位错强化
晶体缺陷-位错的基本类型与特征
混合位错
总结词
混合位错是一种同时具有刃型和螺旋型 特征的晶体缺陷，其特征是晶体中某处 的原子既发生了平移又发生了螺旋式的 位移。
VS
详细描述
混合位错是刃型位错和螺旋位错的组合体 ，其原子位移同时包含了平移和螺旋式的 位移。混合位错通常出现在晶体的复杂区 域，如晶界、相界等。由于混合位错同时 具有刃型和螺旋型位错的特征，其对晶体 的性能影响也较为复杂，需要进行深入研 究。
滑移与攀移
在切应力作用下，位错能够沿滑移面整列移动，称为滑移； 而垂直于滑移面方向的移动称为攀移。这两种运动方式是 位错在塑性变形中的重要表现。
应变梯度与几何必须位错
当材料的局部区域发生不均匀变形时，会产生应变梯度， 进而促使位错的形成和运动，以协调这种不均匀变形。
位错与材料疲劳断裂
01
疲劳裂纹的萌生与扩展
强化机制
加工硬化
在塑性变形过程中，位错的运动和交 互作用导致材料逐渐变硬，即加工硬 化。这是金属材料常用的强化手段。
通过引入位错，可以增加材料的内应 力，从而提高其屈服强度。这种强化 机制称为位错强化。
位错与材料塑性变形
塑性变形机制
位错在受力时能够运动，从而改变材料的形状。这种运动 机制是金属等材料发生塑性变形的内在原因。
在循环载荷作用下，位错容易在材料的应力集中区域（如晶界、相界或
表面）聚集，形成位错塞积群，进而导致疲劳裂纹的萌生。裂纹的扩展
通常沿特定晶体学平面进行。
02
影响疲劳性能的因素
位错的运动和交互作用对疲劳裂纹的萌生和扩展具有重要影响，进而影
响材料的疲劳性能。例如，材料的抗疲劳性能可以通过引入阻碍位错运
动的合金元素来改善。
晶体缺陷的分类
位错强化名词解释
位错强化名词解释
位错强化是一种材料强化机制，指的是通过在晶体材料中引入位错（晶体原子的局部不规则排列）来提高其强度。
位错是晶体材料中的一种缺陷，它会阻碍晶体原子的滑移，从而增加了材料的变形抗力。
当晶体材料中存在大量位错时，材料的强度会显著提高。
位错强化的原理是通过在晶体材料中引入位错，增加了材料的晶格畸变和内应力，从而提高了材料的强度。
位错强化的效果取决于位错密度、位错类型、位错的分布和运动等因素。
位错强化是一种非常重要的材料强化机制，广泛应用于金属材料、陶瓷材料和半导体材料等领域。
通过控制材料中的位错密度和分布，可以有效地提高材料的强度和韧性，从而改善材料的力学性能。
位错强化是一种通过引入位错来提高材料强度的机制，它可以有效地提高材料的力学性能，是材料科学领域中的一个重要研究方向。
第6章 时效强化的位错理论
单位长度螺位错线的能量E1
2
1
b r E ln E c 4 ro
2
单位长度刃位错线的能量E2
b r E2 ln E c 4 (1 - ) ro
r0=0.5～1nm
式中b为位错柏氏矢量，μ为剪切模量， ν为泊松比
对位错中心区域能量的估算表明，当r >10－4厘米时（即考虑位 错线周围半径已经达到10－4cm范围的弹性应变能时），相比之下位 错中心区域能量仅占位错总能量的五分之一左右，因此位错中心区域 的能量可以忽略。所以通常把单位长度螺位错线的能量E1和刃位错线 的能量E2分别写成：
