第五章-材料的形变和再结晶.ppt

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,第五章,材料的形变和再结晶,1,主要内容,1.,弹性变形的本质、特征、弹性模量等,2.,单晶体、多晶体、合金的塑性变形,3.,塑性变形对材料组织和性能的影响,4.,冷变形金属在加热时组织与性能的变化,5.,回复与再结晶,6.,晶粒长大,7.,再结晶退火与退火孪晶,2,3,金属材料的铸态组织存在的缺陷,:,晶粒粗大,;,组织不均匀,(,三晶区,);,成分不均匀,(,偏析,);,材质不致密,(,疏松,),等,.,金属材料冶炼浇注后,绝大多数要塑性变形后使用,少数铸造后直接使用,如,:,机床床身、泵体、暖气片等。,金属材料经压力加工（塑变）后：,改变外形及尺寸；如：棒材、板材、型钢；,组织变化，与组织有关的性能也发生变化；如：冷加工后，材料强度显著提高，塑性下降。经锻造后，强度提高不明显，塑性、韧性大为改善。,材料受力后要发生变形，外力较小时产生弹性变形；外力较大时产生塑性变形，而当外力过大时就会发生断裂。,研究材料的变形规律及其微观机制，分析了解各种内外因素对变形的影响，研究冷变形材料在回复再结晶过程中组织、结构和性能的变化规律，具有十分重要的理论和实际意义。,4,5,Compression,（压缩）,Tension,(,拉伸,),Shear,(,剪切,),Torsion,(,扭转,),材料受外力,F,作用后产生的,应力：,应变：,F,载荷,A,0,试样的原始截面面积,l,0,试样的原始长度,l,试样变形后的长度,在剪切变形的情况下，则有,切应力：,=,F/A,o,切应变：,=tan(100%),应变角；,扭转变形情况与剪切相似,静载：,转矩,T,；,应变：,转角,6,拉伸实验,Tensi,le,Test,测试仪器,标准样品,Fracture,(,断裂,),Tensile Strength,(,抗拉强度,),Necking,(,颈缩,),7,拉伸实验,Tensi,le,Test,Standard stress-strain curve of low-C steel,退火低碳钢在拉伸力作用下的变形过程可分为,弹性变形,不均匀屈服塑性变形,均匀塑性变形,不均匀集中塑性变形四个阶段。,8,将拉伸力,伸长曲线的纵、横坐标分别用拉伸试样的原始截面积,A,0,和原始标距长度,L,0,去除，则得到应力,应变曲线,。,弹性极限、屈服强度和抗拉强度，是工程上具有重要意义的强度指标。,9,10,10,1.Initial,2.Small load,3.Unload,Elastic means,reversible!,Elastic Deformation,（弹性变形）,=E,Hookes Law,11,11,1.Initial,2.Small load,3.Unload,Plastic means,permanent!,Plastic Deformation,（塑性变形）,第一节 弹性和黏弹性,材料在外力作用下发生变形。当外力较小时，产生弹性变形。弹性变形是可逆变形，卸载时，变形消失并恢复原状。,弹性变形,：,指外力去除后能够完全恢复的那部分变形，可从原子间结合力的角度来了解它的物理本质。,弹性变形的实质：晶格中原子自平衡位置产生可逆位移的反映。,一、弹性变形的本质,12,原子处于平衡位置时，相互作用力为零，这是最稳定的状态。,原子间距为,r,0,，位能,U,处于最低位置，原子受力后将偏离其平衡位置，原子间距增大时将产生引力；原子间距减小时将产生斥力。,外力去除后，原子都恢复到原来的平衡位置，所产生的变形完全消失。,弹性变形本质,：,13,14,弹性变形的本质,High modulus,高模量,Low modulus,低模量,distance,r,Weakly bonded,弱键结合,Strongly bonded,强键结合,Force,F,吸引力,排斥力,F,N,=,0,平衡位置,r,0,attractive,repulsive,原子之间的作用力！,二、,弹性变形的特征和弹性模量,式中，,、,分别为正应力和切应力；,、,分别为正应变和切应变；,E,，,G,分别为弹性模量和切变模量,（,1,）可逆性：理想的弹性变形是加载时变形，卸载时变形消失并恢复原状。,弹性变形量比较小，一般不超过,0.5,1,。,（,2,）,在弹性变形范围内，其应力与应变之间保持线性函数关系，即服从虎克,(Hooke),定律：,弹性变形的特征,15,弹性模量,是表征晶体中原子间结合力强弱的物理量，故是组织结构,不敏感参数,。