晶体塑性变形的位错机制
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金属塑性变形物理基础位错理论
此时，位错应变能一般指E0。它可通过 在晶体内“制得”一个位错所作的功求 得。
E螺=
Gb2
4
ln
R r0
E刃=
Gb2 ln R
4 (1 ) r0
则 E刃=
1
1
E螺，一般取0.3，
2
所以 E 螺= 3 混合位错
E混=
Gb 2
4 (1 )
E刃 （1-cos2)ln
R r0
• 汇集一点的位错线，它们的柏氏矢量和 为零；
• 一根位错线不能终止在晶体内部，只能 终止在晶体表面。
位错环 b
1.2.3 位错密度——描述位错多少的参数 (1) 定义：单位体积中位错的总长度。
V = L cm/cm3
(2) 位错的形成——液态结晶时形成。晶体 经过塑性变形回复和再结晶及其它热处 理，位错的密度变化。
体的一边贯通到另一边，而是有时终止 在晶体的中部。
1934年，提出了位错的概念，
1947年低碳钢的屈服效应，位错理论得到 了很大发展，
1950年以后，用电镜直接观察到位错。至 此，位错的存在才最终得到间接证明。 从此以后，位错理论得以迅速发展。它 是一门很重要的基本理论。
1.2 位错模型和柏氏矢量 1.2.1 位错的分类：
如1-2图所示,若位错线上的原子沿切 应力方向移动不到一个原子间距,周围其 它原子稍作调整,多余半原子面和位错线 就可以向前移动一个原子间距。可见位 错移动具有易动性。
• 图1-2示出了位错由晶体的一端扫到另一端
（2）螺位错的滑移运动 如图所示位错线上的原子只需在切应
力作用下向前移动一个原子间距的分数倍 的距离，位错线可以向左移动一个原子间 距。
设m= b
化简得
E螺=
Gb2
4
ln
R r0
E刃=
Gb2 ln R
4 (1 ) r0
则 E刃=
1
1
E螺，一般取0.3，
2
所以 E 螺= 3 混合位错
E混=
Gb 2
4 (1 )
E刃 （1-cos2)ln
R r0
• 汇集一点的位错线，它们的柏氏矢量和 为零；
• 一根位错线不能终止在晶体内部，只能 终止在晶体表面。
位错环 b
1.2.3 位错密度——描述位错多少的参数 (1) 定义：单位体积中位错的总长度。
V = L cm/cm3
(2) 位错的形成——液态结晶时形成。晶体 经过塑性变形回复和再结晶及其它热处 理，位错的密度变化。
体的一边贯通到另一边，而是有时终止 在晶体的中部。
1934年，提出了位错的概念，
1947年低碳钢的屈服效应，位错理论得到 了很大发展，
1950年以后，用电镜直接观察到位错。至 此，位错的存在才最终得到间接证明。 从此以后，位错理论得以迅速发展。它 是一门很重要的基本理论。
1.2 位错模型和柏氏矢量 1.2.1 位错的分类：
如1-2图所示,若位错线上的原子沿切 应力方向移动不到一个原子间距,周围其 它原子稍作调整,多余半原子面和位错线 就可以向前移动一个原子间距。可见位 错移动具有易动性。
• 图1-2示出了位错由晶体的一端扫到另一端
（2）螺位错的滑移运动 如图所示位错线上的原子只需在切应
力作用下向前移动一个原子间距的分数倍 的距离，位错线可以向左移动一个原子间 距。
设m= b
化简得
5.2 晶体的塑性变形
铜多晶试样拉伸后形成的滑移带, 173×
5.2.3 合金的塑性变形
• 合金分类：单相固溶体合金 多相合金 • 合金的塑性变形：单相固溶体合金塑性变形 多相合金塑性变形
一. 单相固溶体合金塑性变形
溶质原子的作用主要表现在固溶强化 (Solid—solution Strenthening)作用，提高塑性变形抗力。 1. 固溶强化 • 固溶强化：固溶体合金的σ－ε曲线：由于溶质原子加 入使σs 和整个σ－ε曲线的水平提高，同时提高了加工 硬化率n。 • 影响固溶强化的因素： ① 溶质原子类型及浓度。 ② 溶质原子与基体金属的原子尺寸差。相差大时强化 作用大。 ③ 间隙型溶质原子比置换型溶原子固溶强化效果好。 ④ 溶质原子与基体金属价电子数差。价电子数差越大， 强化作用大。 固溶强化的实质是溶质原子与位错的弹性交互作用、 化学交互作用和静电交互作用。
FCC晶体孪生变形
• FCC晶体的孪生面是（111），孪生方向是[11-2 ]。 图2是FCC晶体孪生示意图。fcc中孪生时每层晶面 的位移是借助于一个不全位错（b=a/6[11-2]）的 移动造成的，各层晶面的位移量与其距孪晶面的 距离成正比。孪晶在显微镜下观察呈带状或透镜 状。每层（111）面的原子都相对于邻层（111） 晶面在[11-2 ]方向移动了此晶向原子间距的一个 分数值。 • 下图2中带浅咖啡色的部分为原子移动后形成的孪 晶。可以看出，孪晶与未变形的基体间以孪晶面 为对称面成镜面对称关系。如把孪晶以孪晶面上 的[11-2 ]为轴旋转180度，孪晶将与基体重合。 其他晶体结构也存在孪生关系，但各有其孪晶面 和孪晶方向。
(4) 孪晶的位错机制
• 孪生变形（ deformation twinning ）是 整个孪晶区发生均匀切变，其各层面的 相对位移是借助于一个 Shockley 不完全 位错移动而造成的。 • 形变孪晶是通过位错增值的极轴机制形 成的。(如：L型扫动位错)
2011塑性变形机制(1)
