金属学与热处理教案--第八章

1、 第八章第八章 材料的变形和断裂材料的变形和断裂第一节第一节 金属变形概述金属变形概述一、金属受外力后变形和断裂的一般过程：一、金属受外力后变形和断裂的一般过程： 弹性变形弹性变形 塑性变形塑性变形 断裂。断裂。二、退火纯铜的拉伸试验与拉伸曲线二、退火纯铜的拉伸试验与拉伸曲线 1、拉伸实验：实验条件、试样。拉伸实验：实验条件、试样。 2、拉伸曲线：拉伸曲线： （1）曲线种类：工程应力曲线种类：工程应力应变曲线；应变曲线； 真实应力真实应力应变曲线。应变曲线。 （2） 基本概念：基本概念： 屈服、加工硬化、颈缩屈服、加工硬化、颈缩 （3） 常见性能指标：常见性能指标： 比例极限（比例极限（p）、

2、弹性极限（）、弹性极限（e）、）、 屈服极限（屈服极限（s）、抗拉强度（）、抗拉强度（b）、）、 断裂强度（断裂强度（k）、延伸率（）、延伸率（）、）、 断面收缩率（断面收缩率（）。）。 第二节第二节 金属的弹性变形金属的弹性变形 一、弹性变形的主要特点一、弹性变形的主要特点 1、 变形的可逆性；变形的可逆性； 2、 服从虎克定律：服从虎克定律： =E； =G。 其中：其中：E - 杨氏模量；杨氏模量； G -切变模量；切变模量； G = E/2（1+）。）。 二、二、 弹性模量的意义弹性模量的意义1、弹性模量是原子间结弹性模量是原子间结 合力强弱的反映和度合力强弱的反映和度 量，图量，图8-

3、2，ES0/r0 。 2、材料的弹性模量是一材料的弹性模量是一 个对组织不敏感的性个对组织不敏感的性 能指标。碳钢、铸铁能指标。碳钢、铸铁 和合金钢的弹性模量相差不大，一般为和合金钢的弹性模量相差不大，一般为 2000GPa，但其屈服强度却相差很大。，但其屈服强度却相差很大。3、弹性模量在工程上用来表示材料的刚度。弹性模量在工程上用来表示材料的刚度。 弹性模量越大，表明材料在受到相同的外弹性模量越大，表明材料在受到相同的外 力作用后产生的弹性变形量越小，构件的力作用后产生的弹性变形量越小，构件的 刚度就刚度就 越大。越大。 第三节第三节 滑移变形与孪晶变形滑移变形与孪晶变形1、滑移滑移 滑移是

4、在切应力作用下晶体的一部分相对于滑移是在切应力作用下晶体的一部分相对于另一部分在一特定的晶面（滑移面）上沿特定另一部分在一特定的晶面（滑移面）上沿特定的方向（滑移方向）所进行的相对滑动。的方向（滑移方向）所进行的相对滑动。 晶体滑移时，滑动的晶体中所有质点的移动晶体滑移时，滑动的晶体中所有质点的移动距离相同。距离相同。2、孪生孪生 孪生是晶体在切应力作用下，沿一定的晶面孪生是晶体在切应力作用下，沿一定的晶面（孪晶面）和晶向（孪生方向），在一个区域（孪晶面）和晶向（孪生方向），在一个区域内发生连续顺序的切变，孪生时孪生区中质点内发生连续顺序的切变，孪生时孪生区中质点移动的距离并不相等。移动的距离

5、并不相等。 滑移和孪生是金属在常温下发生塑性变形滑移和孪生是金属在常温下发生塑性变形的两种主要方式，但滑移比孪生更常见。的两种主要方式，但滑移比孪生更常见。一、滑移观察一、滑移观察 将经过预先抛光的纯铝或纯铁试样，在适当将经过预先抛光的纯铝或纯铁试样，在适当的变形后，在光学显微镜下直接观察，可看到的变形后，在光学显微镜下直接观察，可看到试样表面有许多平行或几组交叉的细线试样表面有许多平行或几组交叉的细线-滑移滑移带；在放大倍数更高的电子显微镜在观察可发带；在放大倍数更高的电子显微镜在观察可发现每一条滑移带中实际上由一系列相互平行的现每一条滑移带中实际上由一系列相互平行的滑移线组成。滑移线组成。

6、二、二、 滑移机制滑移机制1、晶体滑移时未滑移晶体滑移时未滑移部分与已滑移部分的交部分与已滑移部分的交线即为位错线。但实际线即为位错线。但实际上位错并非为一条上位错并非为一条“线线”，而是存在一定的宽度。而是存在一定的宽度。 2、位错宽度位错宽度W的规定的规定 从位错中心向两边延从位错中心向两边延 伸至原子偏离原来自身伸至原子偏离原来自身 平衡位置平衡位置1/4b 时为止的时为止的 宽度，图宽度，图8-5。UGbW)1 (2理论抗剪切强度aGbU23、晶体中位错的具体宽度晶体中位错的具体宽度W是晶体中界是晶体中界面能与畸变能两种能量平衡的结果。位错面能与畸变能两种能量平衡的结果。位错宽度越大则

7、界面能越小但畸变能越大，反宽度越大则界面能越小但畸变能越大，反之则界面能越小而畸变能越大。之则界面能越小而畸变能越大。4、位错宽度对位错的运动（滑移）产生位错宽度对位错的运动（滑移）产生重要影响。位错越宽则位错运动时所需克重要影响。位错越宽则位错运动时所需克服的能量势垒就小，位错越易运动，图服的能量势垒就小，位错越易运动，图8-5。 5、理想晶体中使位错在点阵周期场中运理想晶体中使位错在点阵周期场中运动所需克服的阻力动所需克服的阻力-派纳力派纳力P-NbabWNPeGeG)1(2/2)1 (212（1）位错宽度越小，派纳力越大，材料就难以位错宽度越小，派纳力越大，材料就难以 变形，屈服强度就越

