CH5.2 材料的塑性变形(12级)

2023/2/45.2材料的塑性变形

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2023/2/45.2.1单晶体的塑性变形塑性变形是永久性变形。常温或低温下，单晶体的塑性变形主要有滑移、孪生，还有扭折。单晶受力后，在它晶面上可以分解出平行于晶面和垂直于晶面的两个分量，前者称为切应力，后者称为正应力。切应力产生塑性形变，而正应力不产生塑性形变。31.滑移

(1)滑移的显微观察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。右下图铜中的滑移带(500×)2023/2/4铜多晶试样拉伸后形成的滑移带，173×经抛光的退火态多晶纯铜拉伸后，各个晶粒滑移带的金相显微镜照片(采自C.Brady，美国国家标准局)，可以发现原抛光面呈现出很多相互平行的细线。铜是fcc晶体，滑移系是{111}<110>，有12种组合。由图看出，每个晶粒有两个以上的滑移面产生了滑移。由于晶粒取向不同，滑移带的方向不同。工业纯铜中的滑移线2023/2/4(2)滑移线和滑移带滑移带(slipband)是由一系列相互平行更细的线组成的。这些线为滑移线(slipline)。滑移线实际上是在晶体表面产生的小台阶。滑移带形成示意图2023/2/4(3)滑移系晶体中的滑移是只能沿着特定的晶面(称为滑移面

slipplane)和该面上一定的晶向(称为滑移方向

slipdirection)上运动，

将其分别称为滑移面和滑移方向。一个滑移面和其上的一个滑移方向组成一个滑移系(slipsystem)。滑移系表示晶体在进行滑移时可能采取的空间取向。滑移系的个数=(滑移面个数)×(每个面上所具有的滑移方向的个数)2023/2/4体心立方和面心立方晶体的滑移系2023/2/4结论:①滑移与滑移面密排程度和滑移方向个数有关；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｝<110>；bcc:｛110｝、｛112｝和｛123｝<111>；hcp:｛0001｝原因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。

2023/2/49②滑移系主要与晶体结构有关。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。晶体结构不同，滑移系不同；一般晶体中滑移系越多，滑移越容易进行，塑性越好。如：fcc中有（4×3=12）个，bcc中有12（6×2+12×1+24×1=）48个，hcp中有（3×1=）3个。与同时开动滑移系数目有关(k)2023/2/4由于体心立方结构是一种非密排结构，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<111>，因此其滑移系可能有12～48个。bcc晶体{112}和{123}面的滑移系2023/2/4常见金属晶体结构的滑移系2023/2/4(4)滑移的临界分切应力(τk)能使晶体滑移的力是外力在滑移系上的分切应力。通常把给定滑移系上开始产生滑移所需分切应力称为滑移的临界分切应力(criticalresolvedshearstress)。临界分切应力是在滑移系上第一个位错开动所需要的切应力。实际测出的临界分切应力(塑性形变的起始应力)已不是单一的一个位错运动需要克服的阻力，而还应包含一些运动位错间交互作用引起的阻力。

流变应力：屈服以后的任一应力。临界分析应力分析图2023/2/4计算方法(计算分切应力的分析图):对一个单晶圆柱体(截面积为A)试样作拉伸试验，滑移面的面积A/cosφ，作用在此滑移面上的力Fcosλ，作用在滑移面上的分切应力τ=Fcosφcosλ/A.分切应力τ作用在滑移方向使晶体产生滑移，F/A为σs，则：

cosφcosλ为取向因子(orientationfactor)，该值越大，τ越大，越有利于滑移。2023/2/42023/2/4在拉伸时，可以粗略认为金属单晶体在外力作用下，滑移系一开动就相当于晶体开始屈服，此时，对应于临界分切应力的外加应力就相当于屈服强度σSτc为临界分切应力，是一个与材料本性以及试验温度、加载速度等相关的量，与加载方向等无关。