拉伸: σ=Eε， 剪切: τ=Gγ， 拉伸: σ=Eε，E-杨氏模量 ；剪切: τ=Gγ，G-切变模量 。 弹性模量是重要的物理和力学参量， 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 只取决于晶体原子结合的本性，不依晶粒大小以及组织变化而变， 度，只取决于晶体原子结合的本性，不依晶粒大小以及组织变化而变， 是一种组织不敏感的性质。 是一种组织不敏感的性质。
滑移面(Slip Plane)和滑移方向 和滑移方向(Slip 滑移面(Slip Plane)和滑移方向(Slip Direction):
塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动， 塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动，晶体沿某 些特定的晶面及方向相对错开， 些特定的晶面及方向相对错开，这些晶面和晶向分别称 滑移面” 滑移方向” “滑移面”和“滑移方向”。 滑移面与滑移方向称为滑移要素 滑移面与滑移方向称为滑移要素 滑移面应是面间距最大的密排面（面间距最大， 滑移面应是面间距最大的密排面（面间距最大，面间结合 密排面 力最弱，切变阻力最小），滑移方向方向是原子的最密排 ），滑移方向方向是原子的最 力最弱，切变阻力最小），滑移方向方向是原子的最密排 方向（原子间距最小，柏氏矢量最小，滑移阻力最小）。 方向（原子间距最小，柏氏矢量最小，滑移阻力最小）。
A A0
滑移方向
S S
A
滑移面上沿滑移方向的分切应力: 滑移面上沿滑移方向的分切应力:
τ = S cos λ = σ cos ϕ cos λ
滑移面上的正应力: 滑移面上的正应力:
(2(2-2)
σ n = S cos ϕ = σ cos 2 ϕ
由（2-2），σ↑，则 τ↑ ），σ↑， σ↑
外力在滑移方向的分切应力
滑移面(Slip Plane)和滑移方向 和滑移方向(Slip 滑移面(Slip Plane)和滑移方向(Slip Direction):
塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动， 塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动，晶体沿某 些特定的晶面及方向相对错开， 些特定的晶面及方向相对错开，这些晶面和晶向分别称 滑移面” 滑移方向” “滑移面”和“滑移方向”。 滑移面与滑移方向称为滑移要素 滑移面与滑移方向称为滑移要素 滑移面应是面间距最大的密排面（面间距最大， 滑移面应是面间距最大的密排面（面间距最大，面间结合 密排面 力最弱，切变阻力最小），滑移方向方向是原子的最密排 ），滑移方向方向是原子的最 力最弱，切变阻力最小），滑移方向方向是原子的最密排 方向（原子间距最小，柏氏矢量最小，滑移阻力最小）。 方向（原子间距最小，柏氏矢量最小，滑移阻力最小）。
A A0
滑移方向
S S
A
滑移面上沿滑移方向的分切应力: 滑移面上沿滑移方向的分切应力:
τ = S cos λ = σ cos ϕ cos λ
滑移面上的正应力: 滑移面上的正应力:
(2(2-2)
σ n = S cos ϕ = σ cos 2 ϕ
由（2-2），σ↑，则 τ↑ ），σ↑， σ↑
外力在滑移方向的分切应力
第六章 多晶体的塑性变形
强化手段，可提高材料抗突然超载的能力。
意义：
1）是一种材料强化手段—形变强化；
2）有利于塑性变形均匀进行； 3）有利于金属构件的工作安全性。
28
3.加工硬化的不利
1）影响材料力学性能
不利：使得再变形困难；
使得金属的切削加工，冲压加工带来困难。 解决办法： 在冷加工之间进行中间热处理——再结晶退火。 2）影响材料物理性能和化学性能 不利：电阻增加，导电、导磁性下降； 化学活性增大；耐腐蚀性下降。
b
式中：
Fb S0
MP a
Fb— 指试样被拉断前所承受的最大外力， 即拉伸曲线上b点所对应的外力（N）。 S0 — 试样原始横截面面积（mm2）
37
二、塑性指标（ δ%；Ψ %）
定义： 塑性—材料受力后在断裂之前产生塑性变形的能力。 (1)断后伸长率
公式： δ% = （Lu- L0）/L0 ×100%
自由锻
模锻
19
5）冷冲压
（低碳钢、合金钢板材）
20
一、塑性变形的基本概念
1.载荷
（1）定义
金属材料在加工及使用过程中所受的外力。
（2）类型
根据载荷作用性质不同：
a）静载荷 b）动载荷 —没有变化； —瞬间变化；
c）交变载荷—不断变化。
21
根据载荷作用性质不同：
a）拉深载荷 --拉力
b）压缩载荷 —压力
塑性变形前 塑性变形后
3、形变织构产生
金属塑性变形到很大程度(70%以上)时, 由于晶粒发生转动, 使各晶粒的位向 趋近于一致, 形成特殊的择优取向, 这种有序化的结构叫做形变织构。
6.4.2. 塑性变形对金属性能的影响
• （1）形变强化 金属发生塑性变形, 随变形度的增大, 金属 的强度和硬度显著提高, 塑性和韧性明显下降。 • （2）产生各向异性 由于纤维组织和形变织构的形成, 使 金属的性能产生各向异性。
晶体中的位错
晶体中的位错晶体是由大量的原子或离子按照一定的规律排列形成的，具有高度的有序性和周期性。