8、高；变形，屈服强度就越高；（2）位错宽度主要决定于结合键的本性和晶体位错宽度主要决定于结合键的本性和晶体 结构。对于主要以方向性很强的共价键结结构。对于主要以方向性很强的共价键结 合的材料，由于其键角和键长都很难改变，合的材料，由于其键角和键长都很难改变， 位错宽度很小，故派纳力很高，宏观上表位错宽度很小，故派纳力很高，宏观上表 现为屈服强度很高但很脆；对于金属材料，现为屈服强度很高但很脆；对于金属材料， 由于位错宽度较大，其派纳力一般较低。由于位错宽度较大，其派纳力一般较低。（3）位错在不同的晶面和晶向上运动时，位错位错在不同的晶面和晶向上运动时，位错 宽度不同。当位错在原子密排面上沿原子宽

9、度不同。当位错在原子密排面上沿原子 密排方向运动时密排方向运动时b最小而最小而a最大，位错宽度最大，位错宽度 最低，派纳力最小，故晶体中位错的滑移最低，派纳力最小，故晶体中位错的滑移 一般总是在原子密排面上沿原子密排方向一般总是在原子密排面上沿原子密排方向 进行。进行。（4）晶体结构对派纳力和材料的性能产生重要晶体结构对派纳力和材料的性能产生重要 影响。对于面心立方和沿基面（影响。对于面心立方和沿基面（0001）滑）滑 移的密排六方金属，派纳力最低；对于沿移的密排六方金属，派纳力最低；对于沿 棱柱面或棱堆面滑移的密排六方金属，由棱柱面或棱堆面滑移的密排六方金属，由 于于b/a较大，派纳力有所增

10、高；对于体心立较大，派纳力有所增高；对于体心立 方金属，派纳力随温度下降而急剧下降，方金属，派纳力随温度下降而急剧下降， 使其产生低温脆性。使其产生低温脆性。 三、滑移面和滑移方向三、滑移面和滑移方向 1、面心立方结构面心立方结构 图图8-6，存在四个密，存在四个密 排面，每一个密排面排面，每一个密排面 上有三个密排方向，上有三个密排方向， 故位错可能的滑移系故位错可能的滑移系（密排面和密排方向（密排面和密排方向 的组合）为：的组合）为： 4312（个）（个） 2、体心立方结构体心立方结构 存在存在6个密排面，每个密排面上有两个密排方个密排面，每个密排面上有两个密排方向；此外，位错还可在向；此

11、外，位错还可在112和和123面上面上沿沿111方向滑移，位错可能的滑移系为：方向滑移，位错可能的滑移系为： 21+241+12148（个）（个） 虽然体心立方结构的滑移系比面心立方多，虽然体心立方结构的滑移系比面心立方多，但其塑性却一般不如面心立方结构。但其塑性却一般不如面心立方结构。3、密排六方结构密排六方结构 当当c/a 较大（较大（1.633）时，滑移面为底）时，滑移面为底面（面（0001）面，存在三个滑移系；而当）面，存在三个滑移系；而当c/a较小时，滑移面则为侧面（棱柱面或棱锥较小时，滑移面则为侧面（棱柱面或棱锥面）。面）。4、三种常见的晶体结构中，面心立方金三种常见的晶体结构中，

12、面心立方金属的塑性最好。体心立方次之，而密排六属的塑性最好。体心立方次之，而密排六方最差。方最差。 四、孪生变形四、孪生变形 图图8-8，晶体在切，晶体在切应力作用下沿着一应力作用下沿着一定的晶面（挛晶面）定的晶面（挛晶面）和晶向（挛晶方向）和晶向（挛晶方向）在一个区域内发生连在一个区域内发生连续顺序的切变称为挛生变形。挛生变形也是晶续顺序的切变称为挛生变形。挛生变形也是晶体中一种常见的塑性变形方式。体中一种常见的塑性变形方式。 孪生变形时，孪生变形区域中的各个晶面，孪生变形时，孪生变形区域中的各个晶面，其切变位移都不是原子间距的整数倍；孪生的其切变位移都不是原子间距的整数倍；孪生的结果使孪生

13、部分的晶体的位向发生了改变（晶结果使孪生部分的晶体的位向发生了改变（晶体结构并未改变），从而与未变形的晶体以孪体结构并未改变），从而与未变形的晶体以孪晶界保持镜面对称。晶界保持镜面对称。 孪生变形在晶体的表面产生浮凸，虽经表面孪生变形在晶体的表面产生浮凸，虽经表面磨光，但再腐蚀后这种浮凸仍会出现；滑移在磨光，但再腐蚀后这种浮凸仍会出现；滑移在晶体表面产生滑移带，但若经表面磨光，则滑晶体表面产生滑移带，但若经表面磨光，则滑移带一般很难再次出现。移带一般很难再次出现。？ 晶体越易产生滑移，则孪生变形越不容易发晶体越易产生滑移，则孪生变形越不容易发生。面心立方结构的金属一般不会产生孪生变生。面心立方

14、结构的金属一般不会产生孪生变形，体心立方结构的金属在一定条件下较易产形，体心立方结构的金属在一定条件下较易产生孪生，而密排六方结构的金属中常发生孪生生孪生，而密排六方结构的金属中常发生孪生变形。变形。第四节第四节 单晶体的塑性变形单晶体的塑性变形 一、一、 施密特定律施密特定律 一个单晶体受拉力后，当拉力轴沿着一定的一个单晶体受拉力后，当拉力轴沿着一定的晶向，只有当外力在某个滑移面的滑移方向上晶向，只有当外力在某个滑移面的滑移方向上的分切应力达到某一临界值时，这一滑移系才的分切应力达到某一临界值时，这一滑移系才开始变形；当有多个滑移系时，则哪个滑移系开始变形；当有多个滑移系时，则哪个滑移系上的

15、切应力最大，一般哪个滑移系首先开动。上的切应力最大，一般哪个滑移系首先开动。coscosAF 图图8-10，若外力与滑移面的法线方向的夹角，若外力与滑移面的法线方向的夹角为为，滑移方向与拉力轴的夹角为，滑移方向与拉力轴的夹角为（+90度），则外力在滑移方向上的切应力分量度），则外力在滑移方向上的切应力分量：coscosAF其中：其中：coscos称为施密特因子。称为施密特因子。 coscosSC 当当C时，时，s，所以有：，所以有： -施密特定律施密特定律 讨论讨论 1、施密特定律表明当在滑移面的滑移方向上施密特定律表明当在滑移面的滑移方向上 分切应力达到某一临界值分切应力达到某一临界值C时，

