第5章52晶体的塑性变形ppt课件.ppt

《第5章52晶体的塑性变形ppt课件.ppt》由会员分享，可在线阅读，更多相关《第5章52晶体的塑性变形ppt课件.ppt（97页珍藏版）》请在三一办公上搜索。

1、5.2 晶体的塑性变形,单晶体的塑性变形 多晶体的塑性变形 合金的塑性变形 塑性变形对材料组织和性能的影响,熟练掌握以下概念及其内涵塑性变形，滑移，滑移系，滑移线，交滑移，双交滑移临界分切应力，施密特因子，软取向，硬取向，派纳力孪生，孪晶面，孪晶方向，孪晶，扭折固溶强化，屈服现象，应变时效，加工硬化，弥散强化形变织构，丝织构，板织构，残余应力，点阵畸变，带状组织，流线,内容与要求,重点与难点,比较塑性变形的两种基本形式：滑移和孪生的异同点滑移的临界分切应力滑移的位错机制多晶塑性变形的特点细晶强化与HallPetch公式屈服现象与应变时效弥散强化加工硬化形变织构和残余应力,5.2.1 单晶体的塑

2、性变形,当所受应力超过弹性极限后，材料将发生塑性变形，产生不可逆的永久变形。 常温或低温下，单晶体塑性变形（plastic deformation）方式： 1. 滑移（slip） 2. 孪生（twining） 3. 扭折（link） 此外，高温变形方式还有：扩散性变形、晶界滑动变形,1.滑 移,滑移线和滑移带 如果对经过抛光的退火态工业纯铜多晶体试样施加适当的塑性变形，然后在金相显微镜下观察，就可以发现原抛光面呈现出很多相互平行的细线，如图所示。,最初人们将金相显微镜下看见的那些相互平行的细线称为滑移线，产生细线的原因是由于铜晶体在塑性变形时发生了滑移，最终在试样的抛光表面上产生了高低不一的台

3、阶所造成的。 实际上，当电子显微镜问世后，人们发现原先所认为的滑移线并不是一条线，而是存在更细微的结构，如图所示。在普通金相显微镜中发现的滑移线其实由多条平行的更细的线构成，所以现在称前者为滑移带，后者为滑移线。,滑移线和滑移带示意图,（2）滑移系,观察发现，在晶体塑性变形中出现的滑移线并不是任意的，它们彼此之间或者相互平行，或者成一定角度，说明晶体中的滑移只能沿一定的晶面和该面上一定的晶体学方向进行，我们将其称为滑移面和滑移方向。 滑移是沿着特定的晶面(称为滑移面 slip plane)和晶向(称为滑移方向 slip direction)上运动。一个滑移面和其上的一个滑移方向组成一个滑移系（

4、slip system）。滑移系表示晶体在进行滑移时可能采取的空间取向。,滑移系主要与晶体结构有关。晶体结构不同，滑移系不同；晶体中滑移系越多，滑移越容易进行，塑性越好。滑移面和滑移方向往往是晶体中原子最密排的晶面和晶向，这是由于最密排面的面间距最大，因而点阵阻力最小，容易发生滑移，而沿最密排方向上的点阵间距最小，从而使导致滑移的位错的柏氏矢量也最小。, 滑移面和滑移方向往往是金属晶体中原子排列的最密排面和最密排晶向。 如fcc： 111 bcc：110、112和123 hcp： 0001 每一种晶格类型的金属都有特定的滑移系，且滑移系数量不同。如：fcc中有12个, bcc中有48个， hc

5、p中有3个。,三种常见金属晶体结构的滑移系,由于体心立方结构是一种非密排结构，因此其滑移面并不稳定，一般在低温时多为112，中温时多为110，而高温时多为123，不过其滑移方向很稳定，总为，因此其滑移系可能有12-48个。由于滑移系数量较少，因此密排六方结构晶体的塑性通常都不太好。,（3）滑移的临界分切应力,外力作用下，晶体中滑移是在一定滑移面上沿一定滑移方向进行的。因此，对滑移真正有贡献的是在滑移面上沿滑移方向上的分切应力，也只有当这个分切应力达到某一临界值后，滑移过程才能开始进行，这时的分切应力就称为临界分切应力。,如图所示的圆柱形单晶体在轴向拉伸载荷F作用下的情况，假设其横截面积为A，为