然而，在晶体中，由于制备、加工等原因，有时候不同的晶体原子并不完全对齐，形成了一些错位，这些错位就称作位错。
位错是晶格缺陷的一种，是晶体中最常见的缺陷之一。
本文将重点介绍晶体中的位错。
一、位错的定义和分类位错是晶体中的缺陷，是一种原子排列顺序的失误或对晶体构造发生的不规则的紊乱。
从形式上来看，位错其实是一条线，称为位错线。
位错线是一个平面的分界线，分别将位错的正侧和负侧分开，两侧的原子堆积方式互不相同。
按照线向和方向，位错可分为长位错和短位错；按照线型，位错可分为直线位错和环状位错；按照纵向位置，位错可分为面内位错和面间位错；按照能量点的数量，位错可分为单位错、双位错、三位错等等。
二、位错的形成原因晶体中的位错是由于应力和温度的变化等原因，导致原子在晶体内部的位置和晶格结构发生变化而形成的。
晶体中的一些应力和原子偏移最终会形成位错，进而影响构造和性能。
常见的位错形成原因有以下几种：1.加工过程中导致的位错：金属加工可能会引起位错的发生，因为加工会施加一定的应力，从而导致晶格变形。
例如，扭曲或拉伸材料时，原子可能会脱离原来的顺序，最终形成位错。
2.晶体生长过程中导致的位错：晶体在生长过程中，由于固态、液相界面的移动推进，产生压力分布变化，从而造成位错的形成。
在原子或离子加入了其他元素或化合物的情况下，位错也会在晶体中发生。
3.晶体性能的变化导致的位错：晶体的性质随着应力和温度的变化而变化。
温度和离子浓度等的变化可能会改变晶体的构造，导致位错。
三、位错的作用位错是晶体中的缺陷，但它并不总是会对晶体的性质产生不良影响。
实际上，位错可以对晶体的某些性质产生正向、负向改变，主要包括以下几种：1.塑性变形：位错的存在使晶体产生了柔韧性，容易受到力的作用产生塑性变形。
2.材料的硬度：如果位错数量越大，晶体的硬度就会变差，同时晶体的脆性就会增加。
位错的滑移机制
位错的滑移机制位错的滑移机制是固体材料中一种重要的塑性变形方式，它是由于晶体结构中存在的位错产生的。
位错是指晶体中某个原子或离子的位置与理想晶体中对应位置的偏差。
在固体材料中，位错可以通过滑移来移动，从而引起材料的塑性变形。
本文将从位错的定义、滑移机制的原理以及位错滑移对材料性能的影响等方面进行探讨。
位错是晶体中晶格畸变的结果，它是晶体塑性变形的基本单元。
位错可以分为边位错和螺位错两种类型。
边位错是晶体晶面与位错线垂直的位错，螺位错是晶体晶面与位错线平行的位错。
位错的存在会引起晶体中的局部应力场，从而导致晶体的塑性变形。
位错滑移是位错在晶体中移动的一种方式，它是由于位错周围的晶格畸变能的减小而驱动的。
位错滑移可以在晶体的晶面上发生，也可以在晶体的晶面间发生。
在晶面上的位错滑移被称为晶面滑移，而在晶面间的位错滑移被称为晶面间滑移。
晶面滑移和晶面间滑移是位错滑移的两种基本方式，它们在不同的晶体结构和应力条件下起着不同的作用。
位错滑移对材料的性能有着重要的影响。
首先，位错滑移可以增加材料的塑性变形能力。
当外界应力作用于材料时，位错滑移可以使材料发生塑性变形，从而增加材料的延展性和韧性。
其次，位错滑移可以改变材料的机械性能。
位错滑移会导致晶体中的位错密度增加，从而影响材料的硬度、强度和韧性等机械性能。
此外，位错滑移还可以影响材料的热处理行为。
位错滑移会引起晶体的再结晶和晶粒长大，从而改变材料的晶粒尺寸和晶界特征，影响材料的热处理行为和性能。
位错的滑移机制是固体材料中一种重要的塑性变形方式。
位错滑移是由位错周围的晶格畸变能的减小驱动的，它可以在晶面上发生或晶面间发生。
位错滑移对材料的性能有着重要的影响，它可以增加材料的塑性变形能力，改变材料的机械性能，并影响材料的热处理行为。
研究位错的滑移机制对于深入理解材料的塑性变形和改善材料的性能具有重要的意义。
晶体塑性变形的位错机制
在合金和复合材料中，通过引入不同 类型和数量的位错，可以调节材料的 塑性变形能力，以满足不同应用场景 的需求。
通过控制位错密度和分布，可以优化 材料的塑性变形行为，使其在特定条 件下表现出良好的延展性和加工成型 性。
利用位错改善材料的强度和韧性
1
位错的存在可以阻碍裂纹的扩展和传播，从而提 高材料的强度和韧性。
05
位错在晶体塑性变形中的动力 学过程
位错的运动速度
快位错
在晶体中以较高速度滑移，对塑 性变形贡献较大。
慢位错
在晶体中以较低速度滑移，对塑 性变形贡献较小。
位错的增殖与湮灭
位错的增殖
在晶体受到外力作用时，位错可能增 殖，形成更多的位错线。
位错的湮灭
当两条位错线相遇时，可能会相互抵 消，导致位错消失。
位错交割
总结词
位错交割是指两个或多个位错线在晶体内部 相遇、相互作用的过程。
详细描述
在晶体塑性变形过程中，不同的位错线可能 会在晶体内部相遇并相互作用，导致位错线 的交割现象。位错交割会对位错的进一步运 动产生影响，从而影响晶体的塑性变形行为。 交割过程中可能会形成复杂的位错结构，如 扭结、割阶等，这些结构会对晶体的力学性 质产生重要影响。
通过研究位错的运动和交互作用，可以深入了解材料的微观结构和性能之间的关系， 为材料设计和优化提供理论支持。
利用先进的实验技术和计算机模拟方法，可以揭示位错在材料变形过程中的行为和 演化规律，为材料科学的发展提供新的思路和方法。
