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1、1.3.1 晶体的塑性形变1.3 无机材料中晶相的塑性形变塑性：使固体产生变形的力，在超过该固体的屈服 应力后，出现能使该固体长期保持其变形后的形状 或尺寸，即非可逆性能。屈服应创：当外力超过物体弹性极限，达到某一点 后，在外力几乎不增加的情况下，变形骤然加快， 此点为屈服点，达到屈服点的应力。 滑移：晶体的一部分相对另一部分平移滑动。在晶体中有许多族平行晶面，每一族晶面都有一 定面间距，且晶面指数小的面，原子的面密度越 大，面间距越大，原子间的作用力小，易产生相 对滑动。1. 晶格滑移 产生滑移的条件： 面间距大； 每个面上是同一种电荷的原子，相对滑动面上的 电荷相反； 滑移矢量（柏格斯矢量
2、）小。 滑移系统：包括滑移方向和滑移面，即滑移按一定 的晶面和方向进行。滑移方向与原子最密堆积的方向一致，滑移面是原 子最密堆积面。2. 滑移系统和临界分解剪切应力（1） 滑移系统111滑移面（111 ）滑移面（110）滑移面（112）滑移面（123）方向111（111）面 心 格 子 体 心 格 子滑移面面积：S/cos ；F在滑移面上分剪力：Fcos ；滑移面上分剪应力：= Fcos/(S/cos )=(F/S)coscos在同样外应力作用下，引起滑移面 上剪应力大小决定 cos cos 的 大小；滑移系统越多， cos cos 大的机 会就多，达到临界剪切应力的机会 也越多。 F滑移面滑
3、移方向S（2）临界分解剪切应力金属 非金属由一种粒子组成 组成复杂金属键无方向性 共价键或离子键有方向结构简单 结构复杂滑移系统多 滑移系统少（3）金属与非金属晶格滑移难易的比较从原子尺度变化解释塑性形变：当构成晶体的一部 分原子相对于另一部分原子转移到新平衡位置时， 晶体出现永久形变，晶体体积没有变化，仅是形状 发生变化。如果所有原子同时移动，需要很大能量才出现滑动 ，该能量接近于所有这些键同时断裂时所需的离解 能总和；由此推断产生塑变所需能量与晶格能同一数量级；实际测试结果：晶格能超过产生塑变所需能量几个 数量级。3 . 塑性形变的机理（位错运动理论）负荷作用前原子的位置小负荷作用下的应变
4、高负荷作用下的应变达到高负荷作用下的状 态除去负荷后原子的位置（1）形变时晶体中原子的位置原子局部位移引起塑性形变的过程剪力作用，仅引起半个晶面1的原子，从平衡位置位 移到一个新位置。（2）在剪应力作用下，原子的局部位移 1 2 3 41 2 3 4 1 2 3 41 2 3 4 1 2 3 41 2 3 4 当力持续作用，处于移动面1的下端棱上原子产生 一个位移，使它们的位置与半晶面2上端原子位置连 成一线，半晶面1和2的原子形成一个新原子面，晶 面2 进一步向右移动，形成一个附加半晶面。依次类推，下一步2和3 连接起来。外力持续作用的结果：晶体在剪切应力作用下，不 是晶体中所有原子都同时移
5、动，而是其中一小部分 ，在较小外力作用下，使晶体两部分彼此相对移动 。 从上图可以理解在外力作用下：刃型位错的形成过程；刃型位错沿滑移面从晶体内部移出的过程；塑性形变的过程；位错线运动的特点：整个原子组态不作长距离的传 播，而每一参与运动的原子只作短距离（数个原子 间距）的位移。实际晶体中存在许多局部高能区，如位错；受剪应力作用 ，并不是晶体内两部分整体错动 ，而是位错在滑移面上沿滑移方向运动；位错运动所需的力比使晶体两部分整体相互滑动 所需力小得多；实际晶体的滑动是位错运动的结果。（3）位错的滑移运动位错的产生：滑移是由一个有限的小面积畸变区穿 过晶体的运动而产生。刃型位错 滑移面DC D
6、CO 迁移方向附加半晶面棱上的一个原子O受到原子C和D的吸引 力。这两个原子对原子O水平方向上的吸引力大小相 等，方向相反。当有剪应力作用，并使原子O有一个小的向右移动， 原子D对原子O的吸引力增加，而原子C对原子O的 吸引力减小。此时原子O受到向右的推力，使位错向 右移动一个距离。单个位错移过晶体后，形成一个原子滑移台阶（红色 多边形表示滑移面）位错滑移的结果在宏观上的表现为材料发生了塑性形 变。一列原子的势能曲线 a 原子的势能曲线（4）塑性形变的位错运动理论完整晶体的势能曲线有位错时，晶体的势能 曲线加剪应力后的势能曲线 hhH()滑移面位错运动的激活能H() ，与剪切应力有关，剪应力