,式中，,v,为材料泊松比，表示侧向收缩能力。一般金属材料的泊松比在,0.25,0.35,之间。,弹性模量与切变弹性模量之间的关系为：,16,弹性模量,代表着使原子离开平衡位置的难易程度，是表征晶体中原子间结合力强弱的物理量。,对晶体材料而言，其弹性模量是各向异性的。在单晶体中，不同晶向上的弹性模量差别很大，沿着原子最密排的晶向弹性模量最高，而沿着原子排列最疏的晶向弹性模量最低。多晶体因各晶粒任意取向，总体呈各向同性。,弹性变形量随材料的不同而异。,多数金属材料仅在低于比例极限的应力范围内符合虎克定律，弹性变形量一般不超过,0.5%,。,在工程上，弹性模量是材料刚度的度量。,17,18,弹性模量与温度、原子结合键类型的关系,陶瓷,（,离子键,）,金属,（,金属键,）,聚合物,（,共价键,）,大 小,弹性模量,三、,弹性的不完整性,多数材料为多晶体甚至为非晶态或者是两者皆有的物质，其内部存在各种类型的缺陷,。,弹性变形时，可能出现加载线与卸载线不重合、应变的发展跟不上应力的变化等有别于理想弹性变形特点的现象，称之为,弹性的不完整性。,弹性不完整性的现象包括,包申格效应,弹性后效,弹性滞后,循环韧性,19,1,包申格效应,（,Bauschinger Effect),材料经预先加载产生少量塑性变形（小于,4,），而后同向加载则,e,升高，反向加载则,e,下降。此现象称之为,包申格效应,。,它是多晶体金属材料的普遍现象。,包申格效应对于承受应变疲劳的工件很重要。,20,微观本质,预塑性变形，位错增殖、运动、缠结；,同相加载，位错运动受阻，残余伸长应力增加；,反向加载，位错被迫作反向运动，运动容易，残余伸,长应力降低。,包申格效应的危害及防止方法,交变载荷情况下，显示循环软化（强度极限下降）,预先进行较大的塑性变形，可不产生包申格效应。,第二次反向受力前，先使金属材料回复或再结晶退,火。,21,2,弹性后效,一些实际晶体，在弹性极限范围内，应变滞后于外加应力并和时间有关的现象称为弹性后效或滞弹性。,a,b=c,d,滞弹性应变,22,3.,弹性滞后,由于应变落后于应力，在,-,曲线上使加载线与卸载线不重合而形成一封闭回线，称之为,弹性滞后。,弹性滞后表明加载时消耗于材料的变形功大于卸载时材料恢复所释放的变形功，多余的部分被材料内部所消耗，称之为,内耗,，其大小即用弹性滞后环面积度量。,23,弹性滞后环,a),单向加载弹性滞后环,(b),交变加载（加载速度慢）弹性滞后环,c),交变加载（加载速度快）弹性滞后环 （,d,）交变加载塑性滞后环,24,物理意义：,加载时消耗的变形功大于卸载时释放的变形功。回线面积为一个循环所消耗的不可逆功。,这部分被金属吸收的功，称为内耗。,循环韧性,若交变载荷中的最大应力超过金属的弹性极限，则可得到塑性滞后环。,金属材料在交变载荷下吸收不可逆变形功的能力，叫,循环韧性,。,循环韧性又称为消振性,。,循环韧性不好测量，常用振动振幅衰减的自然对数来,表示循环韧性的大小。,循环韧性的应用,减振材料（机床床身、缸体等）；,乐器要求循环韧性小。,25,四、黏弹性,除弹性变形、塑性变形外还有一种变形是黏性流动。,黏性流动：,指非晶态固体和液体在很小外力作用下便会发生没有确定形状的流变，并且在外力去除后，形变不能回复。,一些非晶体，甚至多晶体，在比较小的应力时可以同时表现出弹性和黏性，即,黏弹性现象,。,26,应变落后于应力。当加上周期应力时，应力,应变曲线就成一回线，所包含的面积即为应力循环一周所损耗的能量，即内耗。,黏弹性变形是既与时间有关，又具有可恢复的弹性变形，即具有弹性和黏性变形量方面特征。,黏弹性变形是高分子材料的重要力学特性之一。,黏弹性变形的特点,27,第二节,晶体的塑性变形,当施加的应力超过弹性极限时，材料发生,塑性变形,，,即产生不可逆的永久变形。通过塑性变形，不但可使材料获得预期的外形尺寸，而且可使材料内部组织和性能产生变化。,28,29,屈服、屈服强度,Yield strength,（,b,）,一些钢中典型的应力,-,应变曲线，表现,屈服点现象,。,塑性变形,弹性变形,y,e,上屈服点,下屈服点,y,（,a,）,（,b,）,（,a,）,典型的金属应力,-,应变曲线，,弹性极限,e,点,划分弹性和塑性变形。采用,0.002(0.2%),偏移法,确定屈服强度,y,。