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详细描述
刃型位错是指晶体中某一原子层上的原子排列出现中断，形成一维的线状缺陷。 螺型位错是指晶体中原子层发生旋转，形成螺旋状的线状缺陷。混合型位错则 是由刃型和螺型位错组合而成。
金属材料塑性变形机制与特点
第三章 塑性变形
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3.1金属材料塑性变形机制与特点
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3.1.1 金属晶体塑性变形的机制 3.1.2 多晶体材料塑性变形特点
3.1.1 金属晶体塑性变形的机制
定义 fcc: {111} <110>; bcc: {110} {112} {123} <111> 滑移系 hcp: {0001} 定义 hcp 滑移系少，故常以孪生方式进行 fcc bcc 孪生变形量是很有限的，它的作用改变晶体取向，以便启动新的滑移系统，或使难于滑移的取向改变为易于滑移的取向。
位错运动速率与外力有强烈依存关系。
01
02
03
屈服现象产生与下述三个因素有关：
冷变形金属的真应力-应变关系
颈缩条件分析
韧性的概念及静力韧度分析
3.3真应力-应变曲线及形变强化规律
当应力超过屈服强度之后，塑性变形并不像屈服平台那样连续流变下去，而需要继续增加外力才能继续进行，于是应力-应变曲线上表现为流变应力不断上升，出现了所谓形变强化现象。材料在形变强化阶段的变形规律用其应力-应变曲线（也叫流变曲线）描述。
物理屈服现象首先在低碳钢中发现，尔后在含有微量间隙溶质原子的体心立方金属，如Fe、Mo、Nb 、Ta等，以及密排六方金属，如Cd和Zn中也发现有屈服现象。
01
对屈服现象的解释，早期比较公认的是溶质原子形成Cottrell气团对位错钉扎的理论。以后在共价键晶体如硅和锗，以及无位错晶体如铜晶须中也观察到物理屈服现象。
则定义二者的比值: α——软性系数, α↑→τmax↑→应力状态越软,金属易于 先产生塑性变形。 α↓→应力状态越硬→金属易于产生脆性 断裂。
测硬度时,其应力状态相当于三向不等压缩,因此,硬度试验时的加载方式属于很软的应力状态。
第4章 晶体的塑性变形
式中，v 位错速率； 切应力；
0 位错以单位速度运动的切应力；m-速度的应力敏感系数。
②屈服降落的普遍理论 ⅰ.拉伸时的应变速率：
m bv
式中， m -可动位错密度；v 位错速率；b 柏氏矢量大小。
ⅱ.定性解释 由上式可知，以一定的速度拉伸时，当可动位错密度 m 很小时位错为适应变 形速率必须作高速运动，若晶体的m（速度的应力敏感系数）值小则外加应力 m 必须很大，才可产生屈服，屈服后晶体中就有大量的位错增殖，可动位错密 度 增加后为保持应变速率 稳定，位错运动速率 必须降低，从而使 所需外加应力 也随之降低，出现屈服降落。 ⅲ.应力敏感系数m对屈服降落的影响 材料的m越小，屈服降落越明显．
P N
2G 2 w 2G 2 a exp( ) exp( ) 1 b 1 b(1 )
式中，G 切变模量； 泊松系数；a 滑移面间距；b 柏氏矢量大小
结论： ①位错宽度越窄，Ｐ－Ｎ力越大，晶体的塑性越差。与金属晶体相比，共价键晶体 和离子键晶体的位错宽度大（由于键角、键长和键的方向性等难以改变。 ②b（原子间距）最小、a（面间距）最大时，Ｐ－Ｎ力最小。位错在密排面的密排 方向上运动，阻力最小。 ③位错宽度窄的晶体的屈服或流变应力对温度及应变速率敏感性大。 晶体起始塑性变形抗力－实际晶体开始开始塑性变形的应力（屈服应力） 起始塑性变形抗力与位错间的交互作用、位错与其它缺陷和第二相间的交互作用、 Ｐ－Ｎ力等因素有关。
第二节 屈服和位错增殖
屈服降落－产生上下屈服点的现象 屈服降落是在各类晶体中普遍存在的现象 柯氏气团与屈服降落 ⑴解释低碳钢的上下屈服点的现象 ⑵柯氏气团难以解释的现象 ①不形成柯氏气团的晶体中（Si、Ge、LiF、铜晶须）也会出现屈服降落。 ②按照柯氏气团理论，温度越低位错被钉扎的越强烈，但实际位错被钉扎的强 弱 程度不随温度变化。 ③按照柯氏气团理论，上屈服点应是位错脱钉应力，但电镜观察表明，开始屈服后 位错大量增殖。 ＊柯氏气团不是发生屈服降落的必要条件。 ⑶解释屈服降落的普遍理论 ①屈服降落的必备条件 ⅰ.变形前晶体的可动位错密度低；ⅱ.变形后位错能快速增殖；ⅲ.在下式中，m要 小： v ( )m 0
0 位错以单位速度运动的切应力；m-速度的应力敏感系数。
②屈服降落的普遍理论 ⅰ.拉伸时的应变速率：
m bv
式中， m -可动位错密度；v 位错速率；b 柏氏矢量大小。
ⅱ.定性解释 由上式可知，以一定的速度拉伸时，当可动位错密度 m 很小时位错为适应变 形速率必须作高速运动，若晶体的m（速度的应力敏感系数）值小则外加应力 m 必须很大，才可产生屈服，屈服后晶体中就有大量的位错增殖，可动位错密 度 增加后为保持应变速率 稳定，位错运动速率 必须降低，从而使 所需外加应力 也随之降低，出现屈服降落。 ⅲ.应力敏感系数m对屈服降落的影响 材料的m越小，屈服降落越明显．
P N
2G 2 w 2G 2 a exp( ) exp( ) 1 b 1 b(1 )
