Chapter 6 金属及合金的塑性变形与断裂

本章目的1阐明金属塑性变形的主要特点及本质2指出塑性变形对金属组织和性能的影响3揭示加工硬化的本质与意义4了解断裂韧度及其应用第六章金属及合金的塑性变形与断裂1拉伸曲线及其所反映的常规机械性能指标2塑性变形的宏观变形规律与微观机制3加工硬化的本质及实际意义4塑性变形对金属与合金组织、性能的影响5金属材料的强化机制6断裂韧度及其应用本章重点第六章金属及合金的塑性变形与断裂为什么研究塑性变形？塑性变形及随后的加热对金属材料组织和性能有显著的影响.了解塑性变形的本质,塑性变形及加热时组织的变化，有助于发挥金属的性能潜力，正确确定加工工艺.§6-1金属的变形特性金属在外力作用下的变形过程分为弹性变形、弹塑性变形和断裂三个连续的阶段。一、工程应力-应变曲线低碳钢应力应变曲线工程应力：工程应变L0－试样的原始标距长度；L－变形后的长度1：退火低碳钢2：正火中碳钢3：高碳钢弹性模量基本相同1：有机玻璃硬而脆2：纤维增强热固塑料硬而强3：尼龙硬而韧4：聚四氟乙烯软而韧σ-ε形式与材料塑性有关变形指标：弹性极限(σe)：材料保持最大弹性变形的最大应力值。屈服极限(σs或σ0.2)：材料发生塑性变形的最小应力值。强度极限(σb)：材料发生塑性变形的最大应力值。断裂极限(σK)：表示材料对塑性变性的极限抗力。延伸率（δ）：表示残余总变形量△LK为原始长度L0之比。断面收缩率（ψ）：表示试样横截面积A0与断裂时的横截面积AK之差于A0之比。σe、σS、σb、σK为强度指标，δ、ψ为塑性指标。二、真应力－应变曲线真实应力：真实应变：真应力－应变曲线与工程应力－应变曲线的区别是：工程应力—应变曲线中“颈缩”现象掩盖了“加工硬化”在真应力－应变曲线的均匀塑性变形阶段称为流变曲线。真应力-真应变关系σT－真应力；εT－真应变；n-形变强化指数；K－常数表征金属均匀变形阶段的强化能力，n值越大，变形时的强化效果越显著。fcc结构的金属n值较大;bcc结构较小，hcp结构最小。三、金属的弹性变形晶体发生弹性变形时，应力与应变成线性关系、去掉外力后，应变完全消失，晶体恢复到未变形状态。弹性变形阶段应力与应变服从虎克定律：正应力切应力σ

=Eε

τ

＝Gυσ－正应力；τ－切应力；ε－正应变；υ－切应变；E－弹性模量G－切变模量弹性模量与刚度σ=E·ε；τ=G·γ；E为抵抗正应变的弹性模量，G为抵抗切应变的弹性模量，两者的关系为：G＝E／2(1+),其中为泊松(Poisson)比。意义：⑴拉伸曲线上，斜率；⑵弹性变形难易；⑶组织不敏感：取决于原子间结合力材料种类；晶格常数；原子间距刚度：构件刚度：A·E——弹性变形难易材料刚度：E§6-2单晶体的塑性变形单晶体受力后，外力在任何晶面上都可分解为正应力和切应力。正应力只能引起弹性变形及解理断裂。只有在切应力的作用下金属晶体才能产生塑性变形。单晶体金属的塑性变形外力在晶面上的分解切应力作用下的变形锌单晶的拉伸照片应力超过弹性极限，金属将产生塑性变形。一、滑移（一）滑移及滑移带滑移是指晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一部分发生滑动位移的现象。塑性变形的形式：滑移和孪生。金属常以滑移方式发生塑性变形。