,屈服点,弹性极限,30,屈服点确定,屈服点对应于,开始产生永久变形,；,有些应力,-,应变曲线容易确定屈服区域（如,A,）；,有些应力,-,应变曲线不容易确定屈服区域（如,B,），则采用,0.002,偏移法,来确定。,一、单晶体的塑性变形,单晶体塑性变形,的两个基本方式为,滑移,和,孪生,。滑移和孪生都是切应变，而且只有当外加切应力分量大于晶体的临界分切应力,t,c,时才能开始。,其中，,滑移是不均匀切变，孪生为均匀切变,。,在,常温和低温,下，单晶体的塑性变形主要通过滑移方式进行的，此外，还有孪生和扭折等方式。,扩散性变形及晶界滑动和移动等方式主要存在于,高温,形变中。,31,(1),滑移,a,滑移线与滑移带,1.,单晶体的滑移,滑移,：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。,32,由大量位错移动而导致晶体的一部分相对于另一部分，沿着一定晶面和晶向作相对的移动，即晶体塑性变形的,滑移机制。,滑移的显微观察,33,对滑移线的观察表明：晶体塑性变形的不均匀性，滑移只是集中发生在一些晶面上，而滑移带或滑移线之间的晶体层片则未产生变形，只是彼此之间作相对位移而已。,Smith W F.Foundations of Materials Science and Engineering.McGRAW.HILL.3/E,滑移带：,光学显微镜观察到的塑变后单晶试样表面形成的滑移条纹。,滑移线：,组成滑移带的平行线条。,34,35,滑移带,slip bands,的形成,弹性变形外力克服单晶原子间的键合力，使原子偏离其平衡位置，试样,开始伸长,。,晶面滑移当,外力大于屈服极限,后，沿单晶的某一特定晶面原子产生,相对滑移,。随应力的增加，发生,滑移的晶面增加，塑性变形量加大。,滑移带的数目、宽度、带间距离以及每条带中的滑移线的数目随金属和合金的不同、变形温度、变形速度及晶体表面状况的不同而不同。,滑移带观察：试样预先抛光（不腐蚀），进行塑性变形，表面上出现一个个台阶，即滑移带。,滑移变形是不均匀的，常集中在一部分晶面上，而处于各滑移带之间的晶体没有产生滑移。,滑移带的发展过程，首先是出现细滑移线，后来才发展成带，而且，滑移线的数目随应变程度的增大而增多，它们之间的距离则在缩短。,单晶体滑移特点,不改变晶体的取向；,不改变晶体的点阵类型；,在晶体表面产生台阶。,36,塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动。这,些晶面和晶向分别称为“滑移面”和“滑移方向”,滑移面,：晶体的滑移通常是沿着一定的晶面发生的，此组晶面称为滑移面；,滑移方向,：滑移是沿着滑移面上一定的晶向进行的，此晶向称为滑移方向。,一个滑移面和此面上的一个滑移方向组成一个,滑移系,晶体结构不同，其滑移面和滑移方向也不同。,b,滑移系,37,38,Slip plane,Slip line,滑移的晶体学,滑移面（密排面）,滑移方向（密排方向）,滑移系：,一个滑移面和该面上一个滑移方向的组合。,滑移系的个数,滑移面个数,每个面上所具有的滑移方向的个数,一般滑移系越多，塑性越好；,滑移系数目与材料塑性的关系：,与滑移面密排程度和滑移方向个数和同时开动滑移系数目有关,39,滑移发生在晶体的密排面上，并沿密排方向进行。,密排面的,d,最大,，点阵阻力最小，,最容易滑移,密排晶向,原子间距最小,，,单位滑移量小；,相互作用力最大，,滑移原子间距保持不变。,滑移系,slip systems,滑移系,=,滑移面,*,滑移方向,40,三种典型金属晶格中的主要滑移系：,41,面心立方：,滑移面,111 4,个，滑移方向,3,个，滑移系,43=12,个,42,体心立方：,变形温度为,0.5,0.25T,m,，滑移面为,110,（最可能的）；,变形温度为,2,）滑移系上同时或交替进行的滑移。,双滑移：,单滑移：,（,2,）,等效滑移系：,各滑移系的滑移面和滑移方向与力轴夹角分别相等的一组滑移系。,58,（,3,）,.,交滑移,交滑移：,晶体在两个或多个不同滑移面上沿同一滑移方向进行的滑移。,机制,螺位错的交滑移：螺位错从一个滑移面转移到与之相交的另一滑移面的过程；,螺位错的,双交滑移,：,交滑移后的螺位错再转回到原滑移面的过程。,f,滑移的位错机制,晶体的滑移必须在一定的外力作用下才能发生，这说明位错的运动要克服阻力。,位错运动的阻力首先来自,点阵阻力,。由于点阵结构的周期性，当位错沿滑移面运动时，位错中心的能量也要发生周期性的变化。