滑移和孪生区别及它们在塑性变形过程的作用
材料成型原理题库
陶瓷大学材料成型原理题库热传导：在连续介质内部或相互接触的物体之间不发生相对位移而仅依靠分子及自由电子等微观粒子的热运动来传递热量; 热对流：流体中质点发生相对位移而引起的热量传递过程热辐射：是物质由于本身温度的原因激发产生电磁波而被另一低温物体吸收后,又重新全部或部分地转变为热能的过程;均质形核：晶核在一个体系内均匀地分布凝固：物质由液相转变为固相的过程过冷度：所谓过冷度是指在一定压力下冷凝水的温度低于相应压力下饱和温度的差值成分过冷：这种由固-液界面前方溶质再分配引起的过冷,称为成分过冷偏析：合金在凝固过程中发生化学成分不均匀现象残余应力：是消除外力或不均匀的温度场等作用后仍留在物体内的自相平衡的内应力定向凝固原则：定向凝固原则是采取各种措施,保证铸件结构上各部分按距离冒口的距离由远及近,朝冒口方向凝固,冒口本身最后凝固;屈服准则：是塑性力学基本方程之一,是判断材料从弹性进入塑性状态的判据简单加载;在加载过程中各个应力分量按同一比例增加,应力主轴方向固定不变滑移线：塑性变形金属表面所呈现的由滑移所形成的条纹本构关系;应力与应变之间的关系弥散强化：指一种通过在均匀材料中加入硬质颗粒的一种材料的强化手段最小阻力定律：塑性变形体内有可能沿不同方向流动的质点只选择阻力最小方向流动的规律边界摩擦：单分子膜润滑状态下的摩擦变质处理：在液态金属中添加少量的物质,以改善晶粒形核绿的工艺孕育处理;抑制柱状晶生长,达到细化晶粒,改善宏观组织的工艺真实应力：单向拉伸或压缩时作用在试样瞬时横截面上是实际应力热塑性变形:金属再结晶温度以上的变形塑性：指金属材料在外力作用下发生变形而不破坏其完整性的能力塑性加工：使金属在外力作用下产生塑性变形并获得所需形状的一种加工工艺相变应力：金属在凝固后冷却过程中产生相变而带来的0应力变形抗力：反应材料抵抗变形的能力超塑性: 材料在一定内部条件和外部条件下,呈现出异常低的流变应力,异常高的流变性能的现象1 韧性金属材料屈服时, 密塞斯准则较符合实际的;2 硫元素的存在使得碳钢易于产生开裂;3 塑性变形时不产生硬化的材料叫做理想塑性材料;4应力状态中的压应力,能充分发挥材料的塑性;5 平面应变时,其平均正应力 ｍ等于中间主应力 ２;6 钢材中磷使钢的强度、硬度提高,塑性、韧性降低 ;7 材料在一定的条件下,其拉伸变形的延伸率超过100％的现象叫超塑性;8 材料经过连续两次拉伸变形,第一次的真实应变为 １＝０.1,第二次的真实应变为 ２＝０.25,则总的真实应变 ＝;9 固体材料在外力作用下发生永久变形而不破坏其完整性的能力叫材料的塑性 ;10 塑性成形中的三种摩擦状态分别是：干、边界、流体;11 对数应变的特点是具有真实性、可靠性和可加性;12 就大多数金属而言,其总的趋势是,随着温度的升高,塑性增加;13钢冷挤压前,需要对坯料表面进行磷化-皂化润滑处理;14 为了提高润滑剂的润滑、耐磨、防腐等性能常在润滑油中加入的少量活性物质的总称叫添加剂;15 塑性指标的常用测量方法拉伸、压缩、扭转实验 ;16 弹性变形机理原子间距的变化；塑性变形机理位错运动为主;1、液态金属或合金中一般存在相或结构起伏、浓度起伏和能量起伏,其中在一定过冷度下,临界核心由相或结构起伏提供,临界生核功由能量起伏提供;2、液态金属的流动性主要由成分、温度和杂质含量等决定;3、液态金属合金凝固的驱动力由过冷度提供,而凝固时的形核方式有均质形核和异质形核或非质形核两种;5、铸件凝固过程中采用振动、搅拌和旋转铸型等物理方法实现动态结晶,可以有效地细化晶粒组织;6、孕育和变质处理是控制金属合金铸态组织的主要方法,两者的主要区别在于孕育主要影响生核过程 ,而变质则主要改变晶体的生长过程 ;7、铸造合金从浇注温度冷却到室温一般要经历液态收缩、凝固收缩和固态收缩三个收缩阶段;8、铸件中的成分偏析按范围大小可分为微观偏析和宏观偏析两大类;1．液态金属本身的流动能力主要由液态金属的成分、温度和杂质含量等决定;2．液态金属或合金凝固的驱动力由过冷度提供;3．晶体的宏观生长方式取决于固液界面前沿液相中的温度梯度,当温度梯度为正时,晶体的宏观生长方式为平面长大方式 ,当温度梯度为负时,晶体的宏观生长方式为树枝晶长大方式 ;5．液态金属凝固过程中的液体流动主要包括自然对流和强迫对流 ;6．液态金属凝固时由热扩散引起的过冷称为热过冷 ;7．铸件宏观凝固组织一般包括表层细晶粒区、中间柱状晶区和内部等轴晶区三个不同形态的晶区;8．内应力按其产生的原因可分为热应力、相变应力和机械应力三种;9．铸造金属或合金从浇铸温度冷却到室温一般要经历液态收缩、凝固收缩和固态收缩三个收缩阶段;10．铸件中的成分偏析按范围大小可分为微观偏析和宏观偏析二大类;1、什么是缩孔和缩松请分别简述这两种铸造缺陷产生的条件和基本原因答：铸造合金在凝固过程中,由于液态收缩和凝固收缩的产生,往往在铸件最后凝固的部位出现孔洞,称为缩孔；其中尺寸细小而且分散的孔洞称为分散性缩孔,简称缩松; 缩孔产生的条件是：铸件由表及里逐层凝固；其产生的基本原因是：合金的液态收缩和凝固收缩值之和大于固态收缩值; 缩松产生的条件是：合金的结晶温度范围较宽,倾向于体积凝固;其产生的基本原因是：合金的液态收缩和凝固收缩值之和大于固态收缩值;2.简述提高金属塑性的主要途径;答：一、提高材料的成分和组织的均匀性二、合理选择变形温度和变形速度三、选择三向受压较强的变形方式四、减少变形的不均匀性12、对于低碳钢薄板,采用钨极氩弧焊较容易实现单面焊双面成形背面均匀焊透;采用同样焊接规范去焊同样厚度的不锈钢板或铝板会出现什么后果为什么解：采用同样焊接规范去焊同样厚度的不锈钢板可能会出现烧穿,这是因为不锈钢材料的导热性能比低碳钢差,电弧热无法及时散开的缘故；相反,采用同样焊接规范去焊同样厚度的铝板可能会出现焊不透,这是因为铝材的导热能力优于低碳钢的缘故;6、铸件典型宏观凝固组织是由哪几部分构成的,它们的形成机理如何答：铸件的宏观组织通常由激冷晶区、柱状晶区和内部等轴晶区所组成;表面激冷区的形成：当液态金属浇入温度较低的铸型中时,型壁附近熔体由于受到强烈的激冷作用,产生很大的过冷度而大量非均质生核;这些晶核在过冷熔体中也以枝晶方式生长,由于其结晶潜热既可从型壁导出,也可向过冷熔体中散失,从而形成了无方向性的表面细等轴晶组织;柱状晶区的形成：在结晶过程中由于模壁温度的升高,在结晶前沿形成适当的过冷度,使表面细晶粒区继续长大也可能直接从型壁处长出,又由于固-液界面处单向的散热条件垂直于界面方向,处在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的单向热流的作用下,以表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底,呈枝晶状单向延伸生长,那些主干取向与热流方向相平行的枝晶优先向内伸展并抑制相邻枝晶的生长,在淘汰取向不利的晶体过程中,发展成柱状晶组织;内部等轴晶的形成：内部等轴晶区的形成是由于熔体内部晶核自由生长的结果;随着柱状晶的发展,熔体温度降到足够低,再加之金属中杂质等因素的作用,满足了形核时的过冷度要求,于是在整个液体中开始形核;同时由于散热失去了方向性,晶体在各个方向上的长大速度是相等的,因此长成了等轴晶;6、什么是金属的超塑性超塑性变形有什么特征答：在一些特定条件下,如一定的化学成分、特定的显微组织、特定的变形温度和应变速率等,金属会表现出异乎寻常的高塑性状态,即所谓超常的塑性变形;塑性效应表现为以下几个特点：大伸长率、无缩颈、低流动应力、对应变速率的敏感性、易成形;5、什么是加工硬化产生加工硬化的原因是什么它对金属的塑性和塑性加工有何影响答：加工硬化：在常温状态下,金属的流动应力随变形程度的增加而上升;为了使变形继续下去,就需要增加变形外力或变形功;这种现象称为加工硬化;加工硬化产生的原因主要是由于塑性变形引起位错密度增大,导致位错之间交互作用增强,大量形成缠结、不动位错等障碍,形成高密度的“位错林”,使其余位错运动阻力增大,于是塑性变形抗力提高;1、简述滑移和孪生两种塑性变形机理的主要区别;答：滑移是指晶体在外力的作用下,晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一部分发生相对移动或切变;滑移总是沿着原子密度最大的晶面和晶向发生;孪生变形时,需要达到一定的临界切应力值方可发生;在多晶体内,孪生变形是极其次要的一种补充变形方式;9 . 对于低碳钢薄板,采用钨极氩弧焊较容易实现单面焊双面成形背面均匀焊透;采用同样焊接规范去焊同样厚度的不锈钢板或铝板会出现什么后果为什么解：采用同样焊接规范去焊同样厚度的不锈钢板可能会出现烧穿,这是因为不锈钢材料的导热性能比低碳钢差,电弧热无法及时散开的缘故；相反,采用同样焊接规范去焊同样厚度的铝板可能会出现焊不透,这是因为铝材的导热能力优于低碳钢的缘故;1.铸件典型宏观凝固组织是由哪几部分构成的,它们的形成机理如何答：铸件的宏观组织通常由激冷晶区、柱状晶区和内部等轴晶区所组成;表面激冷区的形成：当液态金属浇入温度较低的铸型中时,型壁附近熔体由于受到强烈的激冷作用,产生很大的过冷度而大量非均质生核;这些晶核在过冷熔体中也以枝晶方式生长,由于其结晶潜热既可从型壁导出,也可向过冷熔体中散失,从而形成了无方向性的表面细等轴晶组织;柱状晶区的形成：在结晶过程中由于模壁温度的升高,在结晶前沿形成适当的过冷度,使表面细晶粒区继续长大也可能直接从型壁处长出,又由于固-液界面处单向的散热条件垂直于界面方向,处在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的单向热流的作用下,以表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底,呈枝晶状单向延伸生长,那些主干取向与热流方向相平行的枝晶优先向内伸展并抑制相邻枝晶的生长,在淘汰取向不利的晶体过程中,发展成柱状晶组织;内部等轴晶的形成：内部等轴晶区的形成是由于熔体内部晶核自由生长的结果;随着柱状晶的发展,熔体温度降到足够低,再加之金属中杂质等因素的作用,满足了形核时的过冷度要求,于是在整个液体中开始形核;同时由于散热失去了方向性,晶体在各个方向上的长大速度是相等的,因此长成了等轴晶;5.