三、铃木气团（Suzuki）
溶质原子在层错中的偏聚被称作铃木气团 （置换原子间的作用） 在一些无限互溶的面心立方金属中出现，溶质溶剂晶格相 同、尺寸和电化学性相近。 热力学可证明，溶质原子在基体中与在层错中的分布是 不同的，溶质原子在层错区的偏聚可降低层错能。如果扩 展位错从富集溶质的层错中运动出来，将使体系自由能升 高，外力必须克服阻力作功。 因为铃木气团不像柯氏气团那样产生点阵畸变，因此气 团不属于弹性交互作用，而被认为是一种化学交互作用。
2、动态应变时效
当温度足够高时，溶质原子与位错的交互作用可以在变形过程中 发生，变形中产生时效的现象称作动态应变时效。 动态应变时效发生在一定温度范围，这个温度范围随应变速率的 增加而上移。 动态应变时效具有以下特点： （1）发生动态应变时效时的屈服应力与温度无关。 （2）发生动态应变时效时，动态应变时效时的屈服应力也与应变速 率无关。 （3）在动态应变时效温度范围，其塑性流变是不稳定的， 在应力应变曲线上常出现锯齿形， 此现象称为Portevin－Lechatelier效应。 （4）对含有间隙溶质原子的金属，动态应变时效现象表现为加工硬 化速率高得反常，且对应变速率和温度敏感。 （5）动态应变时效在钢中产生“蓝脆”，一般约在150℃左右。
控轧控冷HRB400钢筋位错强化效果定量研究
控 轧 控 冷 ＨＲ ４ ０钢 筋 位 错 强 化 效 果 定 量 研 究 Ｂ０
邸全 康 王 全礼 鲁 丽 燕 周 玉丽
（ 技
摘 要
术
研
究
院
）
通过 Ｊ ０ －ｌ０扫描 电镜 观测控轧 控冷 Ｈ Ｐ ０ Ｅ Ｌ２ ０ Ｒ Ａ ０钢筋 和常规 轧制 的钢 筋试样 中位错 的衍 衬形 态 ，
拉强度有显著提升。控轧控冷 Ｈ Ｂ ０ Ｒ ４０钢筋通过 材料本身线 、面缺陷强化 ，降低了微合金化生产 工 艺成本 ，经 济效 益显 著 。线 、面强 化本 质是 细
晶强化 和位错 强 化 ，即通 过 控轧控 冷 细化 铁素 体 晶粒 ，增加 了 晶界 面积 ，从 而达 到细 晶强 化 ；在
ｒ ｌ ｎ ｎ ｓｒ ｎ ｈ ｎ ｎ ｈ ｏ ｅ ｏ ｉｌｃ ｔ ｎ ｏｌ ｇ ｉ ｔ ｇ ｅ ｉ ｇ ｔ ｅ ｒ ｌ ｆｄ ｓ ａｉ ． ｉ ｅｔ ｏ ｏ Ｋｅ ｒ ｓ ｃ ｎｒ ｌ ｄ ｒ ｌ ｎ ｎ ｏ ｌ ｇ。ｄ ｓ ｃ ｔ ｎ ｄ ｎ ｉ 。 ｄ ｓ ｃ ｔ ｎ ｓｒ ｎ ｈ ｎ ｙ Ｗｏ ｄ ｏ ｔ ｌ ｏｌ ｇ ａ ｄ ｃ ｏｉ ｏｅ ｉ ｎ ｉ ｏ ａｉ ｅ ｓ ｙ ｌ ｏ ｔ ｉ ｏ ａ ｉ ｔｅ ｇ ｅ ｌ ｏ ｔ
建立位错密度测量模型 ，计算位错密 度值 ；定量衡量控 轧控 冷 Ｈ Ｐ ０ Ｒ Ａ ０钢筋 中位错对 强度 的贡献 ，研 究位 错 强化机理 ，揭示强度与位错密度 的关 系。结果表 明，控轧 控冷 Ｈ Ｐ ０ Ｒ Ａ ０钢筋 中位错强 化作用 明显优 于常
规轧制的钢筋 。
关键词
控轧控冷
位错密度
控 轧控冷 的 热 加 工 过 程 中形 成 了更 多 的 形 变 位
金属的强化方法及机理