,位错滑移时核心能量的变化,1,和,2,为等同位置，当位错处于这种平衡位置时，其能量最小，相当于处在能谷中。当位错从位置,1,移动到位置,2,时，需要越过一个势垒，这就是说位错在运动时会遇到,点阵阻力,。由于派尔斯（,Peierls,）和纳巴罗（,Nabarro,）首先估算了这一阻力，故又称为,派,纳（,P-N,）力。,59,60,滑移是通过滑移面上的位错的运动来实现的。,多 脚 虫 的 爬 行,滑移不是刚性滑动,派,-,纳（,P-N,）力,式中，,b,为滑移方向上的原子间距，,d,为滑移面的面间距，,为泊松比，,W=d/(1-),代表,位错宽度,位错宽度越大，则派一纳力越小，这是因为位错宽度表示了位错所导致的点阵严重畸变区的范围宽度大则位错周围的原子就能比较接近于平衡位置，点阵的弹性畸变能低，故位错移动时其他原子所作相应移动的距离较小，产生的阻力也较小。,61,位错运动的阻力与晶体的强化,点阵阻力；,位错与位错的交互作用产生的阻力；,运动位错交截后形成的,扭折,和,割阶,，尤其是螺型位错的割阶将对位错起钉扎作用，致使位错运动的阻力增加；,位错与其他晶体缺陷如点缺陷，其他位错、晶界和第二相质点等交互作用产生的阻力；,对位错运动均会产生阻力，导致晶体强化。,62,63,小 结,滑移是不均匀的切变，发生在某些特定晶面和晶向上；,滑移使两部分晶体产生相对移动，移动距离为,nb,，滑,移之后总是保持着原来晶体学的一致性；,滑移总是沿着一定的晶向和晶面进行，滑移系比较多,的材料具有优良的塑性；,滑移是在切应力作用下进行，分切应力大于临界分切,应力才会发生；,滑移同时滑移面和滑移方向会产生转动；,滑移的实质是位错沿着滑移面运动的结果。,2.,单晶体的孪生,当面心立方晶体在切应力作用下发生孪生变形时，晶体内局部地区的各个（,111,）晶面沿着,11-2,方向（,AC,），产生彼此相对移动距离为,a/611-2,的均匀切变。,这样的切变并未使晶体的点阵类型发生变化，但它却使均匀切变区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体呈镜面对称的取向。,这一变形过程称为,孪生,。变形与未变形两部分晶体合称为,孪晶,；,均匀切变区与未切变区的分界面（即两者的镜面对称面）称为,孪晶界,；,发生均匀切变的那组晶面称为孪晶面（即（,111,）面）；孪生面的移动方向（即,11-2,方向）称为,孪生方向,。,a.,孪生变形过程,64,65,（,1,）孪生变形也是在切应力作用下发生的，并通常出现于滑移受阻而引起的应力集中区，因此，,孪生所需的临界切应力要比滑移时大得多，,例如：,99.999%Cd,，,滑移的临界分切应力为,30g/mm2,；孪生的临界分切应力为,422g/mm2,（,2,）孪生是一种均匀切变，即切变区内与孪晶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，且,每一层原子相对于孪生面的切变量跟它与孪生面的距离成正比,。,（,3,）孪晶的两部分晶体形成镜面对称的位向关系。,（,4,）形变孪晶常见于密排六方和体心立方晶体（,密排六方金属很容易产生孪生变形,），面心立方晶体中很难发生孪生。,（,5,）孪生本身对金属塑性变形的贡献不大，但形成的孪晶改变了晶体的位向，使新的滑移系开动，,间接对塑性变形有贡献。,（,6,）不改变晶体的点阵类型,b.,孪生特点,66,67,（,8,）孪晶生长要求通过基体的其它塑变方式（滑移、扭折）进行协调。,（,9,）孪生时可以听到声音，并在应力,应变曲线上出现锯齿状的波动。,（,10,）孪生对总变形量贡献不大（提供,7,10%,）。但孪生是滑移的补充，当滑移不能进行时，孪生改变晶体取向，使滑移继续。,（,7,）孪晶为条带状（可以是平直的、透镜状），可以平行，也可以交成一定角度。,金属锌在拉伸中形成的孪晶,68,c,孪晶的形成,在晶体中形成孪晶的主要方式有三种：,一是通过机械变形而产生的孪晶，也称为“变形孪晶”或“机械孪晶”，它的特征通常呈,透镜状或片状；,其二为“生长孪晶”，它包括晶体自气态（如气相沉积）、液态（液相凝固）或固体中长大时形成的孪晶；,其三是变形金属在其再结晶退火过程中形成的孪晶，也称为“退火孪晶”，,它往往以相互平行的孪晶面为界横贯整个晶粒,，是在再结晶过程中通过堆垛层错的生长形成的。它实际上也应属于生长孪晶，系从固体中生长过程中形成。