16、滑移系开时，滑移系开 动，晶体开始屈服。动，晶体开始屈服。 2、对于特定材料，一般对于特定材料，一般C是一常数，故材料是一常数，故材料 的屈服强度随拉力轴相对于晶体的取向不的屈服强度随拉力轴相对于晶体的取向不 同而不同。同而不同。coscos大的取向称为软取向大的取向称为软取向 此时材料的屈服强度较低；反之，为硬取此时材料的屈服强度较低；反之，为硬取 向，材料具有较高的屈服强度。向，材料具有较高的屈服强度。3、若若+90度，则当度，则当45度时，施度时，施 密特因子取最大值，表明外力与滑移面法向密特因子取最大值，表明外力与滑移面法向 和滑移方向呈和滑移方向呈45度角时晶体最易产生滑移；度角时晶

17、体最易产生滑移； 4、若当若当0 或或90度时，施密特因子为零时，度时，施密特因子为零时， C0，表明外力与滑移面垂直或平行时，表明外力与滑移面垂直或平行时， 不能产生滑移。图不能产生滑移。图8-12，表，表8-1。 二、单滑移、多滑移和交滑移二、单滑移、多滑移和交滑移 1 1、单滑移单滑移 当只有一个滑移系统上的切应力分量最大当只有一个滑移系统上的切应力分量最大并达到临界值时，只有一个滑移系开动，此时并达到临界值时，只有一个滑移系开动，此时晶体产生的滑移为单滑移。单滑移发生后在一晶体产生的滑移为单滑移。单滑移发生后在一个晶粒内只产生一组平行的滑移线（带），图个晶粒内只产生一组平行的滑移线（带

18、），图8-13a8-13a所示。所示。 2 2、多滑移多滑移 当外力轴在晶体的特殊取向上时，可能会使当外力轴在晶体的特殊取向上时，可能会使几个滑移系上的切分应力相等并同时达到临界值几个滑移系上的切分应力相等并同时达到临界值。此时，几个滑移系同时开动产生滑移，称为多。此时，几个滑移系同时开动产生滑移，称为多滑移，图滑移，图8-148-14。 发生多滑移后，在一个晶粒内产生相互交叉发生多滑移后，在一个晶粒内产生相互交叉的几组平行的滑移线（带），图的几组平行的滑移线（带），图8-13b8-13b，由于位，由于位错的交互作用增多，产生较强的加工硬化倾向。错的交互作用增多，产生较强的加工硬化倾向。 3

19、3、交滑移交滑移 指螺型位错在两个相交的滑移面上的滑移指螺型位错在两个相交的滑移面上的滑移。如图。如图8-158-15所示，由于螺位错的滑移面可在与所示，由于螺位错的滑移面可在与位错线相平行的无数个平面上进行，当螺位错位错线相平行的无数个平面上进行，当螺位错在在A A面上的滑移受阻后转移到面上的滑移受阻后转移到B B面上进行滑移，面上进行滑移，其后又重新回到其后又重新回到A A面上进行滑移，这样的滑移面上进行滑移，这样的滑移称为交滑移。发生交滑移后，其滑移线呈称为交滑移。发生交滑移后，其滑移线呈波纹波纹状状。讨论讨论1、交滑移所产生的滑移线不是直线而是带有转交滑移所产生的滑移线不是直线而是带有

20、转折和台阶的波纹线。折和台阶的波纹线。2、体心立方金属体心立方金属中最容易发生交滑移，看到交中最容易发生交滑移，看到交滑移线；滑移线；面心立方金属面心立方金属中也较易看到交滑线；中也较易看到交滑线；而而密排六方金属密排六方金属中则不易看到交滑移线。中则不易看到交滑移线。3、交滑移机制在金属塑性变形中具有重要作用，交滑移机制在金属塑性变形中具有重要作用，只有通过交滑移才能使晶体塑性变形继续进行；只有通过交滑移才能使晶体塑性变形继续进行；容易发生交滑移的金属其塑性往往越好。容易发生交滑移的金属其塑性往往越好。4、晶体中螺型晶体中螺型扩展位错扩展位错 - 带有层错的不全位错，带有层错的不全位错，必须

21、首先束集成不扩展的螺位错，然后才能产生交必须首先束集成不扩展的螺位错，然后才能产生交滑移，故此增加了产生交滑移的难度，图滑移，故此增加了产生交滑移的难度，图8-16。金。金属的层错能越低位错的扩展宽度越大，交滑移束集属的层错能越低位错的扩展宽度越大，交滑移束集时所需的能量越大，产生交滑移的难度越大，一般时所需的能量越大，产生交滑移的难度越大，一般材料的脆性倾向就越大。材料的脆性倾向就越大。 5、对于奥氏体不锈钢、高锰钢、对于奥氏体不锈钢、高锰钢、-黄铜等材料，虽黄铜等材料，虽然其层错能较低，产生交滑移困难但由于其易发生然其层错能较低，产生交滑移困难但由于其易发生孪生变形。通过孪生变形促进了新的

22、滑移的产生，孪生变形。通过孪生变形促进了新的滑移的产生，孪生和滑移交替进行，使材料具有良好的塑性。孪生和滑移交替进行，使材料具有良好的塑性。 第五节第五节 多晶体的塑性变形多晶体的塑性变形 一、晶界和晶体位向对塑性变形的影响一、晶界和晶体位向对塑性变形的影响 1、多晶体的塑性变形具有两个主要特点多晶体的塑性变形具有两个主要特点 （1）变形的传递性变形的传递性 多晶体塑性变形时，并非所有晶粒同时产多晶体塑性变形时，并非所有晶粒同时产生滑移，而只是其中取向有利的晶粒首先开始生滑移，而只是其中取向有利的晶粒首先开始滑移；位错的滑移在晶界受阻并塞积产生应力滑移；位错的滑移在晶界受阻并塞积产生应力集中；

