金属的塑性变形和加工硬化

第3章金属的塑性变形和加工硬化

3.1单晶体的塑性变形加工硬化-金属塑性变形中，变形程度增加，其强度和硬度提高而塑性则降低。金属在冷塑性变形过程中，为什么会出现强化现象?如何实现强化?受哪些因素影响以及其强化的变化规律如何呢?

第三章金属的塑性变形和加工硬化首先来分析纯金属单晶体的塑性变形过程

图3.1典型金属的应力-应变曲线

在各种结构的金属中，面心立方金属的硬化机理研究得比较深入，下面重点以FCC金属为例加以说明。

第三章金属的塑性变形和加工硬化

一、FCC晶格单晶体的塑形变形

1、应力一应变曲线

图3.2面心立方单晶体典型的应力-应变曲线第三章金属的塑性变形和加工硬化典型曲线的三个阶段特征：第一阶段特征：

1）加工硬化率（Ⅰ）很低；

2）滑移线细而长且均匀分布；

3）加工硬化速率对晶体位向和杂质十分敏感；

4）滑移线上的位错数可以很大；

5）三类晶体结构中，没有螺位错存在，这可能是由于在相邻滑移面上两个异号螺位错相遇时，由于交滑移而湮灭了。只有在层错能低的合金（如Cu-10%Al）中才可以看到螺位错。

其位错组态常呈刃位错多极子排列。第三章金属的塑性变形和加工硬化

第二阶段特征：

1）加工硬化率（Ⅱ）很高，且和应变量呈线性关系；

2）加工硬化率对金属的种类或合金的成分（只要为面心立方晶体）不敏感，对晶体的位向也不敏感；

3）滑移线长度随应变量有如下规律：

4）每根滑移线上位错数大致不变；

5）其位错结构缠结，形成胞状结构。第三章金属的塑性变形和加工硬化

第三阶段特征：

1）加工硬化速率（Ⅲ）降低，曲线呈抛物线型；

2）变形温度和层错能对第三阶段有影响；

3）该阶段是一个热激活过程，该阶段开始时的应力随温度的增加而快速减少；

4）内部组织变化的特征是：出现了滑移带。随着变形量的增加，滑移都集中于滑移带内，在滑移带之间不再出现新的滑移痕迹，而在滑移带内可以看到交滑移。第三章金属的塑性变形和加工硬化

加工硬化第三阶段有加工软化现象。

Cottrell和Stoke发现，如纯铝在90K变形至第二阶段，继之升高温度，于室温下再进行实验时，就有明显的屈服降落。这说明低温时的硬化会部分地突然去除，显然低温变形时形成的位错结构是不稳定的，到室温时发生某种变化。由此证明，铝在室温下出现的屈服点，并不是由于点缺陷的扩散或杂质原子偏聚到位错线，钉扎了位错所造成的。

由以上实验结果可知，易滑移阶段只在主滑移系统上运动，第二阶段次滑移系统上的位错参与了滑移变形，第三阶段则产生了螺位错的交滑移。第三章金属的塑性变形和加工硬化2、影响应力一应变曲线的主要因素1）

取向的影响

FCC金属单晶体的应力一应变曲线形状和试样的取向关系很密切。图3.3单晶铝不同取向拉伸时的应力-应变曲线---室温；—77K

第三章金属的塑性变形和加工硬化2）金属的层错能和纯度的影响

层错能的高低影响到第Ⅲ阶段前的变形发展。室温下的层错能高的金属，扩展位错很容易束集及产生交滑移，Ⅱ值不超过4％-5％，应力应变曲线很快进入第Ⅲ阶段；层错能低的金属，因为扩张位错不易束集，位错交割困难，不易产生多系滑移，则