把某一成分的合金加热到固溶度曲线以B元 素析出，得到过饱和α固溶体，这就是固溶处理。
经固溶处理后的合金在室温下放置或加热到低于溶解度曲线的某 一温度保温，合金将产生脱溶析出，即B将以新相的形式从过饱和 α相中弥散析出，这个过程即是时效。通常将在室温下放置产生 的时效称为自然时效；将加热到室温以上某一温度进行的时效称 为人工时效。
金属材料经冷塑性变形后，其强度与硬度随变形 程度的增加而提高，而塑性、韧性则很快降低的 现象为加工硬化或形变强化。
例如：自行车链条板(16Mn钢板)
原始厚度3.5mm
150HB
五次冷轧后1.2mm 275HB
b=520MPa b>1000MPa
又如：冷拔高强度钢丝和冷卷弹簧是利用加工变 形来提高他们的强度和弹性极限；坦克和拖拉机 的履带、破碎机的颚板以及铁路的道叉等也都是 利用加工硬化来提高他们的硬度和耐磨性的。
实验证明，金属的屈服强度与其晶粒尺寸之 间有下列关系：
σs=σ0+ K/d1/2 此式称为霍耳-配奇公式。
式中：σ0 ——为常数，相当于单晶体的屈服强度； d——为多晶体中各晶粒的平均直径； K——为晶界对强度影响程度的常数， 与晶界结构有关。
σs ——开始发生塑性变形的最小应力
细晶强化机制：晶界是位错运动过程中的障碍。 晶界增多，对位错运动的阻碍作用增强，致使位 错在晶界处塞积（即位错密度增加），金属的强 度增加；在单个晶粒内部，塞积的位错群的长度 减小，应力集中较小，不足于使位错源开动，必 须增加外力。
2、加工硬化机制
金属的塑性变形是通过滑移进行的。在塑性变形 过程中，由于位错塞积（位错运动过程中遇到障 碍受阻）、位错之间的弹性作用、位错割阶等造 成位错运动受阻，从而使材料的强度提高。
Al-Cu-Mg合金的预变形、位错密度与位错强化的定量研究
劲2,3，邓运来1,3*，陈明安1
中南大学材料科学与工程，湖南 长沙 中南大学轻合金研究院，湖南 长沙 3 中南大学高性能复杂制造国家重点实验室，湖南 长沙 * Email: luckdeng@ 收稿日期：2015年5月4日；录用日期：2015年5月20日；发布日期：2015年5月27日
127
Al-Cu-Mg 合金的预变形、位错密度与位错强化1. 实验材料
实验材料为实验室制备的厚度为 5 mm 的 Al-Cu-Mg 合金热轧板，其化学成分见表 1。
2.2. 实验过程
在制备的 Al-Cu-Mg 合金热轧板上沿轧制方向截取 36 块尺寸为 25 mm × 140 mm 的试样，然后进行 490℃ × 45 min 的固溶，水淬后将试样分成 3 组，分别进行 0%、2%和 5%的预拉伸变形，最后将 3 组试 样都在 190℃下时效 0 h、6 h、12 h 和 18 h。固溶处理在电阻加热炉中进行，用电位差计控制炉温，误差 控制在±3℃，淬火介质为室温水，淬火转移时间少于 5 s，为便于比较，每个试样从淬火到人工时效实验 的间隔不超过 4 h。
Cu 4.5 Mn 0.54 Mg 0.88
2 ( ∆K ) − α
Al-Cu-Mg 合金的预变形、位错密度与位错强化的定量研究
Si 0.06
Fe 0.23
Al Bal.