镁单晶屈服应力与晶体取向的关系2023/2/4

当滑移面法线方向、滑移方向与外力轴三者共处一个平面，则φ=45º时，cosφcosλ=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(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。镁单晶屈服应力与晶体取向的关系2023/2/4(5)滑移时晶体的转动若晶体在拉伸时不受约束，滑移时各滑移层会象推开扑克牌那样一层层滑开，每一层和力轴的夹角保持不变。但在实际拉伸中，夹头不能移动，这迫使晶体转动，在靠近夹头处由于夹头的约束晶体不能自由滑动而产生弯曲，在远离夹头的地方，晶体发生转动，滑移面和滑移方向逐渐趋于平行于拉伸轴线方向。

随着滑移的进行，晶体的取向发生改变的现象称为晶体的转动。对于密排六方结构结构，这种现象尤为明显。2023/2/4压缩时，滑移面逐渐趋于与压力轴线方向垂直。滑移时不仅滑移面发生转动，而滑移方向也逐渐改变，滑移面上的分切应力也随之改变。φ=45º时分切应力最大。滑移时晶体发生转动，使晶体各部分相对外力的取向不断改变，各滑移系的取向因子也发生变化。经滑移转动后，若φ角趋近于45º，则分切应力逐渐增大，滑移越来越容易，称为几何软化(geometricalsoftening)；若φ角远离45º，则滑移越来越困难，称为几何硬化(geometricalhardening)。2023/2/4拉伸时晶体转动机制示意图2023/2/4(6)多系滑移和交滑移只有一个特定的滑移系处于最有利的位置而优先开动时，形成单滑移。当外力的取向使2个或多个滑移系上的分切应力均达到临界分切应力值时，这些滑移系可以同时开动而发生多系滑移，称为多滑移(multislip/polyslip)。

多滑移的原因：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，由于不断发生晶体的转动，结果可能有两组或几组滑移面同时转到有利位向。使得另一组或多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或两个以上滑移系同时或交替进行。2023/2/4如fcc中滑移系：{111}<110>，4个{111}面构成一个八面体，当拉力轴为[001]时，由图中可以得出：①对所有的{111}面，角都是相同的，为54.7º。②λ角对[T01]、[101]、[011]、[0T1]也是相同的，为45º。③锥体底面上的两个<110>方向与[001]垂直，则8面体上有4×2=8个取向因子相同的滑移系，当τ=τk时可同时开动。但这些滑移系由不同的滑移面和滑移方向构成，滑移时发生交互作用，产生割和反应。2023/2/4

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。发生多系滑移时，在抛光表面看到不止一组的滑移线，而是两组或多组交叉的滑移线。由于多个滑移系开动，位错交截产生割阶及位错带着割阶运动等原因使位错运动阻力增加，因而强度也增加。2023/2/4

交滑移(cross-slip)：指两个或多个滑移面共同沿着一个滑移方向的交替滑移的现象。

交滑移的实质是螺位错在不改变滑移方向的情况下，从一个滑移面滑到交线处，转到另一个滑移面的过程。交滑移形成的滑移线(带)是折线形状。交滑移不是几个面“同时”滑动，而是“顺序”滑动。晶体中多滑移

2023/2/4对低层错能材料，位错很难交滑移，位错运动是平面型的，称平面滑动。对高层错能材料，位错容易交滑移，滑移线呈波纹状，称波纹滑动。交滑移容易与否，对材料的应变硬化有很大的影响。层错能越低，位错不易通过交滑移越过遇到的障碍，从而加大了应变硬化。bcc结构中最易发生交滑移。注意单滑移、多系滑移和交滑移的区别？

2023/2/4

单滑移为单一方向的滑移带；多滑移为相互交叉的滑移带；交滑移为波纹状的滑移带。滑移的表面痕迹:2023/2/4(7)滑移中的位错机制

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P—N力，其大小为：

τP－N=2Gexp(－2пW/b)/(1－ν)τP－N与W呈指数关系，d增大，w[=d/(1－ν)]增大，b减小，则τP－N下降，滑移阻力小，滑移容易进行。

位错的阻力：点阵阻力、位错间的交互作用力产生的阻力、位错交割后的钉扎作用(割阶和扭折)、位错与其他点缺陷的作用产生的阻力。这些均导致位错的强化。2023/2/4刃位错的滑移示意图刃位错和螺位错的滑移模型2023/2/42.孪生