式中，G 切变模量； 泊松系数；a 滑移面间距；b 柏氏矢量大小
结论： ①位错宽度越窄，Ｐ－Ｎ力越大，晶体的塑性越差。与金属晶体相比，共价键晶体 和离子键晶体的位错宽度大（由于键角、键长和键的方向性等难以改变。 ②b（原子间距）最小、a（面间距）最大时，Ｐ－Ｎ力最小。位错在密排面的密排 方向上运动，阻力最小。 ③位错宽度窄的晶体的屈服或流变应力对温度及应变速率敏感性大。 晶体起始塑性变形抗力－实际晶体开始开始塑性变形的应力（屈服应力） 起始塑性变形抗力与位错间的交互作用、位错与其它缺陷和第二相间的交互作用、 Ｐ－Ｎ力等因素有关。
第二节 屈服和位错增殖
屈服降落－产生上下屈服点的现象 屈服降落是在各类晶体中普遍存在的现象 柯氏气团与屈服降落 ⑴解释低碳钢的上下屈服点的现象 ⑵柯氏气团难以解释的现象 ①不形成柯氏气团的晶体中（Si、Ge、LiF、铜晶须）也会出现屈服降落。 ②按照柯氏气团理论，温度越低位错被钉扎的越强烈，但实际位错被钉扎的强 弱 程度不随温度变化。 ③按照柯氏气团理论，上屈服点应是位错脱钉应力，但电镜观察表明，开始屈服后 位错大量增殖。 ＊柯氏气团不是发生屈服降落的必要条件。 ⑶解释屈服降落的普遍理论 ①屈服降落的必备条件 ⅰ.变形前晶体的可动位错密度低；ⅱ.变形后位错能快速增殖；ⅲ.在下式中，m要 小： v ( )m 0
位错强化机制.ppt
σzz = ν(σ xx + σ yy )
σ xz = σzx = σ yz = σzy = 0
x(x2 - y2 )
σ xy
=
σ yx
=
D (x2 +
y2 )2
其中：D = Gb 2π(1 - ν)
sinθ σrr = σθθ = -D r σzz = ν(σrr + σθθ )
cosθ σrθ = D r σrz = σθz = 0
第四章 位错强化机制
➢阻碍位错运动可提高强度 ➢位错密度越高，材料强度越高 ➢位错强化的数学表达
4.1 金属单晶体塑性变形的一般特点
1.FCC晶体中位错的运动及塑性变形特点
➢滑移系数目多 ➢Wp与P-N力低 ➢低温塑性好 ➢无冷脆现象 ➢层错能低（除Al，Ni外），加工硬化明显
2.BCC晶体中位错的运动及塑性变形特点
➢3.与林位错的交互作用
林位错是与运动位错滑移面相交的位错，运 动位错与林位错的交互作用可以产生会合位错 与位错交割，均增加位错运动的阻力。
➢位错交割
'Gb / l
➢会合位错
会合位错的产生 会合位错的运动
可以证明， 会合位错产生 的阻力与林位 错间距成反比：
h Gb / l
➢位错对流变应力的作用
➢滑移系总数目多 ➢Wp与P-N力高 ➢易冷脆 ➢层错能高，加工硬化率较低
3.HCP晶体中位错的运动及塑
性变形特点
c/a<1.633 Ti, Zr
c/a>1.633 Zn, Cd
➢滑移系总数目多
➢滑移系总数目少，塑性差 ➢Wp与P-N力高
➢Wp与P-N力低，强度低 ➢层错能低，加工硬化明显
晶体塑性变形的位错机制
70.5°位 错塞积最 大应力面
二、多晶体塑性变形的位错机制
多晶体的塑性变形主要受两个方面的影响，一 方面由于晶界的存在使变形晶粒中的位错在晶界处 受阻（即形成位错的塞积），每一个晶粒中的滑移 带也都终止在晶界附近；另一方面由于各晶粒间存 在位向差，为了协调变形要求每一个晶粒必须进行 多滑移，而多滑移必然发生位错的相互交割，这两 方面将大大提高金属材料的强度。显然晶界越多， 即晶粒越细小，则强化效果越显著，而这种用细化 晶粒而增加晶界来提高金属强度的方法就成为细晶 强化。
当过饱和固溶体进行时效处理时，可以得到与基 体非共格的析出相，此时位错也是以绕过机制通过障 碍的，这也称为弥散强化。
2.位错切过第二相粒子
若第二相粒子为硬度不是太高，尺寸也不很 大的可变形的第二相粒子时或是过饱和固溶体时 效处理初期产生的共格析出相，则运动着的位错 与其相遇时将切过粒子与基体一起变形。位错切 过第二相粒子时必须做而外的功，消耗足够大的 能量，从而提高合金的强度，这被称作是沉淀强Байду номын сангаас化。
位错 滑移面
B
适用于第二相粒子较软并与基体共格的情形
(b)
50nm
Mg-0.5Zn-0.5Zr-2.2Nd-4.0Y合金中相质点被运动位错 所切割
位错切割Al－Li合金中Al3Li相的电镜照片
Thanks
此外，还有忍型位错与螺型位错、螺型位错 与螺型位错的交割，其结果都是形成割阶。这一 方面增加了位错线的长度，另一方面导致带割阶 的位错运动困难，从而成为后续位错运动的障碍。 这就是多滑移加工硬化效果较大的原因。 在切应力作用下，弗兰克—瑞德拉位错源所 产生的大量的位错沿滑移面运动过程中，如遇到 障碍物（固定位错、杂质粒子、晶界等）领先的 位错在障碍前被阻止，后续位错被堵塞起来，结 果形成位错的平面塞积群，并在障碍物前形成高 度的应力集中，这就是位错的塞积。
二、多晶体塑性变形的位错机制
多晶体的塑性变形主要受两个方面的影响，一 方面由于晶界的存在使变形晶粒中的位错在晶界处 受阻（即形成位错的塞积），每一个晶粒中的滑移 带也都终止在晶界附近；另一方面由于各晶粒间存 在位向差，为了协调变形要求每一个晶粒必须进行 多滑移，而多滑移必然发生位错的相互交割，这两 方面将大大提高金属材料的强度。显然晶界越多， 即晶粒越细小，则强化效果越显著，而这种用细化 晶粒而增加晶界来提高金属强度的方法就成为细晶 强化。
