固体材料的变形与断裂
重点与难点
内容提要：
材料体系的平衡相图与非平衡状态下的动力学规律是材料学家分析材料时手中最主要的两个工具。扩散是影响材料非平衡过程最重要的动力学因素之一。对固体中扩散的认识主要基于两方面的知识：
扩散的宏观规律；
扩散的微观机理。
由浓度差引起的扩散可以用菲克定律描述。菲克定律的基础是扩散速率与浓度梯度成正比且扩散与浓度梯度反向这一基本规律（菲克第一定律）；在引入质量守恒定律后，菲克第一定律被推广应用于非稳态过程（菲克第二定律）。扩散物质的扩散系数D是描述其扩散能力的重要参数。在发生互扩散的扩散偶中，由于柯肯道尔效应，菲克定律中应采用互扩散系数。
热力学理论分析证明，扩散的真正驱动力是扩散物质的热力学梯度，即扩散的真正驱动力是扩散物质热力学势的梯度，即扩散的方向和速率取决于扩散物质体系中热力学势梯度而不是浓度梯度。热力学势梯度可以由浓度、温度化学位、应力应变、电位等物理量在空间上的差异造成。浓度梯度引起的扩散只是一个最为常见的特例。
扩散是扩散物质质点（原子、离子、分子等）由于热运动引起的迁移造成的。扩散物质质点每一次迁移的方向是随机的。扩散流是无数扩散物质质点迁移的统计结果，因此扩散具有热激活性质。间隙扩散与空位扩散是晶体中最主要的两种扩散机制，前者的扩散系数及扩散激活能都要明显低于后者。本章以晶体中的原子扩散为主线，根据原子热运动迁移模型，给出了扩散系数的计算公式，从而把扩散的宏观变化规律与扩散的微观机理联系起来。
以上两方面的知识是在后面几节分析复杂扩散问题及各种因素影响的基础。
基本要求：
（1）正确理解菲克定律及其物理实质，并能够较好地应用菲克定律解决一些较简单的扩散问题
（2）熟悉掌握扩散的原子模型，能够根据这一模型分析扩散问题及各种因素对扩散的影响。
（3）了解并掌握以下概念与术语：
扩散、自扩散、互扩散、间隙扩散、空位扩散、上坡扩散、反应扩散、稳态扩散、非稳态扩散、扩散系数、互扩散系数、扩散激活能、扩散通量、原子的热运动、原子迁移率、本征扩散、非本征扩散、晶界扩散、表面扩散、柯肯道尔效应。
本章主要讨论材料的形变行为和微观机制。
6．1弹性变形
6．1．1普弹性
晶体发生弹性变形时，应力与应变成线性关系，去掉外力后，应变完全消失，晶体恢复到末变形状态。弹性变形阶段应力与应变服从虎克定律。
弹性模量是重要的物理和力学参量，表示使原子离开平衡位置的难易程度，只取决：晶体原子结合的本性，不依晶粒大小以及组织变化而变．是—种组织不敏感的性质。
6．1．2滞弹性
在弹性范围内加载或去载，发现应变不是瞬时达到其平衡值，而是通过一种驰豫过程来完成的，即随时间的延长，逐步趋于平衡值的，在应力作用下逐渐产生的弹性应变叫滞弹性应变。
应力—应变曲线就成—回线，回线所包围的面积是应力循环一周所消耗的能量，称为内耗。
6．2单晶体的塑性变形
工程上应用的金属材料通常是多晶体。
金属的塑性变形主要通过滑移方式进行，此外还有孪生与扭折。高温变形时，还会以扩散蠕变与晶界滑动方式进行。
6．2．1滑移
1．滑移现象
滑移带，若用电子显微镜观察，发现每条滑移带均由许多聚集在一起的相互平行的滑移线所组成。滑移线实际上是晶体表面产生的一个个滑移台阶造成的。
在晶体缺陷—章已指出，室温下晶体塑变的主要方式是滑移．滑移是靠位错的运动实现的位错沿滑移面滑移．当移动到晶体表面时，便产生了大小等于柏氏矢量的滑移台阶，如果该沿移面上有大量位错运动到晶体表面，宏观上，晶体的—部分相对另一部份沿滑移面发生了相对位移，这便是滑移，滑移矢量与与柏氏矢量平行。
2．滑移系
滑移时，滑移面应是面间距最大的密排面，滑移方向方向是原子的最密排方向，一个滑移面与其上的一个滑移方向组成一个滑移系。
面心立方金属的滑移面为｛111｝，共有四组，包含三个滑移方向，因此共有12个滑移系。
密排六方金属滑移面为（0001），滑移方向为<1120>,每组滑移面包含2个滑移方向，故也有12个滑移系。
密排六方金属滑移系少，滑移过程中，可能采取空间位向少，故塑性差。
体心立方金属得移系较多故比密排六方结构金属塑性好。但其滑移面原子密排程度不如面心立方，滑移方向的数目也少于面心立方，故体心立方金属不如面心立方金属塑性好
3．滑移的临界分切应力
4．滑移时的晶体转动
晶体发生塑性变形时，往往伴随取向的改变，当晶体在拉应力作用下产生滑移时．若夹头不受限制，欲使滑移面的滑移方向保持不变，拉力轴取向必须不断变化。实际上夹头固定不动，即拉力轴方向不变，此时晶体必须不断发生转动。转动结果，使滑移面法线与外力轴夹角增大．使外力与滑移方向夹角变小。
5．多滑移与交滑移
(1)多滑移