,69,(a),退火孪晶示意图,(b),纯铜的退火孪晶,70,71,密排六方金属,滑移系少,，容易进行孪生变形。,体心立方室温只有在冲击载荷下发生孪生变形。在室温以下由于,滑移不易进行,，可以孪生方式变形。,面心立方在,极低温度,（,4-78K,）下，滑移极为困难时产生,-,滑移难以进行时才发生孪生。,发生孪生变形的条件,孪晶的萌生一般需要较大的应力，但随后长大所需的应力较小，其拉伸曲线呈锯齿状。孪晶核心大多是在晶体局部高应力区形成。变形孪晶一般呈片状。变形孪晶经常以爆发方式形成，生成速率较快。,72,73,fcc,：,111,bcc,:112,hcp,:1012,不同晶体结构往往有不同孪生面和孪生方向：,变形孪晶的生长大致可分为,形核 长大,两个阶段,行的条件下才会发生。例如，,Mg,孪生所需,c,MPa,而滑移时,c,仅为,0.49MPa,。但孪晶的长大速度极快（与冲 击波的速度相当）有相当数量的能量被释放出来，故常可 听见明显可闻,“,咔、嚓,”,声，也称孪生吼叫。,孪生临界切应力比滑移的大得多，只有在滑移很难进,74,滑移,孪生,相同点,1,切变；,2,沿一定的晶面、晶向进行；,3,不改变结构,。,不,同,点,晶体位向,不改变（对抛光面观察无重现性）,。,改变，形成镜面对称关系（对抛光面观察有重现性）,位移量,滑移方向上原子间距的整数倍，较大。,小于孪生方向上的原子间距，较小。,对塑变的贡献,很大，总变形量大。,有限，总变形量小。,变形应力,有一定的临界分切压力,所需临界分切应力远高于,滑移,变形条件,一般先发生滑移,滑移困难时发生,变形机制,全位错运动的结果,分位错运动的结果,75,d.,孪生的位错机制,由于孪生变形时整个孪晶区发生均匀切变，故其各层晶面的相对位移是借助一个不全位错运动而造成的。,单位位错,伯氏矢量等于单位点阵矢量,全位错,伯氏矢量等于点阵矢量或其整数倍的位错,不全位错,伯氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错,部分位错,伯氏矢量小于点,阵矢量的位错,肖克利不全位错,76,以面心立方晶体为例：,如在某,111,滑移面上有一个全位错,a/2,扫过，则滑移面两侧将产生一个原子间距的相对滑移量，并且,111,面堆垛次序不变（,ABCABCABC,）；而当在相互平行且相邻的一组,111,滑移面上有一个不全位错扫过时，各滑移面间相对位移就不是一个原子间距，由于晶面发生层错而使堆垛顺序由原来的,ABCABCABC,变为,ABCACBACB,，这样就在晶体的上半部分形成一片孪晶。,77,位错增殖极轴机制：,如图,OA,，,OB,，,OC,三条位错相交于结点,O,，,OA,，,OB,不在滑移面上，属于不动位错,(,极轴位错,),，,OC,为可动的不全位错（扫动位错），且只能绕极轴转动，每当它在（,111,）面上扫过一圈，就产生一个单原子层孪晶，同时又沿着螺旋面上升一层，这样不断转动，上述过程逐层地重复进行，就在晶体中形成一个孪晶区。,78,通过单纯孪生达到的变形量是极为有限的，如,Zn,单晶，孪 生只能获得,7.2,7.4,伸长率，远小于滑移所作的贡献。但 是孪生变形改变了晶体的位向，从而可使晶体处于更有利 于发生滑移的位置，激发进一步的滑移，获得很大变形 量，故间接贡献却很大。,孪生的机制：孪生时每层晶面的位置是借助一个不全位错,（肖克莱）的移动而成的，是借助位错增殖的极轴机制来实现的。,d.,孪生形变的意义,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产生局部弯曲，这种变形方式称为,扭折,，变形区域则称为扭折带。,扭折变形与孪生不同，,它使扭折区晶体的取向发生了不对称性的变化,。,扭折是一种协调性变形，它能引起应力松弛，使晶体不致断裂。,3.,单晶体的扭折,79,扭折带组成：,扭折曲区,ADCB,：有清晰的界面，上下界面有符号相反的两列刃位错组成；,弯曲区在折曲区的两侧,：由同号刃位错堆积而成，取向逐渐过渡且左右两侧的位错符号相反。,扭折区晶体的位向发生了不对称的变化，有可能使该区内的滑移系处于有利取向，从而产生滑移。,扭折也是晶体松弛应力的方式之一。,80,81,多晶体形变的特点,不同于单晶；每一晶粒的,取向“软”和“硬”不同，形,变先后及形变量也不同。,为保持整体的连续性，,每个晶粒的形变必受,相邻晶粒所制约,。,空洞,重叠,二、多晶体的塑性变形,多晶体与单晶体比较：,相邻各晶粒之间存在晶界；相邻晶粒位向不同。