当过饱和固溶体进行时效处理时，可以得到与基 体非共格的析出相，此时位错也是以绕过机制通过障 碍的，这也称为弥散强化。
2.位错切过第二相粒子
若第二相粒子为硬度不是太高，尺寸也不很 大的可变形的第二相粒子时或是过饱和固溶体时 效处理初期产生的共格析出相，则运动着的位错 与其相遇时将切过粒子与基体一起变形。位错切 过第二相粒子时必须做而外的功，消耗足够大的 能量，从而提高合金的强度，这被称作是沉淀强Байду номын сангаас化。
位错 滑移面
B
适用于第二相粒子较软并与基体共格的情形
(b)
50nm
Mg-0.5Zn-0.5Zr-2.2Nd-4.0Y合金中相质点被运动位错 所切割
位错切割Al－Li合金中Al3Li相的电镜照片
Thanks
此外，还有忍型位错与螺型位错、螺型位错 与螺型位错的交割，其结果都是形成割阶。这一 方面增加了位错线的长度，另一方面导致带割阶 的位错运动困难，从而成为后续位错运动的障碍。 这就是多滑移加工硬化效果较大的原因。 在切应力作用下，弗兰克—瑞德拉位错源所 产生的大量的位错沿滑移面运动过程中，如遇到 障碍物（固定位错、杂质粒子、晶界等）领先的 位错在障碍前被阻止，后续位错被堵塞起来，结 果形成位错的平面塞积群，并在障碍物前形成高 度的应力集中，这就是位错的塞积。
单晶体的塑性变形-1
σ
τ R = σ /2 λ =45º φ =45º
Adapted from Fig. 7.8, Callister 6e.
二、滑移的位错机制
晶体的滑移借助位错在滑移面上的运动逐步实现的
DISLOCATION MOTION
• Produces plastic deformation, • Depends on incrementally breaking bonds.
CRITICAL RESOLVED SHEAR STRESS
• Condition for dislocation motion:
τR > τCRSS
typically 10 -4 G to 10 -2 G
• Crystal orientation can make it easy or hard to move disl.
σ
τR = σ cos λ cos φ
σ
σ
τR = 0 λ=90º
τR = 0 φ=90º
τR = σ/2 λ=45º φ=45º
λ=90º- φ 当 φ=45º 时，取向因子有最大值 1/2 ，此时得 到最大分切应力，滑移处于最有利的取向，也 称软取向。 当 φ=00 、 90o 时 ， 取 向 因 子 为 0 ， 称 为 硬 取 向。 最大分切应力正好落在与外力轴成45º角的晶 面以及与外力轴成45º角的滑移方向上。
两根互相垂 直的刃型位 错的交割 刃型位错中 的割阶与扭 折形成 两个螺型位 错的交割 刃型位错与 螺型位错的 交割 带割阶位错 的运动
材料的变形与再结晶
如果发生双滑移或多系滑移，会出现交叉形的滑移带
交叉形的滑移带
3. 交滑移
螺位错在不改变滑移方向的情况下，从一个滑 移面转到另一个滑移面的过程。
第八章 塑性变形
层错能与交滑移的关系
只有螺位错才能发生交滑移，而且交滑移必 须是纯螺位错。
但当螺位错分解为扩展位错时，分解成的两 个不全位错都不是纯螺位错，扩展位错只能沿其 层错面移动，难产生交滑移。
增大外力可使扩展位错束集为一个全螺位错， 此位错可交滑移至另一滑移面，然后在该滑移面 上扩展开来。 层错能高的材料，扩展位错宽度小，易束集， 交滑移易于进行。
孪生与滑移时晶体取向示意图 (a)未变形；(b)滑移；(c)孪生
3、孪生变形的特点(续1)
应力-应变曲线上有突 然下降, 出现锯齿形。孪晶 形核所需应力远高于扩展 所需的应力。
孪生对塑性变形的贡献 比滑移小的多。但它形成 的孪晶改变了晶体的位向， 使滑移系处于更有利于滑 移的位置，使晶体能进一 步借滑移继续变形。
铝中的滑移带
面心立方晶体中的多滑移
滑移系{111}<110>，4个{111}面构成一个八面体， 当拉力轴为[001]时，八面体上有八个滑移系具有相同的 取向因子，当τ=τc时可以同时开动。 对所有{111}平面，φ 角都为54.7°；λ角对[101] 、 [-101] 、[011] 、[0-11] 均为45°；λ角对[110] 、[110]均为90°。 [110]：左面心→前面心 (原点过底心) [-110]：前面心→右面心 （底面与[110]垂直） [101]：右面心→上面心 [-101]：前面心→上面心 [011]：左面心→上面心 [0-11]：后面心→上面心
fcc，W大，屈服应力低； bcc，W小，屈服应力较高； 共价晶体和离子晶体，W极窄，硬 而脆。
例6.2.5
九、孪生
孪生是金属塑性变形另一种常见的方式。 在孪生过程中形成变形孪晶(形变孪晶，机械孪晶， 在光镜下呈带状或透镜状) 。
2010塑性变形机制
单晶体受力后，外力在任何
晶面上都可分解为正应力和
切应力。正应力只能引起弹
性变形及解理断裂。只有在切应力Fra bibliotek作用下金属晶体才
能产生塑性变形。
外
力 在 晶
切 应 力
锌 单 晶
临界切应力：沿滑移面滑移方向上的分切应力；能够引起
滑移系开动的分切应力,决定滑移系能否开动.