试分析影响铸件宏观凝固组织的因素,列举获得细等轴晶的常用方法;答：铸件的三个晶区的形成是相互联系相互制约的,稳定凝固壳层的形成决定着表面细晶区向柱状晶区的过度,而阻止柱状晶区的进一步发展的关键则是中心等轴晶区的形成,因此凡能强化熔体独立生核,促进晶粒游离,以及有助于游离晶的残存与增殖的各种因素都将抑制柱状晶区的形成和发展,从而扩大等轴晶区的范围,并细化等轴晶组织;细化等轴晶的常用方法：1 合理的浇注工艺：合理降低浇注温度是减少柱状晶、获得及细化等轴晶的有效措施；通过改变浇注方式强化对流对型壁激冷晶的冲刷作用,能有效地促进细等轴晶的形成；2冷却条件的控制：对薄壁铸件,可采用高蓄热、快热传导能力的铸型；对厚壁铸件,一般采用冷却能力小的铸型以确保等轴晶的形成,再辅以其它晶粒细化措施以得到满意的效果；3孕育处理：影响生核过程和促进晶粒游离以细化晶粒;4动力学细化：铸型振动;超声波振动;液相搅拌;流变铸造,导致枝晶的破碎或与铸型分离,在液相中形成大量结晶核心,达到细化晶粒的目的;7.试述焊接熔池中金属凝固的特点;答：熔焊时,在高温热源的作用下,母材发生局部熔化,并与熔化了的焊接材料相互混合形成熔池,同时进行短暂而复杂的冶金反应;当热源离开后,熔池金属便开始了凝固;因此,焊接熔池具有以下一些特殊性;1熔池金属的体积小,冷却速度快;在一般电弧焊条件下,熔池的体积最大也只有30cm3 ,冷却速度通常可达4～100℃/s,;2熔池金属中不同区域温差很大、中心部位过热温度最高;熔池金属中温度不均匀,且过热度较大,尤其是中心部位过热温度最高,非自发形核的原始质点数将大为减少;3动态凝固过程;一般熔焊时,熔池是以一定的速度随热源而移动;4液态金属对流激烈;熔池中存在许多复杂的作用力,使熔池金属产生强烈的搅拌和对流,在熔池上部其方向一般趋于从熔池头部向尾部流动,而在熔池底部的流动方向与之正好相反,这一点有利于熔池金属的混和与纯净;2.偏析是如何形成的影响偏析的因素有哪些生产中如何防止偏析的形成答：偏析主要是由于合金在凝固过程中扩散不充分、溶质再分配而引起的;影响偏析的因素有：1合金液、固相线间隔；2偏析元素的扩散能力；3冷却条件;针对不同种类的偏析可采取不同的防止方法,具体有：1生产中可通过扩散退火或均匀化退火来消除晶内偏析,即将合金加热到低于固相线100～200℃的温度,进行长时间保温,使偏析元素进行充分扩散,以达到均匀化；2预防和消除晶界偏析的方法与晶内偏析所采用的措施相同,即细化晶粒、均匀化退火;但对于氧化物和硫化物引起的晶界偏析,即使均匀化退火也无法消除,必须从减少合金中氧和硫的含量入手;3向合金中添加细化晶粒的元素,减少合金的含气量,有助于减少或防止逆偏析的形成;4降低铸锭的冷却速度,枝晶粗大,液体沿枝晶间的流动阻力减小,促进富集液的流动,均会增加形成V形和逆V形偏析的倾向;5减少溶质的含量,采取孕育措施细化晶粒,加强固-液界面前的对流和搅拌,均有利于防止或减少带状偏析的形成;6防止或减轻重力偏析的方法有以下几种：1加快铸件的冷却速度,缩短合金处于液相的时间,使初生相来不及上浮或下沉；2加入能阻碍初晶沉浮的合金元素;例如,在Cu-Pb合金中加少量Ni,能使Cu固溶体枝晶首先在液体中形成枝晶骨架,从而阻止Pb下沉;再如向Pb-17％Sn合金中加入质量分数为%的Cu,首先形成Cu-Pb骨架,也可以减轻或消除重力偏析；3浇注前对液态合金充分搅拌,并尽量降低合金的浇注温度和浇注速度;15、分析氢在形成冷裂纹中的作用,简述氢致裂纹的特征和机理;答：1氢的作用焊缝凝固时,高温下溶入液态金属中的氢将来不及析出,呈过饱和态残留在接头中;由于氢原子的体积小,因此可以在接头中自由扩散,称之为接头中的扩散氢;扩散氢易于在焊接热影响区、焊趾、焊根等部位偏聚,使金属脆化;尤其是当这些部位存在显微裂纹时,扩散氢易向裂纹尖端的三向拉伸应力区扩散、聚集,当接头中的扩散氢达到氢的临界含量时,将导致冷裂纹的出现;2氢致裂纹的形成机理及特征形成机理：接头中的扩散氢不仅使金属脆化,当金属内部存在显微裂纹等缺陷时,在应力的作用下,裂纹前沿会形成应力集中的三向应力区,诱使接头中的扩散氢向高应力区扩散并聚集为分子态氢,体积膨胀使裂纹内压力增高,裂纹向前扩展,在裂纹尖端形成新的三向应力区,这一过程周而复始持续进行;当接头中的氢含量超过临界值时,显微裂纹将扩展成为宏观裂纹;特征：氢致裂纹从潜伏、萌生、扩展直至开裂具有延迟特征；存在氢致延迟裂纹的敏感温度区间Ms以下200℃至室温范围；常发生在刚性较大的低碳钢、低合金钢的焊接结构中;9. 什么是动态再结晶影响动态再结晶的主要因素有哪些答：在热塑性变形过程中,层错能低的金属在变形量很大时,当加热升温时,原子具有相当的扩散能力,变形后的金属自发地向低自由能状态转变,称为动态再结晶;影响动态再结晶的主要因素有：金属的层错能高低,晶界迁移的难易程度有关;15. 应力状态对金属的塑性和变形抗力有何影响答：塑性：金属在外力作用下发生永久变形而不破坏其完整性的能力;应力状态不同对塑性的影响也不同：主应力图中压应力个数越多,数值越大,则金属的塑性越高；拉应力个数越多,数值越大,则金属的塑性就越低;这是由于拉应力促进晶间变形,加速晶界破坏,而压应力阻止或减小晶间变形；另外,三向压应力有利于抑制或消除晶体中由于塑性变形而引起的各种微观破坏,而拉应力则相反,它使各种破坏发展,扩大;变形抗力：金属在发生塑性变形时,产生抵抗变形的能力,称为变形抗力,一般用接触面上平均单位面积变形力表示应力状态不同,变形抗力不同;如挤压时金属处于三向压应力状态,拉拔时金属处于一向受拉二向受压的应力状态;挤压时的变形抗力远比拉拔时变形抗力大;。
材料科学基础总结
材料基础一、名词解释1、塑形变形：2、滑移：晶体一部分相对另一部分沿着特定的晶面和晶向发生的平移滑动。
滑移后再晶体表面留下滑移台阶，且晶体滑移是不均匀的。
3、滑移带：单晶体进行塑性变形后，在光学显微镜下，发现抛光表面有许多线条，称为滑移带。
4、滑移线：组成滑移带的相互平行的小台阶。
5、滑移系：一个滑移面和其上的一个滑移方向组成一个滑移系，表示晶体滑移是可能采取的一个空间方向。
滑移系越多，晶体的塑形越好。
6、单滑移：当只有一组滑移系处于最有利的取向时，分切应力最大，便进行单系滑移。
7、多滑移：至少有两组滑移系的分切应力同时达到临界值，同时或交替进行滑移的过程。
8、交滑移：至少两个滑移面沿着某个共同的滑移方向同时或交替滑移，这种滑移叫交滑移。
（会出现曲折或波纹状滑移带\最易发生交滑移的是体心立方晶体\纯螺旋位错）9、孪生变形：在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面和一定的晶向相对于另一部分作均匀的切变所产生的变形。
（相邻晶面的相对位移量相等）10、孪晶：孪生后，均匀切变区的取向发生改变，与未切变区构成镜面对称，形成孪晶。
11、晶体的孪晶面和孪生方向：体心，{112}【111】，面心立方{111}【112-】，密排六方{101-2} 【1-011】。
12、软取向，硬取向：分切应力最大时次取向是软取向；当外力与滑移面平行或垂直时，晶体无法滑移，这种取向称为硬取向。
13、几何软化、硬化：在拉伸时，随着晶体的取向的变化，滑移面的法向与外力轴的夹角越来越远离45度时滑移变得困难的这种现象是几个硬化；当夹角越来愈接近45度，使滑移越来越容易进行的现象叫做几何软化。
14、细晶强化：晶体中，用细化晶粒来提高材料强度的方法为细晶强化。
也能改善晶体的塑形和韧性。
15、固熔强化：当合金由单相固熔体构成时，随熔质原子含量的增加，其塑性变形抗力大大提高，表现为强度，硬度的不断增加，塑性、韧性的不断下降，的这种现象称为固熔强化。
塑性成形原理 重点
塑性变形：材料在一定外力作用下，利用其塑性而使其成型并获得一定力学性能的加工方法。
塑性：在外力作用下使金属材料发生塑性变形而不破坏其完整性的能力。
滑移：晶体在力的作用下，晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于晶体的另一部分发生相对移动或切变。
滑移面：滑移中，晶体沿着相对滑动的晶面。
滑移方向：滑移中，晶体沿着相对滑动的晶向。
孪生：晶体在切应力作用下，晶体一部分沿着一定的晶面和一定的晶向发生均匀切变。
张量：由若干个当坐标改变时，满足转换关系的分量所组成的集合。
晶粒度：金属材料晶粒大小的程度。
变形织构：在塑性变形时，当变形量很大，多晶体中原为任意取向的各个晶粒，会逐渐调整其取向而彼此趋于一致。
这种由于塑性变形的结果而使晶粒具有择优取向的组织。
动态再结晶：在热塑性变形过程中发生的再结晶。
主应力：切应力为0的微分面上的正应力。
主方向：主应力方向，主平面法线方向。
主应力空间：由三个主方向组成的空间主切应力：切应力达到极值的平面上作用得切应力。
主切应力平面：切应力达到极值的平面。
主平面:应力空间中，可以找到三个互相垂直的面，其上均只有正应力，无切应力，此面就称为主平面。
平面应力状态：变形体内与某方向轴垂直的平面上无应力存在，并所有应力分量与该方向轴无关的应力状态。
平面应变状态：物体内所有质点都只在同一个坐标平面内发生变形，而该平面的法线方向没有变形的变形状态。
理想刚塑性材料：研究塑性变形时，既不考虑弹性变形，又不考虑变形过程中的加工硬化的材料。
理想弹塑性材料：塑性变形时，需考虑塑性变形之前的弹性变形，而不考虑硬化的材料。
弹塑性硬化材料：塑性变形时，既要考虑塑性变形前的弹性变形，又要考虑加工硬化的材料。
刚塑性硬化材料：研究塑性变形时，不考虑塑性变形之前的弹性变形，需考虑变形过程中的加工硬化的材料。