（一）滑移带铜拉伸试样表面滑移带滑移时，晶体两部分的相对位移量是原子间距的整数倍.滑移的结果在晶体表面形成台阶，称滑移线，若干条滑移线组成一个滑移带。

（二）滑移系滑移是沿着一定的晶面和该面上一定的晶向进行的，此晶面称为滑移面，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。其他条件相同时，金属晶体中的滑移系越多，则滑移时可供采取的空间取向便越多，金属的塑性就越好。滑移系及其多少主要和金属晶体结构有关。滑移面和滑移方向通常都是原子排列最密的晶面和晶向。这是因为晶体中原子密度最大的晶面上，原子间的结合力最强，而面与面之间的距离最大，所以这些面之间的结合力最弱，最容易相对滑动。同理，沿原子密度最大的晶向滑动时阻力也最小。不绝对，随着成分、温度等条件的改变，其他晶面也可能成为滑移面。每一种晶格类型的金属都具有特定的滑移系。面心立方金属(如Al、Cu)的滑移系由{111}，<110>组成。4×3＝1212个滑移系。体心立方金属(如α-Fe、Mo)的滑移系由{110}，<111>组成。6×2＝12组12个滑移系。滑移是在几组较密排的面上进行，但滑移方向总是<111>,故滑移系的数目可能很多。密排六方金属的滑移系即为{0001}<1120>，1×3＝3组三个。三种常见金属晶体结构的滑移系滑移系数目的实际意义——判断塑性变形能力①滑移系数目愈多，塑性愈好②滑移系数相同时，滑移方向多者塑性较好塑性排序：f.c.c>b.c.c>h.c.p（三）滑移的临界分切应力滑移是在切应力作用下发生的，当晶体受外力时，晶体中的某个滑移系是否发生滑移，取决于在此滑移系上的分切应力的大小，当分切应力达到某一临界值时，滑移才能开始，通常把开始滑移所需的最小分切应力，称为临界分切应力（τc）。其数值与金属的本性、变形温度和加载速度等因素有关，而与外力相对于滑移系的取向无关。（三）滑移时的临界分切应力（τK）设对一圆柱试样进行拉伸，已知截面积为A,外力为F；滑移面面积为A’,滑移面的法向为N，F与N夹角为φ，滑移方向为τ，τ与F夹角为λ.为在滑移面上沿滑移方向的分切应力式中σ为拉伸方向上的正应力，cosφcosλ为取向因子（orientationfactor），F当外力F增加，使拉应力F/A达到屈服极限σs时，这时该滑移系中的分切应力达到临界值τc，晶体就在该滑移系上开始滑移，临界分切应力为：当外力轴与滑移面法线方向、滑移方向夹角φ=45º时，cosφcosλ=0.5，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(φ=90º或φ=0º），则σs→∞，晶体无法滑移，称此取向为硬取向。取向因子cosφcosλ对σs的影响在只有一组滑移面的密排六方结构中尤为明显。

τc取决于晶体中原子间的结合力，即与晶体的类型、纯度（杂质）、温度以及变形速度有关，与外力无关。（四）滑移时晶体的转动晶体滑移滑移面上发生相对位移晶体转动（空间取向发生变化）在拉伸时使滑移面和滑移方向逐渐转到与应力轴平行在压缩时使滑移面和滑移方向逐渐转到与应力轴垂直

几何软化：当φ角由90o转向45o角时，σs↓，滑移系由硬取向转向软取向,使滑移易于进行。几何硬化：当φ角由45o转向90o角或Oo时σS↑，滑移系由软取向转向硬取向,使滑移难于进行。实际金属由多晶体构成，通过晶体的转动和旋转，原来取向有利的晶粒(单晶体)经过一定量塑性变形后取向不利，停止塑性变形；原来取向不利的晶粒经过旋转、转动取向变为有利，开始塑性变形——循环往复后可使塑性变形更均匀晶体转动和旋转的意义（五）多系滑移外力下，滑移首先发生在分切应力最大，且τ≥τc的滑移系-原始滑移系上。但由于伴随晶体转动→空间位向变化→另一组取向不利（硬取向）滑移系逐渐转向比较有利的取向（软取向），从而开始滑移，形成两组（或多组）滑移系同时进行或交替进行，称为多系滑移。晶体在τ作用下两组或多组滑移系在不同滑移面上同时或交替地沿同一滑移方向进行的滑移，称为交滑移只有螺型位错才可以进行交滑移。多滑移和交滑移多滑移意义：滑移的本质是借助位错线的逐步运动。多滑移时不同方向的位错线相交割，互为阻碍→难滑移，促进加工硬化交滑移的意义：当位错沿一个滑移面的移动受阻时，可通过攀移，转移到另一个面继续滑移→易滑移→使滑移方向灵活，可降低脆性不同合金加工硬化效果不同单系滑移