滑移面法线与横截面法线间夹角为φ ；
滑移带示意图
滑移
定义：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿 着一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）产生相对位 移，且不破坏晶体内部原子排列规律性的塑变方式。
滑移的机制就是位错在滑移面内的运动。 滑移时，滑移矢量与柏氏矢量平行。 晶体两部分的相对位移量是原子间距的整数倍. 滑移后, 滑移面两侧晶体的位向关系未发生变化。 滑移分别集中在某些晶面上，变形具有不均匀性。
（1）溶质原子的原子数分数越大，强化作用越大； （2）溶质原子与基体金属原子尺寸相差越大，强化作用越大； （3）间隙型溶质原子比置换原子有更大的固溶强化作用；
固（溶a)间体隙中固的溶晶格畸(b变)置示换意 固溶图 a)间隙固溶体 b)置换固溶体
临界切应力，×10MPa
固溶原子(原子)，％
Cu基固溶体加入 不同溶质时强化效 果不相同。
与Cu原子尺寸相近的Ni、 Si等对流变应力的影响 较小；
原子尺寸比Cu大的Sn等 对流变应力的影响非常 显著。
固溶原子对铜单晶临界分切应力的影响
间隙固溶强化
C、N等溶质原子嵌 入α-Fe晶格的八面体 间隙中,使晶格产生不 对称正方性畸变造成 强化效应.铁基体屈服 强度随间隙原子含量 增加而变大.
1. 位向和晶面的变化 拉伸时晶体的转动； 压缩时晶体的转动
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例如正刃型位错的上半部分晶格受到挤压而处于
压应力状态，位错线的下半部分被拉开而处于拉应力 状态，比溶剂原子大的置换原子及间隙原子往往会扩 散至位错线下方受拉应力的部位，比溶剂原子小的置 换原子扩散至上方受拉应力的部位，这样偏置于位错 周围的溶质原子好像形成了一个溶质原子“气团”， 称为“柯氏气团”。
在外加应力及已滑移晶粒内位错平面塞积群所造 成的应力集中作用下就会有越来越多的晶粒发生塑性 变形。
例如下图是双晶粒的拉伸变形，由于在晶界附近 的滑移受阻，变形量较小，而晶粒内部的塑性变形较 大，整个晶体的变形是不均匀的。所以呈现出竹节状。
下图是由于位错塞积而在晶界处产生的竹节效应
Ni3Al+0.1%B合金拉伸时滑 移带终止于晶界
粒子
λ
位错环
位错环
位错线
b
c
dLeabharlann a位错绕过第二相的运动机制示意图
Ni合金中位错绕过Ni3Al相的电镜照片
位错绕过间距为λ的第二相粒子时，所需要的切
应力为：τ=Gb/λ,
其中G为切变模量，b为柏氏矢量，λ为两粒子间距 由上式可以看出λ越小强化作用越大。
第二相粒子是可借助粉末冶金的方法加入机体而 起强化作用的，这种强化机制成为弥散强化。
3.1单相固溶体合金的塑性变形
由于单相固溶体合金的显微组织与多晶体纯金 属相似，其塑性变形也基本相似，但由于固溶体中 存在着溶质原子，使得合金强度、硬度提高；塑性、 韧性有所下降。这是因为合金中产生了固溶强化。
合金产生固溶强化的原因，一是固溶体溶质与 溶剂原子半径差所引起的弹性畸变与位错之间产生 的弹性交互作用对滑移面上运动着的位错有阻碍作 用；二是在位错线上偏聚的溶质原子对位错的钉扎 作用。
晶体塑性变形的位错机制
一、单晶体塑性变形的位错机制 （滑移的位错机制）
1.1 由于晶体中存在着位错，晶体的滑移 不是晶体的一部分相对另一部分的移动， 而是位错在切应力作用下沿滑移面逐步移 动的结果。
当一条位错线移动到晶体表面时，会 使晶体在表面上留下一个原子间距的滑移 台阶，其大小等于柏矢量b.