屈服轨迹：两相应力状态下屈服准则的表达式在主应力坐标平面上的几何图形，一条封闭的曲线。
屈服表面：屈服准则的数学表达式在主应力空间中的几何图形是一个封闭的空间曲面称为屈服表面。
金属学与热处理课后习题答案第六章
第六章金属及合金的塑性变形和断裂2）求出屈服载荷下的取向因子，作出取向因子和屈服应力的关系曲线，说明取向因子对屈服应力的影响。
答：1）需临界临界分切应力的计算公式：τk=σs cosφcosλ，σs为屈服强度=屈服载荷/截面积需要注意的是：在拉伸试验时，滑移面受大小相等，方向相反的一对轴向力的作用。
当载荷与法线夹角φ为钝角时，则按φ的补角做余弦计算。
2）c osφcosλ称作取向因子，由表中σs和cosφcosλ的数值可以看出，随着取向因子的增大，屈服应力逐渐减小。
cosφcosλ的最大值是φ、λ均为45度时，数值为0.5，此时σs为最小值，金属最易发生滑移，这种取向称为软取向。
当外力与滑移面平行（φ=90°）或垂直（λ=90°）时，cosφcosλ为0，则无论τk数值如何，σs均为无穷大，表示晶体在此情况下根本无法滑移，这种取向称为硬取向。
6-2 画出铜晶体的一个晶胞，在晶胞上指出：1）发生滑移的一个滑移面2）在这一晶面上发生滑移的一个方向3）滑移面上的原子密度与{001}等其他晶面相比有何差别4）沿滑移方向的原子间距与其他方向有何差别。
答：解答此题首先要知道铜在室温时的晶体结构是面心立方。
1）发生滑移的滑移面通常是晶体的密排面，也就是原子密度最大的晶面。
在面心立方晶格中的密排面是{111}晶面。
2）发生滑移的滑移方向通常是晶体的密排方向，也就是原子密度最大的晶向，在{111}晶面中的密排方向<110>晶向。
3）{111}晶面的原子密度为原子密度最大的晶面，其值为2.3/a2，{001}晶面的原子密度为1.5/a24）滑移方向通常是晶体的密排方向，也就是原子密度高于其他晶向，原子排列紧密，原子间距小于其他晶向，其值为1.414/a。
6-3 假定有一铜单晶体，其表面恰好平行于晶体的（001）晶面，若在[001]晶向施加应力，使该晶体在所有可能的滑移面上滑移，并在上述晶面上产生相应的滑移线，试预计在表面上可能看到的滑移线形貌。
金属学及热处理课后习题答案解析第六章
第六章金属及合金的塑性变形和断裂2）求出屈服载荷下的取向因子，作出取向因子和屈服应力的关系曲线，说明取向因子对屈服应力的影响。
答：1）需临界临界分切应力的计算公式：τk=σs cosφcosλ，σs为屈服强度=屈服载荷/截面积需要注意的是：在拉伸试验时，滑移面受大小相等，方向相反的一对轴向力的作用。
当载荷与法线夹角φ为钝角时，则按φ的补角做余弦计算。
2）c osφcosλ称作取向因子，由表中σs和cosφcosλ的数值可以看出，随着取向因子的增大，屈服应力逐渐减小。
cosφcosλ的最大值是φ、λ均为45度时，数值为0.5，此时σs为最小值，金属最易发生滑移，这种取向称为软取向。
当外力与滑移面平行（φ=90°）或垂直（λ=90°）时，cosφcosλ为0，则无论τk数值如何，σs均为无穷大，表示晶体在此情况下根本无法滑移，这种取向称为硬取向。
6-2 画出铜晶体的一个晶胞，在晶胞上指出：1）发生滑移的一个滑移面2）在这一晶面上发生滑移的一个方向3）滑移面上的原子密度与{001}等其他晶面相比有何差别4）沿滑移方向的原子间距与其他方向有何差别。
答：解答此题首先要知道铜在室温时的晶体结构是面心立方。
1）发生滑移的滑移面通常是晶体的密排面，也就是原子密度最大的晶面。
在面心立方晶格中的密排面是{111}晶面。
2）发生滑移的滑移方向通常是晶体的密排方向，也就是原子密度最大的晶向，在{111}晶面中的密排方向<110>晶向。
3）{111}晶面的原子密度为原子密度最大的晶面，其值为2.3/a2，{001}晶面的原子密度为1.5/a24）滑移方向通常是晶体的密排方向，也就是原子密度高于其他晶向，原子排列紧密，原子间距小于其他晶向，其值为1.414/a。
6-3 假定有一铜单晶体，其表面恰好平行于晶体的（001）晶面，若在[001]晶向施加应力，使该晶体在所有可能的滑移面上滑移，并在上述晶面上产生相应的滑移线，试预计在表面上可能看到的滑移线形貌。
第十二章答案
第十三章思考与练习1.简述滑移和孪生两种塑性变形机理的主要区别。
答：滑移是指晶体在外力的作用下，晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一部分发生相对移动或切变。
滑移总是沿着原子密度最大的晶面和晶向发生。
孪生变形时，需要达到一定的临界切应力值方可发生。
在多晶体内，孪生变形是极其次要的一种补充变形方式。
2.设有一简单立方结构的双晶体，如图13-34所示，如果该金属的滑移系是{100} <100>，试问在应力作用下，该双晶体中哪一个晶体首先发生滑移？为什么？答：晶体Ⅰ首先发生滑移，因为Ⅰ受力的方向接近软取向，而Ⅱ接近硬取向。
3.试分析多晶体塑性变形的特点。
答：①多晶体塑性变形体现了各晶粒变形的不同时性。
②多晶体金属的塑性变形还体现出晶粒间变形的相互协调性。
③多晶体变形的另一个特点还表现出变形的不均匀性。
④多晶体的晶粒越细，单位体积内晶界越多，塑性变形的抗力大，金属的强度高。
金属的塑性越好。
4. 晶粒大小对金属塑性和变形抗力有何影响？答：晶粒越细，单位体积内晶界越多，塑性变形的抗力大，金属的强度高。
金属的塑性越好。
5. 合金的塑性变形有何特点？答：合金组织有单相固溶体合金、两相或多相合金两大类，它们的塑性变形的特点不相同。
单相固溶体合金的塑性变形是滑移和孪生，变形时主要受固溶强化作用，多相合金的塑性变形的特点：多相合金除基体相外，还有其它相存在，呈两相或多相合金，合金的塑性变形在很大程度上取决于第二相的数量、形状、大小和分布的形态。
但从变形的机理来说，仍然是滑移和孪生。
根据第二相又分为聚合型和弥散型，第二相粒子的尺寸与基体相晶粒尺寸属于同一数量级时，称为聚合型两相合金，只有当第二相为较强相时，才能对合金起到强化作用，当发生塑性变形时，首先在较弱的相中发生。
当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体相时，称为弥散型两相合金，这种弥散型粒子能阻碍位错的运动，对金属产生显著的强化作用，粒子越细，弥散分布越均匀，强化的效果越好。
面心立方晶体孪生和滑移轴对称共生塑性变形分析
1320 中国科学E辑技术科学 2006, 36(11): 1320~1334面心立方晶体孪生和滑移轴对称共生塑性变形分析*陈志永①②才鸿年①张新明②王富耻①谭成文①③(① 北京理工大学材料科学与工程学院, 北京 100081; ② 中南大学材料科学与工程学院, 长沙 410083; ③ 北京航空航天大学材料科学与工程学院, 北京 100083)摘要将Bishop-Hill最大功原理拓展于面心立方晶体{111}<112>孪生和{111}<110>滑移两种机制同时起作用的轴对称共生塑性变形过程之中. 系统研究了孪生对滑移不同临界剪切应力之比ξ对立方晶体标准投影三角形区各晶体取向的屈服应力状态以及相应活化滑移或/和孪生系的影响, 同时分析了取向空间里[100], [110]和[111]三个重要取向的Taylor因子及屈服强度各向异性的变化规律, 从微观晶体塑性理论本质上揭示了轴对称变形情况下拉伸和压缩屈服强度的不对称性; 引入了孪生能力取向因子概念, 建立了轴对称塑性变形取向空间塑性变形机构图. 在此基础上, 定性地解释了低层错能面心立方晶体在轴对称拉伸情况下形变织构的形成演变规律.关键词孪生滑移面心立方晶体轴对称共生变形Bishop-Hill最大功原理屈服强度各向异性对于面心立方晶体(f.c.c.)的塑性变形, 理论上大多局限于研究{111}<110>滑移和{111}<112>孪生单独作用的机制. 研究指出[1]: 对于仅考虑滑移机制的多晶金属和合金的塑性变形, 目前存在大量可用的模型和模拟文献, 而同时考虑滑移和孪生机制多晶变形的模型和模拟结果则很少, 这是由于在晶体塑性模型框架内引入孪生变形机制太过复杂所致. 如对于任意取向晶体的滑移和孪生共生变形以及相应情况下其滑移系和孪生系的活化, 由于情况复杂, 很少考虑两种机制同时起作用的情况, 有关这一方面的文献报道颇为鲜见. 但对具有中、低层错能的 f.c.c.金属或合金, 在很多种情况下, 会同时发生滑移和孪生变形[2~8]. 事实上,收稿日期: 2005-07-15; 接受日期: 2006-06-12*国家自然科学基金(批准号: 50301016, 59971067)和中国博士后科学基金(2005037003)资助项目第11期 陈志永等: 面心立方晶体孪生和滑移轴对称共生塑性变形分析 1321对Ag 金属以及Co-Fe 或Cu-Al 合金, 在轴对称拉伸变形情况下, 孪生和滑移会同时发生[9,10]. 因此, 从理论上研究 f.c.c.晶体轴对称共生变形是非常有意义的. 文献[11]对 f.c.c.晶体引入孪生机制, 将滑移和孪生综合起来进行考虑, 系统分析了当{111}<112>孪生对{111}<110>滑移的临界剪切应力之比ξ不同时, f.c.c.晶体滑移和孪生共生的单晶混合屈服面及其特征.本文在此基础上, 将以往主要应用于滑移变形的Bishop-Hill 最大塑性功原理[12,13]拓展到f.c.c.晶体滑移和孪生轴对称共生变形过程之中, 系统分析了ξ对立方晶体标准投影三角形区任意晶体取向的屈服应力状态及相应的活化滑移系或/和孪生系的影响, 探讨了取向空间里一些重要取向Taylor 因子及屈服强度各向异性的变化规律, 这对 f.c.c.晶体滑移和孪生共生塑性变形微观机制研究具有重要意义.1 Bishop-Hill 最大功原理分析1.1 面心立方晶体滑移和孪生共生屈服顶点单晶的塑性变形服从Schmid 定律. 