Ⅱ可能超过20％以上。杂质原子明显地影响到第Ⅰ阶段的长度。主要从杂质原子对层错能影响和形成弥散的第二相两个方面。第三章金属的塑性变形和加工硬化3）

温度的影响

温度升高时，0略有降低，Ⅲ而则显著降低，Ⅱ，Ⅲ变短，Ⅰ和Ⅱ与温度关系不大，而Ⅲ

则随温度升高而减小。第三章金属的塑性变形和加工硬化3、FCC金属形变单晶体的表面现象

面心立方晶体研究发现，无论层错能高低，只要是处于同一个阶段形变，都具有相同特征的表面现象。各阶段观测研究的结果简述如下：第1阶段；用光学显微镜一般看不到滑移线。

第Ⅱ阶段：光学显微镜在暗场下可以看到滑移线，线长随应变的增加而递减。电镜观察到的单个滑移线比第1阶段的粗而短。第Ⅲ阶段：出现滑移带，带中包括靠得很近的滑移线。应变增加时，带间不再增加新线，形变集中在原来的带中，带端出现了碎化现象。所谓碎化现象，系指相互连接着的滑移带的侧向移动现象。第三章金属的塑性变形和加工硬化二、

BCC晶格单晶体的塑性变形高纯度的BCC金属室温的应力应变曲线与FCC金属的曲线相似。

如果含有微量杂质原子或在低温形变时，将产生明显的屈服现象而得不到三个阶段的硬化曲线。

图3.4铌单晶体的加工硬化第三章金属的塑性变形和加工硬化三、HCP晶格单晶体的塑性变形HCP金属的应力应变曲线的第Ⅰ阶段硬化率θⅠ与FCC金属相近，但通常限于一组基面滑移，出现很长的第Ⅰ阶段，远远超过其他结构的晶体，以致其第Ⅱ阶段还未充分发挥时试样就已经断烈了。但条件合适时也会出现完整的三个阶段。图3.5锌单晶的加工硬化

第三章金属的塑性变形和加工硬化

3.2金属多晶体的塑性变形使用的大多数金属材料都是多晶体。多晶体是通过晶界把取向不同、形状大小不同、成分结构不同的晶粒结合在一起的集合体。多晶体的塑性变形是许多单晶体塑性变形的集合。但是，由于组成多晶体的各个晶粒取向不同，由于存在着晶界及晶粒大小有差别，使得多晶体的塑性变形和强化有许多不同于单晶体的特点。第三章金属的塑性变形和加工硬化一、晶界在塑性变形中的作用

为了显示晶界对变形的影响，可将由几个晶粒组成的大晶体承受变形并观察和测量它的变形分布情况。如下图：图3.6总变形量相同时多晶铝的几个晶粒各处的实际变形量第三章金属的塑性变形和加工硬化由图可知：1）总变形量相同时，在多晶体内，不仅各晶粒所承受的实际变形量不同，而且每个晶粒内部各处的实际变形程度也不一致。2）在晶粒边界处变形程度都比晶粒内部小，这既表明晶界处较难变形；也显示出晶界在促进变形的不均匀分布上起很大作用。第三章金属的塑性变形和加工硬化晶界对塑性变形过程的影响，主要是在温度较低时晶界阻碍滑移进行引起的障碍强化作用和变形连续性要求晶界附近多系滑移引起的强化作用。

1.晶界的障碍强化作用

由于晶界两侧晶粒取向不同，滑移从一个晶粒延伸到下一个晶粒是不容易的，晶界存在着阻

碍塑性变形进行的作用。要实现塑性变形从一个晶粒传递到下一个晶粒，就必须外加以更大的力，这就是晶界的障碍强化作用。第三章金属的塑性变形和加工硬化2.多系滑移强化作用

多晶体材料中，一个晶粒产生滑移变形而不破坏晶界连续性，相邻的晶粒必须有相应协调变形才行。多晶体的塑性变形，一旦变形传播到相邻的晶粒，就产生了多系滑移。位错运动遇到的障碍比单系滑移多，阻力要增加。而且随着变形量的增加，阻力增加很快，这就是多系滑移所产生的强化作用。在不同的晶体结构中，多系滑移强化和障碍强化所起作用的大小是不同的。体心和面心立方晶体金属中，滑移系统多，多系滑移强化效果比障碍强化大得多；室温下变形的六方金属晶界的障碍强化是主要的。

第三章金属的塑性变形和加工硬化3.多晶体变形的不均匀性

多晶体由于存在着晶界及晶界两侧晶粒取向有差别，多晶体的塑性变形有着很大的不均匀性。当外力作用于多晶体时，由于晶粒取向不同，作用于各晶粒的滑移系统上分切应力不同，因而各个晶粒变形不一样。在单个晶粒内，晶界附近难于变形，一般来说，晶界变形要低于晶粒中心区域。大小不同晶粒相比，细晶粒强化作用大。由于细晶组织中晶界占的比例要大于粗晶组织中的晶界，细晶组织的硬度普遍高于粗晶组织的硬度。