6、滑移面法线与中心轴线夹角，为滑移方向与外力F夹角，则外力F在滑移方向上的分力为Fcos，而滑移面的面积则为A/cos ，此时在滑移方向上的分切应力t为： 当式中的分切应力达到临界值时，晶面间的滑移开始，这也与宏观上的屈服相对应，因此这时F/A应当等于s ，即：,当滑移面法线方向、滑移方向与外力轴三者共处一个平面，且=45时，coscos=1/2，此取向最有利于滑移，即以最小的拉应力就能达到滑移所需的分切应力，称此取向为软取向。当外力与滑移面平行或垂直时（=90或=0），则s，晶体无法滑移，称此取向为硬取向。取向因子coscos对s的影响在只有一组滑移面的密排六方结构中尤为明显。,图是密排六方结

7、构的镁单晶拉伸的取向因子屈服强度关系图，图中曲线为按上式的计算值，而圆圈则为实验值，从图中可以看出前述规律，而且计算值与实验值吻合较好。由于镁晶体在室温变形时只有一组滑移面(0001)，故晶体位向的影响十分明显。,一些金属的滑移系和临界分切应力,综上所述，滑移的临界分切应力是一个真实反映单晶体受力起始屈服的物理量，其数值与晶体的类型、纯度以及温度等因素有关，还与晶体的加工和处理状态、变形速度及其滑移类型有关，一些金属的滑移临界切应力如下图所示。,（4）滑移时晶体的转动,图所示为晶体滑移示意图，当轴向拉力F足够大时，晶体各部分将发生如图所示的分层移动。我们可以设想如果两端自由的话，滑移的结果将使

8、得晶体的轴线发生偏移。不过，通常晶体的两端并不能自由横向移动，或者说拉伸轴线保持不变，这时单晶体的取向必须进行相应转动，转动的结果使得滑移面逐渐趋向于平行轴向，同时滑移方向逐渐与应力轴平行，而由于夹头的限制，晶面在接近夹头的地方会发生一定程度的弯曲。此时转动的结果将使滑移面和滑移方向趋于与拉伸方向平行。,同样的道理，晶体在受压变形时，晶面也要发生相应转动，转动的结果是使得滑移面逐渐趋向于与压力轴线相垂直，如图所示。,我们以单轴拉伸的情况来看看滑移过程中晶面发生转动的原因。下图示意地画出了晶体中典型的两个滑移面邻近的A、B、C三部分的情况。在滑移前，作用在B层晶体上的力作用于O1、O2两点。当滑

9、移开始后，由于A、B、C三部分发生了相对位移，结果这两个力的作用点分别移至O1、O2两点，此时的作用力可按垂直于滑移面和平行于滑移面分别分解为s1、t1及s2、t2。我们可以明显地看出，正是力偶1及2使得滑移面发生了趋向于拉伸轴的转动。,在滑移面内的两个分力t1及t2可以进一步沿平行于滑移方向和垂直于滑移方向进一步分解。如图所示，我们知道其平行于滑移方向的分量就是引起滑移的分切应力，而另外两个分量构成了一对力偶，使得滑移方向转向最大切应力方向。,由于滑移过程中晶面的转动，滑移面上的分切应力值也随之发生变化，当拉力与滑移面法线的夹角为45时，此滑移系上的分切应力最大。但拉伸变形时晶面的转动将使值

10、增大，故若原先是小于45，滑移的进行将使逐渐趋向于45，分切应力逐渐增加；若原先是等于或大于45，滑移的进行使值更大，分切应力逐渐减小，此滑移系的滑移就会趋于困难。,（5）多系滑移,由于很多晶系具有多组滑移系，决定滑移系能否开动的前提条件是其分切应力能否达到其临界值，当某组滑移系开动后，由于不断发生晶面的转动，结果可能使得另一组滑移系的分切应力逐渐增加，并最终达到其临界值，进而使得滑移过程能够沿两个以上滑移系同时或交替进行，这种滑移过程就称为多滑移。对于具有较多滑移系的晶体而言，还常可发生交滑移现象。 交滑移的实质：由螺型位错在不改变滑移方向的前提下，改变了滑移面而引起的。 bcc结构中最易发