当一个单晶体在单轴拉伸实验过程中, 一般由于其表面可以相对自由地变形, 在此情况下, 仅需一个剪切量就可以满足这一拉伸形变, 其最大分切应力的剪切系启动. 另一方面, 对于多晶聚集体里的晶粒变形, 由于受相邻晶粒约束的影响, 不能自由地改变它的形状, 为此, 一般需5个独立剪切量以相容5个独立的应变分量. 文献[11]证明了对于f.c.c.晶体的完全限制变形, 若引入孪生机制, 则在孪生对滑移临界剪切应力之比ξ不同的情况下, 其单晶的屈服面不同, 同时建立了适合滑移或/和孪生各种变形机制完备的屈服应力状态群. 结果表明: 当ξ>时, 仅能产生滑移, 有56种应力状态,在应力空间按晶体结构的对称性加以分类, 可分为5组基本的应力状态. 当ξ<时, 仅能产生孪生, 有25种应力状态, 可分为4组. 只有当面. 当ξ<<时, 总共有259种应力状态, 可分为21组. 当ξ<<时, 也有259种应力状态, 可分为19组. 在这两种类型的屈服应力状态中, 其中139种是相同的, 120种不同. 由此可见, 仅需分别考虑ξ在这4个区间的情况.1.2 轴对称共生变形Bishop-Hill 最大功原理分析对于多晶聚集体轴对称拉伸塑性变形, 它可由在x 1方向上的延伸变形11δε及在x 2和x 3方向上的压缩变形22δε和33δε来描述, 应变张量可表示为1322 中国科学 E 辑 技术科学 第36卷111111000/20,00/2skl δεδεδεδε⎡⎤⎢⎥=⎢⎥⎢⎥−⎣⎦－ (1) 式中, s 表示为样品坐标系. 采用Taylor 完全限制模型[14], 则多晶聚集体内各晶粒所承受的应变与宏观应变一致. 由于宏观应变张量相对于样品坐标轴, 为了利用Bishop-Hill 最大塑性功原理, 必须在晶体坐标系中表示它们. 根据张量转换法则(),,,1,2,3.c sij ik jl kla a i j k l δεδε== (2)对于任意取向的晶粒, 由所有可能的屈服应力状态(包括滑移或/和孪生屈服应 力), 根据Bishop-Hill 最大塑性功原理max c cij ij k k w w δσδεσδεδ===, (3)可以确定实际所需的屈服应力, 由此也确定了相应的活化系. (2)式中ij a 为晶体坐标系相对于样品坐标系的取向矩阵, 上标c 表示为晶体坐标系. 定义Taylor 因子为()11/,scs M w δδετ=⋅ (4)其中, cs τ为滑移的临界剪切应力. 可见对于任一取向的晶粒, M 与引起晶粒单位塑性变形所做的功成正比, 因此它是晶体与取向有关的相对屈服强度的量度. 这意味着不同取向的晶粒, 对于同样的宏观变形, M 越大, 所需做功越多, 那么它的塑性变形就越困难.在此基础上, 本文由所有可能的屈服应力状态(滑移或/和孪生屈服应力), 根据Bishop-Hill 最大功原理,系统分析了轴对称共生变形时ξ>,<ξ<, ξ<<和ξ<等4种情况下立方晶体标准投影三角形区域里各任意晶体取向的5维屈服应力状态(符号表示见文献[15])以及与之相联系的活化滑移或/和孪生系(符号表示见文献[11]), 同时探讨了一些重要取向Taylor 因子及屈服强度各向异性的变化规律, 为进一步分析 f.c.c.晶体的塑性变形及其力学性质提供理论依据.2 结果与讨论2.1 ξ对屈服应力状态和活化系的影响首先考虑轴对称拉伸塑性变形. 对于仅发生滑移变形的情况(ξ>, 如表1所示), 计算表明标准投影三角形区(考虑对称性, 可表示所有拉伸或压缩轴取向)可以划分为5个特定的区域, 每个区域由某一种特定的屈服应力状态活化. 仔细分析可知, 它们恰好分属于Bishop-Hill 滑移屈服顶点[12,13]的5组基本屈服顶第11期 陈志永等: 面心立方晶体孪生和滑移轴对称共生塑性变形分析 1323点. 由于对以滑移/孪生为其主要变形机制晶体而言, 要使其能完成任意形状的变形(如FC Taylor 模型), 须且仅需启动5个相互独立的活化系. 而表1中与屈服顶点相联系的活化滑移系均是6或8个, 且5个独立活化滑移系的组合数又不惟一, 则在此情况下具体启动的滑移系具有不确定性, 即活化滑移系的选择具有模糊性.<<时, 滑移和孪生共生变形的情形. 为了求出这种情况下的当ξ屈服应力状态, 首先在此区间取ξ为一定值(如ξ=1), 求出其应力状态以及与之联系的活化滑移或/和孪生系, 然后将ξ作为参数代入相应的与{111}<112>活化孪生系相联系的屈服条件方程, 由此可以推导出以ξ为变量的各组屈服顶点的解析表达式, 如表2所示. 计算结果表明标准投影三角形区可以划分为12个区域, 对应不同类型的基本屈服顶点. 其中靠近[100]取向的区域由Bishop-Hill滑移屈服顶点活化(表2中的应力状态1), 与仅发生滑移时的屈服应力状态一致(表1中的应力状态1), 其相应的活化系均为滑移系. 由此应力状态活化的区域仅发生滑移变形, 而其他各种应力状态对应的活化系均包括滑移系和孪生系, 则在相应的区域里滑移和孪生同时发生. 仔细分析可知, 表2中第1, 2, 3, 5, 7, 8和12等7种打*号的屈服应力状态在整个ξ<<取值范围内满足屈服条件, 而第4,<<范围内满足屈服条件[11]. 6, 9, 10和11等5种屈服应力状态则只在ξ同时应该指出的是, 对于第1, 2, 3, 5, 6, 10和12等7种应力状态, 其5个独立活化系的组合数不惟一, 则在此情况下具体启动的滑移或/和孪生系具有不确定性, 即活化系的选择具有模糊性. 但对于第4, 7, 8, 9和11等5种屈服应力状态, 与其相联系的活化系均是5个, 则在此情况下活化系是确定的, 即活化系选择不具有模糊性.<<时, 滑移和孪生共生的情形(见表3). 结果表明标准三角当ξ形区可以划分为对应不同类型基本屈服顶点的11个区域. 与ξ<<类似, 其中靠近[100]取向的区域仍由Bishop-Hill滑移屈服顶点的特例活化(表3中应力状态1), 与表1和2中靠近[100]取向区域的屈服应力状态相同, 则此区域为滑移变形区域, 其他区域则为滑移和孪生共生变形区域. 表中第1, 2, 3, 7, 8, 9和11等7种屈服应力状态在整个ξ<<取值范围内满足屈服条件, 而其<<范围内满足屈服条件[11]. 对于第1, 2, 他4种屈服应力状态则只在ξ3, 4, 6, 7和11等7种应力状态, 活化系的选择具有模糊性. 但对于其他4种应力状态, 即活化系的选择是确定的, 不具有模糊性.比较表2和3, 可以看出表2中的第1, 2, 3, 5, 7, 8和12种应力状态分别与表1324 中国科学 E 辑 技术科学 第36卷3中的1, 2, 3, 7, 8, 9和11的相同. 由此可知, 这7种屈服应力状态属于139种共同的屈服应力状态, 在整个ξ<<取值范围内满足屈服条件. 而其他没有打*号的屈服应力状态, 分别只在各自的ξ取值范围内满足屈服条件, 属于120种不同的屈服应力状态[11].当ξ<时(如表4), 在此情况仅可能发生孪生变形, 标准投影三角形区可以分为4个区域, 对应不同类型的基本屈服应力状态, 其中仅与屈服应力状态3所联系活化系的选择不具有模糊性.表1 ξ>时拉伸变形标准投影三角形划分区域里的屈服应力状态、活化系及5个独立活化系组合数1 (1/2,1/2,0,0,0)− s 3 s 6 s 9 s 12 s 14 s 17 s 20 s 23 32 2 (1/4,1/4,0,1/2,1/2)−s 3 s 4 s 12 s 14 s 17 s 22 4 3 (1/2,0,0,0,1/2) s 3 s 6 s 9 s 12 s 14 s 17 s 19 s 22 36 4 (0,0,1/2,1/2,1/2)s 4 s 8 s 12 s 17 s 21 s 22 6 5(0,0,0,0,1)s 1 s 4 s 8 s 11 s 14 s 17 s 19 s 2232表ξ<<时拉伸变形标准三角形划分区域里的屈服应力状态、活化系及5个独立活化系组合数12种应力状态屈服应力状态 (ct )活化系5个独立活化系组合数1* (1/2,1/2,0,0,0)−s 3 s 6 s 9 s 12 s 14 s 17 s 20 s 23322* (3/4//43//21//21/2)−−− s 3 s 12 s 14 s 17 t 6 t 11 43* /41/4,1/4//21,1/2,1/2)−−s 3 s 4 s 14 s 22 t 6 t 11 64 (1/4,3/4/3/2,3/2/2)− s 14 s 17 s 22 t 6 t 11 15* (1//2/21/2)−−s 3 s 6 s 9 s 12 s 14 s 17 t 8 t 11406 /21/2,0,0,0,3/2/2)−s 14 s 17 s 19 s 22 t 8 t 11 67* /81/4,1/4//41,1/2,1/2)−− s 4 s 22 t 6 t 7 t 11 18* (0,/41//21//21/2,/41)+−−+s 8 s 22 t 6 t 7 t 1119 (1/2/4,1/2//21/3/2,3/2/2)−−s 8 s 17 s 22 t 6 t 11 110 (1//2)s 14 s 17 s 19 s 22 t 3 t 6 611 (1/2/4,1/2/4,1//2) s 8 s 17 s 19 s 22 t 6 112*(0,1/2/4,0,0,1/2/4)s 8 s 11 s 19 s 22 t 3 t 66第11期 陈志永等: 面心立方晶体孪生和滑移轴对称共生塑性变形分析 1325表3 ξ<时拉伸变形标准三角形划分区域里的屈服应力状态、活化系及5个独立活化系组合数11种应力状态 屈服应力状态 (cs )活化系5个独立活化系组合数1* (1/2,1/2,0,0,0)−s 3 s 6 s 9 s 12 s 14 s 17 s 20 s 23 322* (3/4//43//21//21/2)−−−s 3 s 12 s 14 s 17 t 