第三章金属的塑性变形和加工硬化二、晶界的本质1、晶界处点阵畸变较大，存在着晶界能；2、晶界处的原子排列的不规则性；3、晶界处的原子偏离其平衡位置，具有较高的动能；4、晶界处存在有较多的空位、位错等缺陷；5、晶界处原子的扩散速度较大；6、晶界的熔点较低。第三章金属的塑性变形和加工硬化三、晶界对晶体强度的影响

多晶体与单晶体变形的区别主要表现在以下两个方面：1）多晶体材料存在晶界；

2）多晶体中各晶粒的取向不同。实验证明，多晶体材料的流变应力与晶粒直径的平方根成反比，即：Hall-Petch关系式

τ

=τ*+kd-1/2

第三章金属的塑性变形和加工硬化四、金属多晶体应力一应变曲线

金属的流变曲线很好地表现出金属塑性变形过程中的特征。金属在塑性变形过程中的强化规律，都常采用应力一应变曲线来描述。各种影响金属形变强化的因素(如点阵类型、金属种类、晶粒大小、变形温度、变形速度、加载方式等)，都将影响到应力一应变曲线的特征和数值。第三章金属的塑性变形和加工硬化1、FCC晶格金属多晶体的变形

多晶体面心立方晶格金属典型的应力-应变曲线通常用抛物线来描述。人们常常提出不同的关系式予以一般性描述，典型的方程是：图3.7铝多晶体77K温度时的应力-应变曲线第三章金属的塑性变形和加工硬化第一段，1∽2%应变前，抛物线关系为：接着是曲线的直线部分（第二阶段）：最后是第二抛物线部分（第三阶段）：第三章金属的塑性变形和加工硬化2、BCC晶格多晶体的变形

许多体心立方晶格晶体金属，如果晶粒是细的，与面心立方晶格金属比较，则有明显的屈服点。这个明显的屈服点，是由于像碳、氮、氧杂质间隙原子有较小的富集所引起的。

大多数体心立方晶格的曲线低于面心立方晶格金属的曲线，即体心立方晶格金属的加工硬化速率实际上是低的。图3.8在不同的温度下区域精炼铁的应力-应变曲线第三章金属的塑性变形和加工硬化BCC晶格金属的屈服理论:BCC晶格金属与HCP晶格和FCC晶格金属相比，温度在低于0.2Tm左右时对屈服应力影响很大，而且屈服应力也明显地与应变速率有关。很清楚，要解释这种现象，就需要阐述与温度密切相关的位错钉扎或位错阻碍作用的机理。为了解释屈服应力而提出的机理中最有意义的是：

1）间隙原子位错气团；

2）位错上的细小沉淀物；

3）阻碍位错运动的Peieris-Nabarro力第三章金属的塑性变形和加工硬化3、密集六方晶格多晶体的塑性变形

密排六方晶格多晶体晶粒的塑性变形以与其单晶体不同的方式变形，且对于多晶体孪生、扭折带的形成和非基面滑移起着基本的作用，而易滑移沿基面难于进行的。

对于密排六方晶格金属的双晶体和多晶体的表现的观察表明，它们的形变强化主要决定于沿非基面滑移的存在。第三章金属的塑性变形和加工硬化晶粒大小对六方晶格多晶体塑性和流动应力产生影响。在密排六方晶格的金属和合金中，高的Ky值是由滑移系局限性和大的取向因子m所决定的。大的取向因子m和

值表明对晶粒尺寸有强烈的依存关系。流动应力随着晶粒尺寸的减小而增大并不是由于晶界存在本身的原因，而是由于被晶界分割开的晶粒之间的交互作用。变形接力传递的可能性随晶粒尺寸的减小而增大。第三章金属的塑性变形和加工硬化五、影响多晶体应力-应变曲线的主要因素

1.点阵类型和金属种类影响

体心立方金属的硬化速率大体相同，比面心立方金属的硬化效果差。但同是面心立方晶体的金属，其硬化速率差别却比较大。原因是：由于体心立方金属的滑移系统较多，易于产生交滑移，是其硬化速率较低的主要原因之一。面心立方晶体的金属所表现出来的硬化速率差别较大的现象，可能是由于其层错能不同所致。