11、生交滑移。,（6）滑移中的位错机制,刃位错的滑移示意图,刃位错的滑移模型,螺位错的滑移模型,滑移是借助于位错在滑移面上运动来逐步进行的；晶体的滑移必在一定外力作用下才能发生，说明位错运动要克服阻力，该阻力来自点阵阻力，称为PN力，其大小为： 式中：d为滑移面的面间距，b为滑移方向上的点阵间距，v为泊松比。 采用上式，我们可以简单推算晶体的切变强度，对于简单立方结构，存在d = b，对金属，取n=0.3，可得tP-N3.610-4G，比刚性模型理论计算值（约G/30）小得多，接近临界分切应力实验值。,由派纳力公式可知，位错宽度越大，则派纳力越小，这是因为位错宽度表示了位错所导致的点阵畸变的范围，

12、宽度大，则表示位错周围的原子比较接近于平衡位置，点阵的畸变能低，位错运动时移动的距离较小，故产生的阻力较小。此外，派纳力与（d/b）成指数关系，因此当d值越大，b值越小，即滑移面的面间距越大，位错强度越小，则派纳力越小，越容易滑移。可以解释晶体沿密排面和密排方向滑移的原因。,2. 孪 生,孪生变形过程 孪生是晶体塑性变形的另一种常见方式，是指在切应力作用下，晶体的一部分沿一定的晶面（孪生面）和一定的晶向（孪生方向）相对于另一部分发生均匀切变的过程。,在晶体变形过程中，当滑移由于某种原因难以进行时，晶体常常会采用这种方式进行形变。例如，对具有密排六方结构的晶体，如锌、镁、镉等，由于其滑移系较少，

13、当其都处于不利位向时，常常会出现孪生的变形方式；而尽管体心立方和面心立方晶系具有较多的滑移系，虽然一般情况下主要以滑移方式变形，但当变形条件恶劣时，如体心立方的铁在高速冲击载荷作用下或在极低温度下的变形，又如面心立方的铜在4.2K时变形或室温受爆炸变形后，都可能出现孪生的变形方式,孪生变形是在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面(孪晶面)和一定方向(孪生方向)相对于另一部分作均匀的切变（协同位移）所产生的变形。但是不同的层原子移动的距离也不同。变形与未变形的两部分晶构成镜面对称,合称为孪晶（twin）。均匀切变区与未切变区的分界面成为孪晶界。孪晶面（twining plane）：孪晶方向（tw

14、ining direction）：,图示的是在切应力作用下，晶体经滑移变形后和孪生变形后的结构与外形变化示意图。由图可见，孪生是一种均匀切变过程，而滑移则是不均匀切变；发生孪生的部分与原晶体形成了镜面对称关系，而滑移则没有位向变化。,a. 变形前 b. 滑移 c. 孪生,FCC晶体孪生变形,下图给出了FCC一组孪生面和孪生方向，图b所示为其(110)面原子排列情况，晶体的(111)面垂直于纸面。我们知道，面心立方结构就是由该面按照ABCABC的顺序堆垛成晶体。假设晶体内局部地区(面AH与GN之间)的若干层(111)面间沿112方向产生一个切动距离a/6112的均匀切变，即可得到如图所示情况。,

15、锌晶体中的形变孪晶 铜晶体中的退火孪晶组织,变形孪晶 100,(2) 孪生的特点, 孪生变形是在切应力作用下发生的，并通常出现于滑移受阻的应力集中区。因此孪生的k比滑移大得多。hcp中常以孪生方式变形，bcc中在冲击或低温也可能借助于孪生变形，fcc中一般不发生孪生变形。 孪生是一种均匀切变。而滑移是不均匀的。 孪生的两部分晶体形成镜面对称的位向关系。而滑移后晶体各部分的位向并未改变。 孪生对塑性变形的贡献比滑移小得多。但孪生能改变晶体取向，使滑移转到有利位置。,(3) 孪晶的类型及形成,按孪晶（twin）形成原因可将孪晶分为：变形孪晶（deformation twinning）、生长孪晶、退