6 t 1143* /41/4,1/4//21,1/2,1/2)−− s 3 s 4 s 14 s 22 t 6 t 11 64 (1/3//23/2)−−s 14 s 17 t 3 t 6 t 8 t 11 65 /21/3/2,3/22)ξ−− s 14 s 22 t 3 t6 t 11 16 /21/2,3/4/2,0,0,3/4)− s 19 s 22 t 3 t 6 t 8 t 11 67* (1//2/21/2)−−s 3 s 6 s 9 s 12 s 14 s 17 t 8 t 11 408* /81/4,1/4//41,1/2,1/2)−− s 4 s 22 t 6 t 7 t 11 19* (0,1/2//21//21/2,1/4)−− s 8 s 22 t 6 t 7 t 11 110 /41/4,1/2//21/2,0,3/4)−−S 8 s 19 s 22 t 6 t 11 111*(0,1/2//41/2)+s 8 s 11 s 19 s 22 t 3 t 66表4 ξ<时拉伸变形标准投影三角形划分区域里的屈服应力状态、活化系及5个独立活化系组合数1 (1/2,1/2,0,0,0)−t 2 t 3 t 5 t 6 t 8 t 9 t 11 t 12 56 2 (0,0,1/2,1/2,1/2)− t 2 t 3 t 4 t 6 t 10 t 11 6 3 (1/8,1/8,1/4,1/2,1/2)−− t 4 t 6 t 7 t 10 t 11 1 4(0,1/4,0,0,3/4)t 3 t 6 t 7 t 8 t 10 t 116同理可以分析轴对称压缩塑性变形情况. 只要改变宏观应变张量分量符号,分析方法完全一致. 我们也分别求出了ξ>,ξ<<, <ξ<和ξ<等4种情况下立方晶体标准投影三角形区域里的屈服应力状态以及与之相联系的活化滑移或/和孪生系, 如表5~8所示. 与表1~4相比, 我们发现一个有趣的现象, 即当ξ>仅发生滑移变形时, 压缩时所需的屈服应力状态和相应的活化滑移系与拉伸时的情况恰好相反, 而ξ<时情况则不同.这可根据滑移和孪生屈服面在应力空间的对称性来解释. 在应力空间里, 由于滑移方向可为正负, 滑移屈服面关于原点对称; 而孪生是有方向性的, 孪生屈服面关于原点不对称. 由于拉伸时的变形张量恰好和压缩时的相反, 因此在仅发生滑移变形时, 对于同一晶体取向, 所需的屈服应力状态恰好相反. 而就滑移而言, 正好存在相反的屈服应力状态. 自然, 相应活化滑移系的滑移方向也恰好相反.而对于滑移和孪生共生或孪生单独发生的情况, 即ξ<, 由于相反的应力状1326中国科学E辑技术科学第36卷态违反屈服条件, 因此不存在这种关系.<<时, 滑移和孪生共生的情形见表 6. 结果表明, 标准三角当ξ形区可以划分为11个区域, 对应不同类型的基本屈服顶点. 其中靠近[111]取向的区域由Bishop-Hill滑移屈服顶点的特例活化(即表6中的应力状态7), 与仅发生滑移时的屈服应力状态一致(表5中的应力状态4), 其相应的活化系均为滑移系, 由此应力状态活化的区域仅发生滑移变形. 而其他各种应力状态对应的活化系均包括滑移系和孪生系, 则在相应的区域里滑移和孪生同时发生.<<时, 滑移和孪生共生的情形见表7, 结果表明标准三角形当ξ<<相类似, 其中靠近[111]取向的区域区可以划分为11个区域. 与ξ仍由Bishop-Hill滑移屈服顶点的特例活化(即表7中的应力状态9), 与表5和6中的靠近[111]取向的区域的屈服应力状态相同, 则此区域为滑移变形区域, 其他区域则为滑移和孪生共生变形区域.比较表6和7, 可以看出表6中第1, 2, 3, 5, 7, 10和11等7种应力状态分别与表7中的第1, 2, 3, 6, 9, 10和11种相同(即标*号的). 由此可知, 这7种屈服应力状态属于139种共同的屈服应力状态, 在整个ξ≤取值范围内满足屈服条件. 而其他没有打*号的屈服应力状态, 分别只在各自的ξ取值范围内满足屈服条件, 属于120种不同的屈服应力状态.表5 ξ>时压缩变形标准投影三角形划分区域里的屈服应力状态、活化系及5个独立活化系组合数−s2 s5 s8 s11 s15 s18 s21 s24321 (1/2,1/2,0,0,0)−−−s2s5 s10 s15 s16 s24 42 (1/4,1/4,0,1/2,1/2)−−s2s5s7 s10 s15 s18 s21 s24363 (1/2,0,0,0,1/2)−−−s5s9 s10 s16 s20 s24 64 (0,0,1/2,1/2,1/2)−s2s5s7 s10 s13s16 s20 s23325 (0,0,0,0,1)当ξ<时(表8), 在此情况仅可能发生孪生变形, 标准投影三角形区可以分为4个区域, 对应不同类型的基本屈服应力状态, 其中仅与屈服应力状态2所联系活化系的选择不具有模糊性.由此可见, 无论对于轴对称拉伸还是压缩变形, 4种情况下立方晶体标准投影三角形均可划分为一些特定的区域, 在此区域中不同取向的晶体由一些特定的屈服应力状态活化. 其中一些区域仅仅包含5个活化系, 一些包含6或8个活化系. 由于应变过程中, 晶体的旋转依赖于一个特定组合的活化, 对于只有5个第11期 陈志永等: 面心立方晶体孪生和滑移轴对称共生塑性变形分析 1327活化系的取向, 其活化系的选择不具有模糊性, 相应地, 织构的发展也就确定; 而对于6或8个滑移或孪生系的活化, 活化系组合的选择具有不确定性, 则织构的发展也就具有不确定性. 因此, 在进行形变织构模拟计算时, 要遵循一定的准则来确定各取向的具体的活化系[16,17], 由此计算取向的改变即织构发展.表ξ<<时压缩变形标准三角形划分区域里的屈服应力状态、活化系及5个独立活化系组合数11种应力状态 屈服应力状态 (cs )活化系 5个独立活化系组合数1* (1/22,3/22,0,0,0)s 2 s 5 s 8 s 11 t 1 t 4 t 7 t 10 442* (1/48,381/41/221)−−−−−s 5 s 24 t 1 t 4 t 10 13* (8,8,41/2,1/2,1/2)−−−s 5 s 10 s 16 s 24 t 1 14 (1/44,41/4,0,1/223/2)−− s 2 s5 s 10 s 16 t 1 15* (1/48,1/48,41/1,1/2)ξ−−−−s 5 s 10 s 24 t 1 t 4 16 (1/22,0,0,0,23/2)− s 2 s 5 s7 s 10 t 1 t 4 6 7* (0,0,1/2,1/2,1/2)−−−s 5 s 9 s 10 s 16 s 20 s 24 68 21,0,0,0,2)−s 2 s 5 s 7 s 10 t 9 t 12 691/2,1/24,0,21,2)−−s 2 s 5 s 10 s 16 t 12 110* 21,2)−− s 5 s 10 s 16 s 20 t 9 t 12 611* (0,1/24,0,0,1/24)−s 2 s 5 s 13 s 16 t 9 t 126表7 ξ<时压缩变形标准三角形划分区域里的屈服应力状态、活化系及5个独立活化系组合数11种应力状态 屈服应力状态cs )活化系 5个独立活化系组合数1* (1/22,3/22,0,0,0)s 2 s 5 s 8 s 11 t 1 t 4 t 7 t 10442* (1/4//81//41//2/21)−−−−−s 5 s 24 t 1 t 4 t 10 13* (1/2,1/2,1/2)−−− s 5 s 10 s 16 s 24 t 1 14 (1/8,1/23/21,2)−−− s5 s 10 s 16 t 1 t 12 15 (1/44,1/2/4,0,1/22,3/4)−s 2 s 5 s 16 t 1 t 12 16* (1/4/8,1/4//41//21,1/2)−−−− s 5 s 10 s 24 t 1 t 4 17 (1/8/4,3/8//23/3/2,/2)−− s 5 s 10 t 1 t 4 t 12 18 (1/22,3/42,0,0,3/4)−s 2 s 5 t 1 t 4 t 9 t 12 6 9* (0,0,1/2,1/2,1/2)−−−s 5 s 9 s 10 s 16 s 20 s 24 610* 221,2)−− s 5 s 10 s 16 s 20 t 9 t 12 611*(0,1/24,0,0,1/24)−s 2 s 5 s 13 s 16 t 9 t 1261328 中国科学 E 辑 技术科学 第36卷表8 ξ<时压缩变形标准三角形划分区域里的屈服应力状态、活化系及5个独立活化系组合数1 (0,1,0,0,0)t 1 t 2 t 4 t 5 t 7 t 8 t 10 t 11 56 2 (1/8,1/8,1/4,1/2,1/2)−−−−t 1 t 4 t 5 t 10 t 12 1 3 (0,1/4,0,0,3/4)− t 1 t 2 t 4 t 5 t 9 t 12 6 4(0,0,1/2,1/2,1/2)−−−t 4 t 5 t 8 t 9 t 10 t 1262.2 ξ对Taylor 因子和屈服强度各向异性的影响由所求的滑移或/和孪生(共生)屈服应力状态, 根据Bishop-Hill [12,13]最大塑性功原理, 对于以上各种情况, 不难得出Taylor 因子的解析表达式. 由于结果繁杂, 本文不予列出. 但为了更全面地了解ξ对f.c.c.晶体轴对称塑性变形时Taylor 因子及屈服强度各向异性的影响, 分别计算了ξ>,ξ<<, <ξ<和ξ<等4种情况下标准投影三角形区域里的3个重要取向[111],[110]和[100]的Taylor 因子M . 表9给出了计算结果.根据上述讨论, 通过计算可知, 对于轴对称拉伸变形, 当ξ>时仅发生滑移时, [111]和[110]取向的屈服强度大, 其值均为2, 是[100]取向(其M 值是的1.5倍. 