23、当应力集中达到某一临界值后，使邻近集中；当应力集中达到某一临界值后，使邻近晶粒中的位错源开动，原来取向不利的晶粒也晶粒中的位错源开动，原来取向不利的晶粒也开始变形。开始变形。（2）变形的协调性变形的协调性 多晶体中每个晶粒都与周围晶粒紧密接触，多晶体中每个晶粒都与周围晶粒紧密接触，其变形受到周围晶粒的束缚；同样，周围晶粒其变形受到周围晶粒的束缚；同样，周围晶粒的变形也受到该晶粒的约束。多晶体要想进行的变形也受到该晶粒的约束。多晶体要想进行有效的变形，各晶粒之间必须相互协调。若假有效的变形，各晶粒之间必须相互协调。若假设晶粒变形时体积不变，则为保证变形的协调设晶粒变形时体积不变，则为保证变形的协

24、调性至少应有性至少应有5个独立的滑移系。个独立的滑移系。 对于面心和体心立方金属，上述条件容易对于面心和体心立方金属，上述条件容易满足，塑性较好；而密排六方金属，则可通过满足，塑性较好；而密排六方金属，则可通过在柱面和棱锥面上滑移来增加滑移系或通过孪在柱面和棱锥面上滑移来增加滑移系或通过孪生使变形连续地进行下去，但总体而言，其塑生使变形连续地进行下去，但总体而言，其塑性远不及面心和体心立方金属。性远不及面心和体心立方金属。 2、多晶体变形的施密特定律多晶体变形的施密特定律 其中：其中：为平均为平均施密特因子。施密特因子。 对于面心立方结构，对于面心立方结构，=1/31/3； 对于体心立方结构对

25、于体心立方结构, =1/2=1/2； 对于密排六方结构对于密排六方结构, =1/6=1/6。C 二、二、 晶粒大小对材料强度的影响晶粒大小对材料强度的影响 多晶体的晶粒越细，则晶粒中位错塞积的个多晶体的晶粒越细，则晶粒中位错塞积的个数越少，产生的应力集中越小，使邻近晶粒的数越少，产生的应力集中越小，使邻近晶粒的位错源开动产生滑移的载荷就越高，故材料的位错源开动产生滑移的载荷就越高，故材料的强度越高。对纯金属，单相金属或低碳钢，其强度越高。对纯金属，单相金属或低碳钢，其屈服强度和晶粒直径存在如下关系（屈服强度和晶粒直径存在如下关系（Hall-petch公式）：公式）：2/10dkyys第六节第六

26、节 纯金属的变形强化纯金属的变形强化一、一、纯金属拉伸时的变形强化现象纯金属拉伸时的变形强化现象 如图如图8-18-1所示，随着变形的进行，其强度逐所示，随着变形的进行，其强度逐 渐增高，但塑性下降。渐增高，但塑性下降。二、二、 纯金属变形时产生变形强化原因纯金属变形时产生变形强化原因 单晶体发生塑性变形后，晶体中位错通过单晶体发生塑性变形后，晶体中位错通过 相互交割、反应和增殖使位错密度增高，位相互交割、反应和增殖使位错密度增高，位 错滑移越来越困难，变形抗力增高，使材料错滑移越来越困难，变形抗力增高，使材料 的强度增加。的强度增加。1 1、 位错的相互交割位错的相互交割（1 1） 晶体中发

27、生多系滑移时，位错在不同的晶体中发生多系滑移时，位错在不同的滑移面上沿不同方向运动，相互之间必然会产滑移面上沿不同方向运动，相互之间必然会产生交割，原来的直线位错经交割后出现弯折部生交割，原来的直线位错经交割后出现弯折部分。位错的交割可以在两刃型或螺型位错之间分。位错的交割可以在两刃型或螺型位错之间进 行 ， 也 可 以 在 刃 位 错 和 螺 位 错 之 间 进进 行 ， 也 可 以 在 刃 位 错 和 螺 位 错 之 间 进行。行。 （2 2） 若位错交割形成的弯折部分仍在滑移面若位错交割形成的弯折部分仍在滑移面上，称为扭折，对位错的运动影响不大；若弯上，称为扭折，对位错的运动影响不大；若

28、弯折部分不在滑移面上，称为割阶。折部分不在滑移面上，称为割阶。两两 刃刃 型型 位位 错错 的的 相相 互互 交交 割割（3 3） 任意两种位错交割时，只要形成割阶，任意两种位错交割时，只要形成割阶，则必为刃型割阶，割阶的大小和方向取决于穿则必为刃型割阶，割阶的大小和方向取决于穿过位错的柏氏矢量。过位错的柏氏矢量。（4 4） 螺位错上的割阶比刃位错上的割阶对位螺位错上的割阶比刃位错上的割阶对位错运动的阻力大。刃型位错上带有割阶时，由错运动的阻力大。刃型位错上带有割阶时，由于割阶常常不在滑移面上使位错运动难度增大；于割阶常常不在滑移面上使位错运动难度增大；而螺位错上存在刃型割阶时，当螺位错在滑移

29、而螺位错上存在刃型割阶时，当螺位错在滑移面上滑移时，由于割阶只能作攀移，对螺位错面上滑移时，由于割阶只能作攀移，对螺位错的运动产生很大阻力。的运动产生很大阻力。2 2、位错的反应位错的反应 两个滑移面上的位错相遇，在一定条件下可两个滑移面上的位错相遇，在一定条件下可发生位错反应，生成一个不可动位错。发生位错反应，生成一个不可动位错。 图图8-188-18，面心立方金属中两个密排面上分别，面心立方金属中两个密排面上分别存在两个扩展位错，其在两滑移面的交线上相存在两个扩展位错，其在两滑移面的交线上相遇时，反应生成一新位错。该新位错为刃型位遇时，反应生成一新位错。该新位错为刃型位错，位错线显然为两密

30、排面的交线错，位错线显然为两密排面的交线ABAB，滑移面，滑移面为（为（001001）面。）面。 由于面心立方结构中（由于面心立方结构中（001001）面并非原子密排）面并非原子密排面，所以该新位错不能运动，称为梯杆位错。面，所以该新位错不能运动，称为梯杆位错。该位错好象一个压杆压在两个滑移面上，使得该位错好象一个压杆压在两个滑移面上，使得另两个肖克莱不全位错也难以运动，形成不能另两个肖克莱不全位错也难以运动，形成不能运动的洛麦尔运动的洛麦尔- -柯垂尔锁。柯垂尔锁。梯杆位错的形成梯杆位错的形成3 3、位错的增殖位错的增殖（1）位错的增殖是金属材料形变强化的重要位错的增殖是金属材料形变强化的重