(1)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：twiningplane)和一定方向(孪生方向；twiningdirection)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称为孪晶界。在金相显微镜下一般呈带状，称为孪晶带。2023/2/42023/2/4FCC晶体孪生变形孪生面是(111)，孪生方向是[11-2]。图2是FCC晶体孪生示意图。孪生时每层晶面的位移是借助于一个不全位错(b=a/6[11-2])的移动造成的，各层晶面的位移量与其距孪晶面的距离成正比。孪晶与未变形的基体间以孪晶面为对称面成镜面对称关系。孪晶在显微镜下观察呈带状或透镜状。每层(111)面的原子都相对于邻层(111)晶面在方向移动了此晶向原子间距的一个分数值。2023/2/4(a)孪晶面与孪生方向(b)孪生变形时晶面移动情况面心立方晶体孪生变形示意图

2023/2/431把孪晶以孪晶面上的[11-2]为轴旋转180度，孪晶将与基体重合。其他晶体结构也存在孪生关系，但各有其孪晶面和孪晶方向。

（1012）[1011]Zn,Cd,Be,Mg,Zn-Snhcp(112)[111]Cu-Zn(β)bcc(112)[111]Wbcc(112)[111]α-Febcc(111)[112]Al,Cu-Al,Au-Agfcc孪生要素合金系晶体结构一些晶体中的常见孪生要素

2023/2/4(2)孪生的特点①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τk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。②孪生是一部分晶体沿孪晶面相对于另一部分晶体作均匀切变。而滑移是不均匀的。③孪生的两部分晶体的位向不同，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。

2023/2/42023/2/4④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。⑤由于孪生变形后，局部切变可达较大数量，所以在变形试样的抛光面上可以看到浮凸，经重新抛光后，表面浮凸可以去掉，但因已变形区和未变形区的晶体位向不同，所以在偏光下或侵蚀后有明显的衬度，仍能看到孪晶。而滑移变形后的试样经抛光后滑移带消失。

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。

镁锌2023/2/436(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(deformationtwinning)、生长孪晶、退火孪晶

①变形孪晶(机械孪晶)：机械变形过程中产生的孪晶。

特征：透镜状或片状。其形成通过形核和长大两个阶段生产,多数发源于晶界，终止于晶内。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。孪生变形在σ-ε曲线上表现为锯齿状变化。铜中的变形孪晶锌中的变形孪晶铜单晶在4.2K的拉伸曲线2023/2/4孪生变形与晶体结构类型有关。hcp中易发生，因孪生往往在滑移困难时出现，而六方晶系的滑移系很少。层错能低的fcc一般不易出现孪晶，其原因是滑移系多，而孪晶应变大，但在极低温度下会产生。