对于有多组滑移系的晶体．当其与外力轴取向不同时，处于软位向的一组滑移系首先开动．这便是单滑移。若两组或几组滑移系处在同等有利的位向，在滑移时，各滑移系同时开动，或由于滑移过程中晶体的转动使两个或多个滑移系交替滑移叫多滑移。
(2)交滑移
交滑移是指两个或多个滑移面沿同一个滑移方向滑移。
面心立方晶体中，扩展位错由两个肖克莱不全位错和它们所夹的层错带构成。展位错只能沿层错面移动。如果增大应力可使扩展位钱集，即使两个肖克莱不全位错结合成一个螺型全位错便可交滑移至另一滑移面，然后在该滑移面扩展开。热激活可促进交滑移，故升高温度有利于交滑移进行。交滑移过程还与扩展位错的宽度有关。
6．单晶体的应力—应变曲线
单晶体的塑变过程可以用单晶体的应力—应变曲线清晰表示出来。
图6—16给出面心立方单晶的几种取向的应力·应变曲线。
6．2．2孪生
孪生是冷塑性变形的另一种重要形式，常作为滑移不易进行时的补充。一些密排六方的金属如Cd, Zn，Mg等常发生孪生变形。体心立方及面心立方结构的金属在形变温度很低．形变速率极快时，也会通过孪生方式进行塑变。孪生是发生在晶体内部的均匀切变过程，总是沿晶体的一定晶面(孪晶面)，沿一定方向(孪生方向)发生，变形后晶体的变形部分与未变形部分以孪晶面为分界面构成了镜面对称的位向关系．金相显微镜下一般呈带状，有时为透镜状。
1．孪生的晶体学
2．孪生变形特点
孪生与滑移有如下差别：(1)孪生使一部分晶体发生了均匀切变，而滑移只集中在一些滑移面上进行。(2)孪生后晶体的变形部分的位向发生了改变，滑移后晶体各部分位向均未改变(3)与滑移系类似，孪生要素也与晶体结构有关，但同一结构的孪晶面、孪生方向与滑移面，滑移方向可以不同。
孪生对塑变的直接贡献比滑移小很多。
6．2．3晶体的扭折
沿六方金属C轴压缩时，当外力超过某一临界值时晶体会产生局部弯曲，这种形式的变形叫扭折，扭沂是晶体弯曲变形或滑移在某些部位受阻，位错在那里堆积而成的。压缩时产生的理想对称扭折带是由好几个楔形区域组成。
6．3多晶体的塑性变形
实际使用的绝大多数金属材料都是多晶体。多晶体塑变与单晶体塑变即有相同之处，又有不同之处。相同之处是变形方式也以滑移，孪生为基本方式。不同之处是变形受到晶界阻碍与位向不同的晶粒的影响使变形更为复杂。
6．3．1多晶体塑性变形过程
多晶体由位向不同的许多小晶粒组成，在外加应力作用下，只有处在有利位向的晶粒中的那些取向因子最大的滑移系才能首先开动。周围位向不利的晶粒的各滑移系上的分切应力尚未达到临界值，所以还没发生塑变，处在弹性变形状态。当有晶粒塑变时，就意味着其滑移面上的位错源将不断产生位错，大量位错将沿滑移面源源不断运动，但由于四周晶粒位向不同，滑移系的位向也不同，运动着的位错不能越过晶界．
6．3．2晶粒大小对塑性变形的影响
由以上分析可知，晶粒越细，单仿体积所包含的晶界越多．其强化效果越好。这种用细化晶粒提高金属强度的方法叫细晶强化。
6．3．3多晶体应力—应变曲线
多晶体应力—应变曲线如图6—25，它不具有典型单晶体的第1阶段——易滑移阶段。这是因为晶粒方位不同．各晶粒变形需互相协调，至少有5个独立滑移系开动，一开始便是多滑移，故无易滑移阶段。此外由于晶界的强化作用和多滑移过程中位错的相互干扰，使多晶体应力—应变曲线斜率即加工硬化率明显高于单晶。
6．4塑性变形对金属组织与性能的影响
6．4．2形变织构
金属冷塑性变形时，晶体要发生转动，使金属晶体中原为任意取向的各晶粒逐渐调整到取向彼此趋于一致，这就形成了晶体的择优取向，我们称它为形交织构。
6．4．3残余应力
宏观残余应力又称第一类内应力，是物体各部分不均匀变形所引起，在整个物体范围内处于平衡。
微观内应力也叫第二类内应力，由晶粒或亚晶变形不均匀引起．在晶粒或亚范围内互相平衡。
点阵畸变也叫第三类内应力，约占储存能的90％。由形变金属内部产生的大量位错等晶体缺陷引起，其作用范围仅为几十至几百个nm。
6．5金属及合金强化的位错解释
6．5．Cottrell气团
晶体中溶质原子的溶入，引起了点阵畸为，形成了应力场。若晶体中同时存在位错，则位错的应力场与溶质原子倾向于聚集到位错周围；形成比较稳定的分布。通常把溶质原子在位错周围的聚集叫柯氏气团。
6．5．2位错交割和带割阶位错的运动
6．5．3固定位错
有些位错本身不能沿滑移面滑动，称为固定位错。
6．5．4滑动位错与第二相质点的交互作用
习题
I．解释以下基本概念
滞弹性;滑移;孪生;滑移带;加工硬化;形变织构;微观残余应力;宏观残余应力;割阶;扭折;交滑移;多滑移;取向因子;脆性断裂.
2．密排六方金属镁能否产生交滑移?滑移方向如何?
3．试用多晶体塑变理论解释室温下金属的晶粒越细强度朗高塑性越好的现象。
4．试述孪生与滑移的异同，比较它们在塑变过程中的作用。
