材料的变形课件

第4章材料的塑性变形许多零件（结构）在制造或使用过程当中都要承受外力或负载的作用，如铝制飞机的机翼，陶瓷制成的飞机发动机热端部件，聚合物基复合材料制成的飞机蒙皮。材料在受力后，发生弹性变形、塑性变形甚至断裂，因而要求一定的力学性能本章在介绍变形规律的基础上，探讨影响材料力学性能的微观机制。4.1弹性变形和塑性变形在外力作用下，材料会发生变形变形包括弹性变形和塑性变形当外力达到一定程度，超过原子间的作用力，发生断裂弹性变形的特点可逆性，去除外力变形恢复（立即或逐渐）变形量小，<1%(普弹性）应力-应变大致服从虎克定律弹性模量对组织不敏感，各向异性（2）塑性变形塑性变形是外力去除后不能恢复的永久变形。永久变形源于原子发生了有秩序的永久位移，原子已经到达新的平衡位置，因而在外力去除后不能恢复。塑性变形量可以很大，如塑性加工应力与变形正应力分量只能引起弹性变形和断裂切应力分量才是引起塑性变形的动力。4.2单晶体的塑性变形塑性变形的微观机制主要有滑移、孪生等。滑移是最普遍的变形机制，孪生只在滑移不易进行的时候才发生，如低温快速变形，多晶hcp晶体变形等。

晶界滑动、扩散性蠕变是多晶体在高温变形时的主要机制(室温下不发生)。4.2.1滑移滑移现象滑移系-滑移几何学临界分切应力滑移时晶体的转动多滑移和交滑移（1）滑移现象

滑移带抛光金属单晶样品在拉伸变形后，表面发现平行线条，称为滑移带滑移模型滑移是以一定晶面为界晶体的一部分相对于另一部分沿着（界面）晶面上的一定方向发生平移滑动滑移是金属塑性变形的基本形式滑移后不改变晶体内部原子排列规律性（结构与方向）。（2）滑移系实验观察结果发现滑移线不是任意排列的，而是相互平行（或互成一定角度），说明滑移是沿着特定的晶面和晶向进行的滑移面和面上的一个滑移方向构成一个滑移系(slipsystem)。滑移系取决于晶体结构。由于晶体中滑移阻力(Peierls-Nabarro力）是各向异性的，晶体容易滑移的晶面（简称滑移面）和易滑移方向（简称滑移方向）是相对固定的。常见的滑移系金属（尤其是多晶体）的塑性与滑移系数量有关Hcp的塑性不如bcc和fcc;金属的塑性还与滑移面原子密排程度及滑移方向数目等因素有关，Bcc结构金属的塑性不如fcc金属的强度、塑性与温度有关。(3)临界分切应力切应力较小时,只发生弹性变形由于存在晶格阻力，只有当作用于滑移面上沿着滑移方向的分切应力达到某一临界值时，晶体才开始滑动-塑性变形。这一应力对应于外界应力－屈服极限。临界分切应力是材料特性参数，与金属种类、晶体结构、纯度、温度等有关。一些金属的临界分切应力Ｍｇ晶体的屈服应力与取向临界分切应力是材料常数，与滑移系位向无关；屈服应力与滑移系方向有关；软取向：有些滑移系与外力的取向接近45º角，处于易滑移的位向，σs较小，称为“软取向”。硬取向：有些滑移系与外力取向偏离45º很远，σs较大，称为硬取向。(4)滑移时晶面的转动拉伸时，滑移方向及滑移面逐渐趋向于与外力方向平行；压缩时，晶面转动的结果是使滑移面逐渐趋于与压力轴线垂直。发生多滑移时会出现几组交叉的滑移带，发生交滑移时，表现为波纹状滑移带。孪晶孪生变形孪生是塑性变形的一种方式。变形后原来的单晶体形成镜像对称关系的一对晶粒－孪晶。(1)孪生变形的特点与滑移相似,孪生沿着特定的晶面、晶向变形孪生部分晶体的取向改变，滑移时晶体取向不变孪生是部分晶体的均匀切变，滑移是不均匀切变孪生部分原子位移正比于该层原子距离孪生面的距离，相邻原子面滑移量<原子间距孪生变形的特点孪生时应力-应变曲线锯齿状。孪生分为形核、长大两阶段形核，阻力大，~0.1G,长大，10-4G孪生需要很大的驱动力。(1)孪晶出现的频率和尺寸取决于晶体结构和层错能的大小。(2)由于厚度限制，由孪生提供的形变量是很小的，特别是在六方结构晶体中。(3)孪生可以改变晶体的方位，使某些滑移系处于有利位向，有利于滑移。