31、要 原因。金属退火后位错密度只有原因。金属退火后位错密度只有10108 8/cm/cm3 3， 但强烈变形后位错密度可达但强烈变形后位错密度可达10101212/cm/cm3 3。（2 2） 金属的流变应力与位错密度之间存在下金属的流变应力与位错密度之间存在下 列关系：列关系： aGb0（3 3） 位错增殖机制位错增殖机制 F-R F-R源：源： 如如图图8-198-19，晶体中存，晶体中存 在一两端固定的位错在一两端固定的位错CDCD， 在外加切应力作用下逐在外加切应力作用下逐 渐弯曲形成圆弧形。当渐弯曲形成圆弧形。当 位错弯曲成以位错弯曲成以CDCD为直径为直径 的半圆形时，外加切应的半圆

32、形时，外加切应 力达最大值力达最大值（G Gb/CDb/CD）； 超过此临界值后，位错线不稳定了，此时位超过此临界值后，位错线不稳定了，此时位错线以错线以C C、D D为中心发生卷曲；随着位错线的卷为中心发生卷曲；随着位错线的卷曲扩展，两端点的位错线相遇，由于其柏氏矢曲扩展，两端点的位错线相遇，由于其柏氏矢量大小相等、方向相反，在相互抵消后，形成量大小相等、方向相反，在相互抵消后，形成了一个环形位错和直线位错了一个环形位错和直线位错CDCD。重复上述过程。重复上述过程则位错则位错CDCD可源源不断的形成位错环，使位错不可源源不断的形成位错环，使位错不断增殖。断增殖。 双交滑移：双交滑移： 对高

33、层错能的面心立方和体心立方金属，变对高层错能的面心立方和体心立方金属，变形时位错的增殖主要靠双交滑移。图形时位错的增殖主要靠双交滑移。图8-218-21，在，在（110110）面上有一位错环，环段面上有一位错环，环段S S表示螺位错，表示螺位错，环段环段E E表示刃位错。如螺位错表示刃位错。如螺位错CDCD线段遇到某种阻线段遇到某种阻碍可交滑移到碍可交滑移到（101101）面上，滑过一段距离后又面上，滑过一段距离后又交滑移回到交滑移回到（110110）平面，在新的平面，在新的（110110）面上面上又扩展为位错环。又扩展为位错环。在在（101101）面上的两段位错线都为刃型位错，面上的两段位错

34、线都为刃型位错，只能在只能在（101101）面上滑动，这样，在两个平行的面上滑动，这样，在两个平行的（110110）面上可形成两个面上可形成两个F-RF-R源，两个源，两个F-RF-R源通过源通过两段刃型位错相连接。若这一过程在一系列平两段刃型位错相连接。若这一过程在一系列平行的行的（110110）面上重复进行，则可形成许多面上重复进行，则可形成许多F-RF-R位错源，使位错密度迅速增殖。位错源，使位错密度迅速增殖。第七节第七节 合金的变形与强化合金的变形与强化 一、一、 单相合金的变形与强化单相合金的变形与强化 合金形成固溶体后，产生固溶强化现象，合金形成固溶体后，产生固溶强化现象，这是由于

35、：这是由于：1 1、在置换式固溶体中，溶质原子与溶剂原子在置换式固溶体中，溶质原子与溶剂原子尺寸存在差异，引起晶格畸变，导致位错运动尺寸存在差异，引起晶格畸变，导致位错运动所受阻力增大；溶质原子与溶剂原子弹性模量所受阻力增大；溶质原子与溶剂原子弹性模量存在差异，对位错产生附加的引力或斥力，位存在差异，对位错产生附加的引力或斥力，位错的运动需额外做功，图错的运动需额外做功，图8-228-22。2 2、在间隙式固溶体中，尺寸较小的溶质原子在间隙式固溶体中，尺寸较小的溶质原子溶入体心立方结构中造成晶格的不对称畸变，溶入体心立方结构中造成晶格的不对称畸变，与位错产生强烈的交互作用，使位错运动困难与位错

36、产生强烈的交互作用，使位错运动困难导致合金的强度升高。不对称畸变越严重，则导致合金的强度升高。不对称畸变越严重，则与位错的交互作用越剧烈，强化效果越显著。与位错的交互作用越剧烈，强化效果越显著。如钢淬火形成马氏体时，钢中含碳量越高，淬如钢淬火形成马氏体时，钢中含碳量越高，淬火后的不对称畸变程度越高，钢的强度和硬度火后的不对称畸变程度越高，钢的强度和硬度也越高。也越高。二、二、 低碳钢的屈服和应变时效低碳钢的屈服和应变时效1 1、低碳钢中的屈服现象：图低碳钢中的屈服现象：图8-248-24，在拉伸曲，在拉伸曲线上，低碳钢在上屈服点开始产生塑性变形，线上，低碳钢在上屈服点开始产生塑性变形，应力达到

37、上屈服点后下降，在下屈服点发生连应力达到上屈服点后下降，在下屈服点发生连续变形而应力并不升高，出现水平台续变形而应力并不升高，出现水平台-屈服屈服平台。经精心抛光的试样拉伸屈服时回在试样平台。经精心抛光的试样拉伸屈服时回在试样表面形成屈服滑移带表面形成屈服滑移带-吕德斯带。屈服平台吕德斯带。屈服平台就是吕德斯带的延伸和扩展过程。就是吕德斯带的延伸和扩展过程。2 2、低碳钢应力低碳钢应力应变曲线上产生上、下屈服应变曲线上产生上、下屈服点和屈服平台这种变形不连续的现象的原因主点和屈服平台这种变形不连续的现象的原因主要是低碳钢中位错与碳、氮等原子交互作用形要是低碳钢中位错与碳、氮等原子交互作用形成柯