16、火孪晶 变形孪晶(机械孪晶)：机械变形产生的孪晶。 特征：透镜状或片状。其形成通过形核和长大两个阶段生产。形核是在晶体变形时以极快速度爆发出薄片孪晶；生长是通过孪晶界的扩展使孪晶增宽。 生长孪晶：晶体自气态，液态，或固体中长大时形成的孪晶。 退火孪晶：形变金属在其再结晶过程中形成的孪晶。,大量研究表明，孪生形变总是萌发于局部应力高度集中的地方（在多晶体中往往是晶界），其所需要的临界分切应力远大于滑移变形所需临界分切应力。 例如对锌而言，其形成孪晶的切应力必须超过10-1G，不过，当孪晶形成后的长大却容易的多，一般只需略大于10-4G即可，因此孪晶长大速度非常快，与冲击波的速度相当。在应力应变曲

17、线上表现为锯齿状波动，有时随着能量的急剧释放还可出现“咔嚓”声。,下图是铜单晶在4.2K测得的拉伸曲线分析：由于形变孪晶的生成大致可以分为形核和扩展两个阶段，晶体变形时先是以极快的速度突然爆发出薄片孪晶(常称之为“形核”)，然后孪晶界面扩展开来使孪晶增宽。在一般情况下，孪晶形核所需的应力远高于扩展所需要的应力，所以当孪晶形成后载荷就会急剧下降。在形变过程中由于孪晶不断形成，因此应力应变曲线呈锯齿状，当通过孪生形成了合适的晶体位向后，滑移又可以继续进行了。,通常对称性低、滑移系少的密排六方金属如Zn、Cd、Mg等容易出现孪晶变形。 HCP的孪晶（1020） BCC的孪晶（112） FCC的孪晶（

18、111）与滑移相比，孪生的变形量是十分有限的，例如对锌单晶而言，即使全部晶体都发生孪生变形，其总形变量也仅7.2%。但是正是由于孪生改变了晶体位向，使得某些原处于不利位向的滑移系转向有利位置，从而可以发生滑移变形，最终可能获得较高变形量。,(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。,如果在相邻(111)晶面上依次各有一个a/6112不全位错滑过，这就是前述的肖克莱不全位错，滑移的结果是使得晶面逐层发生层错，最终堆垛顺序由“ABCABCABC”变为“ABCACBACB

19、”，从而形成了一片孪晶区。,孪晶的位错极轴机制如P182图5.20所示(了解其形成过程）,3. 扭 折,扭折（link）：当受力的晶体处于不能进行滑移或孪生的某种取向时，它可能通过不均匀的局部塑性变形来适应所作用的外力。为了使晶体的形状与外力相适应，当外力超过某一临界值时，晶体将会发生局部弯曲的变形方式以密排六方结构的镉单晶为例，若其滑移面(0001)平行于棒的轴线，当沿轴向压缩时，由于滑移面上的分切应力为0，所以晶体不能进行滑移。此时如果也不能进行孪生的话，继续加大压力，晶体就会局部发生弯曲，这就是扭折现象。,扭折与孪生不同的是它使扭折区晶体的取向发生了不对称性的变化。扭折区上下界面是由符号

20、相反的两列刃型位错所构成，而每一弯曲区是由同号位错堆积而成，取向是逐渐弯曲过渡的。,扭折带有时也伴随着孪生而发生，在晶体作孪生变形时，由于孪晶区域的切变位移，在有约束的情况下(例如拉伸夹头的限制作用)，则在靠近孪晶区域的应变更大(图a虚线所示)，为了消除这种影响来适应其约束条件，在这些区域往往形成扭折带以实现过渡，如图b所示。,5.2.2 多晶体的塑性变形,实际使用的金属材料中，绝大多数都是多晶材料。虽然多晶体塑性变形的基本方式与单晶体相同。但实验发现，通常多晶的塑性变形抗力都较单晶高，尤其对密排六方的金属更显著。这主要是由于多晶体一般是由许多不同位向的晶粒所构成的，每个晶粒在变形时要受到晶界

21、和相邻晶粒的约束，不是处于自由变形状态，所以在变形过程中，既要克服晶界的阻碍，又要与周围晶粒发生相适应的变形，以保持晶粒间的结合及体积上的连续性。,1. 晶粒取向的影响在多晶体中，由于相邻各个晶粒的位向一般都不同，因而在一定外力作用下，作用在各晶粒滑移系上的临界分切应力值也各不相同，处于有利取向的晶粒塑性变形早，反之则晚。前者开始发生塑性变形时，必然受到周围未发生塑性变形晶粒的约束，导致变形阻力增大。,同时为保持晶粒间的连续性，要求各个晶粒的变形与周围晶粒相互协调，这样在多晶体中，就要求每个晶粒至少要有5个独立的滑移系，这是因为形变过程可用六个应变分量（正应变和切应变各三个）来表示，因为塑性变