滑移孪生相同点沿一定的晶面、晶向进行；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(2)孪生几何学孪生是两部分晶体在一定的晶面（孪生面）沿着一定方向（孪生方向）相互移动而发生的孪生面和孪生方向与晶体结构有关，如Bcc:{112}<111>Fcc:{111}<112>Hcp:主要在{1012}<1011>孪生要素第一、二不畸变面K1、K2孪生方向η1；η2切变平面：垂直于K1并包含η1方向的平面。一些合金的孪生要素（3）孪生机制孪生时，整个孪晶区发生均匀切变；各层原子相对位移可借助不全位错的移动实现例如fcc结构，孪生面(111)，孪生方向[112],位移矢量实质就是一个肖克莱不全位错的移动。4.3晶体滑移的位错机制

4.3.1位错与晶体滑移晶体滑移是位错滑移的结果理论与实验都证明，滑移不是两部分晶体的刚性滑动，而是借助于滑移面上位错的滑移实现的。滑移的位错机制位错的柏氏矢量就是晶体的滑移方向，位错线的位置是已滑移区与未滑移区的边界。刃型位错的滑移面是唯一的，由ｂ与位错线共同决定；螺型位错的滑移面不是唯一的，是包含ｂ的某个晶面。晶体的（易）滑移面为密排面可动位错与固定位错如果位错的滑移面是晶体的易滑移面，称为可动位错；如果位错的滑移面不是晶体的易滑移面，称为固定位错。如fcc中的Frank不全位错，滑移面垂直于{111}，因而为固定位错。4.3.2位错增殖滑移时位错移出晶体，随着变形进行，晶体中的位错密度如何变化？实验发现变形后晶体中位错的密度显著提高说明位错滑移时伴随位错的增殖过程位错增殖机制很多，如Ｆ－Ｒ源，Ｌ源、双交滑移等Frank-Read源AB两端固定的一段位错线；在均匀切应力作用下；单位长度位错线受力位错线各点线速度相等，将会发生弯曲。反号位错运动方向相反，相遇时抵消4.3.3多滑移与交滑移如果处于不同滑移系的几个位错受到的分切应力同时达到临界值，就可以发生多系滑移。对于螺型位错，如果滑移受到阻力，可以改变滑移面，称为交滑移。只有螺型位错才能交滑移，交滑移前后滑移方向（柏氏矢量）不变。双交滑移也可以成为一种位错源；只有纯螺型位错才能交滑移；例如，由于位错反应单位螺位错成为扩展位错，则只能在层错面上滑移。但是，如果外力较大，可能重新束集成为单位螺位错，就可以交滑移。层错能、温度、应力较高容易交滑移。交滑移时产生波纹状滑移带，否则平行滑移带。铜和铝的滑移带4.3.4位错交割在发生多滑移系滑移时，在不同滑移面上运动的位错，会发生相互交割。相互交割时，在位错线上将出现割阶——位错线上的弯折割阶的出现有时候会影响位错的可动性。例如螺型位错上的刃型割阶。当滑动位错（甲）扫过另一位错（乙）时，乙位错必然随着晶体一起移动，一般会变成一条折线，割阶的大小和方向等于甲位错的柏氏矢量。运动是相对的，甲位错上也会产生割阶，台阶的长度和方向等于乙位错的柏氏矢量。刃型位错相交螺型位错相交刃型位错与其它位错交割，形成的割阶不会影响位错的可动性；螺型位错与其它位错交割，形成的割阶可能影响位错的可动性4.3.5单晶体的应力应变曲线立方晶系单晶体的应力-应变曲线与外力轴的方向有关。P取向曲线分为三段I：斜率~10-4G，单系滑移，位错阻力小；II：线性硬化阶段，斜率~3×10-3G,位错阻力逐渐增大；位错增殖、交割，塞积，可动性降低；III：抛物线硬化阶段，位错由于交滑移等恢复可动性。外力轴为A,B,C取向时一开始就发生多系滑移；没有第一阶段，当应力超过其屈服点后即显示出强烈的硬化效应而进入第二阶段，并且整个变形过程中的总变形量也比较小。密排六方金属如(镁)由于通常只沿一组滑移面进行单系滑移，几乎只有第一阶段，第II阶段尚未充分发展就已断裂。杂质可增大材料的硬化系数，第一阶段将随杂质含量的增加而缩短，甚至消失。4.4多晶体的变形多晶体金属在塑性变形时，每个晶粒内的塑性变形仍以滑移或孪生方式进行。但由于晶界的存在和每个晶粒中的晶格位向不同，故在多晶体中的塑性变形过程要比单晶体中复杂一些。

