发布时间 : 星期三 文章上海交大考研材料科学基础总结 - 图文更新完毕开始阅读23c98e22bcd126fff7050b43
b.孪生的主要特点：
Ⅰ）孪生是均匀切变，
Ⅱ）相对移动距离不是孪生方向的原子间距的整数 倍，孪生面两边晶体位向不同成镜面对称；
Ⅲ）切变区内与孪生面平行的每一层原子面均相对
其邻面沿孪生方向位移了一定距离，且每一层 原子相对于孪生面的切变量和它与孪生面的距 离成正比；
Ⅳ）孪生改变了晶体取向，因此出现孪晶的试样经 重新抛光，腐蚀后仍能显现出来。
Ⅴ）在切应力作用下，且t > tc但tc(孪生)> tc(滑移) Ⅵ）实质借助一个不全位错运动而成，存在形核与 长大过程。
c.孪晶的形成
孪生临界切应力比滑移的大得多，只有在滑移很难进行的条件下才会发生。
3. 扭折 Kink
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，即出现扭折现象。
扭折区晶体的取向发生了不对称变化。
扭折是为适应外力而发生的不均匀局部塑性变形方式，对变形起一定的协调作用，使应力得到松弛，使晶体不致发生断裂。另外由于扭折引起晶体的再取向，即有可能使扭折带区域中的滑移系处于有利取向，促使晶体形变能力进一步发挥。
造成扭折的原因是滑移面的位错在局部地区集中，从而引起的晶格弯曲。
5.2.2多晶体的塑性变形
多晶体变形要受到晶界和相邻不同位向晶粒的约束。周围晶粒同时发生相适应的变形来配合。一般多晶体为多系滑移，高的加工硬化率，变形抗力增大，强度显著提高。 1.晶粒取向的影响
外力F作用下，处于有利取向晶粒先开始滑移，处于不利取向晶粒还末开始滑移，变形不均匀，为保持连续性，周围晶粒变形必须相互制约，相互协调。
多晶体塑性变形时要求至少有5个独立的滑移系进行滑移。
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fcc, bcc 滑移系多→塑性好 hcp 滑移系少→塑性差
2.晶界的影响
多晶体塑性变形的另一个特点是晶界对变形过程的阻碍作用。对只有2~3个晶粒的试样拉伸后呈竹结状。
因晶界（尤其是大角晶界）处原子排列不规则，点阵畸变严重，再加上晶界两侧的晶粒取向不同，滑移面和滑移方向彼此不一致之缘故。
晶粒大小对机械性能的影响
晶粒愈细、晶界愈多→强化效应↑－细晶强化 细晶具有良好的综合机械性能。 Hall-Petch公式：
1 ??s??0?Kd2
低温时：晶界强度>晶内强度
加上晶界两侧晶粒位向差影响 晶界对滑移有阻滞作用 高温时则不同，有两种不同的变形机制： （1）晶粒沿晶界滑动（晶界滑动机制）
当T >Tm/2时，以晶粒沿晶界的相对滑移方式进行
∵T↑扩散能力↑，且原子沿晶界扩散速率 >> 沿晶内的。 故高温时晶界似流体一样，呈现粘滞性→变形抗力↓↓ →沿晶界滑移 （2）扩散性蠕变机制
蠕变：在一定t oC（>300 oC ）下，当应力大于某一值时，即使外力不再增加，而塑性变形随时间延长而会缓慢地增加现象。
5.2．3合金的塑性变形
1. 单相固溶体合金的塑性变形 a.固溶强化
固溶强化影响因素
⑴ 溶质原子的浓度↑——固溶强化因素↑ ⑵ rx/rm相差愈大——固溶强化↑ ⑶ 间隙原子强化效果比置换原子的强
⑷ 溶质原子与基体金属的价电子数相差愈大，固溶强化效果愈显著
b.屈服现象与应变时效
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1.屈服现象
拉伸曲线应力突然下降的点称上屈服点：试样开始屈服，发生明显的塑性变形。在试样表面观察到与纵轴（拉伸轴）约呈45°的应变痕迹—吕德斯带（Lüders bond）它与试样的未变形部分有明显的界线。它与滑移带不同， Lüders bond穿过了试样横截面上的各个晶粒。它是一种宏观可见皱纹，也称表面桔皮，在冲压产品中需避免。 应力平台的应力点称为下屈服点，在几乎是恒定的应力下发生的延长称为屈服伸长。应力平台上每一个波动对应于一个新的形变带，即新Lüders bond，当Lüders bond扩展至试样整个长度后，屈服伸长阶段就告结束，应力又随应变单调增加，开始均匀塑性变形阶段。 ※屈服现象机理 屈服现象机理