,多晶体塑变：,每个晶粒变形基本方式同单晶体；,有特殊性。,（,1,）,取向差效应,：,由于各相邻晶粒位向不同，当一个晶粒发生塑性变形时，为了保持金属的连续性，周围的晶粒若不发生塑性变形，则必以弹性变形来与之协调。这种弹性变形便成为塑性变形晶粒的变形阻力。由于晶粒间的这种相互约束，使得多晶体金属的塑性变形抗力提高。,1.,影响多晶体塑性变形的因素,多晶体变形要受到晶界和相邻不同位向晶粒的约束。周围晶粒同时发生相适应的变形来配合。一般多晶体为多系滑移，高的加工硬化率，变形抗力增大，强度显著提高，应力,-,应变曲线无,只出现,、,阶段。,82,83,外力,F,作用下,变形不均匀,为保持连续性，周围晶粒变形必须相互制约，相互协调,处于有利取向晶粒先开始滑移,处于不利取向晶粒还末开始滑移,分切应力,滑移分正应力,晶粒发生转动，,软取向硬取向；,每个晶粒的变形必须与周围的晶粒,相互协调,，自身需要多个滑移系同时滑移，协调变形，保持晶体连续性。每个晶粒除了要有自身的主滑移外，还需要其它滑移系,(5,个,),启动以协调相邻晶粒的变形。,参与滑移变形的晶粒越来越多，宏观上处于均匀变形阶段。,滑移传递需激发相邻晶粒位错源开动；,84,晶粒之间变形的协调性,（,1,）原因：各晶粒之间，位向不同变形具有非同时性。,（,2,）要求：各晶粒之间变形相互协调。（独立变形会导致晶体分裂）,（,3,）条件：,多晶体塑性变形时要求至少有,5,个独立的滑移系进行滑移动,。（保证晶粒形状的自由变化）,fcc,bcc,滑移系多塑性好,hcp,滑移系少塑性差,（,2,）,晶界阻滞效应,：,90%,以上的晶界是大角度晶界，其结构复杂，由约几个纳米厚的原子排列紊乱的区域与原子排列较整齐的区域交替相间而成，这种晶界本身使滑移受阻而不易直接传到相邻晶粒。,85,86,多晶体金属的塑性变形过程,首先发生滑移的是滑移系与外力夹角等于或接近于,45,的晶粒。,当塞积位错前端的应力达到一定程度，加上相邻晶粒的转动，使相邻晶粒中原来处于不利位向滑移系上的位错开动，从而使滑移由一批晶粒传递到另一批晶粒，当有大量晶粒发生滑移后，金属便显示出明显的塑性变形。,铜多晶试样拉伸后形成的滑移带,形成亚晶（位错胞）：,各晶粒不能同时变形，各晶粒的变形量不同，且同一个晶粒内的不同区域有不同的滑移系开动，其滑移量、旋转方向和弯曲程度不同。结果，晶粒的形状改变的同时，晶粒也逐渐碎化形成亚晶，就是由位错缠结作为胞壁所形成的形变胞,变形前：等轴晶粒,变形后：拉长晶粒,87,88,多晶体试样经拉伸后，每一晶粒中的滑移带都终止在晶界附近；,在变形过程中位错难以通过晶界被堵塞在晶界附近；,这种在晶界附近产生的位错塞积群会对晶内的位错源产生一反作用力。此反作用力随位错塞积的数目,n,而增大；,当它增大到某一数值时，可使位错源停止开动。使晶体显著强化。,因此，对多晶体而言，外加应力必须大至足以激发大量晶粒中的位错源动作，产生滑移，才能觉察到宏观的塑性变形。,0,为作用于滑移面上外加分切应力；,L,为位错源至晶界之距离；,k,为系数，螺位错,k=1,，刃位错,k=1-v,。,位错塞积数目,89,90,需要注意几点,晶界本身的强度对多晶体加工硬化的贡献并不是很大，主要来源于晶界两侧晶粒的位相差；,晶界的阻碍作用只在早期比较大，与位错密度有关；,晶界阻碍作用大小与晶体结构密切相关，密排六方滑移系少，所以晶界阻碍作用比面心立方和体心立方明显。,三、晶粒大小对机械性能的影响,1,晶粒大小对金属室温机械性能的影响,晶粒越细，室温强度，包括,s,，,b,较大，塑性较好，称为,细晶强化。,例：,10#,钢,s,与晶粒大小的关系,Hall-Petch,公式：,S,=,0,+Kd,-1/2,0,，,K,：材料常数,大量实验表明，,Hall-Petch,公式不仅适用于屈服强度，同时也适用于塑性材料流变应力，脆性材料脆断应力，及金属材料的疲劳强度等整个流变范围以至断裂强度。,晶粒直径（,m,）,400,50,10,5,2,下屈服点,KN/m,2,）,86,121,180,242,345,91,92,93,常温下晶粒越细小，屈服强度越高，塑性越好。,晶粒细小，位错源到晶界的距离小，发放的位错数目少，附加的切应力小，不易激发相邻位错源开动，滑移不易转到另一晶粒，屈服强度高。,晶粒越细小，屈服强度越高的原因：,94,（,1,）晶粒越细小，晶内与晶界变形差异小，变形均匀，应力集中小，不易开裂；,（,2,）晶粒越细小，单位面积晶粒数多，有利于变形的取向多；,（,3,）晶粒越细小，晶界多且曲折，不利于裂纹的传播。