4.4.1多晶体变形的特点

(1)多晶体变形的不均匀性由于每个晶粒的位向不同，每个晶粒中不同滑移系上所受到的分切应力不同。

处于软位向的晶粒先发生滑移变形；而硬位向晶粒中所受到的分切应力很小，难以发生滑移

(2)多晶体变形的协调性

为了保持材料的连续性，一个晶粒变形时，相邻晶粒必须同时进行相应的协调变形。为了产生需要的协调变形，晶体至少需要5个独立的滑移系。滑移系较多的立方晶格金属具有良好的塑性，具有密排六方晶格的镁、锌等金属，因其滑移系仅有3个，因此多晶镁、锌的塑性远不如两种立方晶格金属。多晶体材料的强度一般高于单晶体材料

(3)多晶体变形过程当首批处于软位向的晶粒发生滑移时，周围处于较硬位向的晶粒以弹性变形相适应，在首批变形晶粒的晶界附近造成位错的堆积

随着外力的增大至应力集中达到一定程度，而后变形才会越过晶界，传递到另一批晶粒中

位错滑移一般不会越过晶界。多晶体变形过程随着滑移的发生，首批晶粒的位向同时也在发生转动，这也会使这些晶粒从软位向逐步转到硬位向，不能再继续发生滑移，而促使另一批晶粒开始滑移变形。

多晶体的塑性变形总是一批一批晶粒逐步地发生，从少量晶粒开始逐步扩大到大量的晶粒，从不均匀变形逐步发展到比较均匀的变形。变形不均导致内应力。4.4.2晶粒度对力学性能的影响