②生长孪晶：晶体自气态、液态，或固体中长大时形成的孪晶。

③退火孪晶：形变金属在其再结晶过程中形成的孪晶。一般退火孪晶界面平直，且孪晶片较厚。铜晶体中的退火孪晶组织2023/2/4(4)孪晶的位错机制

孪生变形(deformationtwinning)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。形变孪晶是通过位错增值的极轴机制形成的。(如：L型扫动位错)2023/2/42023/2/4宏观上，都是切应力作用下发生的剪切变形；微观上，都是晶体塑性变形的基本形式，是晶体的一部分沿一定晶面和晶向相对另一部分的移动过程；都不会改变晶体结构；从机制上看，都是位错运动结果。孪生和滑移的区别（一）孪生和滑移的相同点：2023/2/4(1)变形机制：滑移是全位错的运动，而孪生是不全位错的运动。滑移使滑移面两侧相对滑动一个完整的平移矢量(柏氏矢量)，一般为滑移方向上原子间距的整数倍，滑移距离较大；而孪生则在孪晶内所有的面都滑动，滑动的距离并非是完整的平移矢量，每个面的滑动量和距孪生面的距离成正比，一般小于孪生方向上的原子间距，较小。(2)滑移后没有改变整个晶体的位向，而孪生则改变了晶体位向，使孪晶部分的位向与基体成对称。(3)滑移产生总切变形量大（取决于晶体的塑性），对塑变的贡献大；而孪生总切变形量小（取决于晶体结构），对塑变的贡献小。孪生和滑移的区别（二）不同点：2023/2/4(4)滑移使表面出现台阶(滑移线)，表面重新抛光后滑移线消失；孪生则使表面出现浮凸，因孪晶与基体的取向不同，表面重新抛光后并浸蚀后仍能看到。(5)两者发生的条件不同，滑移的切应力大于临界分切应力，而孪生的临界分切应力远高于滑移；一般先滑移，滑移困难时才能发生孪生方式变形。(6)滑移是不均匀切变过程，而孪生是均匀切变过程；(7)滑移比较平缓，应力应变曲线较光滑、连续，孪生则呈锯齿状。孪生和滑移的区别（二）不同点：2023/2/43.扭折(link)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。扭折是塑性形变的一种形式，其出现条件:滑移和孪生困难时发生。扭折区上下界面是由符号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。扭折还伴随形变孪晶。镉单晶压缩时出现的扭折带2023/2/4扭折是不均匀塑性变形的一种形式，它是在滑移和孪生难以实现，或者在变形受到某种约束时才出现的。在扭折带中，晶体位向有突变，有可能使该区域内的滑移系处于有利的位置，从而产生滑移。镉单晶压缩时出现的扭折带2023/2/44.位错塞积在切应力的作用下，F－R位错源所产生的大量位错沿滑移面的运动过程中，如果遇到障碍物(固定位错、杂质粒子、晶界)的阻碍，领先的位错在障碍前被阻止，后续的位错被堵塞起来。形成位错的平面塞积群，称为位错塞积。2023/2/4位错塞积群的位错数n与障碍物至位错源的距离L呈正比。塞积群在障碍处产生高度应力集中，其值τ为：τ=nτ0τ0为滑移方向的分切应力值。L越大，n越多，τ越大。

2023/2/45.2.2多晶体的塑性变形

1.晶粒取向的影响

晶界具有阻滞效应：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，晶界附近变形较晶粒内部小。

原因：(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，极少穿过。

晶界具有取向差效应：多晶体中，不同位向晶粒的滑移系取向不相同，滑移不能从一个晶粒直接延续到另一晶粒中。2023/2/4

在变形过程中各晶粒具有相互制约和协调性。在多晶体中，外力作用下处于有利位向的晶粒首先滑动→位错开动，增殖→晶界上位错塞积→应力集中(τ>τk)→相邻晶粒位错源开动→相邻晶粒变形→塑变。2.晶粒之间变形的传播2023/2/4

各晶粒间变形时相互协调与配合。原因：(1)各晶粒之间变形具有非同时性。(2)要求各晶粒之间变形相互协调否则独立变形会导致晶体分裂。(3)理论分析指出，多晶体塑性变形时要求每个晶粒至少能在5个独立的滑移系进行滑移，保证晶粒形状的自由变化。能否满足该要求与晶体的结构类型有关。3.晶粒之间变形的协调性2023/2/44.晶界对性能的影响

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，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=kлτ0l/Gb2023/2/42023/2/4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(包括σs，σb，σ-1)越高，塑韧性较好，称为细晶强化(grainsizestrenthing)，其σs与d关系如下：σs=σ0＋kd-1/2

Hall-Petch公式晶粒直径(μm)400501052下屈服点(KN/m2)

8612118024234510钢σs与晶粒大小的关系屈服强度与晶粒尺寸的关系图

2023/2/4晶界对硬度的影响低碳钢的σb与晶粒直径的关系2023/2/4

σs=σ0＋kd-1/2具有广泛的适用性)σs－亚晶d、σs－So·····)。不仅适用于屈服强度，同时也适用于整个流变范围以至断裂强度。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。Cu和Al的σs与亚晶尺寸的关系锌的单晶和多晶的拉伸曲线比较由锌的拉伸曲线图可以看出：比较：同一材料多晶体的强度高，但塑性较低。单晶塑性高。结果：只有加大外力，才能使那些滑移面位向不利的晶粒逐渐加入滑移，结果多晶试样强度上升，塑性下降。锌的单晶体与多晶体的应力－应变曲线2023/2/4锌的单晶和多晶的拉伸曲线比较原因：多晶中各个晶粒的取向不同。在外力作用下，某些晶粒的滑移面处于有利的位向，受到大于σk的切应力，位错开始滑移。当相邻晶粒处于不利位向，不能开动滑移系时，则变形晶粒中的位错不能越过晶粒晶界，而是塞积在晶界附，这个晶粒的变形便受到约束，整个多晶的变形困难得多。锌的单晶体与多晶体的应力－应变曲线2023/2/4晶粒越细，强度和塑韧性越高的原因：(1)