,当应力大于屈服极限开始变形时，晶粒细小，在开裂前承受的变形量大，塑性好。,晶粒越细小，塑性越高的原因：,所以，细晶强化是提高性能的途径之一。,2,晶粒大小对高温强度的影响,低温时：晶界强度,晶内强度,加上晶界两侧晶粒位向差影响 晶界对滑移有阻滞作用,高温时则不同，有两种不同的变形机制：,（,1,）晶粒沿晶界滑动（晶界滑动机制）,当,T T,m,/2,时，以晶粒沿晶界的相对滑移方式进行,T,扩散能力，且原子沿晶界扩散速率,沿晶内的。故高温时晶界似流体一样，呈现粘滞性变形抗力,沿晶界滑移,（,2,）扩散性蠕变机制,蠕变：在一定,t C,（,300 C,）下，当应力大于某一值时，即使外力不再增加，而塑性变形随时间延长而会缓慢地增加现象。,晶界薄弱地带,95,96,ABCD,为多晶体中一晶粒，,AB,、,CD,晶界受拉，在其,附近易于产生空位，空位,浓度较高，,AC,、,BD,受压，空位浓度较低。,存在空位浓度梯度导致空位向,AC,、,BD,定向移动，原子向,AB,、,CD,定向移动，从而使晶粒沿拉伸方向伸长，即使在恒应力情况下，随时间延长也会不断发生应变扩散性蠕变,扩散 空位,蠕变,与,有关,97,TT,E,：晶界强度低于晶内，晶粒越细小，晶界越多，材料的强度越低。希望高温下使用的金属材料获得粗大的晶粒，以减少晶界。,多晶体材料温度和强度关系：,金属材料晶界、晶内强度与温度关系,(a),低温；,(b),高温,多晶拉伸,98,第三节,合金的塑性变形,一、,单相固溶体合金塑性变形的特点,1,固溶强化,单相固溶体合金组织与纯金属相同，其塑性变形过程也与多晶体纯金属相似。但,随溶质含量增加，固溶体的强度、硬度提高，塑性、韧性下降，称,固溶强化,。,99,曲线整体水平提高；,加工硬化率大；,溶质原子不同，强化效果不同。,可以看出：,100,影响固溶强化的因素,固溶体中溶质原子的含量；,溶质原子与基体金属的原子半径相差越大，强化作用也越大；,间隙型溶质原子比置换型溶质原子具有更大的固溶强化效果，且由于间隙型溶质原子在体心立方晶体中的点阵畸变属非对称性的，故其强化作用大于面心立方晶体的，但间隙原子的固溶度很有限，故实际强化效果也有限；,溶质原子与基体金属的价电,子数相差越大，固溶强化作用,越显著，即固溶体的屈服强度,随合金电子浓度的增加而提高。,Cu,Cu,Cu,Cu,Cu,Cu,Cu,Cu,Cu,Cu,Cu,Cu,Cu,Zn,Zn,晶格畸变，阻碍位错运动,101,固溶强化的机制：,弹性交互作用,化学交互作用,电交互作用,几何交互作用,102,弹性交互作用：,位错的应力场与溶质原子的应力场交互作用，使溶质原子围绕位错形成溶质原子聚集区,柯氏气团。位错移动时必须挣脱气团的钉扎，或拖着气团一起行动，因此阻碍了位错运动，产生固溶强化。,在位错线附近存在,溶质原子偏聚,，,位错的,滑移受到约束和钉扎,作用，塑性变形难度增加，金属材料的,强度增加,。,103,铃木作用,溶质原子与扩展位错的化学交互作用，使溶质原子在堆垛层错区的偏聚。,扩展位错运动时，堆垛层错必须跟着运动，由于层错内外溶质原子浓度不同，增加了扩展位错运动的阻力。,当其它位错与扩展位错相交时，溶质原子在堆垛层错区的偏聚，增加层错宽度，扩展位错难以束集，不易交滑移，提高合金强度。,化学交互作用：,104,位错周围畸变区对固溶体中电子云分布产生影响。由于位错区应力状态不同，溶质原子的额外电子从点阵的压缩区移向拉伸区。使得压缩区呈正电，拉伸区呈负电，形成局部静电偶极。导致电离程度不同的溶质原子与位错区发生短程的交互作用，使溶质原子或富集在拉伸区或富集在压缩区。产生固溶强化。,静电交互作用：,105,几何交互作用：,固溶体中溶质原子并非完全无序，而是存在某种短程有序或偏聚。当位错运动时，滑移面上下两个原子面间的短程有序或偏聚受到破坏，引起自由能升高，使位错运动受到阻碍。,强化机制,晶格畸变，阻碍位错运动；,柯氏气团强化。,2,屈服点现象,试样开始屈服时对应的应力称为,上屈服点,载荷首次降低的最低载荷或不变载荷称为,下屈服点,；,试样继续伸长，应力保持为定值或有微小的波动，在拉伸曲线上出现一个应力平台区，试样在此恒定应力下的伸长称为,屈服伸长,(,屈服平台,),。,106,（,1,）与金属中微量的溶质原子有关。