⑴ 溶质原子与位错之间的交互作用(Cottrell气团)来解释位错的钉扎作用。位错运动必须挣脱这气团，因而所需应力较高——上屈服点；一旦挣脱气团的钉扎后便能在较低应力下运动——下屈服点。 ⑵位错增殖理论 2.应变时效
对具有明显屈服现象的材料而言， ≥ 屈服 塑变→卸载→拉伸→无屈服现象
┖─ 室温停留几天或150 oC时效 →拉伸→ →屈服现象 而且上屈服点比原来升高，这种现象称为应变时效
不难想象，此时屈服现象的重新产生是由于在室温停留或时效时溶质原子（C、N）通过扩散重新聚集到位错附近，重新形成Cottrell气团之故。
2.多相合金的塑性变形 a. 聚合型合金的塑性变形
a）两相晶粒尺寸属同一数量级且均为塑性相，合金的变形决定于两相的体积分数
这类合金在发生形变时，滑移往往首先发生在较软的相中，当较强相数量小时，则塑性变形基本上在较弱相中；只有当第二相较强时，且占有一定体积分数（如f2>0.3）才能起明显的强化作用。
b）一相为塑性相，另一相为脆性相时，则合金的机械性能在很大程度上取决于硬脆相的存在数量及其形状、大小和分布情况。 钢中Fe3C存在数量和形貌就是明显一例 b.弥散分布型合金的变形
当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体相中时，将会产生显著的强化作用。 1>不可变形粒子的强化作用
当运动位错与其相遇时，将受到粒子阻挡，位错线绕着它发生弯曲，随着外加应力↑，位错线弯曲更剧，最后形成包围着粒子的位错环留下，而位错线的其余部分则越过粒子继续运动。
根据位错理论可知，为使位错弯曲所需的切应力为：
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当第二相微粒愈弥散即粒子间距l ↓→ 强化作用↑ b）可变形微粒的强化作用
位错可切过微粒，使之随同基体一起变形。 强化机制：
⑴ 位错切过粒子→产生新的表面积→总界面能↑
⑵ 当粒子为有序结构时，位错切过会打乱滑移面上下的有序排列，产生反相畴界→总能量↑
⑶ 第二相粒子与基体的晶体点阵不同，位错切过粒子后在其滑移面上引起原子的错排，需额外做功，给位错运动带来困难
⑷ 粒子周围的弹性应力场与位错会产生交互作用，对位错运动产生阻碍 ⑸ 基体与质点滑移面取向并不一致，故切过后，必然产生一割阶→阻力↑
⑹ 基体与质点层错能不同，当扩展位错切过后，其宽度会发生变化，引起能量升高 5.2.4塑性变形后组织与性能的变化 1.显微组织变化
※晶粒形状变化 纤维状组织——强烈冷变形的特征 2.亚结构变化
胞状亚结构：变形晶粒是由许多“胞”所组成，各个胞之间有着微小的取向差，高密度缠结位错主要集中在胞的周围地带构成“胞壁”，而胞内位错密度很低。且随变形量↑，胞数量↑，尺寸↓
变形材料中胞状亚结构形成不仅与变形量有关，还决定于材料类型： 对于层错能较高晶体，易形成胞状亚结构
对于层错能较低晶体，位错通常分解为较宽的扩展位错→交滑移困难，位错可移动性↓，一般此类材料冷变形后胞状亚结构不明显 3.性能变化
a.加工硬化 Work Hardening
塑性变形后在性能上最为突出的是强度（硬度）显著提高，塑性迅速下降，这就是加工硬化现象
加工硬化是材料强化的一个重要的途径，特别是对于那些不能采取热处理手段来强化的材料，同时由于材料具有加工硬化特性，形变才得以传递和扩展使整个零件在宏观上能够均匀变形。
加工硬化现象与位错间的交互作用有关
┗━钉扎（割阶、林位错、面角位错、位错缠结） →继续变形发生困难，必须加大应力才能继续变形→加工硬化 影响加工硬化的因素：
⑴ 晶体结构：fcc，bcc 滑移系较多，易于产生多系滑移，位错常易于发生交截，加工硬化率较大，而 hcp 滑移系较少，加工硬化率小；另外多晶体的加工硬化率比单晶体高 ⑵ 变形速率和变形温度的影响
⑶ 溶质原子的影响：一般溶质原子（常指置换原子）加入可增大加工硬化率 ⑷ 晶粒大小的影响：一般细晶粒材料加工硬化率要大于粗晶粒材料 b.其它性能
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