22、形体积不变（即三个正应变之和为零），因此有五个独立的应变分量。而每个独立应变分量需要一个独立的滑移系来产生，这说明只有相邻晶粒的五个独立滑移系同时启动，才能保证多晶体的塑性变形，这是多晶相邻晶粒相互协调性的基础。,不同结构的晶体由于其滑移系数目不同，如面心立方和体心立方晶体具有较多的滑移系，而密排六方晶体的滑移系较少，表现出的多晶体塑性变形能力差别很大。,多晶体中晶粒取向,2. 晶界的影响,晶界对晶粒变形具有阻碍作用。拉伸试样变形后在晶界处呈竹节状，也就是说在晶界处的晶体部分变形较小，而晶内变形量则大得多，整个晶粒的变形不均匀。这是由于导致晶体产生变形的位错滑移在晶界处受阻。,位错被阻塞在晶界

23、的情况,每个晶粒中的滑移带均终止于晶界附近，晶界附近位错塞积，塞积数目n为： n = k0l / Gb 位错塞积，密度增高，材料强度提高。因此，晶粒越细，晶界越多，材料强度越高（称为细晶强化，grain size strenthing），其s与d关系如下： s = 0kd-1/2 HallPetch 上式具有广泛的适用性（s亚晶d、sSo（片）。细小而均匀的晶粒使材料具有较高的强度和硬度，同时具有良好的塑性和韧性，即具有良好的综合力学性能。,低碳钢的s与晶粒直径的关系,Cu和Al的s与亚晶尺寸的关系,锌的单晶和多晶的拉伸曲线,5.2.3 合金的塑性变形,我们实际使用的材料绝大多数都是合金，根据

24、合金元素存在的情况，合金的种类一般有固溶体、金属间化合物以及多相混合型等，不同种类合金的塑性变形存在着一些不同之处。 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(Solidsolution Strenthening)作用，提高塑性变形抗力。 1.固溶强化 固溶强化：固溶体合金的曲线：由于溶质原子加入使s 和整个曲线的水平提高，同时提高了加工硬化率n。,影响固溶强化的因素： 溶质原子类型及浓度。 溶质原子与基体金属的原子尺寸差。相差大时强化作用大。 间隙型溶质原子比置换型溶原子固溶强

25、化效果好。 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。,固溶强化是由于多方面的作用引起的，包括： 溶质原子与位错发生弹性交互作用，固溶体中的溶质原子趋向于在位错周围的聚集分布，称为溶质原子气团，也就是柯垂耳气团，它将对位错的运动起到钉扎作用，从而阻碍位错运动； 静电交互作用，一般认为，位错周围畸变区的存在将对固溶体中的电子云分布产生影响。由于该畸变区应力状态不同。溶质原子的额外自由电子从点阵压缩区移向拉伸区，并使压缩区呈正电而拉伸区呈负电，即形成了局部静电偶极。其结果导致电离程度不同的溶质离子与位错区发

26、生短程的静电交互作用，溶质离子或富集于拉伸区或富集在压缩区均产生固溶强化。 化学交互作用（Suzuki），这与晶体中的扩展位错有关，由于层错能与化学成分相关，因此晶体中层错区的成分与其它地方存在一定差别，这种成分的偏聚也会导致位错运动受阻，而且层错能下降会导致层错区增宽，这也会产生强化作用。,2.屈服现象与应变时效,图示是低碳钢拉伸应力应变曲线，与我们前述的不同，在这根曲线上出现了一个平台，这就是屈服点。当试样开始屈服时（上屈服点），应力发生突然下降，然后在较低水平上作小幅波动（下屈服点），当产生一定变形后，应力又随应变的增加而增加，出现通常的规律。,在屈服过程中，试样中各处的应变是不均匀的，