38、垂尔气团和成柯垂尔气团和 位错增殖共同作用的结果。位错增殖共同作用的结果。（1 1）柯垂尔气团：柯垂尔气团： 碳、氮等尺寸较小的间隙式溶质原子偏聚碳、氮等尺寸较小的间隙式溶质原子偏聚 于刃型位错线的下方，对位错产生于刃型位错线的下方，对位错产生“钉扎钉扎”作作 用，使位错不易运动的现象。用，使位错不易运动的现象。 柯垂尔气团在钢中的形成是自发过程。由柯垂尔气团在钢中的形成是自发过程。由于刃位错下方存在拉应力场，而间隙式溶质原子于刃位错下方存在拉应力场，而间隙式溶质原子周围为压应力，当间隙式溶质原子偏聚于位错线周围为压应力，当间隙式溶质原子偏聚于位错线下方时可部分或全部抵消拉应力，使位错的弹性下

39、方时可部分或全部抵消拉应力，使位错的弹性应变能降低，故钢中的间隙式溶质原子总是自发应变能降低，故钢中的间隙式溶质原子总是自发地向刃位错的下方运动，偏聚于此。地向刃位错的下方运动，偏聚于此。 溶质原子向位错线下聚集过程是一个扩散溶质原子向位错线下聚集过程是一个扩散过程，受扩散条件（时间和温度等）的控制。过程，受扩散条件（时间和温度等）的控制。 要使被柯垂尔气团要使被柯垂尔气团“钉扎钉扎” ” 的位错运动，的位错运动，开始必须施加较大的力，但一旦位错开动，柯垂开始必须施加较大的力，但一旦位错开动，柯垂尔气团尔气团“钉扎钉扎”作用消失，位错运动所需的力下作用消失，位错运动所需的力下降至正常水平。降至

40、正常水平。（2 2）位错增殖：位错增殖： 晶体开始变形后，即引起大量的位错增殖，晶体开始变形后，即引起大量的位错增殖，当位错大量增殖后，在维持一定的应变速率不当位错大量增殖后，在维持一定的应变速率不变时，流变应力就要降低，从而产生了屈服降变时，流变应力就要降低，从而产生了屈服降落（流变应力低于上屈服点的应力）。落（流变应力低于上屈服点的应力）。 3 3、低碳钢的应变时效现象及其原因低碳钢的应变时效现象及其原因三、三、 第二相对合金变形的影响第二相对合金变形的影响 1、可变形的第二相：可变形的第二相： 图图8-26，当第二相尺寸很小且与基体保持，当第二相尺寸很小且与基体保持 共格时，由于可变形，

41、位错遇到时，可切过共格时，由于可变形，位错遇到时，可切过 此第二相颗粒。位错切过后一方面新增加了此第二相颗粒。位错切过后一方面新增加了 表面，增加表了表面能；另一方面，增加了表面，增加表了表面能；另一方面，增加了 共格畸变能，使位错运动的阻力增大，合金共格畸变能，使位错运动的阻力增大，合金 强化。强化。 2、不可切过的第二相不可切过的第二相 图图8-27，当第二相尺，当第二相尺寸增大与基体失去共格后，寸增大与基体失去共格后，位错一般只能绕过该第二位错一般只能绕过该第二相颗粒。位错绕过时的阻相颗粒。位错绕过时的阻力与第二相本性无关，而力与第二相本性无关，而只取决于第二相的间距只取决于第二相的间距

42、L。LGb/二、二、 冷变形金属的组织冷变形金属的组织 图图8-318-31，退火的金属材料经冷变形后，晶粒，退火的金属材料经冷变形后，晶粒沿变形方向伸长，第二相呈带状分布（脆性夹沿变形方向伸长，第二相呈带状分布（脆性夹杂物）或也被拉长（塑性夹杂物），直至形成杂物）或也被拉长（塑性夹杂物），直至形成纤维组织，产生各向异性。金属内部的位错密纤维组织，产生各向异性。金属内部的位错密度增多，大量的位错缠结形成位错胞壁度增多，大量的位错缠结形成位错胞壁亚结亚结构。位错胞壁尺寸与流变应力之间存在如下关构。位错胞壁尺寸与流变应力之间存在如下关系：系：2/10kd三、形变织构三、形变织构 金属变形时伴随着晶

43、体的转动，使滑移层逐金属变形时伴随着晶体的转动，使滑移层逐渐转向与力轴平行。在大变形量时，多晶体中渐转向与力轴平行。在大变形量时，多晶体中原来任意取向的晶粒都逐渐趋于与力轴平行，原来任意取向的晶粒都逐渐趋于与力轴平行，形成了晶体的择优取向形成了晶体的择优取向-织构。变形量越大，织构。变形量越大，择优取向程度越大，表现出织构越强，表择优取向程度越大，表现出织构越强，表8-38-3。 织构使材料具有强烈的各向异性，对材料的织构使材料具有强烈的各向异性，对材料的性能产生重要影响。性能产生重要影响。四、残余应力四、残余应力 冷变形使金属材料内部产生不均匀的塑性变冷变形使金属材料内部产生不均匀的塑性变形

44、，在材料的内部形成参与内应力，引起材料形，在材料的内部形成参与内应力，引起材料的性能发生变化，影响金属构件的承载能力。的性能发生变化，影响金属构件的承载能力。材料内部的残余应力可通过低温退火加以降低材料内部的残余应力可通过低温退火加以降低或消除。或消除。第九节第九节 金属的断裂金属的断裂一、理论断裂强度一、理论断裂强度 设金属原子偏离平衡位置后产生的引力设金属原子偏离平衡位置后产生的引力与与离开平衡位置的距离离开平衡位置的距离x x间存在正弦关系：间存在正弦关系： 则使金属断裂（分离）所需的能量为：则使金属断裂（分离）所需的能量为：cCdxx/2sin2/0/2sinxc 金属断裂后形成了两个

45、新表面，新增的表面金属断裂后形成了两个新表面，新增的表面能为能为2 2。由于上述二者相等，于是有：。由于上述二者相等，于是有：2c2c由于由于aExExc/2Eac22/1aEc所以所以 一般一般 最终得最终得Ec101其中其中a为原子间距为原子间距二、实际断裂强度二、实际断裂强度 实际金属中往往存在有裂纹，导致其断裂强实际金属中往往存在有裂纹，导致其断裂强度远远低于理论断裂强度。图度远远低于理论断裂强度。图8-338-33，设在薄板，设在薄板中形成一长度为中形成一长度为2c2c的椭圆形裂纹，则系统的自的椭圆形裂纹，则系统的自由能变化为：由能变化为：其中其中U UE-弹性应变能，弹性应变能，U