多系滑移

交滑移多系滑移2滑移特点⑴滑移变形是不均匀的切变⑵发生在最密排晶面，滑移方向为最密排晶向⑶只在切应力下发生，存在临界分切应力⑷滑移两部分相对移动的距离是原子间距的整数倍，滑移后滑移面两边的晶体位向仍保持一致⑸伴随晶体的转动和旋转(6)随滑移加剧，存在多滑移和交滑移现象例如铜，τ理=1500MPa但τ实=0.98MPa，两者相差1500倍——刚性移动模型失败，应有更省力方式——位错学说的产生晶体的滑移是位错在切应力的作用下沿着滑移面逐步移动的结果。根据原子刚性移动模型,依据虎克定律（六）滑移的位错机制1.位错的运动与晶体的滑移（1）位错的运动滑移台阶完整晶体有缺陷晶体——位错学说的产生位错学说①晶体内部存在某类缺陷——位错②塑性变形依靠位错的逐步运动。非单个位错原子列作原子间距的完整跳跃，而是位错中心附近少数原子作远小于原子间距的弹性偏移实现——滑移的本质——τ实〈〈τ理的原因——实际金属强度远小于理想结构金属强度

（2）晶体的滑移2.位错增殖形成一条滑移线需要上千个位错，塑性变形产生的大量滑移带需要极多的位错。（1）位错增殖理论产生的背景退火态ρ位错≈1010m-2塑性变形中位错运动并最终消失于晶体表面，故冷变形后位错密度应极大降低实际冷变形后：ρ位错≈1015~1016m-2——位错增殖学说弓出蜷曲DD′τ位错源弗兰克-瑞德位错源增殖机制位错环DD′位错源

3.位错的交割与塞积多滑移时，各滑移面相交，在不同滑移面上运动的位错必然相遇，发生相互交割。①不在同一滑移面上的位错相遇发生交割，形成割阶→位错线长度增加带割阶的位错运动困难→加工硬化的主要原因②杂质、晶界、固定位错阻碍位错运行，导致位错塞积，并在障碍物的前端形成应力集中。孪生是发生在晶体内部的均匀切变过程，总是沿晶体的一定晶面(孪晶面)，沿一定方向(孪生方向)发生，变形后晶体的变形部分与末变形部分以孪晶面为分界面，构成了镜面对称的位向关系．金相显微镜下一般呈带状，有时为透镜状。二、孪生孪晶带孪生面孪生面EBSD观察到的镁合金AZ31的变形孪晶锌中的变形孪晶100×孪生的临界分切应力比滑移的临界分切应力大的多，只有在滑移很难进行的条件下才进行孪生变形。2孪生特点①均匀切变②孪生前后变形部分晶体位向改变，两部分之间以孪生面为镜面对称③切变区域内与孪晶面平行的每层原子的切变量与它距孪晶面的距离呈正比，相邻原子间的相对位移为原子间距的分数倍④存在临界分切应力:τ孪>>τ滑

⑤变形速度极快，声响，变形量小滑移与孪生切变位移量切应力塑变量变形速度滑移不均匀整数倍小大慢孪生均匀分数倍大小快§6-3多晶体的塑性变形除极少数场合，实际中金属材料大部分为多晶体。多晶体与单晶体的区别晶粒间存在晶界；晶粒的位向不同一、多晶体的变形过程多晶体中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，从而使滑移有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。多晶体变形的特点（1）各晶粒变形的不同时性（2）晶粒之间变形的协调性多晶体各晶粒处于周围晶粒的包围之中,各晶粒的变形需要相互协调并相互制约,为使各晶粒协调变形,除主滑移系外周围至少有5个独立滑移系同时启动,才能保持变形的连续性。fcc和bcc滑移系较多,能够满足此条件,因此fcc和bcc较hcp塑性好。因此,晶粒越细,协调越困难,材料的强度越高（3）多晶体变形的不均匀性由于各晶粒的位向不同使得各晶粒不会同时屈服，从而造成各晶粒变形程度的不同，变形不均匀。（4）晶界对变形的阻碍作用1.晶界的特点：原子排列不规则,分布有大量缺陷。2.晶界对变形的影响:滑移、孪生多终止于晶界,易于形成位错塞积，位错极少穿过，从而阻碍了位错的运动。多晶体的变形常常出现竹节状结构。1.细晶强化：晶粒越细，强度、硬度越高、塑性、韧性越好。2细晶强化及其原因：细晶强化－由于变质处理、相变等使晶粒细化造成材料的强度、硬度高，塑性及韧性好的现象。屈服强度与晶粒直径的关系由霍尔－配奇公式可知：