当ξ<<时, 随着ξ的值减小, [111]M 和[110]M 均减小,但[111]M 减小的速度大于[110]M (由表9中共生变形时Taylor 因子的解析表达式可知), 而[100]M 却仍旧保持不变. 当ξ<时, 无疑, 标准投影三角形区域中的所有取向均只能产生孪生变形. 对于[111]取向, 其[111] 1.84M =, 与[100]和[110] 取向的 2.45M =相比, 其值降低了25%. 进一步分析发现, 对于[111]M ,其在ξ<时的三个区间的解析表达式相同, 随着ξ的值减小连续变化而不产生突变, 且减小的速率不变; 而对于[110]M , 尽管其在ξ<<的解析表达式值与ξ<时的不一致, 但如果将各个区间的端点值代入相应的解析表达式, 可以发现在端点处[110]M 也是连续变化而不产生突变的, 但随着ξ值减小,ξ<时, [110]M 值的减小速率比ξ<<快一倍; 而对于[100]M , 其在ξ>的三个分立区间不变, 而在ξ<时[100]M 的减小速率与[110]M 相同.实际上, 对于立方晶体标准投影三角形区域里所有取向, 通过计算可以发现, 随着ξ的值变化其Taylor 因子的变化也都是连续的, 并不由于所处区间的变化而突第11期 陈志永等: 面心立方晶体孪生和滑移轴对称共生塑性变形分析 1329变. 当然, 不同取向Taylor因子的变化速率可能有所差别.比较滑移和孪生分别发生的情况, 三个取向在仅发生滑移时的屈服强度相差最大为0.5倍, 仅发生孪生时的相差最小为0.25倍. 由此可见, 与仅发生滑移相比, 孪生的引入对屈服强度各向异性有影响, 它减小了屈服强度各向异性. 事实上, 通过计算轴对称拉伸变形时ξ处于4个区间情况下立方晶体标准投影三角形区域里的任意取向的Taylor因子M, 可以得到相同的结论, 在此不再多述.同理可以分析轴对称压缩变形三个理想取向的Taylor因子变化规律.ξ>仅发生滑移时, 各取向的Taylor因子与拉伸时的相同, 这与前面对屈服应力状态的分析是一致的. 当ξ<<时, 拉伸时, [111]取向处的M值急剧减小, [100]处的M值不变; 而压缩时, 则是[100]处的M值急剧减小, [111]处的M=, 3倍于M值不变. 当ξ<时, 所有区域均只能发生孪生, [111][100]处的. 比较滑移和孪生分别发生的情况, 三个取向在仅发生滑移时的屈服强度相差最小, 仅发生孪生时的相差最大. 由此可见, 对压缩变形, 孪生的引入增强了屈服强度各向异性.表9 轴对称变形时标准三角形区域里三个重要取向的Taylor因子M变形模式取向>ξ<ξ<ξξ<<[111] 2/4/4/4[110] 2(1/2/2)(1/2/2)轴对称拉伸[100][111] 222/2[110] 2(1/4)(1/4)/4轴对称压缩[100] /2/2/2以上结果揭示了在轴对称塑性变形过程中, 随着孪生的引入, 基于滑移变形机制的屈服强度各向异性将随之改变. 对于拉伸的情况而言, 各向异性减小; 对于压缩的情况而言, 各向异性增大. 轴对称塑性流动可采用圆锥模通过拉拔圆柱形单晶或多晶来实现, 这种类型变形阻力与拉拔应力相关. Hosford[18]采用这种方法测量了具有高层错能金属Al多晶和大量不同取向的Al单晶的变形抗力, Mayer[19]采用同样方法测量了具有不同层错能金属Fe, Cu, Cu-7Al多晶和不同取向单晶的变形抗力. 为简单起见, 本文仅给出它们在临近三个重要取向[100], [110]和[111]的归一化的拉拔应力之比, A1为1.57:2.20:2.27, Fe为5.18:7.75:7.32,与表9中ξ>时仅考虑滑移机制的以上三个重要取向的Taylor因子之比2:2(即1:1.5:1.5)相当接近. 可见对Hosford[18]所做关于Al和Mayer[19]所做Fe的拉拔实验(尽管Fe为体心立方金属, 由对称性可知, f.c.c.晶体{111}<110>滑移同样可以应用于b.c.c.晶体{110}<111>滑移情况), 以上分析表明符合仅产生滑移情况. 这是由于Al和Fe均属于高层错能金属, 相应的孪生对滑移的临界剪切应力之比ξ较大, 不易孪生. 事实上, 对于其他取向测量结果也发现变形抗力与Taylor因子的相关性. 尽管实验结果存在一定的偏差, 但可以认为在实验误差范围以内. 而对于铜和Cu-7Al而言, 仅按滑移变形处理, 结果就不令人满意. 如果按照滑移和孪生共生变形的情况来处理, Cu-7Al的数据与理论符合较好. 对于所有Cu-7Al单晶取向, 其最大拉拔应力与最小拉拔应力之差均不高于30%, 而对于以纯滑机制而言的Fe和Al, 其最大拉拔应力与最小拉拔应力之差超过50%. 可见, 孪生的引入确实降低了屈服强度各向异性. 对Cu而言, 若假ξ=, 实验应力应变曲线数据与理论相符, 由此可以确定孪生临界剪切应力定1值, 而该值实验上往往难以确定. 然而, 对于低应变速率下室温铜的变形, 很难观察到其会产生孪生, 因此其结果有待进一步深入研究. 尽管如此, 对于中、低τ的方法.层错能金属, 这不失为一种确定孪生临界剪切应力ct上面我们分析了轴对称拉伸或压缩分别进行时屈服强度各向异性, 现在我们来分析同一取向在拉伸和压缩时的屈服强度有何变化规律. 根据表9, 我们分别计算了拉伸和压缩变形时ξ>, ξ<<, ξ<<和ξ<等4种情况下[111], [110]和[100]的Taylor因子M之间的相对比值, 表10给出了计算结果. 当ξ>仅发生滑移时, 三个取向的比值都为1, 这意味着拉伸和压缩的屈服强度相等, 拉伸和压缩不具有不对称性. 事实上, 其他所有取向也具有这种性质, 这与屈服应力状态的分析是一致的. 无论ξ<<ξ<<, 也就是说, 当滑移和孪生共生变形时, [111] 取向拉伸和压缩的屈服强度比值随着ξ的减小而减小, 而[100]取向则相反. 事实上, 它们互为倒数.这意味着这两个取向的拉伸和压缩不对称性的程度应该是一致的, 只不过是[111]取向的拉伸对压缩的不对称性相应于[100]取向的压缩对拉伸不对称性. 当ξ<仅发生孪生时, [110]取向的比值为4/5, 最接近于对称性的比值1, 因此[110]取向的拉伸和压缩不对称性较[111]和[100]取向为小, 且3种取向的比值分别与1相差最大, 即在此情况下它们的拉伸和压缩不对称性均最明显. 进一步可知, 对于整个立方晶体标准投影三角形区域的各个晶体取向, 在滑移和孪生共生变形时, 其拉伸和压缩的屈服强度一般是不对称的. 由此可见, 对于具有某种择优取向分布的丝织构, 其拉伸和压缩的屈服强度也应该是不对称的.表10 轴对称变形时标准三角形区域里三个重要取向的拉伸和压缩屈服强度的不对称性拉伸和压缩屈服强度之比[111]1 /2 /2 1/2 [110]1 (2)/(4)+(2)/(4)+4/5 [100] 1 2) 2)2由于高应变率下金属易于产生孪生变形, 根据绝热剪切带扩展面积所需要的能量表达式分析[20], 对同一材料, 其屈服强度是影响绝热剪切敏感性的最重要因素, 则影响材料各向异性的物理本质晶体学取向分布即织构有可能对绝热剪切敏感性有重要影响. 然而, 目前国内外极少见到从此角度深入研究高应变率下材料绝热剪切敏感性的各向异性的报道, 因此本文研究结果对于研究金属材料的绝热剪切敏感性具有重要意义.2.3孪生能力取向因子及其对低层错能金属拉伸织构的影响从以上分析结果可知, 随着孪生的引入, 对于立方晶体标准投影三角形区的所有取向, 有些取向易于孪生, 有些取向不易孪生. 为了表征各晶体取向的孪生能力, 本文引入孪生能力取向因子1,s t t s sM M M M M µ−==− (5) 式中, s t M M 和分别是ξ为取值范围两端点时的Taylor 因子. 根据上述计算可知, s M 不可能小于t M . 由(5)式定义可以看出, 当ξ>时(即在此情况下不可能单独发生孪生变形), 对于任意的晶体取向, 若s t M M >, 即0µ>时, 随着ξ的减小, 由于孪生抗力减小, 这时晶粒取向易于孪生. t M 越小, 即µ越大, 表明该取向越易孪生; t M 越大, 即µ越小, 表明该取向越不易于孪生; 若s t M M =, 即0µ=时, 对于这一晶体取向, 仅有滑移机制起作用(当ξ>时), 该取向将很难发生孪生变形. 很明显, 在ξ>, 对于0µ=的取向, 相应的活化系均只可能是滑移系; 而对于0µ>的取向, 相应的活化系可能是滑移系和孪生系. 当ξ<时, 对所有取向而言, 均将是孪生变形机制起作用. 为更清楚起见, 我们计算了轴对称拉伸变形时的立方晶体标准投影立方三角形区里各取向的µ值, 其等值线如图1所示. 随着ξ值逐渐降低到小于, 图中除了被等值线0所包围的阴影部分领域仍然仅产生滑移外, 在其他所有区域, 孪生和滑移同时产生. 如图1所示, 轴对称拉伸变形时, 当ξ≤时, 在靠近。
《金属材料与热处理》第三章金属的塑性变形对组织性能
重冷塑性变形的金属,经1小时加热后能完全再结晶的 最低温度来表示。
最低再结晶温度：
T再=0.4T熔点 式中温度单位为绝对温度(K)。
8
学习情境三：金属的塑性变形对组织性能的影响 3.2
(3)再结晶温度影响因素：
1）变形程度 ➢2）金金属属再纯结度晶前：塑纯性度变越形高的, 最相低对再变结形晶量温称度为也预就先越变低形 度➢。3）预；加先热变速形度越大, 金属的晶体缺陷就越多, 组织越不 稳➢➢杂再定质结, 最和晶低合是再金一结元扩晶素散温（过度高程也熔, 需就点一越元定低素时；）间阻才碍能原完子成扩；散和晶 ➢界➢当提迁预高移先加, 可变热显形速著度度提达会高一使最定再低大结再小晶结后在晶,较最温高低度温再；度结下晶发温生度；趋于某 一➢高原稳纯始定度晶值铝粒。(越99粗.9大9,9再%结)最晶低温再度结越晶高温。度为80 ℃； ➢工业纯铝(99.0%)最低再结晶温度提高到290 ℃。
3