(1)晶粒尺寸与材料强度多晶体中，晶界两侧晶粒的位向不同，晶体的滑移即位错的滑移一般不能越过晶界。位错滑移至晶界产生塞积、应力集中；根据位错塞积理论，晶界前塞积的n个位错对晶界（障碍物）的作用力大致等于一个位错作用力的n倍；晶粒细小时，塞积位错的数目n较小，应力集中较小，只有在较大的外力时才能开动相邻晶粒的滑移系，即强度较高；晶粒度对力学性能的影响（2）晶粒尺寸与塑性晶粒细小时，应力集中较小,容易释放，同时应力场均匀，可以在相邻晶粒中开动较多的滑移系，使变形均匀图表示Al、Zn的应力应变曲线。4.4.3屈服现象实验发现，在应力达到su时，滑移已经传递到相邻晶粒，出现变形晶粒构成的塑性区(Lüders带)，然后应力下降至sl,在应力几乎不变的条件下，Lüders带扩展至整个长度。随后应力逐渐上升，进入均匀变形阶段。不需要增加外力而出现的继续伸长，称屈服(yield)。在bcc金属、fcc结构置换固溶体、Si,Ge,Cu晶须等低位错密度材料均发现了屈服现象Fcc，hcp结构的纯金属无明显屈服。应力的变化反映了可动位错密度的变化开始变形时，由于可动位错密度较小，因而位错平均速度较大，应力较高；当可动位错密度升高时，应力反而较低。、m较小的材料屈服明显，而fcc,hcp(m>100）不明显。应变时效少量的预塑性变形可暂时消除屈服现象。将经过少量塑性变形的试样放置一段较长的时间然后再行拉伸(或经200°C左右短时加热后再行拉伸)，则屈服现象又复出现，且屈服应力提高，此现象通常称为应变时效。4.5合金的塑性变形工业合金分为单相组织、复相组织。合金相包括固溶体、中间相两类，能够发生塑性变形的主要是固溶体。材料体系：单相合金：固溶体S，化合物C双相合金：S+S1，S+C，C+C14.5.1固溶体的塑性变形变形机制与溶剂金属相同但是由于溶质原子与位错的作用，使得变形阻力(强度、硬度）增大，变形能力(塑性)降低，称为固溶强化。固溶强化效果取决于固溶体类型、溶质的类型与含量。间隙溶质强化效果较大；固溶体的流变应力近似正比于溶质浓度；引起较大点阵畸变的溶质原子，溶解度较低，但是同样浓度时强化效果较大；反之，也成立。固溶强化原因溶质原子与位错的各种作用弹性交互作用，(Cottrelleffect)化学交互作用(降低层错能)，有序强化（反相畴界）电作用（电子分布不均）4.5.2复相合金的变形复相合金的变形与组成相的性质、相对量、形状、分布有关。两大类极端情况：聚合型：两相的尺寸和体积分数相近；分散型：增强相弥散分布在母相基体上，两相性质差别不大，差别较大可忽略(1)第二相强化两相的性能、尺寸和体积分数相近时，根据等应变模型，复合体的强度根据等应力模型，复合体的塑性如两相中一个是塑性相，而另一是硬脆相，则合金的力学性能主要决定于硬脆相的多少及分布。

材料及组织工业纯铁0.8%C，片状珠光体0.8%C，球状组织1.2%C，网状Fe3CII组织参数-630nm250nm100nmD=3000nmD=50nm-b,MPa275780106013105801760700,%47151614293.84(2)弥散强化体积分数较大的基体受力、变形，弥散分布的颗粒阻碍位错运动。如果第二相颗粒较大，位错线将绕过这些颗粒（长程力）位错绕过颗粒将位错线弯曲时，单位长度位错线需要额外的力Δf=T/R。因为f=τb,所以应力增量Δτ=T/(bR)由于弯曲位错需要附加的外力，构成Orowan强化弥散强化材料加工硬化率较高位错切过颗粒如果颗粒较细，位错可能切过颗粒。短程作用：切过颗粒时界面面积增加、P-N变化、出现反相畴界等;长程作用：因颗粒G较大，位错靠近时引起应变能上升；颗粒周围应力场阻力等4.6塑性变形对金属的影响塑性变形不仅改变材料的外形和尺寸，而且改变其内部组织与性能主要体现在四方面显微组织变化；加工硬化；形变织构；残余内应力4.6.1冷变形组织晶粒形状沿变形方向拉长随着金属外形变化，晶粒形状发生相似变化；变形量较大时，形成纤维组织：晶界、第二相拉长亚结构产生位错密度增加；从106~107至1011~1012/cm2位错缠结、位错胞（亚晶