K2
≅ β Ch 00 − β Ch 00 qH 2
取 1~2 [13]。它的二次型如(2)式所示：
2 2 0.9 πM b 2 4 2 ≅ ρK C + O K C + D 2 2
( ∆K )
2
(
) )
(2)
= 将 C Ch 00 1 − qH 2 代入(2)式，整理得：
第5章 贝氏体转变3
强化方式：
细晶强化： Hall-Petch关系式σs=σi+Kd-1/2 固溶强化：溶质原子溶入基体晶格中形成过饱 和固溶体。 第二相强化：第二相质点与位错的交互作用可 以使合金强度提高， K的颗粒直径愈小，数量 愈多，对强度的贡献愈大。 位错强化：位错密度越大，强化效果越高。如 变形强化就是利用位错强化。
பைடு நூலகம்
板条大小对强度的影响
碳化物数量对强度的影响
贝氏体的韧性
合金组织为单相时，韧性主要决定于晶 粒大小，当有第二相时，韧性还与第二 相大小，形状和数量有关。 B上韧性低于B下。 随着B形成温度的降低，强度的逐渐增加， 韧性并不降低，反而有所增加－这是B组 织力学性能变化的重要特点。
一般：B下强度较高，韧性也较好 B上强度低，韧性很差 变化趋势：随着B形成温度的降低，强度 和硬度提高，塑性和韧性也提高，但 400°C以下影响不大。
M、B、P转变的比较
内容 形成温度范围 转变上限温度 领先相 形核部位 主要转变机制（模型） 碳原子扩散 铁及Me的扩散 等温转变完全性 动力学特点 转变产物 主要形态 性能（强度、塑性）
P转变
B转变
M转变
B的强度和硬度
1．B的F条或片的粗细－晶粒细化 B晶粒（板条）直径愈小，强度愈高。强度决定于形 成温度，温度愈低，强度愈高。 2．弥散K质点 B下中K颗粒小，颗粒数量多，对B下的贡献大； B 上 中K颗粒粗，且分布在F条间，分布极不均匀，所 以B上的强度比B下低得多。 3．其它因素的强化作用－固溶强化（程度低于M）， 位错强化（亚结构）
论述四种强化的强化机理、强化规律及强化方法。
1、形变强化形变强化：随变形程度的增加，材料的强度、硬度升高，塑性、韧性下降的现象叫形变强化或加工硬化。
机理：随塑性变形的进行，位错密度不断增加，因此位错在运动时的相互交割加剧，结果即产生固定的割阶、位错缠结等障碍，使位错运动的阻力增大，引起变形抗力增加，给继续塑性变形造成困难，从而提高金属的强度。
规律：变形程度增加，材料的强度、硬度升高，塑性、韧性下降，位错密度不断增加，根据公式Δσ=αbGρ1/2，可知强度与位错密度（ρ）的二分之一次方成正比，位错的柏氏矢量（b）越大强化效果越显著。
方法：冷变形（挤压、滚压、喷丸等）。
形变强化的实际意义（利与弊）：形变强化是强化金属的有效方法，对一些不能用热处理强化的材料可以用形变强化的方法提高材料的强度，可使强度成倍的增加；是某些工件或半成品加工成形的重要因素，使金属均匀变形，使工件或半成品的成形成为可能，如冷拔钢丝、零件的冲压成形等；形变强化还可提高零件或构件在使用过程中的安全性，零件的某些部位出现应力集中或过载现象时，使该处产生塑性变形，因加工硬化使过载部位的变形停止从而提高了安全性。
另一方面形变强化也给材料生产和使用带来麻烦，变形使强度升高、塑性降低，给继续变形带来困难，中间需要进行再结晶退火，增加生产成本。
2、固溶强化随溶质原子含量的增加，固溶体的强度硬度升高，塑性韧性下降的现象称为固溶强化。
强化机理：一是溶质原子的溶入，使固溶体的晶格发生畸变，对滑移面上运动的位错有阻碍作用；二是位错线上偏聚的溶质原子形成的柯氏气团对位错起钉扎作用，增加了位错运动的阻力；三是溶质原子在层错区的偏聚阻碍扩展位错的运动。