s-材料的屈服强度

K-晶界对强度影响程度的常数

d-晶粒的平均直径二、晶粒大小对塑性变形的影响材料的晶粒越细小，强度、硬度越高，原因有二：①晶粒间协调变形；d↓,不同位向晶粒个数越多，各晶粒位向不同，作用于各晶粒滑移系上的分切应力相差较大，有利位向晶粒受不利位向晶粒的制约越大，因此晶粒越细，强度、硬度↑。②晶界阻碍位错的运动：晶粒越细，d↓，晶界面积越大，位错运动阻力越大，s↑硬度↑。塑性、韧性好晶粒越细，每一个晶粒变形较均匀，不易产生应力集中；晶粒越细，晶界曲折多弯，不利于裂纹扩展，使材料在断裂前能够承受较大塑性变形，从而保持良好的塑性和韧性。低碳钢的屈服强度与晶粒大小之间的关系铜和铝的屈服强度与亚晶尺寸之间的关系三、多晶体的屈服强度高于单晶体纯锌的拉伸曲线

单晶:只要外力作用在滑移面上的滑移方向的分切应力大于或等于临界分切应力时，便可以屈服滑移。多晶:多晶体的各晶粒①变形的不均匀性；②不同位向的晶粒需要相互协调③晶界阻止位错的运动，从而使多晶体的变形困难，多晶体的屈服强度高于单晶体。§6-4合金的塑性变形合金可根据组织分为单相固溶体和多相混合物两种.合金元素的存在，使合金的变形与纯金属显著不同.珠光体奥氏体一、单相固溶体合金的塑性变形与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。固溶强化的实质固溶强化的实质是溶质原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。即溶质原子与位错弹性交互作用的结果，如下图所示，使溶质原子趋于聚集在位错的周围，以减小畸变，使系统更加稳定，此即称为柯氏(cotrell)气团。显然，柯氏气团对位错有“钉扎”作用。为了使位错挣脱气团而运动，必须施加更大的外力。因此，固溶体合金的塑性变形抗力要高于纯金属。产生固溶强化的原因，是由于溶质原子与位错相互作用的结果，溶质原子不仅使晶格发生畸变，而且易被吸附在位错附近形成柯氏气团，使位错被钉扎住，位错要脱钉，则必须增加外力，从而使变形抗力提高.Cu-Ni合金成分与性能关系固溶强化的规律①在固溶体的溶解度范围内，溶质原子的浓度越高，强化作用越大。②溶质、溶剂原子尺寸差别越大，强化效果越大。③间隙固溶体强化效果好于置换固溶体。④溶质与溶剂价电子数相差越大，固溶强化越大。当合金的组织由多相混合物组成时，合金的塑性变形除与合金基体的性质有关外，还与第二相的性质、形态、大小、数量和分布有关。第二相可以是纯金属、固溶体或化合物，工业合金中第二相多数是化合物。+钛合金(固溶体第二相)二、多相合金的塑性变形多相合金的组织主要分两类：1.两相性能接近；2.两相性能相差很大.两相晶粒尺寸相近，塑性相近按强度分数相加计算(等应力、等应变模型)近似公式：＝-两相的体积分数-两相的强度极限两相性能相近的合金其强度取决于两相的体积分数bbaasjsj+sajbjasbs（一）两相性能接近硬而脆的第二相呈连续网状分布在塑性相的晶界上这种分布情况最恶劣，脆性相把塑性相分割开，阻碍其变形，使合金的塑性和韧性急剧下降，脆性相越多，合金的塑性就越差，甚至强度也随之下降。软基体＋硬脆第二相：合金的性能主要取决于脆性第二相的形状、数量和分布。只有基体相才能发生塑性变形，脆性相限制基体的塑性变形。（二）合金中两相的性能相差很大珠光体s-P的屈服强度i-F的屈服强度Ks-常数s0-珠光体片间距210-+=sKsisss2.脆性的第二相呈片状或层状分布在塑性相基体上硬脆相呈片状分布时为强化相。如珠光体中的Fe3C呈片状为强化相，Fe3C%越多，P的强度、硬度越高，塑性、韧性较低。45钢的强度大于20钢。由于过饱和固溶体的沉淀析出的第二相在晶内呈颗粒状弥散分布时，如果第二相颗粒越细，分布越均匀，合金的强度、硬度越高，塑性、韧性略有下降，这种强化方法称弥散强化或沉淀强化。在含碳量相同时P呈粒状比片层状P硬度、强度较低而塑性、韧性好，因此具有较好的综合性能(如粒状P加工性能好于片状P)。3.脆性相在塑性相中呈颗粒状分布根据第二相颗粒是否可以变形,有两种强化机制：（1）位错绕过机制-对于不可变形微粒位错弯曲并绕过粒子需要外力作功，位错绕过粒子以后在材料中形成位错环，增加了点阵畸变区，从而使σb↑。又称为“奥罗万机制”。位错绕过时，既要克服第二相粒子的阻碍作用，又要克服位错环位错源的反向应力，位错绕过粒子间距为λ的第二相颗粒的切应力τ为：G-切变模量b-柏氏矢量的大小λ-第二相粒子的间距ltGb=颗粒钉扎作用的电镜照片弥散强化-由于过饱和固溶体的沉淀析出（析出碳化物）造成的σb↑HB↑；δ、αk较好。位错切割第二相粒子示意图电镜观察（2）位错切过机制-对于可变形微粒，位错切过第二相粒子沉淀强化：位错切过第二相时必须作额外的功，消耗足够大的能量，因而合金的强度提高的现象。§6-5塑性变形对金属组织和性能的影响一、塑性变形对组织结构的影响多晶体塑性变形后，除了晶粒内部出现滑移带和孪晶外，还有以下组织变化。(一）显微组织的变化金属发生塑性变形时，不仅外形发生变化，而且其内部的晶粒也相应地被拉长或压扁。当变形量很大时，晶粒将被拉长为纤维状，晶界变得模糊不清。塑性变形还使晶粒破碎为亚晶粒。工业纯铁在塑性变形前后的组织变化5%冷变形纯铝中的位错网(a)正火态(c)变形80%(b)变形40% 晶粒拉长，纤维组织→各向异性(沿纤维方向的强度、塑性最大）变形10%100×变形40%100×变形80%纤维组织100×工业纯铁