第三章金属的塑性变形和加工硬化应力一应变曲线的另一特点是，体心立方金属的明显屈服效应、动态形变时效现象。

原因是晶界附近最容易偏析杂质原子，由于溶质原子特别是间隙原子与位错的相互作用强烈，柯垂尔气团对位错的钉扎很牢，应力一应变曲线出现屈服效应现象。当温度从室温上升时，出现动态形变时效，上下屈服点反复出现，这种现象称为波特纹一李一沙特里效应。

图3.9钢的动态应变时效第三章金属的塑性变形和加工硬化2.变形温度与应变速率的影响

温度对加工硬化有很大的影响。温度升高，硬化系数降低，对应于一定变形程度的屈服应力值也减小。其原因：1）随温度升高，可能开动新的滑移系统；2）随着温度升高，可在变形过程中出现回复和再结晶的现象；3）随着温度升高，可能出现新的塑性变形机理。第三章金属的塑性变形和加工硬化体心立方晶体对温度的敏感性尤为突出。在低温下，屈服应力上升是特别突出的。原因是：1）体心立方晶体的点阵阻力对温度的依赖性更明显，而由于体心立方晶体的位错宽度较窄，其点阵阻力对屈服强度有重要作用。2）体心立方晶体中的位错与溶质原子特别是间隙原子的相互作用强烈。在低温下，体心立方晶体的屈服应力值很高，很容易发生脆性断裂，即体心立方晶体具有低温脆性。此外，体心立方晶体的屈服效应现象显著，存在着动态形变时效温度区间。第三章金属的塑性变形和加工硬化应变速率对加工硬化的影响具有双重性，包含温度和时间两个方面的因素：由于应变速率升高，软化机理来不及进行而引起屈服应力升高的应变速率效应；在变形过程中由于应变速率很高(如同绝热过程中形变热来不及散失)，塑性功转化成形变热而提高了变形物体温度，产生使屈服应力降低的温度效应，规律较复杂。应变速率对加工硬化的影响用屈服应力相对提高值(提高单位应变速率时，屈服应力增量与原始屈服应力值之比)表示，称为速率效应。

第三章金属的塑性变形和加工硬化图3.10温度对速率效应的影响高温区(完全软化区)应变速率效应影响最大。在这个温度区间，塑性变形机理基本是扩散机理、晶间滑动机理。过渡区的应变速率效应居中。在这个温度区有回复和再结晶软化机理作用。低温区效应影响最小，在此温度区间起控制作用的变形机理为切变机理。第三章金属的塑性变形和加工硬化3.3加工硬化理论温度和应变速率对流变应力的影响许多金属晶体其流变应力随着温度的升高和应变速率的减小而降低，但当温度升高至某一数值时，其流变应力就不再改变（如果不考虑切变模量受温度影响的话，流变应力是一个恒定值）。第三章金属的塑性变形和加工硬化Seeger把流变应力分为两部分：

前一部分是与温度有关的流变应力分量，后一部分是与温度无关的流变应力分量。

这两项取决于位错运动的障碍，如果是长程障碍，流变应力则主要取决于后一部分，反之，则受前一部分控制。

加工硬化的各种机制应该说明流变应力两个分量的来源及其相对贡献。第三章金属的塑性变形和加工硬化1、位错塞积理论该理论以Seeger理论为代表，后来由Friedel和Hirsch等人修正完善。

Seeger认为：加工硬化主要来自主滑移系统上平行位错间的弹性交互作用，或者是因为位错反应生成L-C不动位错，构成位错运动的障碍，使位错堆积在障碍前面，形成了长程内应力而造成的。Seeger的硬化理论主要建立在对表面滑移线观察的实验基础之上。第三章金属的塑性变形和加工硬化该理论对加工硬化各个阶段的解释如下：

第一阶段：假定单位体积内位错数为N，每一位错源在应力τ作用下放出的位错环数为n，在滑移面上每一环移动的距离为l，相邻滑移面间的距离为d,d<<l，

当应力增加δτ，引起的位错源放出的位错环数增加了δn，从而使应变量增加了δε，则有：

第三章金属的塑性变形和加工硬化产生了δn的位错环，将也增加了作用在位错源上的反作用力，当反作用力等于应力增量时，就不再继续产生新环。于是有如下关系式：由此可得到如下关系式：第三章金属的塑性变形和加工硬化