27、当应力达到上屈服点时，首先在试样的应力集中处开始塑性变形，这时能在试样表面观察到与拉伸轴成45的应变痕迹，称为吕德斯（Lders）带，同时应力下降到下屈服点，然后吕德斯带开始扩展，当吕德斯带扩展到整个试样截面后，这个平台延伸阶段就结束了。拉伸曲线上的波动表示形成新吕德斯带的过程。,屈服现象最初是在低碳钢中发现的，进一步研究发现，在其它一些晶体，如钼、铌、钛等一些金属以及铜晶须和硅、锗、LiF晶体中都发现了屈服现象。柯氏气团理论： 一般认为，在固溶体中，溶质或杂质原子在晶体中造成点阵畸变，溶质原子的应力场和位错应力场会发生交互作用，作用的结果是溶质原子将聚集在位错线附近，形成溶质原子气团，即所谓

28、的柯垂尔（Cottrell）气团。由于这种交互作用，体系的能量处于较低状态，只有在较大的应力作用下，位错才能脱离溶质原子的钉扎，表现为应力应变曲线上的上屈服点；当位错挣脱气团的束缚，继续滑移时，就不需要开始时那么大的应力，表现为应力应变曲线上的下屈服点。,但是近些年来的研究发现，一些无位错晶体、离子晶体或者一些共价晶体，如铜晶须、LiF、硅等中都发现了屈服现象，这就不能采用上述理论来进行解释了，说明产生屈服现象的原因不仅仅是上述理论。 进一步的解释可以采用位错理论，材料的塑性变形的应变速率是与晶体中可动位错密度、位错运动平均速度v以及位错的柏氏矢量b成正比，即： 而位错的平均运动速度v又与材料

29、所受应力t相关： 式中t0为位错作单位速度运动所需的应力；m与材料有关，称为应力敏感指数；,在拉伸时，拉伸夹头的速度接近定值，表明材料的应变速率也接近恒定，而刚开始时晶体中的位错密度较低，或虽有大量位错，但都被钉扎住，此时位错的平均运动速度必须较高，才能保证晶体的变形，而位错变形速度的增加将意味着所需的外力也将增加，这就是上屈服点产生的原因；当塑性变形开始后，位错大量增殖，位错密度迅速增加，此时必将导致位错运动速度的下降，也就意味着所需外力下降，这就是下屈服点产生的原因。,应变时效,研究发现，在低碳钢中，如果在试验之前对试样进行少量的预塑性变形，则屈服点可暂时不出现。但是如果经少量预变形后，将

30、试样放置一段时间或者稍微加热后，再进行拉伸就又可以观察到屈服现象，不过此时的屈服强度会有所提高，如图所示，这就是应变时效现象。,柯氏气团理论解释应变时效： 当卸载后，短时间内由于位错已经挣脱溶质原子的束缚，所以继续加载时不会出现屈服现象；当卸载后经历较长时间或短时加热后，溶质原子又会通过扩散重新聚集到位错线附近，所以继续进行拉伸时，又会出现屈服现象。,二. 多相合金的塑性变形,目前工程上使用的金属结构材料主要是两相或多相合金。而通过在合金中引入第二相的方式则是另一种重要的强化方式。 第二相的引入一般是通过加入合金元素并经过随后的加工或热处理等工艺过程获得。 第二相的引入使得多元合金的塑性变形行

31、为更加复杂，影响塑性变形的因素中，除了基体相和第二相的本身属性，如强度、塑性、应变硬化特征等，还包括第二相的尺寸、形状、比例、分布以及两相间的界面匹配、界面能、界面结合等。 根据第二相粒子的尺寸大小可将合金分为： (1) 聚合型两相合金(两相尺寸、性能相近) (2)弥散分布型两相合金(两相尺寸、性能相差很大),1.聚合型合金的塑性变形,该类合金具有较好的塑性,合金的变形能力取决与两相的体积分数。可按照等应力(变)理论来计算合金在一定应变条件下的平均流度应力和在一定条件下的平均应变，则由混合律计算得。而实际上当两相合金塑性变形时，滑移首先发生在较弱的相中；如果较强相很少时，则变形基本都发生在较弱