不同变形度

的显微组织金属经大量塑性变形后，由于位错密度增大和位错之间的交互作用，使得大量位错堆积在局部地区并相互缠结。位错的不均匀分布使晶粒分化成许多位向略有不同的小晶块，从而在晶粒内产生亚晶粒。（二）亚结构的细化亚晶粒示意图铜形变亚晶组织(变形度68%)（三）形变织构（强烈变形80%~90%）多晶体塑性变形时也伴随着晶体的转动过程，变形量很大时，多晶体各个晶粒由任意取向逐渐彼此趋于一致，即择优取向现象，由于金属塑性变形使晶粒具有择优取向的组织称为形变织构。形变织构分为：形变板织构和形变丝织构。丝织构示意图丝织构：<vvw>与轧向相平行的晶向。（1）丝织构拉拔时形成，特征为各晶粒的某一晶向与拉拔方向平行或接近平行。（2）板织构板织构示意图板织构：{hkl}与轧面相平行的晶面；<vvw>与轧向相平行的晶向。如：硅钢片，大变形量在（110）[100]形成织构，以提高导磁率各向异性----制耳现象轧制时形成，特征为各个晶粒的某一晶面平行于轧制平面，而某一晶向平行于轧制方向。“制耳”现象金属中形变织构的形成会使各种性能出现明显的各向异性，这在大多情况下都是不利的。例如：在应用具有织构的铜板去冲制杯状工件时，深冲以后便会使杯形边缘不齐，而出现所谓“制耳”现象。

择优取向（织构现象的产生）各向异性导致的铜板“制耳”有无2.提高导磁率如制作变压器铁芯的硅钢片，沿〈100〉晶向最易磁化;如果能够采用具有〈100〉织构的硅钢片制作，并在制作中能注意使其〈100〉晶向平行于磁场方向，便可使变压器铁芯的导磁率显著增大，磁滞损耗大大减小，显著提高变压器的效率。织构形成后很难消除，工业生产中为了避免形变织构，零件较大的变形量往往分几次变形来完成，并进行中间退火。二、塑性变形对金属性能的影响（一）加工硬化⑴定义：随变形程度的增加，金属的强硬度显著