7、大，H()小； 小，H()大。当 =0时，H()最大 ,H()=h.原子具有激活能的几率（或原子脱离平衡位置的 几率）与波尔兹曼因子成正比，其运动速度与波 尔兹曼因子成正比。v=v0exp-H()/kTv0-与原子热振动固有频率有关的常数；k-波尔兹曼常数，为1.3810-23 J/Kb 原子运动的速度 =0，T=300则 kT=4.1410- 21J=4.1410216.241018eV=0.026eV金属材料H()为0.10.2eV，离子键、共价键为1eV数 量级，室温下无机材料位错难以运动；因为h h H()，所以位错只能在滑移面上运动。温度升高，位错运动速度加快，对于一些在常温下不 发
8、生塑性形变的材料，在高温下具有一定塑性。C 讨论结 论 位错运动理论说明，无机材料中难以发生塑性 形变。当滑移面上的分剪应力尚未使位错以足 够速度运动时，此应力可能已超过微裂纹扩展 所需的临界应力，最终导致材料的脆断。（5）形变速率(或应变速率） LLL 塑性形变的简化模型a 应变速率设LL平面上有n个位错，位错密度： D=n/L2在时间t内，边界位错通过晶体到达另一边界，位错 运动平均速度为： v=L/t设：在时间t内，长度为L的试件形变量L ，应变：L /L= ， 应变速率：U=d/dt考虑位错在运动过程增殖，通过边界位错数为 cn个，c为位错增殖系数。每个位错在晶体内通过都会引起一个原子
9、间距 滑移，也就是一个柏格斯矢量(b)，单位时间内 的滑移量： cnb/t= L /t应变速率： U=d/dt= L /Lt=cnb/Lt=cnbL/L2t=vDbc b 讨论： 塑性形变速率取决于位错运动速度、位错密度、 柏格斯矢量、位错的增殖系数，且与其成正比。柏格斯矢量与位错形成能有关系E=aGb2 (a为几何 因子) ，柏格斯矢量影响位错密度，即柏格斯矢量 越大，位错形成越难，位错密度越小。金属与无机材料的柏格斯矢量比较：金属的柏格斯矢量一般为3 A 0左右，无机材料的 大，如MgAl2O4三元化合物为8A，Al2O3的为5A0 。伸长量L应 力单晶氧化铝的形变行为上屈服应力下屈服应力
10、断裂断裂温度的影响形变速率的影响温度的影响5.2.2 多晶的塑性形变多晶塑性形变不仅取决于构成材料的晶体本身 ，而且在很大程度上受晶界物质的控制。多晶塑性形变包括以下内容：晶体中的位错运动引起塑变；晶粒与晶粒间晶界的相对滑动；空位的扩散；粘性流动。玻璃发生塑性形变的过程：正是因为非长程有序，许多原子并不在势能曲线 低谷；有一些原子键比较弱，只需较小的应力就能使这 些原子间的键断裂；原子跃迁附近的空隙位置，引起原子位移和重排 。不需初始的屈服应力就能变形-粘性流动。例如：玻璃是无序网络结构，不可能有滑移系统，呈脆 性，但在高温时又能变形，为什么？影响因素缺陷类类型缺陷形貌 晶体结结构和键键 型本
11、征缺陷点缺陷空位，填隙原子 线线缺陷刃位错错 螺旋位错错较较大缺陷空洞，气孔 面缺陷晶界 外来缺陷杂质杂质晶格或晶界固溶非 连续连续 第二相物质质影响塑性形变的因素5.2.3 影响塑性形变的因素1. 本征因素晶界作为一种势垒，足以使滑移过程中的位错塞 积起来，引起应力集中，并导致此滑移系统的激 活。（1）晶粒内部的滑移系统相互交截一个单晶体通过滑移发生应变，需要有较多的滑移系 统（一般至少有5个）。对于晶粒取向杂乱的多晶材料，还要求各滑移系统之 间能相互穿透。（2）晶界处的应力集中多晶体中晶粒各向异性是晶界处形成内应力重要因素 。大晶粒导致晶界处较大的应力集中。对于一定的晶相，粗晶粒的屈服应力
12、（弹性极限）比 单晶的屈服应力大，而细晶粒的屈服应力则比单晶的 屈服应力大的多。很细的晶粒组成的多晶没有塑性，但高温塑性就不同 。因此，晶粒大小分布比平均晶粒尺寸更能表征多晶塑 性与晶粒大小关系。 （3）晶粒大小和分布晶界作为点缺陷的源和阱，易于富积杂质， 沉淀有第二相。特别当含有低熔点物质时， 多晶材料的高温塑性滑移首先发生在晶界。晶界处杂质的弥散影响到晶体生长、晶界扩散以 及一系列晶界特征。例如，含0.05wt%MgO的多晶Al2O3中晶界处的硬 度超出晶体0.7GN/m2 , 说明MgO弥散相引起晶界 的硬化作用。2. 外来因素（1）杂质在晶界的弥散晶界处的第二相是玻璃相或微晶相，取决于化学组 成和热处理条件。可能是连续的薄膜层，也可能是 不连续的质点分布。例如，晶界相微晶化的Si3N4与含玻璃相的Si3N4相 比，前者具有较高的屈服强度。（2）晶界处的第二相气孔在晶界处的存在减少相邻晶粒间