32、相中；只有当较强相比例较大（30%）时，较弱相不能连续，此时两相才会以接近的应变发生变形；当较强相含量很高（70%）时，则成为基体，此时合金变形的主要特征将由它来决定。,如果聚合型合金两相中一个为塑性相，一个为硬脆相，则合金在塑性变形过程所表现的性能与第二相的相对含量有关，还与第二相的形状、大小、分布有关。,(1) 若硬脆相呈连续分布在塑性相(基体)晶界上，则经少量变形后会发生沿晶脆断。脆性相越多，网状越连续，塑性越差。如过共析钢中二次Fe3C呈网状分布于铁素体晶界上。 (2) 若硬脆相呈层片状分布在基体相中，由于变形主要集中在基体相中，且位错移动被限制在很短距离内，增加了继续变形的阻力，使其

33、强度提高。如钢中的片状P由片状和片状Fe3C相间组成。 (3) 若硬脆相呈粒状分布于基体中，因基体相连续，第二相对基体变形的阻碍作用大大减弱，具有强度和塑性的配合。如：粒状P中Fe3C呈颗粒分布，钢具有良好的综合力学性能。,2.弥散分布型合金的塑性变形,该合金中第二相粒子是通过对位错运动的阻碍作用而表现出来的。第二相粒子通常分为两类： （1）不可变形粒子 （2）可变形粒子,（1）不可变形粒子的强化作用,当运动位错与颗粒相遇时，由于颗粒的阻挡，使位错线绕着颗粒发生弯曲；随着外加应力的增加，弯曲加剧，最终围绕颗粒的位错相遇，并在相遇点抵消，在颗粒周围留下一个位错环，而位错线将继续前进，很明显，这个

34、过程需要额外做功，同时位错环将对后续位错产生进一步的阻碍作用，这些都将导致材料强度的上升。,根据前述位错理论，位错弯曲至半径R时所需切应力为： 而当R为颗粒间距l一半时，所需切应力最小： 这是一临界值，只有外加切应力大于上述临界值时，位错线才能绕过去。 因此， 1/，粒子越多, 越小，大.强化效果愈明显。减小粒子尺寸或提高粒子的体积分数都可以合金强度提高。 例如：烧结铝利用粉末冶金方法再加上冷挤压加工得到在Al基体上分布着Al2O3粒子的合金。具有很高的强度和优良的耐热性。,(2) 可变形微粒的强化作用,当第二相颗粒为可变形颗粒时，位错将切过颗粒，如图所示。此时强化作用主要决定于粒子本身的性质

35、以及其与基体的联系，其强化机制较复杂,可变形粒子的主要作用有以下几方面： 1 位错切过粒子时,粒子产生宽度为b的台阶，出现了新的表面积，界面能升高。 2 当粒子为有序结构时，位错切过粒子会产生反相畴界，使能量升高。 3 位错切过粒子时，引起滑移面上原子错排，需要做功，给位错运动带来困难。 4 粒子周围产生弹性应力场与位错发生交互作用，阻碍位错运动。 5 位错切过后产生一割阶，阻碍位错运动。 6 若扩展位错通过后，其宽度发生变化，引起能量升高。 以上这些作用使合金的强度提高。,5.2.4 塑性变形对材料组织和性能的影响,塑性变形对材料组织和性能的影响 主要表现在以下方面：显微组织变化：包括晶粒形

36、状的变化 、亚结构的变化、形变织构 性能的变化 ：包括加工硬化、力学性能、物理性能、化学性能,经塑性变形后材料的显微组织变化： 1. 晶粒形状的变化 （1）出现了大量的滑移带和孪晶带。 （2）晶粒形状发生了变化。随变形度增大，等轴状晶粒扁平晶粒纤维组织（fiber microstructure）。纤维组织分布方向是材料流变伸展方向。 （3）当金属中组织不均匀，如有枝晶偏析或夹杂物时，塑性变形使这些区域伸长，这在后序的热加工或热处理过程中会出现带状组织（band microstructure）。,30%压缩率（3000）50%压缩率（3000）,99%压缩率（3000）,2. 亚结构（subgr

37、ain）的变化金属晶体在塑性变形的进行，位错密度迅速提高，例如可从变形前经退火的106-1010/cm2增至10111012/cm2。 通过透射电子显微镜对薄膜样品的观察可以发现，经塑性变形后，多数金属晶体中的位错分布不均匀，当形变量较小时，形成位错缠结结构；当变形量继续增加时，大量位错发生聚集，形成胞状亚结构，胞壁由位错构成，胞内位错密度较低，相邻胞间存在微小取向差；随着形变量的增加，这种胞的尺寸减小，数量增加；如果变形量非常大时，如强烈冷变形或拉丝，则会构成大量排列紧密的细长条状形变胞，如图所示。,30%压缩率（30000）,50%压缩率（30000）,99%压缩率（30000）,研究表明