所有阻止位错运动，增加位错移动阻力的因素都可使强度提高。
固溶强化规律：①在固溶体溶解度范围内，合金元素的质量分数越大，则强化作用越大；②溶质原子与溶剂原子的尺寸差越大，强化效果越显著；③形成间隙固溶体的溶质元素的强化作用大于形成置换固溶体的元素；④溶质原子与溶剂原子的价电子数差越大，则强化作用越大。
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位错强化：金属晶体中的位错是由相变和塑性变形引入的，位错密度愈高，位错运动愈困难，金属抵抗塑性变形的能力就愈大，表现在力学性能上，金属强度提高，即当造成金属晶体内部位错大量增殖时，金属表现出强化效果。
理论研究同时也说明：制成无缺陷，几乎不存在“位错”的完整晶体，使金属晶体强度接近理论强度，则会使金属强化效果表现得更为突出。
因此，金属有两种强化途径：一是对有晶体缺陷的实际金属，即存在位错金属，可以通过位错增殖而强化，二是制成无晶体缺陷的理想金属，使晶体中几乎不存在位错，则金属强化效果会更大。
方法：
通过冷加工变形或相变，使“位错”增殖
1 固溶强化：
①溶质原子与位错的弹性交互作用在固溶体中,无论是固溶原子或是位错，在其周围都存在着应力和点阵畸变，两个应力场之间的作用就属于弹性交互作用。
这种弹性交互作用力代表固溶原子所提供的阻碍位错运动的力。
固溶体中的溶质原子有时会出现有序化现象，当存在短程序
时，塑性变形将改变原来的有序排列而增加势能，表现为短程序强化作用。
在有长程序的固溶体中，位错倾向于两两相随地通过晶体。
第一个位错通过时，使有序结构中跨越滑移面的不同类原子对A-B改变为类原子对A-A和B-B,引起能量升高；当后随的一个位错经过时，A-A和
B-B原子对又恢复为A-B对,能量又降下来。
在前后相随的两个位错之间的这段距离上，A-A和B-B原子对尚未恢复，形成所谓反相畴界(antiphase boundary)。
为减少反相畴界的能量，两相随位错倾向于尽量靠近；但是当两个同号位错靠近时，它们之间的斥力急剧
上升。
在这两个因素的共同作用下，两个位错间有一个平衡距离，它与两个不全位错间存在的层错很相似。
在塑性变形过程中，有序合金的反相畴界的面积不断增加，从而提高了体系的能量，表现为长程序引起的强化作用。
此外，无论是代位原子或是填隙原子，在条件合适的情况下，都可能发生原子偏聚而形成气团。
对代位点阵来说，当溶质原子比溶剂原子的直径大时，溶质原子有富集在刃位错受胀区的趋向,反之,富集于受压区。
填隙原子则总是向受胀区富集。
这种靠扩散在位错附近富集的现象,称为柯氏气团(Cottrell atmosphere)。
柯氏气团对位错有钉扎作用，特别是填隙原子，对位错的钉扎作用更为强烈，由此成功地解释了低碳钢的屈服现象，因为填隙原子比代位原子容易扩散，所以填隙原子气团的形成温度也较低。
在位错应力场的作用下，引起晶体的非对称点阵畸变而使填隙原子产生有序化的排列称为斯氏气团Snoekatmosphere。
例如碳原子在α-Fe中就形成这种应力感生有序化，即当沿c轴方向有拉伸应力时,碳原子处于体心立方点阵与c轴平行的各晶胞棱边的一半处,引起晶胞沿c轴方向膨胀而产生强化作用。
因为碳原子的扩散距离较短，而且是在应力作用下进行的，因此斯氏气团的形成温度比柯氏气团更低一些。
2 相变强化
通过相变而产生强化效应也是常见的金属强化方法。
相变的种类很多，上述的沉淀相的形成和析出就是其中之一。
现以应用最普遍的马氏体相变强化为例，说明相变强化机理。