学习情境三：金属的塑性变形对组织性能的影响 3.2
3、热加工晶粒大小控制措施
（1）.控制较低的加工终了温度 （2）.控制较大的变形程度 （3）.控制较快的冷却速度
0
学习情境三：金属的塑性变形对组织性能的影响 3.2
3、产生残余内应力 ➢定义：外力去除后，金属内部残留下来的应力。
产生原因：金属发生塑性变形时，内部变形不均匀， 位错、空位等晶体缺陷增多，会产生残余内应力。
➢1）宏观内应力 ➢2）微观残余应力 ➢3）晶格畸变应力
1
学习情境三：金属的塑性变形对组织性能的影响 3.2
3
学习情境三：金属的塑性变形对组织性能的影响 3.1
第一节 金属的塑性变形
金属塑性成形力学课后答案
金属塑性成形力学课后答案【篇一：金属塑性成形原理习题】述提高金属塑性变形的主要途径有哪些？(1)提高材料成分和组织的均匀性(2)合理选择变形温度和应变速率(3)合理选择变形方式(4)减小变形的不均匀性2. 简答滑移和孪生变形的区别相同点：都是通过位错运动来实现, 都是切应变不同点：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；孪生的晶体变形部分的位向发生了改变，而滑移后晶体各部分位向未改变。
3. 塑性成型时的润滑方法有哪些？(1) 特种流体润滑法。
(2) 表面磷化-皂化处理。
(3) 表面镀软金属。
4. 塑性变形时应力应变关系的特点？在塑性变形时，应力与应变之间的关系有如下特点（1）应力与应变之间的关系是非线性的，因此，全量应变主轴和应力主轴不一定重合。
（2）塑性变形时，可以认为体积不变，即应变球张量为零，泊松比??0.5。
、（3）对于应变硬化材料，卸载后再重新加载时的屈服应力就是卸载时的屈服应力，比初始屈服应力要高。
（4）塑性变形是不可逆的，与应变历史有关，即应力－应变关系不再保持单值关系。
5. levy－mises理论的基本假设是什么？（1）材料是刚塑性材料，级弹性应变增量为零，塑性应变增量就是总的应变增量。
（2）材料符合米塞斯屈服准则。
（3）每一加载瞬时，应力主轴和应变增量主轴重合。
（4）塑性变形上体积不变。
6. 细化晶粒的主要途径有哪些？（1）在原材料冶炼时加入一些合金元素及最终采用铝、钛等作脱氧剂。
（2）采用适当的变形程度和变形温度。
（3）采用锻后正火等相变重结晶的方法。
7. 试从变形机理上解释冷加工和超塑性变形的特点。
冷塑性变形的主要机理：滑移和孪生。
金属塑性变形的特点：不同时性、相互协调性和不均匀性。
由于塑性变形而使晶粒具有择优取向的组织，称为变形织构。
随着变形程度的增加，金属的强度、硬度增加，而塑性韧性降低，这种现象称为加工硬化。
超塑性变形机理主要是晶界滑移和原子扩散（扩散蠕变）。
材料科学基础 简答题 1
第二部分简答题原子间的结合键共有几种？各自的特点如何？【11年真题】答：（1）金属键：基本特点是电子的共有化，无饱和性、无方向性，因而每个原子有可能同更多的原子结合，并趋于形成低能量的密堆结构。
当金属受力变形而改变原子之间的相互位置时不至于破坏金属键，这就使得金属具有良好的延展性，又由于自由电子的存在，金属一般都具有良好的导电性和导热性能。
（2）离子键：正负离子相互吸引，结合牢固，无方向性、无饱和性。
因此，七熔点和硬度均较高。
离子晶体中很难产生自由运动的电子，因此他们都是良好的电绝缘体。
（3）共价键：有方向性和饱和性。
共价键的结合极为牢固，故共价键晶体具有结构稳定、熔点高、质硬脆等特点。
共价结合的材料一般是绝缘体，其导电能力较差。
（4）范德瓦尔斯力：范德瓦尔斯力是借助微弱的、瞬时的电偶极矩的感应作用，将原来稳定的原子结构的原子或分子结合为一体的键合。
它没有方向性和饱和性，其结合不如化学键牢固。
（5）氢键：氢键是一种极性分子键，氢键具有方向性和饱和性，其键能介于化学键和范德瓦耳斯力之间。
说明间隙固溶体与间隙化合物有什么异同。
答：相同点：二者一般都是由过渡族金属与原子半径较小的C、N、H、O、B等非金属元素所组成。
不同点：（1）晶体结构不同。
间隙固溶体属于固溶体相，保持溶剂的晶格类型；间隙化合物属于金属化合物相，形成不同于其组元的新点阵。
（2）间隙固溶体用α、β、γ表示；间隙化合物用化学分子式MX、M2X 等表示。
间隙固溶体的强度、硬度较低，塑性、韧性好；间隙化合物的强度、熔点较高，塑性、韧性差。
为什么只有置换固溶体的两个组元之间才能无限互溶，而间隙固溶体则不能？答：因为形成固溶体时，溶质原子的溶入会使溶剂结构产生点阵畸变，从而使体系能量升高。
溶质与溶剂原子尺寸相差较大，点阵畸变的程度也越大，则畸变能越高，结构的稳定性越低，溶解度越小。
一般来说，间隙固溶体中溶质原子引起的点阵畸变较大，故不能无限互溶，只能有限熔解。
金属学与热处理第六章
复习重点：名词、简答、各章课堂强调的重点及书后作业第六章金属的塑性变形和再结晶一、名词强度：材料在外力作用下抵抗破坏的能力。
屈服极限：金属开始产生屈服现象时的应力。
延伸率：在拉伸试验中，金属试样断裂后标距长度伸长量∆L(L k-L0)与原始标距长度L0的百分比。
断面收缩率：在拉伸试验中，金属试样断裂后原始横截面面积F0和断裂时横截面面积F k之差与原始横截面积F0的百分比。
滑移带：当表面抛光的单晶体金属试样经过适量塑性变形后，在金相显微镜下可以观察到，在抛光的表面上出现的相互平行的线条。
滑移线：经塑性变形后在试样表面上产生的一个个小台阶。
滑移：晶体的一部分相对于另一部分沿着某些晶面和晶向发生相对滑动的塑性变形方式。
滑移系：一个滑移面和此面上的一个滑移方向结合起来组成一个滑移系。
软取向：当外力与滑移面、滑移方向的夹角都是45°时所对应的取向称为软取向。
硬取向：当外力与滑移面平行(ϕ＝90°)或垂直(λ=90°)时所对应的取向称为硬取向。
细晶强化：用细化晶粒增加晶界提高金属强度的方法。
孪生：在切应力作用下晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面(孪晶面或孪生面)与晶向(孪生方向)产生一定角度的均匀切变过程。
孪晶：通过孪生形成的以孪晶界为分界面的对称的两部分晶体。
变形织构：因塑性变形导致的多晶体晶粒具有的择优取向的组织。
加工硬化：随着变形程度的增加，金属的强度、硬度显著升高，而塑性、韧性则显著下降的现象。
二、简答：1. 低碳钢拉伸应力-应变曲线可分为哪几个阶段？答：弹性变形、塑性变形、断裂2. 影响弹性模量的因素有哪些？答：金属的本性、晶体结构、晶格常数。
3. 滑移面与滑移方向选择晶体密排面与密排晶向的原因？答：密排晶面上原子间结合力最强，而密排晶面之间的原子间结合力最弱，滑移的阻力最小，因而最易滑移，密排晶向阻力最小。
4. 多晶体塑性变形的特点？答：各晶粒不同时变形、各晶粒相互协调变形、各晶粒及一个晶粒内部变形不均匀5. 塑性变形后，金属内部残余应力有哪几种？答：宏观内应力、微观内应力、点阵畸变6、根据组织，合金分为哪两种？答：1）单相固溶体合金，2）多相合金。
滑移和孪晶
发现有孪晶存在，这是由于相变过程中原子重新 排列时发生错排而产生的，称退火孪晶。
钛合金六方相中的形变孪晶
奥氏体不锈钢中退火孪晶
黄铜中的孪晶
锌中的孪晶
四、滑移和孪生的区别
孪生通过切变使晶格位向发生了改变，造成变 形部分与未变形部分形成对称。而滑移变形后， 晶体各部分的相对位向不发生改变。
孪生示意图
孪晶组织
（一）孪生的特点
金属晶体中变形部分与未变形部分在孪生面两侧形 成镜面对称关系。
发生孪生的部分（切变部分）称为孪生带或孪晶。 孪晶一般分为机械孪晶和退火孪晶
孪生带的晶格位向发生变化，发生孪生时各原子移 动的距离是不相等的。
（二）金属晶体中的孪生现象
密排六方晶格金属滑移系少，常以孪生方式变形。 体心立方晶格金属只有在低温或冲击作用下才发
金属塑性变形机理 ——滑移和孪生
材研1004 程呈
一、塑性变形
多晶体的塑性变形：晶内变形、晶间变形 晶内变形、单晶体变形主要方式：滑移、孪生 晶间变形的主要方式：晶粒间相互滑动和转动
二、滑移
（一）、滑移现象
1、滑移带 2、滑移线
（二）滑移
滑移是在切应力作用下，晶体的一部分 沿一定的晶面（滑移面）上的一定方向（滑 移方向）相对于另一部分发生滑动。
刃位错的运动
1、滑移的机理
多 脚虫 的 爬 行
2、位错的易动性
晶体通过位错运动 产生滑移时，只在位 错中心的少数原子发 生移动，它们移动的 距离远小于一个原子 间距，因而所需临界 切应力小，这种现象 称作位错的易动性。
（六）滑移的类型
根据位错运动方式的不同，会出现不同类 型的滑移：单滑移、多滑移、交滑移。
金属材料与热处理第六章答案
1 滑移与孪生的区别及它们在塑性变形过程中的作用。
答：滑移与孪生的区别：（1）滑移是晶体两部分发生相对滑动，不改变晶体位向，孪生是晶体一部分相对另一部分发生均匀切变，发生位向的改变，孪生面两侧原子呈镜面对称。
（2）滑移面上的原子移动的距离是原子间距的整数倍，而孪生方向移动的原子不是原子间距的整数倍。
（3）滑移是个缓慢的过程，孪生产生速度极快。
（4）滑移是在晶体内各晶粒内部产生不均匀，而孪生在整个孪生区内部都是均匀的切变。
作用：晶体产生塑性变形过程主要依靠滑移机制来完成的；孪生所需的临界应力要高很多，对塑性变形的贡献比滑移小得多，但孪生改变了部分晶体的空间取向，使原来处于不利取向的滑移系转变为新的有利取向，激发晶体滑移。
2面心立方、体心立方、密排六方金属的主要塑性变形方式是什么？温度、变形速度对其有何影响？铝、铁、鎂中哪种金属的塑性最好？哪种最差？答：面心立方、体心立方有较多的滑移系，塑性变形以滑移为主，而密排六方金属对称性低，滑移系少，塑性变形方式主要是孪生。
变形温度越高，滑移越容易，孪生产生的几率越小，反之变形温度越高，滑移越困难，产生孪晶的几率越大。
变形速度越大，滑移常来不及产生足够大的变形，因此导致切应力增大，产生孪晶的几率也增大。
铝为面心立方结构、铁为体心立方结构、镁为密排六方结构，因此铝的塑性最好，镁的塑性最差。