46、 US - -表面能。表面能。EccUUUSE224图图8-33 8-33 无限宽板中无限宽板中GriffithGriffith裂纹的能量平衡裂纹的能量平衡对上式求导并令其等于零：对上式求导并令其等于零： 得裂纹失稳扩展时，断裂应力与裂纹尺寸的关得裂纹失稳扩展时，断裂应力与裂纹尺寸的关系为（系为（GriffithGriffith公式公式 ）：）：0/242EcdcUd2/12cE讨论：讨论：1 1、GriffithGriffith公式与材料的理论断裂强度形式公式与材料的理论断裂强度形式完全相同，则是以裂纹长度取代了晶格常数。完全相同，则是以裂纹长度取代了晶格常数。2 2、由于实际材料中存在的裂

47、纹长度远比晶格由于实际材料中存在的裂纹长度远比晶格常数大得多，导致实际材料的断裂强度远低于常数大得多，导致实际材料的断裂强度远低于其理论断裂强度。若其理论断裂强度。若c c10000a10000a，则实际断裂，则实际断裂强度只有理论值的百分之一。强度只有理论值的百分之一。3 3、GriffithGriffith公式只适用于完全脆性的材料。公式只适用于完全脆性的材料。对于非完全脆性的材料，应对其修正，修正后对于非完全脆性的材料，应对其修正，修正后的公式（的公式（OrowanOrowan-Irwin-Irwin公式）为：公式）为： 其中其中p p为裂纹尖端发生塑性变形所耗费的功，为裂纹尖端发生塑性

48、变形所耗费的功，pp约为约为10001000。 2/1)2(cEp第十节第十节 冷变形金属的回复阶段冷变形金属的回复阶段 冷变形后的金属内部储存有较高的弹性畸变冷变形后的金属内部储存有较高的弹性畸变能量，有较高的位错密度，总体处于热力学不能量，有较高的位错密度，总体处于热力学不稳定状态，有向稳定状态转变的趋势。但在低稳定状态，有向稳定状态转变的趋势。但在低温时，由于原子的运动受到束缚，这种转变一温时，由于原子的运动受到束缚，这种转变一般并不能发生；只有在较高的温度下，处于热般并不能发生；只有在较高的温度下，处于热力学不稳定状态的加工硬化组织才能向稳定组力学不稳定状态的加工硬化组织才能向稳定组织

49、转变。织转变。 冷变形金属加热时随着温度的升高，先后可冷变形金属加热时随着温度的升高，先后可发生回复、再结晶和晶粒长大三个过程。回复发生回复、再结晶和晶粒长大三个过程。回复过程一般发生在较低的温度下过程一般发生在较低的温度下一、回复阶段的性能与组织变化为：一、回复阶段的性能与组织变化为： 1 1、宏观内应力经低温（宏观内应力经低温（200-250200-250）加热）加热 后大部分去除，但微观内应力仍然存在。后大部分去除，但微观内应力仍然存在。 2 2、电阻率电阻率/降低，导电性能逐步恢复，降低，导电性能逐步恢复， 反应出金属内部点缺陷的迅速减少。反应出金属内部点缺陷的迅速减少。3 3、硬度和

50、流变应力的变化取决于金属的种类。硬度和流变应力的变化取决于金属的种类。 ZnZn、CdCd等金属在室温下就可决大部分去除等金属在室温下就可决大部分去除 冷变形产生的加工硬化，冷变形产生的加工硬化，CuCu与与-黄铜直到黄铜直到 加热至加热至350350，其硬度也无明显变化，其硬度也无明显变化，FeFe在在 350350以上就可看到部分加工硬化的去除。以上就可看到部分加工硬化的去除。4 4、在金相显微镜下观察，组织无变化，但在在金相显微镜下观察，组织无变化，但在 高温回复时，在电子显微镜下可看到晶粒高温回复时，在电子显微镜下可看到晶粒 内的胞状位错转变为亚结构。内的胞状位错转变为亚结构。 二、回

51、复动力学二、回复动力学 残余应变硬化残余应变硬化（1-R1-R）：其中其中， 回复后的流变应力，回复后的流变应力，0 0 - - 完全退完全退火后的流变应力，火后的流变应力，m m冷变形态的流变应力。冷变形态的流变应力。 图图8-348-34，Fe经经5%5%预变形后在不同温度下保温预变形后在不同温度下保温不同时间后的回复行为，从中可看出：不同时间后的回复行为，从中可看出：001mR 1 1、回复初始阶段去除残余硬化速率较快，随回复初始阶段去除残余硬化速率较快，随 时间的增长回复的速率减弱，直至为零。时间的增长回复的速率减弱，直至为零。 2 2、回复温度越高，则经充分保持后，残余硬回复温度越高

52、，则经充分保持后，残余硬 化程度越低；化程度越低； 3 3、预变形量越大则起始的回复速率越快；原预变形量越大则起始的回复速率越快；原 始晶粒越细则回复过程越快。始晶粒越细则回复过程越快。 三、回复机制三、回复机制 1 1、低温时，回复主要与点缺陷的迁移有关。低温时，回复主要与点缺陷的迁移有关。 此时主要的回复过程为点缺陷运动到界面此时主要的回复过程为点缺陷运动到界面 处消失或单个的空位结合成空位对。处消失或单个的空位结合成空位对。 2 2、温度较高时，主要发生位错滑移，同一滑温度较高时，主要发生位错滑移，同一滑 移面上的异号位错相互销毁，位错密度略移面上的异号位错相互销毁，位错密度略 有降低。