晶粒越细，强度越高的原因

(细晶强化：霍尔－配奇公式s=0+kd-1/2

)。晶粒越细，晶界越多，位错运动的阻力越大。形变时宏观协调的难易与晶粒尺寸相关，晶粒小时各晶粒间形变比较均匀。晶粒越大，形变越不均匀，晶粒“碎化”的现象越强烈。大晶粒形变要求局部开动比较少的滑移系(少于5个)，结果流变应力会降低。2023/2/4(2)

晶粒越细，塑韧性提高的原因原因：晶粒越多，变形均匀性提高由应力集中导致的开裂机会减少，可承受更大的变形量，表现出高塑性。细晶粒材料中，应力集中小，裂纹不易萌生；晶界多，裂纹不易传播，在断裂过程中可吸收较多能量，表现高韧性。2023/2/4等温强度TE示意图

低于TE时晶界强度高于晶内强度2023/2/4

1．各晶粒变形的不同时性和不均匀性。晶体中各晶粒的空间取向不同，多相材料在较软相的晶粒中首先发生塑性变形。为多滑移。2．各晶粒变形的相互制约性与相互协调性，通过各晶粒的多系滑移来保证相互协调性。变形需要五个以上的独立滑移系同时动作。fcc和bcc金属能满足五个以上独立滑移系的条件，塑性通常较好；而hcp金属独立滑移系少，塑性通常不好。3．滑移的传递，必须激发相邻晶粒的位错源。

多晶体的塑性变形的特点（总结）2023/2/44．产生内应力、出现加工硬化和纤维组织。多晶体的变形抗力比单晶体大，变形更不均匀。由于晶界阻滞效应及取向差效应，使多晶体的变形抗力比单晶体大，其中，取向差效应是多晶体加工硬化更主要的原因，一般说来，晶界阻滞效应只在变形早期较重要。hcp系的多晶体金属与单晶体比较，前者具有明显的晶界阻滞效应和极高的加工硬化率，而在立方晶系金属中，多晶和单晶试样的应力—应变曲线就没有那么大的差别。5．除滑移和孪生外，还有晶界的滑动和迁移，点缺陷的扩散等。6.塑性变形时，导致一些物理、化学性能的变化。

2023/2/45.2.3合金的塑性变形

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2023/2/4一.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(Solid-solutionStrenthening)作用，提高塑性变形抗力。1.

固溶强化

固溶体合金的σ-ε曲线：由于溶质原子溶入基体金属使σs

和整个σ-ε曲线的水平提高，变形能力下降，加工硬化率n提高。右上图为Cu-Ni固溶体的力学性能与成分的关系，右下图为Al溶有Mg后的应力应变曲线。2023/2/42023/2/4影响固溶强化的因素：①溶质原子类型及浓度。对于同一溶质，固溶体的屈服强度一般与其含量成曲线关系。②溶质原子与基体金属的原子尺寸差。相差大时强化作用大。③间隙型溶质原子比置换型溶原子固溶强化效果好。④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。

固溶强化实质：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。

强化效果公式：5.13式固溶强化机制：晶格畸变，阻碍位错运动；柯氏气团强化。2023/2/4固溶强化的实质：溶质原子与位错的弹性交互作用。溶质原子形成柯氏气团，对位错运动起着钉扎作用，从而阻碍位错运动。静电交互作用。位错周围畸变区的存在将对固溶体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，即形成局部静电偶极。其结果导致电离程度不同的溶质原子与位错区发生短程的静电交互作用，溶质原子或富集于拉伸区或富集于压缩区均会产生固溶强化。约占1/3-1/6。化学交互作用。这与晶体中的扩展位错有关，由于层错能与化学成分有关，因此晶体中的层错区的成分与其他地方存在一定的差别，这种成分的偏聚也会阻碍为错的运动，且层错能下降会导致层错区变宽，产生强化作用。比弹性作用小一个数量级。2.屈服现象与应变时效上屈服点：试样开始屈服时对应的应力。下屈服点：载荷首次降低的最低载荷或不变载荷。产生原因：溶质气团(即金属含有微量的如碳、氮等间隙原子)。屈服过程：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。