38、，胞状亚结构的形成与否与材料的层错能有关，一般来说，高层错能晶体易形成胞状亚结构，而低层错能晶体形成这种结构的倾向较小。这是由于对层错能高的金属而言，在变形过程中，位错不易分解，在遇到阻碍时，可以通过交滑移继续运动，直到与其它位错相遇缠结，从而形成位错聚集区域（胞壁）和少位错区域（胞内）。层错能低的金属由于其位错易分解，不易交滑移，其运动性差，因而通常只形成分布较均匀的复杂位错结构。,3性能的变化,（1）加工硬化 下图是工业纯铜经不同程度冷变形后的性能变化情况。从中可以明显看出随着形变量的增加，晶体的强度指标增加、塑性指标下降的规律。,金属的加工硬化特性可以从其应力应变曲线上反映出来。下图是单

39、晶体的应力应变曲线，图中该曲线的斜率，称为硬化系数。根据曲线的变化，单晶体的塑性变形可划分为三个阶段描述：第I阶段，易滑移阶段，硬化效应也较小，在10-4G左右。第II阶段，线性硬化阶段，滑移可以在几组相交的滑移面中发生，由于运动位错之间的交互作用及其所形成不利于滑移的结构状态，其硬化系数急剧增大，一般恒定在310-2G。 第III阶段，抛物线型硬化阶段，已产生的滑移障碍将逐渐被克服，并通过交滑移的方式继续进行变形。,实际各晶体的加工硬化曲线因其晶代表结构类型、取向、杂质含量及温度等因素的不同而有所变化。其情况如下图所示： (1) fcc和bcc显示出典型的三个阶段硬化； (2) hcp初始阶

40、段与fcc相近，但hcp第一阶段远远超过了fcc和bcc； (3) 当bcc含有杂质原子，因杂质原子与位错交互作用，将产生屈服现象并使曲线发生变化。 从以上分析可知，塑性变形过程中位错密度的增加及其所产生的钉扎作用是导致加工硬化的决定性因素。,加工硬化理论：金属流变应力b与之间的关系为： b=Gb 或 = 0 +Gb,（2）其他性能的变化 经塑性变形后的金属，由于点阵畸变、位错与空位等晶体缺陷的增加，其物理性能和化学性能也会发生一定的变化。如电阻率增加，电阻温度系数降低，磁滞与矫顽力略有增加而磁导率、热导率下降。此外，由于原子活动能力增大，还会使扩散加速，抗腐蚀性减弱。,4. 形变织构 如同单

41、晶形变时晶面转动一样，多晶体变形时，各晶粒的滑移也将使滑移面发生转动，由于转动是有一定规律的，因此当塑性变形量不断增加时，多晶体中原本取向随机的各个晶粒会逐渐调整到其取向趋于一致，这样就使经过强烈变形后的多晶体材料形成了择优取向，即形变织构。 类型及特征 丝织构（fiber/wire texture）及特征：用表示 板织构（rolling texture）及特征：用hkl表示,5.残余应力,对金属进行塑性变形需要做大量的功，其中绝大部分都以热量的形式散发了，一般只有不到10%被保留在金属内部，即塑性变形的储存能，其大小与变形量、变形方式、温度以及材料本身的一些性质有关这部分储存能在材料中以残余

42、应力的方式表现出来，残余应力是材料内部各部分之间不均匀变形引起的，是一种内应力，对材料整体而言处于平衡状态。就残余应力平衡范围的大小，可将其进一步分为三类：,第一类内应力，又称宏观残余应力，作用范围工件尺度；例如，金属线材经拔丝模变形加工时，由于模壁的阻力作用，冷拔材的表面较心部变形少，故表面受拉应力，而心部则受压应力。于是，两种符号相反的宏观应力彼此平衡，共存在工件之内。 第二类内应力，又称微观残余应力，作用范围晶粒尺度；它是由晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀性产生的。其作用范围与晶粒尺寸相当。 第三类内应力，又称点阵畸变，作用范围点阵尺度，由于在形变过程中形成了大量点阵缺陷所致，这部分能量占整个储存能中的绝大部分。,