第二阶段：实验证明，温度只改变第二阶段到第三阶段的过渡，即两个阶段范围的宽窄。说明第二阶段的流变应力主要受与温度无关的应力的控制，该应力主要来自主滑移面上的位错应力场，而不是与林位错的交互作用。

该理论认为，第二阶段的硬化，主要是形成了L-C不动位错，位错被阻塞在这一障碍前面。随着应变量增加滑移线变短，这是由于L-C不动位错增加了。第三章金属的塑性变形和加工硬化

位错通过塞积群的应力场所需的应力为：

l是塞积群间的距离。

Seeger的实验分析认为加工硬化第一阶段过渡到第二阶段后，每个滑移线上的位错数大致不变。第三章金属的塑性变形和加工硬化第三阶段：

位错被塞积以后，到了第三阶段，要继续变形，只有两种可能：

1）在大的应力集中下将L-C障碍摧毁，使领先的不全位错重新组合；

2）在塞积群应力集中未弛豫以前，就发生了交滑移，螺位错可以在它们的滑移面内避开障碍，不必与这些障碍发生强的交互作用，它们可以通过双交滑移返回原始滑移面。

第三章金属的塑性变形和加工硬化Seeger倾向于后一种机制，。因为实验观察到了在第三阶段开始时，就出现了粗的滑移带，而在滑移带内滑移线有交滑移的痕迹。第三阶段的硬化主要是由位错圈中的刃型部分所引起的。这些位错圈保持在晶体内部，随着位错源的继续开动，它们的密度也将增加，最终排列成低角度的界面。螺位错的交滑移造成位错密度的降低以及刃型位错的重新排列就构成了第三阶段的动态回复过程。第三章金属的塑性变形和加工硬化2、林位错硬化理论（Hirsch等）该理论主要是建立在用薄膜试样作电镜观察，分析其形成的位错结构上，它和前一理论的实验方法曾引起争论。

凡是穿过主滑移面上的位错都叫林位错。林位错的产生大部分是在变形的第二阶段，当主滑移面上的位错运动受阻而塞积时，其产生的长程内应力将激发次滑移系上的位错源开动，这些穿过主滑移面的次生位错即成为林位错第三章金属的塑性变形和加工硬化林位错硬化理论认为第二阶段的硬化主要是由主滑移系上的原生位错和次滑移系上的次生位错的弹性交互作用合成了新的位错线段，降低了能量，从而形成了更稳定的位错结构，阻碍了位错运动的结果。

由该理论可得：

式中：

是一个常数，林位错间距第三章金属的塑性变形和加工硬化

林位错理论用的是林位错间距来描写位错的结构，缺少使滑移线受阻的基本机制描述，不能说明变形各阶段中在基体内位错结构的不均匀性。因为在基体内部，存在易变形的软区和不易变形的硬区。第三章金属的塑性变形和加工硬化3、割阶硬化理论

割阶对位错运动要产生影响。

无论是束集的割阶还是扩展的割阶，只要产生的割阶是不动的，那么螺位错带着不动的割阶运动时，割阶的攀移势必要在高应力下才能实现，从而产生硬化。原生位错在主滑移面上的运动，由于和林位错的交截，因而也就是主要次滑移系上产生位错时才开始形成割阶。这些割阶有的是可以运动，形成固定割阶是少数，这样流变应力的大小主要取决于固定割阶的数目，即：第三章金属的塑性变形和加工硬化

式中：是常数，约为1/5，是不动割阶的间距从以上分析可知，流变应力的各种表达式中，有一共同的形式，即：式中：与位错分布有关的某一特定尺寸。

第三章金属的塑性变形和加工硬化割阶硬化理论的缺点：

1）由于引起硬化的空位割阶只能由特定的滑移系相交才能产生，因此，估计出的第二阶段的加工硬化速率对于取向的依赖关系远远大于观测到的情况；

2）由于只有少数林位错才产生空位割阶，这样估算出的加工硬化速率还不到实验测定值的10%。第三章金属的塑性变形和加工硬化3.4金属的塑性指标

一、塑形指标1.延伸率