3绘图说明常见fcc、bcc结构金属的滑移系有哪些？这两种晶体结构的密排面、密排方向是哪些？与滑移系之间有何关系？答：FCC晶格：滑移面就是最密排面：｛111｝包括(111), (111), (111), (111);滑移方向就是最密排方向：〈110〉每个滑移面上有三个，如图中箭头所示。
一个滑移面与滑移面上的一个滑移方向构成一个滑移系，因此滑移系数: 4×3=12BCC晶格：滑移面：｛110｝(110), (011), (101), (110), (011), (101)共6个滑移方向：〈111〉，每个滑移面上两个，如图箭头所示。
金属学及热处理课后习题答案解析第六章
⾦属学及热处理课后习题答案解析第六章第六章⾦属及合⾦的塑性变形和断裂2）求出屈服载荷下的取向因⼦，作出取向因⼦和屈服应⼒的关系曲线，说明取向因⼦对屈服应⼒的影响。
答：1）需临界临界分切应⼒的计算公式：τk=σs cosφcosλ，σs为屈服强度=屈服载荷/截⾯积需要注意的是：在拉伸试验时，滑移⾯受⼤⼩相等，⽅向相反的⼀对轴向⼒的作⽤。
当载荷与法线夹⾓φ为钝⾓时，则按φ的补⾓做余弦计算。
2）c osφcosλ称作取向因⼦，由表中σs和cosφcosλ的数值可以看出，随着取向因⼦的增⼤，屈服应⼒逐渐减⼩。
cosφcosλ的最⼤值是φ、λ均为45度时，数值为0.5，此时σs为最⼩值，⾦属最易发⽣滑移，这种取向称为软取向。
当外⼒与滑移⾯平⾏（φ=90°）或垂直（λ=90°）时，cosφcosλ为0，则⽆论τk数值如何，σs均为⽆穷⼤，表⽰晶体在此情况下根本⽆法滑移，这种取向称为硬取向。
6-2 画出铜晶体的⼀个晶胞，在晶胞上指出：1）发⽣滑移的⼀个滑移⾯2）在这⼀晶⾯上发⽣滑移的⼀个⽅向3）滑移⾯上的原⼦密度与{001}等其他晶⾯相⽐有何差别4）沿滑移⽅向的原⼦间距与其他⽅向有何差别。
答：解答此题⾸先要知道铜在室温时的晶体结构是⾯⼼⽴⽅。
1）发⽣滑移的滑移⾯通常是晶体的密排⾯，也就是原⼦密度最⼤的晶⾯。
在⾯⼼⽴⽅晶格中的密排⾯是{111}晶⾯。
2）发⽣滑移的滑移⽅向通常是晶体的密排⽅向，也就是原⼦密度最⼤的晶向，在{111}晶⾯中的密排⽅向<110>晶向。
3）{111}晶⾯的原⼦密度为原⼦密度最⼤的晶⾯，其值为2.3/a2，{001}晶⾯的原⼦密度为1.5/a24）滑移⽅向通常是晶体的密排⽅向，也就是原⼦密度⾼于其他晶向，原⼦排列紧密，原⼦间距⼩于其他晶向，其值为1.414/a。
6-3 假定有⼀铜单晶体，其表⾯恰好平⾏于晶体的（001）晶⾯，若在[001]晶向施加应⼒，使该晶体在所有可能的滑移⾯上滑移，并在上述晶⾯上产⽣相应的滑移线，试预计在表⾯上可能看到的滑移线形貌。
材料科学基础 简答题 1
第二部分简答题原子间的结合键共有几种？各自的特点如何？【11年真题】答：（1）金属键：基本特点是电子的共有化，无饱和性、无方向性，因而每个原子有可能同更多的原子结合，并趋于形成低能量的密堆结构。
当金属受力变形而改变原子之间的相互位置时不至于破坏金属键，这就使得金属具有良好的延展性，又由于自由电子的存在，金属一般都具有良好的导电性和导热性能。
（2）离子键：正负离子相互吸引，结合牢固，无方向性、无饱和性。
因此，七熔点和硬度均较高。
离子晶体中很难产生自由运动的电子，因此他们都是良好的电绝缘体。
（3）共价键：有方向性和饱和性。
共价键的结合极为牢固，故共价键晶体具有结构稳定、熔点高、质硬脆等特点。
共价结合的材料一般是绝缘体，其导电能力较差。
（4）范德瓦尔斯力：范德瓦尔斯力是借助微弱的、瞬时的电偶极矩的感应作用，将原来稳定的原子结构的原子或分子结合为一体的键合。
它没有方向性和饱和性，其结合不如化学键牢固。
（5）氢键：氢键是一种极性分子键，氢键具有方向性和饱和性，其键能介于化学键和范德瓦耳斯力之间。
说明间隙固溶体与间隙化合物有什么异同。
答：相同点：二者一般都是由过渡族金属与原子半径较小的C、N、H、O、B等非金属元素所组成。
不同点：（1）晶体结构不同。
间隙固溶体属于固溶体相，保持溶剂的晶格类型；间隙化合物属于金属化合物相，形成不同于其组元的新点阵。
（2）间隙固溶体用α、β、γ表示；间隙化合物用化学分子式MX、M2X 等表示。
间隙固溶体的强度、硬度较低，塑性、韧性好；间隙化合物的强度、熔点较高，塑性、韧性差。
为什么只有置换固溶体的两个组元之间才能无限互溶，而间隙固溶体则不能？答：因为形成固溶体时，溶质原子的溶入会使溶剂结构产生点阵畸变，从而使体系能量升高。
溶质与溶剂原子尺寸相差较大，点阵畸变的程度也越大，则畸变能越高，结构的稳定性越低，溶解度越小。
一般来说，间隙固溶体中溶质原子引起的点阵畸变较大，故不能无限互溶，只能有限熔解。
滑移和孪生区别及它们在塑性变形过程的作用
滑移和孪生有何区别，试比较它们在塑性变形过程的作用。
答：区别：
1）滑移：一部分晶体沿滑移面相对于另一部分晶体作切变，切变时原子移动的距离是滑移方向原区别：区别子间距的整数倍；孪生：一部分晶体沿孪生面相对于另一部分晶体作切变，切变时原子移动的距离不是孪生方向原子间距的整数倍；
2）滑移：滑移面两边晶体的位向不变；孪生：孪生面两边的晶体的位向不同，成镜面对称；
3）滑移：滑移所造成的台阶经抛光后，即使再浸蚀也不会重现；孪生：由于孪生改变了晶体取向，因此孪生经抛光和浸蚀后仍能重现；
4）滑移：滑移是一种不均匀的切变，它只集中在某些晶面上大量的进行，而各滑移带之间的晶体并未发生滑移；孪生：孪生是一种均匀的切变，即在切变区内与孪生面平行的每一层原子面均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定的距离。
作用：晶体塑性变形过程主要依靠滑移机制来完成的；孪生对塑性变形的贡献比滑移小得多，但孪生改变了部分晶体的空间取向，使原来处于不利取向的滑移系转变为新的有利取向，激发晶体滑移。
材料加工成型原理思考题参考答案
材料加工成型原理思考题参考答案LELE was finally revised on the morning of December 16, 20201、金属塑性变形的主要机制有哪些？单晶体的塑性变形：滑移和孪生；多晶体的塑性变形：晶内变形和晶界变形通过各种位错运动而实现的晶内一部分相对于另一部分的剪切运动，就是晶内变形。
剪切运动有不同的机理，其中最基本的是滑移、孪生和扭析。
其中滑移变形是主要的；而孪生变形是次要的，一般仅起调节作用。
在T》0．5T熔时，可能出现晶间变形。
这类变形不仅同位错运动有关，而且扩散机理起着很重要的作用。
扩散蠕变机理又包括扩散-位错机理、溶质原子定向溶解机理、定向空位流机理。
在金属和合金的塑性变形过程中，常常同时有几种机理起作用。
具体的塑性变形过程中各种机理的具体作用要受许多因素的影响。
例如晶体结构、化学成分、相状态、组织、温度、应变量和应变速率等因素的影响。
在冷态条件下，由于晶界强度高于晶内，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，而且需要有其它变形机制相协调。
变形机理主要有：晶内滑移与孪生、晶界滑移和扩散蠕变。
热塑性变形时，通常的热塑性变形速度较快，而且高温下，由于晶界的强度低于晶内，使得晶界滑动易于进行，所以晶粒相互滑移和转动起着尤为重要的作用。
温度越高，原子动能和扩散能力就越大，扩散蠕变既直接为塑性变形作贡献，也对晶界滑移其调节作用。
热塑性变形的主要机理是晶内滑移。
2. 滑移和孪生塑性变形机制的主要区别滑移是指在力的作用下晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于晶体的另一部分发生相对移动或切变，滑移总是沿着原子密度最大的晶面和晶向发生。
孪生是指晶体在切应力作用下沿着一定的晶面和一定的晶向发生均匀切变。
滑移和孪生是单晶体的主要变形机制，都是通过位错运动而实现晶内的一部分相对于另一部分的剪切运动。
但是他们也明显的区别，如下：由孪生的变形过程可知，孪生所发生的切变均匀地波及整个孪生变形区，而滑移变形只集中在滑移面上，切变是不均匀的；孪生切变时原子移动的距离不是孪生方向原子间距的整数倍（而是几分之一原子间距），而滑移时原子移动的距离是滑移方向原子间距的整数倍；孪生变形后，孪晶面两边晶体位向不同，成镜像对称；而滑移时，滑移面两边晶体位向不变；由于孪生改变了晶体的取向，因此孪晶经抛光浸蚀后仍可观察到，而滑移所造成的台阶经抛光浸蚀后不会重现；孪生的临界分切应力要比滑移的临界分切应力大得多，常萌发于滑移受阻引起的局部应力集中区；孪生变形的速度极大，常引起冲击波，发出声响；滑移时全位错运动的结果，孪生是不全位错运动。
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
滑移和孪生有何区别，试比较它们在塑性变形过程的作用。
答：区别：
1）滑移：一部分晶体沿滑移面相对于另一部分晶体作切变，切变时原子移动的距离是滑移方向原区别：区别子间距的整数倍；孪生：一部分晶体沿孪生面相对于另一部分晶体作切变，切变时原子移动的距离不是孪生方向原子间距的整数倍；
2）滑移：滑移面两边晶体的位向不变；孪生：孪生面两边的晶体的位向不同，成镜面对称；
3）滑移：滑移所造成的台阶经抛光后，即使再浸蚀也不会重现；孪生：由于孪生改变了晶体取向，因此孪生经抛光和浸蚀后仍能重现；
4）滑移：滑移是一种不均匀的切变，它只集中在某些晶面上大量的进行，而各滑移带之间的晶体并未发生滑移；孪生：孪生是一种均匀的切变，即在切变区内与孪生面平行的每一层原子面均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定的距离。
作用：晶体塑性变形过程主要依靠滑移机制来完成的；孪生对塑性变形的贡献比滑移小得多，但孪生改变了部分晶体的空间取向，使原来处于不利取向的滑移系转变为新的有利取向，激发晶体滑移。