若有大量的位错重复按此方式滑过晶体，就会在 晶体表面形成显微镜下能够观测到的滑移痕迹， 这就是滑移线的实质。
在上图中可以看到在竖直平面上刃型位错XY的柏
氏矢量 b 1 ，水平面上的刃型位错AB的柏氏矢量 b 2 。 两个柏氏矢量相互垂直，若XY向下运动与AB发生
交割，XY扫过的区域，其滑移所在的竖直面两侧
的晶体将发生距离为
b
的相对位移，因此交割后，
1
在位错线AB上产生PP′的台阶，显然PP′的大小和
方向取决于 。由于位b 1 错的柏氏矢量的守恒性PP′ 的柏氏矢量仍为 垂直于PP′，b 2 因而仍是刃型位错， 并不在原位错线的滑移面上，故为割阶，而位错
晶体在滑移时并不是滑移面上的所有原子一起运动 而是位错中心的原子逐一递进，有一个平衡位置移 动到另一个平衡位置。
实线PQ表示位错开始位置，而P′Q′表示位错移
动了一个原子间距，而位错中心附近的少数原子只
做远小于一个原子间距的弹性偏移，而晶体其他区
域的原子仍处于正常位置，即位错仅需要一个很小
的切应力即可实现，这就是实际滑移的切应力
柯氏气团的形成减少了晶格畸变，降低了溶 质原子与位错的弹性交互作用能，使位错处于较 稳定的状态，从而减少了可动位错的数目，这就 是钉扎作用。若要使位错线运动，脱离开气团的 钉扎，就需要更大的外力，从而增加了固溶体合 金抵抗塑性变形的能力。
3.2 多相合金塑性变形与位错机制
多相合金的组织主要分为两类：一两相的晶粒 尺寸相近，两相的塑性也相近；二是有塑性较好 的固溶体基体及其上分布的硬脆第二相组成，这 类合金除具有固溶体强化效果外，还有因第二相 的存在而引起的第二相强化。
强化。
多晶体塑性变形的特点：
1.各晶粒塑性变形的不同时性；
2.各晶粒在变形时的相互协调性；
3.塑性变形的不均匀性。
这是因为多晶体塑性变形要受到晶界的阻碍和 位向不同晶粒的影响；任何一个晶粒的塑性变形都 不是处于独立的自由变形状态，需要周围的晶粒同 时发生相应的变形来配合，以保持晶粒间的结合和 整个物体的连续性。
三、合金的塑性变形
根据合金的组织可以将合金分为两类，一是 具有以基体金属为基的单相固溶体组织，称为单 相固溶体；二是加入的合金元素量超过了它在基 体金属中的饱和溶解度，在显微组织中除了以基 体组织为基的固溶体外，还出现了第二相（各组 元形成的化合物或以合金元素为基形成的另一固 溶体）构成了多相合金。
小
k
于理论切应力τ的原因。
1.2 位错的增殖
随着塑性变形过程的进行，晶体中的位错数 目会越来越多，因为晶体中存在着在晶体塑性变 形过程中不断增殖位错的位错源。
常见的一种位错增殖机制是弗兰克—瑞德拉 位错源机制。
1.3位错的交割与塞积
晶体的滑移实际上是源源不断的位错沿滑移 面的运动，在滑移时由于各滑移面相交，因而不 同滑移面上运动着的位错必然会相遇，发生相互 交割。此外在滑移面上运动着的位错还要与晶体 中原有的以不同角度穿过滑移面的位错相互交割。
多晶体中各晶粒的位向是不同的，各个滑移的 方向也是不同的，在外加拉伸应力的作用下，各滑 移系上的分切应力很大。
当位向最有利的晶粒发生塑性变形时 ，这就意味 着在它的滑移面上的位错源开动，位错不断地在滑移 面上向前运动，但周围晶粒的位向不同，滑移系也不 同，运动着的位错不能越过晶界，滑移系就不可能发 展到另一个晶粒中。位错就会在晶界处形成平面塞积 群，这样就会造成很大的应力集中。
70.5°位 错塞积最 大应力面
二、多晶体塑性变形的位错机制
多晶体的塑性变形主要受两个方面的影响，一 方面由于晶界的存在使变形晶粒中的位错在晶界处 受阻（即形成位错的塞积），每一个晶粒中的滑移 带也都终止在晶界附近；另一方面由于各晶粒间存 在位向差，为了协调变形要求每一个晶粒必须进行 多滑移，而多滑移必然发生位错的相互交割，这两 方面将大大提高金属材料的强度。显然晶界越多， 即晶粒越细小，则强化效果越显著，而这种用细化 晶粒而增加晶界来提高金属强度的方法就成为细晶
位错对多相合金塑性的影响主要体现在合金中 的硬脆相在塑性相中呈颗粒状分布的合金中。
一般来说，颗粒状的硬脆相对塑性的危害比针 状和片状要小。
倘若第二相的弥散粒子均匀分布在塑性基体上， 则可显著提高强度，这种强化的原因是由于弥散细小 的第二相粒子与位错的交互作用阻碍了位错的运动， 从而提高了金属的塑性变形抗力。
当过饱和固溶体进行时效处理时，可以得到与基 体非共格的析出相，此时位错也是以绕过机制通过障 碍的，这也称为弥散强化。
2.位错切过第二相粒子
若第二相粒子为硬度不是太高，尺寸也不很 大的可变形的第二相粒子时或是过饱和固溶体时 效处理初期产生的共格析出相，则运动着的位错 与其相遇时将切过粒子与基体一起变形。位错切 过第二相粒子时必须做而外的功，消耗足够大的 能量，从而提高合金的强度，这被称作是沉淀强
化。
位错 滑移面
B
适用于第二相粒子较软并与基体共格的情形
(b)
50nm
Mg-0.5Zn-0.5Zr-2.2Nd-4.0Y合金中相质点被运动位错 所切割
位错切割Al－Li合金中Al3Li相的电镜照片
Thanks
谢谢大家！
XY由于平行与AB的柏氏矢量交割后不会再XY上
形成割阶。
此外，还有忍型位错与螺型位错、螺型位错 与螺型位错的交割，其结果都是形成割阶。这一 方面增加了位错线的长度，另一方面导致带割阶 的位错运动困难，从而成为后续位错运动的障碍。 这就是多滑移加工硬化效果较大的原因。
在切应力作用下，弗兰克—瑞德拉位错源所 产生的大量的位错沿滑移面运动过程中，如遇到 障碍物（固定位错、杂质粒子、晶界等）领先的 位错在障碍前被阻止，后续位错被堵塞起来，结 果形成位错的平面塞积群，并在障碍物前形成高 度的应力集中，这就是位错的塞积。
根据两者相互作用的方式，主要有两种强化机制。
1.位错绕过第二相粒子
在滑移面上运动着的位错遇到坚硬不变形的并且 比较粗大的第二相粒子时，将受到粒子的阻碍而弯曲， 随外加应力的增加，位错线受阻部分弯曲加剧，以至 围绕粒子的位错线在左右两边相遇时正负位错彼此抵 消，形成包围着粒子的位错环而留下，其余部分位错 线继续前进。