2023/2/4

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45º交角的应变痕迹，称为吕德斯(Lüders)带。

吕德斯带会造成拉伸和深冲过程中工件表面不平整。2023/2/4屈服现象的理论解释之一

(1)与金属中微量的溶质原子有关，即柯氏气团理论溶质原子与位错的应力场发生弹性交互作用，形成柯氏气团(Cottrell),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挣脱柯氏气团的钉扎而移动，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和水平台，试样继续伸长，应力保持为定值或有微少的波动。这就是屈服现象的物理本质。

材料塑性变形时应变速度与晶体中可动位错的密度、位错运动的平均速度及位错的柏氏矢量成正比。2023/2/4屈服现象的理论解释之二(2)位错运动与增殖理论:

应变速率：ε’∝ρmbv位错运动速度：v=(τ/τ0)m’

开始变形时，ρm低，欲使应变速率固定，需要较大的v值，故需要较高的应力τ，表现为上屈服点；一旦塑性变形开始后，位错迅速增殖，ρm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τ突然下降，产生了屈服现象。是否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。2023/2/4开始变形前晶体中有可动位错密度ρm较低；随着塑性变形的发生，位错能迅速增殖，ρm迅速增加；应力敏感因子较低。材料具有明显屈服现象的条件2023/2/4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。

应变时效原因：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气团所致。

应变时效2023/2/4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。2023/2/4二.多相合金的塑性变形

多相合金的基本相为固溶体。第二相是用来强化的一种重要方式，它可以通相变热处理[沉淀强化(precipitationstrengthening)、时效强化(agehardening)]或粉末冶金法[弥散强化]来获得。当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体相中时，将阻碍位错运动，产生显著的强化作用。如果第二相微粒是通过过饱和固溶体的时效处理而沉淀析出并产生强化，则称为沉淀强化或时效强化；如果第二相微粒是通过粉末冶金方法加入并起强化作用，则称为弥散强化。2023/2/4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)：第二相粒子尺寸与基体晶粒尺寸属同一数量级。

(2)弥散分布型两相合金(两相尺寸、性能相差很大)：如果第二相粒子十分细小，并且弥散地分布在基体晶粒内。多相合金的主要变形方式仍然是滑移与孪生。2023/2/41.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。可按照等应力理论和等应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，则由混合律计算得到。

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

σ=φ1σ1+φ2σ2

其中：φ1、φ2为两个相的体积分数φ1＋φ2=1；σ1、σ2为两个相在此应变时的流变应力。

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ε=ε1φ1+ε2φ2其中：ε1，ε2为一定应力下两相的应变。

2023/2/4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、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。2023/2/4

(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，使其强度提高。如钢中的片状P由片状α和片状Fe3C相间组成。

2023/2/4

(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。2023/2/42.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

2023/2/4(1)不可变形粒子的强化作用含有不可变形粒子的合金中位错运动与粒子相遇时采用(E.Orowan机制)绕过机制，结果在粒子周围留下位错环，而其余部分则越过粒子继续运动。该机制适用于第二相粒子较硬并与基体界面为非共格的情形。位错绕过第二相粒子的示意图第二相颗粒周围的位错环2023/2/4位错线弯曲绕过第二相粒子所需要的切应力为：λ—第二相粒子间距λ=2R这是一临界值，只有外加切应力大于上述临界值Gb/λ时，位错线才能绕过去。因此，τ∝1/λ，粒子越多，λ越小，τ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。理论计算λ小到20—50个原子间距时，强化效果最佳。位错绕过第二相粒子的示意图第二相颗粒周围的位错环2023/2/4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。

应用举例：2023/2/4(2)可变形微粒的强化作用

可变形粒子的合金中位错运动与粒子相遇时切过机制，即第二相粒子在位错切过粒子时随同基体一起变形。其强化作用取决于粒子本身的性质及粒子与基体的联系。适用于第二相粒子较软并与基体共格的情形2023/2/4