,溶质原子与位错的应力场发生弹性交互作用，形成气团（,cottrell,气团，柯氏气团）钉扎位错运动，必须在更大的应力作用下才能产生新的位错或使位错脱钉，表现为上屈服点；,一旦脱钉，使位错继续运动的应力就不需开始时那么大，故应力值下降到下屈服点，试样继续伸长，应力保持为定值或有微少的波动。,屈服现象的解释,通常把围绕位错而形成的溶质原子聚集物，称为“柯氏气团”，它可以阻碍位错运动，产生固溶强化效应。,107,（,2,）,位错运动与增殖的结果。,应变速率,m,bv,其中：,：应变速率，可通过试验机人为控制成固定不变的速度,m,：位错密度，,b,：柏氏矢量,而,位错运动速度,v=(,/,0,),m,其中：,0,：位错作单位速度运动时所需的应力,m,：,应力敏感指数,，,：外加有效应力,开始变形时，,m,低，欲使应变速率固定，需要较大的,v,值，故需要较高的应力,，表现为上屈服点；一旦塑性变形开始后，位错迅速增殖，,m,增加，必然导致,v,的突然下降（为保持应变速率固定），所以所需的应力,突然下降，产生了屈服现象。,产生屈服点现象还与材料的,m,值有关，,m,小的材料，如,Ge,，,Si,，,LiF,，,Fe,等出现显著的上下屈服点,。,无位错的,Cu,晶须、低位错密度的共价键晶体,Si,、,Ge,及离子晶体也有,不连续的屈服现象。,108,3,应变时效,-,将低碳钢试样拉伸到产生少量预塑性变形后卸载，然后重新加载，试样不发生屈服现象；,-,但若产生一定量的塑性变形后卸载，在室温停留几天或在低温（如,150,）时效几小时后再进行拉伸，此时屈服点现象重新出现，并且上屈服点升高，这种现象即,应变时效,室温长期停留或低温时效期间，溶质原子,C,、,N,又聚集到位错线周围重新形成柯氏气团所致。,109,吕德斯带,在发生屈服延伸阶段，试样的应变是不均匀的，,在试样表面可观察到与纵轴约呈,45,交角的应变痕迹，称为吕德斯（,Lders,）带。,吕德斯带会造成拉伸和深冲过程中工件表面不平整,。,注意：吕德斯带不是滑移带,解决由于吕德斯带造成的工件表面不平整的措施,A.,加入少量能夺取固溶体合金中的溶质原子，使之形成稳定化合物的元素。,B,板材在深冲之前进行比屈服伸长范围稍大的预变形（约,0.5%2%,变形度），使位错挣脱气团的钉扎，然后尽快进行深冲。,当退火低碳钢薄板进行冲压时，其应力一旦接近屈服点，变形就会首先在应力集中的区域开始，并立即出现软化现象，应力下降。,在这一应力作用下，变形在这个区域可以继续进行到一定程度，这时在变形区和未变形区的交界处会产生较大的应力集中和屈服，使得变形区逐渐向未变形区扩展。但是，在离变形区较远的地方，仍然不会发生变形，于是就形成了狭窄的条状区，即吕德斯带,110,二、复相合金的塑性变形,主要变形方式仍然是滑移与孪生。,结构：基体,+,第二相,通常按第二相粒子的尺寸将合金分成两大类：,如果第二相粒子尺寸与基体晶粒尺寸属同一数量级，称为,聚合型,；,如果第二相粒子十分细小，并且弥散地分布在基体晶粒内，称为,弥散分布型,。,111,(1),如果两个相都具有塑性，则合金的变形决定于两相的体积分数。,等应变理论,假定塑性变形过程中两相应变相等,。,合金产生一定应变的平均流变应力,a,=f,1,1,+f,2,2,：,等应力理论,假定塑性变形过程中两相应力相同,。,对合金施加一定应力时，平均应变,a,=f,1,1,+f,2,2,其中：,f,1,、,f,2,为两个相的体积分数,1,2,为对应应力下两相的应变,1,2,为对应应变时的流变应力,1,聚合型两相合金的塑性变形,112,113,实际上，这两种假设都不完全正确。形变过程中各晶粒中的,形变已是极不均匀的，第二相的存在更加大了这种不均匀性，,所以，第一种应变相同的假设与实际不符；,按第二种应力相同的假设，两相间应变必不连续分布，则在,界面处会出现裂缝，这也是和实际不符。,实际情况是，形变总是从较弱的相开始，随着形变量的增加，,在某些界面处的应力集中导致较硬的相形变。在形变过程要,求跨过相界面的应力和应变都要保持连续性。只有第二相为,硬相，且分数大于,30%,的时候才能起到明显的强化作用。,（,2,）如果两相中一个是塑性相，而另一个是硬脆相时，,则合金的机械性能主要取决于硬脆相的存在情况,。,第二相呈连续网状分布在晶界上：,强度下降，塑性也很低。,原因：割裂了基体的连续性，晶粒变形受阻，导致,很大的应力集中，造成过早断裂。,第二相呈断续网状分布在晶界上：,有一定的塑性和强度，但也降低塑性。,第二相呈孤立的粒子分布在基体上：,强度较低，塑性好。原因：在相同体,积分数时，球的直径大，位错线