53、有降低。 3 3、高温回复（高温回复（0.3Tm0.3Tm）时，位错发生攀移，时，位错发生攀移， 通过位错攀移，使滑移面上不规则的位错通过位错攀移，使滑移面上不规则的位错 重新分布，刃型位错垂直排列成位错墙，重新分布，刃型位错垂直排列成位错墙， 显著降低位错的弹性畸变能；通过多边化显著降低位错的弹性畸变能；通过多边化 过程，晶粒内部被这种位错墙（亚晶界）过程，晶粒内部被这种位错墙（亚晶界） 分割成许多完善的小晶体，图分割成许多完善的小晶体，图8-358-35。 4 4、图图8-368-36，亚晶除可由位错攀移直接形成外，亚晶除可由位错攀移直接形成外 还可通过位错反应形成：还可通过位错反应形成：

54、100 111 2111121 反应后构成六角形的位错网络。反应后构成六角形的位错网络。 第十一节第十一节 冷变形金属的再结晶冷变形金属的再结晶 再结晶：再结晶：加工硬化的金属加热至某一临界温加工硬化的金属加热至某一临界温度以上，通过在畸变的加工硬化基体上重新形度以上，通过在畸变的加工硬化基体上重新形成新的、等轴状的、无畸变的晶核并长大，直成新的、等轴状的、无畸变的晶核并长大，直至加工硬化基体完全消失，金属由等轴状的、至加工硬化基体完全消失，金属由等轴状的、无畸变的晶粒所构成，而性能也恢复到加工硬无畸变的晶粒所构成，而性能也恢复到加工硬化前的状态的过程。化前的状态的过程。 再结晶前后虽然加工硬

55、化的基体被等轴状再结晶前后虽然加工硬化的基体被等轴状的、无畸变的晶粒所取代，但再结晶转变并没的、无畸变的晶粒所取代，但再结晶转变并没有改变晶体结构和化学成分。有改变晶体结构和化学成分。一、再结晶的形核一、再结晶的形核 研究表明，发生再结晶时，再结晶晶核往往研究表明，发生再结晶时，再结晶晶核往往优先在晶界、相界、孪晶界或滑移带界面等处优先在晶界、相界、孪晶界或滑移带界面等处生成，有时也产生在晶粒内某些特定的位向差生成，有时也产生在晶粒内某些特定的位向差较大的亚晶界上，因为这些部位原子排列相对较大的亚晶界上，因为这些部位原子排列相对较混乱，能量较高，再结晶时的驱动力较大，较混乱，能量较高，再结晶时

56、的驱动力较大，再结晶所需的结构起伏条件较能满足，图再结晶所需的结构起伏条件较能满足，图8-378-37、和图和图8-388-38所示。所示。 二、再结晶动力学二、再结晶动力学 再结晶过程也是一个形核和核的长大过程，再结晶过程也是一个形核和核的长大过程，符合扩散相变的基本规律。符合扩散相变的基本规律。1 1、发生再结晶转变需要一孕育期，转变温度发生再结晶转变需要一孕育期，转变温度 越高则孕育期越短。越高则孕育期越短。2 2、在每一转变温度下，转变曲线呈在每一转变温度下，转变曲线呈“S S”形，形，开开 始时转变速度较低，随转变量的增大，速始时转变速度较低，随转变量的增大，速 度加快，直至转变达度

57、加快，直至转变达50%50%时，转变速度达最时，转变速度达最 大值。其后逐渐减小。大值。其后逐渐减小。3 3、转变温度越高则转变速度越大，再结晶过转变温度越高则转变速度越大，再结晶过 程加快。程加快。4 4、在转变温度相同时，预变形量越大则转变在转变温度相同时，预变形量越大则转变 速度越快。速度越快。 再结晶速率和产生某一再结晶体积分数再结晶速率和产生某一再结晶体积分数x x所所需时间需时间之间存在如下关系：之间存在如下关系： RTQeK/三、影响再结晶的因素三、影响再结晶的因素 1 1、在给定温度下发生再结晶需要一个最小变在给定温度下发生再结晶需要一个最小变 形量，低于此变形量不发生再结晶。

58、形量，低于此变形量不发生再结晶。 2 2、变形量越小则开始再结晶的温度越高。即变形量越小则开始再结晶的温度越高。即 临界变形量随再结晶温度的升高而减小。临界变形量随再结晶温度的升高而减小。 3 3、再结晶后的晶粒大小主要取决于变形程度再结晶后的晶粒大小主要取决于变形程度 变形量越大则再结晶后的晶粒越细小。变形量越大则再结晶后的晶粒越细小。 4 4、微量杂质元素的存在可明显地升高再结晶微量杂质元素的存在可明显地升高再结晶 的温度或推迟再结晶过程的进行，图的温度或推迟再结晶过程的进行，图8-428-42。 5 5、当第二相尺寸较大（当第二相尺寸较大（1 1m m）而间距较宽）而间距较宽 时，由于其

59、可以成为再结晶生核的部位，时，由于其可以成为再结晶生核的部位， 有利于再结晶；而当第二相尺寸较小而分有利于再结晶；而当第二相尺寸较小而分 布较密集时，由于其能有效阻止再结晶晶布较密集时，由于其能有效阻止再结晶晶 界的迁移，阻碍再结晶。而钢中常见的第界的迁移，阻碍再结晶。而钢中常见的第 二相如二相如NbCNbC、VCVC、AlNAlN等因其尺寸较小等因其尺寸较小 （100nm100nm以下），一般会抑制再结晶。以下），一般会抑制再结晶。6 6、原始晶粒越细或保温时间增长都会降低再原始晶粒越细或保温时间增长都会降低再 结晶温度。结晶温度。7 7、再结晶温度一般是指变形量在再结晶温度一般是指变形量在

60、70%70%以上，保以上，保 温温1 1小时发生小时发生95%95%以上再结晶的最低温度。以上再结晶的最低温度。 对于金属，一般有：对于金属，一般有： 熔再TT4 . 0四、再结晶后的晶粒长大四、再结晶后的晶粒长大 1 1、晶粒的正常长大晶粒的正常长大 再结晶完成后若继续在高温下保持，则为降再结晶完成后若继续在高温下保持，则为降低界面自由能，晶粒即自发进行长大，图低界面自由能，晶粒即自发进行长大，图8-438-43，再结晶晶粒长大时晶界向曲率中心移动，与再再结晶晶粒长大时晶界向曲率中心移动，与再结晶晶核的长大正好相反。结晶晶核的长大正好相反。 第二相的存在会阻碍晶粒的长大，第二相颗第二相的存在