可变形粒子的强化作用主要决定于粒子本身的性质以及其与基体的联系，其主要作用如下：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、当共格的粒子为有序结构时，位错切过粒子会沿滑移面产生反相畴界，位错切过粒子时需要附加应力，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。2023/2/44、由于粒子的点阵常数与基体不一样，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、由于基体和粒子中滑移面的取向不一致，螺型位错线切过粒子时必然产生一割阶，而割阶会妨碍整个位错线的移动。6、由于粒子的层错能与基体的不同，若扩展位错切过粒子时，其宽度发生变化，引起能量升高，从而强化。

在实际合金中，起主要作用的往往是1－2种。增大粒子尺寸或增加体积分数有利于提高强度。2023/2/4位错行为绕过和切过2023/2/45.2.4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：晶粒形状的变化、亚结构的变化、形变织构性能的变化：加工硬化、力学性能、物理性能、化学性能冷轧对铜及钢性能的影响2023/2/4(一)显微组织变化

经塑性变形后材料的显微组织(microstructure)变化是：

1.晶粒形状的变化

(1)出现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。纤维组织(fibermicrostructure)分布方向是材料流变伸展方向。2023/2/4低碳钢塑性变形后纤维组织

a)30%压缩b)50%压缩

2023/2/4

(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(bandmicrostructure)。2023/2/4

2.亚结构(sub—grain)的变化

(1)随变形度增大，位错密度迅速增大。

(2)位错组态和分布等亚结构发生变化：变形度增大，位错密度增大→位错呈纷乱不均匀分布→位错缠结→位错胞(称为胞状亚结构，是大量位错缠结在胞壁，胞内位错密度低)→细长状变行胞。低碳钢形变(胞状)亚结构2023/2/4胞状亚结构的形成不仅与变形度有关，而且还取决于材料类型。层错能高易出现胞状结构；层错能低，易形成较为均匀而复杂的位错网。低碳钢形变(胞状)亚结构2023/2/43.形变织构

织构(择尤取向)：多晶体晶粒取向集中分布在某一个或某些取向附近的现象。

出现织构的原因：形变总是在取向有利的滑移系和孪生系上发生，结果使得形变后晶体的取向并非是任意的。随着形变进行，各晶粒的取向会逐渐转向某一个或多个稳定的取向，这些稳定的取向取决于金属材料的晶体结构及形变方式。2023/2/4织构的类型织构的类型取决于形变金属的本质及加工方式。(1)形变织构(deformationtexture)：是晶粒在空间上的择优取向(preferredorientation)。(2)类型及特征①丝织构(fiber/wiretexture)及特征:某一晶向趋于与拔丝方向平行。拉拔时形成，用<uvw>表示②板织构(rollingtexture)及特征:某晶面趋于平行于轧制面，某晶向趋于平行于主变形方向。轧制时形成，用｛hkl｝<uvw>表示2023/2/4形变织构对性能的影响形变织构的出现会使得材料呈现一定程度的各向异性，这对材料的加工性能和使用性能都会带来一定的影响。例如：加工过程中织构有利于深冲板材变形控制；而出现“制耳”现象就是我们所不希望出现的。变压器用硅钢片的(100)[001]织构由于其处于最易磁化方向，可减少铁损，是我们所希望的。2023/2/4(二)性能的变化加工硬化(形变强化、冷作强化)：金属材料在塑性变形过程中，随变形量的增加，材料的强度、硬度升高而塑韧性下降的现象。加工硬化有利：强化金属的重要途径；提高材料使用安全性；材料加工成型的保证。加工硬化的弊：变形阻力提高，动力消耗增大；脆性断裂的危险性提高。1.加工硬化2023/2/4加工硬化的原因是位错密度增加，其机制：位错滑动和林位错交割，增加阻力。林位错使F-R源产生割阶，带割阶的位错运动阻力加大形成的不动位错增大了形变的抗力。由局部应力场(短程交互作用)引起硬化。2023/2/4加工硬化过程的位错解释

上述三个阶段加工硬化与其塑性变形不同过程中位错的运动及交互作用有