态塑性变形后,除了在晶粒内部出现滑移带和孪生带等组织特征外,还具有下列的组织变化。
(1)晶粒形状的变化产生了显微组织的变化,具体的说就是产生了纤维组织。
多晶体经变形后,各晶粒沿变形方向伸长,当变形程度很大时,多晶体晶粒显著地沿着同一个方向拉长呈纤维状,这种晶粒组织被称为纤维组织。
(2)晶体内产生亚结构。
(3)晶粒位向改变,产生了变形织构
多晶体与单晶体一样,拉伸时各晶粒的滑移也有向外力方向转动地趋势。
这样,在变形程度很大时,各个晶粒的位向逐渐趋于一致,这种组织结构被称为变形织构。
具有织构的多晶体金属,其力学性能、物理性能等明显地出现异向性,对材料的工艺性和使用性能都有一定地影响。
2.性能的变化
多晶体的冷塑性变形对金属的力学性能产生影响,具体地说就是会产生加工硬化。
在冷塑性变形过程中,随着金属内部的组织的变化,金属的力学性能会产生明显的变化。
总的规律是:
随着变形程度的增加,金属的强度、硬度提高,塑性、韧性下降,即产生了加工硬化。
3.加工硬化的现象和机理(选讲)
加工硬化主要是指金属塑性变形后力学性能的变化。
具体体现在:
随着塑性变形程度的增加,金属的强度、硬度升高,塑性、韧性下降。
金属的加工硬化特征可以从应力-应变曲线反映出来,如图2-3所示的面心立方结构单晶体的切应力-应变曲线,加工硬化系数θr=dτ/dγ,所以该曲线也称加工硬化曲线。
从曲线上可以看出,加工硬化过程经历了三个阶段:
(1)第Ⅰ阶段:
位错运动遇到阻力较小,加工硬化系数较小;
(2)第Ⅱ阶段:
位错线在相交的滑移面上形成位错林,使位错运动的阻力增大;
(3)第Ⅲ阶段:
由于位错的交滑移使得位错能够绕过阻碍,从而使加工硬化系数相对下降。
图2-3典型的加工硬化曲线图2-4三种常见的单晶体的加工硬化曲线
上述的三个阶段的加工硬化曲线是一种典型的情况,实际中单晶体的加工硬化曲线受到晶体结构类型、晶体位向、杂质含量以及实验温度等因素的影响。
如图2-4所示的是三种常见单晶体的加工硬化曲线。
其中:
密排六方金属只能沿着一组滑移面滑移,曲线平稳,加工硬化效果不明显;
体心立方和面心立方由于可以同时启动多个滑移系,所以加工硬化曲线较陡,加工硬化效果明显。
2.加工硬化的后果及应用
加工硬化使得金属的强度提高、塑性下降,这对金属的冷变形工艺产生了极大的影响。
它的后果主要体现在三个方面。
(1)有利的一面,加工硬化可以作为强化金属的手段。
对于一些不能用热处理方法强化的金属材料,加工硬化就成为材料强化的手段。
例如,发电机的护环零件,其材料是不能用热处理强化的无磁钢,必须利用加工硬化来提高其强度;
又如发动机上的青铜轴瓦,也是采用加工硬化提高其强度,同时提高轴瓦的承载能力和耐磨性。
(2)有利的另一面,加工硬化可以改善一些冷加工工艺的工艺性。
例如,板料拉深过程中,板料加工硬化使得塑性变形能够均匀的分布于整个工件,而不致于使应变集中在某些局部区域而导致工件很快破裂;
又如如果没有加工硬化,拉拔就不能实现。
(3)不利的一面:
由于加工硬化导致金属屈服强度提高,所以必须相应提高塑性加工的设备能力。
(4)不利的另一面:
由于加工硬化后金属的塑性较低,继续塑性变形困难,需要增加中间退火工艺消除加工硬化,从而使得生产成本增加、生产率下降。
第二节金属热态下的塑性变形
若金属的变形温度低于静态回复、静态再结晶温度,则位错密度上升,发生加工硬化,使金属的强度、硬度提高,韧性降低,称为冷变形。
若金属的变形温度高于静态再结晶温度,则金属的软化占优势,使变形能顺利进行,称为热变形。
在热塑性变形过程中,回复、再结晶与加工硬化同时发生,加工硬化不断被回复或再结晶所抵消,而使金属处于高塑性、低变形抗力的软化状态。
若在静态再结晶温度下变形,即发生回复,也发生变形硬化,称为温变形。
一热塑性变形时的软化过程
热塑性变形时软化过程比较复杂,它与变形温度、应变速率、变形程度以及金属本身的性质等因素密切相关。
按其性质可分为以下几种:
动态回复、动态再结晶,静态回复、静态再结晶、亚动态再结晶。
动态回复和动态再结晶是在热塑性变形过程中发生的;
而静态回复、静态再结晶和亚动态再结晶则是在热变形的间歇或热变形后,利用金属的高温余热进行的。
1静态回复和再结晶
金属经过冷塑性变形后产生了加工硬化,如果将它再加热,则会发生相应的变化,也就是产生了软化,即发生了回复和再结晶。
1)回复
(1)回复的概念
经冷塑性变形后的金属,当加热到(0.1~0.3)Tm(Tm为金属熔化温度)温度范围内时,金属原子的激活能升高,晶体缺陷减少,从而导致其物理性能逐渐恢复,部分内应力消除,力学性能也有所恢复,这一过程称为回复。
(2)回复的机制
回复的机制随着温度的不同而有所差异。
较低温度时的回复,主要是点缺陷的运动和点缺陷的相互结合;
加热温度较高时,回复的主要机制是位错运动导致位错重新组合和异号位错互相抵消;
当加热温度较高时,不在同一滑移面的异号位错通过攀移或者交滑移等得以抵消,并同时出现亚晶粒长大和合并,位错密度较低。
消除应力退回是回复在工业生产中的主要应用之一。
2)再结晶
(1)再结晶的概念
再结晶是指经冷塑性变形的金属在加热时,通过再结晶核心的形成以及晶核的长大,最终形成无
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