马氏体相变是一种以剪切方式进行的非扩散型相变，相变产物与基体间保持共格或半共格联系，在其周围也存在很大的内应力，甚至使周围的奥氏体发生形变而出现形变强化。
从马氏体本身来看，其结构有两种类型：一种常见于低碳钢和18-8不锈钢中,主要是板条马氏体(或称位错马氏体)。
这种马氏体中存在大量位错，其密度在1011 ～1012cm-2,与经过大量冷加工的金属的位错密度相近。
另一种常见于高碳和Fe-Ni-C合金中,主要是针状马氏体（或称孪晶马氏体），马氏体针由大约100┱大小的孪晶所构成。
这种孪晶组织碳含量而增加，当铁中的碳含量为0.1％时,没有孪晶组织,碳为0.8％时,孪晶达100％。
马氏体中的位错或孪晶的出现，与相变过程中的形变量和温度有关。
一般来说，由于马氏体相变而产生的局部
形变量可高达10％。
这种形变如发生于较高温度(即Ms高时),则增殖位错以缓和内应力；如发生在较低温度（即Ms低时）,再加形变速度又高，就会产生孪晶。
碳含量愈高，相变应力愈大，孪晶量也愈多。
细小的孪晶相当于晶粒的细化，产生强化效应。
钢中马氏体相变强化的另一个主要原因是碳原子在相变过程中的
有序化，即碳原子转移到体心立方Image:310-01.gif的
0位置使其沿一个方向(c)伸长而成为体心正方结构。
碳原子所引起的强化作用，可用下式表示：
σ＝2.1×102(％C)1/2 (kgf/mm2)
钢经形变热处理后，强度进一步提高，而韧性却不下降,这主要是因为奥氏体在Ms点以上形变后，马氏体针更为细小；同时，氏体点(Ms)明显下降，马氏体中的孪晶大幅度增加，从而使钢在形变热处理后的强度明显提高，而韧性却不下降，这是细化晶粒强化的效应。
此外，如含碳量为0.48％的钢在形变热处理后全部是孪晶马氏体，经一般热处理的同一钢种却只有一半孪晶马氏体。
如前所述，含碳量为0.8％的钢,经一般热处理后，才可使孪晶达100％。
根据这个情况,碳含量低的钢在形变热处理后强度的提高比高碳钢更为明显，主要是因为后者孪晶增加的幅度不大。
3 细化晶粒强化
从位错塞积或其他模型可以推导出多晶金属的屈服强度（σy）与晶粒直径(d)的关系,表示为：σy＝σ0＋kyd剧?/center> 称为霍耳派赤（Hall-Petch）关系式。
式中σ0、ky均为材料常数。
对α-Fe来说,ky值与位错钉扎情况有关,位错被钉扎得愈牢, ky值愈大；在严重钉扎情况下，ky可达2kgf/mm2。
据此进行计算,低碳钢的晶粒度每提高两级(即晶粒直径减少一半)，屈服强度可提高约2.8kgf/mm2。
如果低碳钢的晶粒度从ASTM标准的
0级细化到12级,即其平均直径由0.359mm降至0.00561mm，则屈
服强度可提高16kgf/mm2左右。
而且，随着晶粒的细化,断裂强度比屈服强度有更大幅度的提高,同时冲击韧性也得到改善
,如同属体心立方金属的低碳钢和钼，晶粒每细化一级，韧性－脆性转变温度可分别降低10～20℃及24℃。
在所有金属强化方法中，细化晶粒是目前唯一可以做到既提高强度，又改善塑性和韧性的方法。
所以近年来细化晶粒工艺受到高度重视和广泛应用。
当前正在发展中的快冷微晶合金便是其中一例。
有上述优异性能的原因可以从两方面考虑：①晶界所占比例较大，晶界结构近似非晶态，在常温下具有比晶粒更高的强度；②细小晶粒使位错塞积所产生的正应力随之降低，不容易产生裂纹，从而表现为提高强度而不降低塑性。
但细晶粒金属的高温强度下降，这是因为在高温下晶界强度降低了，特别在变形速度很低的情况下（蠕变），这种效应更为突出。