材料科学基础第六章1.ppt

1、第六章 塑性变形,机械零件在加工或使用时都会发生变形，材料对变形的承受能力直接关系到零件的使用寿命。 本章主要讨论金属材料的变形方式和塑性变形机制，简单介绍陶瓷和高分子材料的变形特点。,6.1 金属的应力-应变曲线 6.1.1 工程应力-应变曲线(以低碳钢为例) 1 当应力低于e时，应力与应变成正比：=E E称为弹性模量， 表示材料的刚性。 此应力范围内撤 去应力则变形完 全消失，称为弹 性变形。,e称为弹性极限 (elastic limit) 。 2 应力超过e时发生塑性变形，应力去除后变形部分恢复。开始发生塑性变形的最小应力叫屈服极限 (surrender limit) s。对于无明显屈服

2、极限的材料，规定以产生0.2%残余变形的应力作为屈服极限，以0.2表示。,3 外力超过s(0.2)后，材料发生明显而均匀的塑性变形，要增大应变必须提高应力。这种随变形增大，变形抗力也增大的现象叫加工硬化(strain hardening)或应变硬化。 应力达到b后，材料均匀变形结束， b叫材料的抗拉强度(tensile strength )，是材料极限承载能力的标志。 4 应力达到b时，材料开始发生不均匀变形，形成颈缩。应力随之迅速下降，达到k时材料短裂。 k叫条件断裂强度 (rupture strength ) 。,断裂后的试样残余变形量l=(lk-l0)与原始长度l0的百分比称为延伸率(p

3、ercentage of elongtation ) ： =(lk-l0)/l0100% (6-1) 试样的原始截面积F0和断裂时的截面积Fk之差与F0的百分比称为断面收缩率(percentage of area reduction )：=(F0-Fk)/F0100% (6-2) 和都是材料的塑性指标，表示金属的塑性变形能力。,6.1.2 真应力-真应变曲线：在实际拉伸过程中，试样横截面在不断变化，试样所受的真应力S应是瞬时载荷P与瞬时截面积F的比值： S=P/F (6-3) 真应变为瞬时伸长量除以瞬时长度： de=dl/l (6-4) 总应变为： e=de=ll0dl/l=lnl/l0=ln

4、(1+) (6-5),图6-2为真应力-真应变曲线。 与工程应力-应变曲线的区别是：试样产生颈缩以后，尽管外加载荷已经下降，但真应力仍在升高(截面收缩速率大于载荷下降速率)，直到Sk，试样断裂。 Sk称材料的断裂强度( rupture strength)。 一般把均匀塑性变形阶段的真应力-真应变曲线称为流变曲线(flow curve)，其关系为： S=ken (6-6) n称为形变强化指数。密排六方的n较小，体心立方，特别是面心立方的n较大。,6.2 单晶体的塑性变形 材料通常是多晶体，多晶体变形与每个晶粒的变形密切相关。 单晶体常温塑性变形的主要方式有滑移和孪生两种。 6.2.1 滑移 6.

5、2.1.1 滑移现象：将 一块单晶体进行一定 的塑性变形后，原来 抛光的表面会出显许 多平行的线条。,这些平行线条称为滑移带。每一条滑移带都是由许多聚集在一起的相互平行的滑移线组成，每一条滑移线都对应一个小台阶。台 阶间距大约 为几十纳米， 高度约为几 百纳米。,X射线衍射分析发现： 1 变形晶体的结构类型并未改变，滑移线两侧的晶向也没变。即晶体的滑移是晶面间的平移滑动，滑动结果在表面留下滑移台阶。 2 滑移的分布不均匀，只集中于某些晶面，而相邻两条滑移线之间的晶体没有滑移。,*由于四轴晶系中ai组合的不独立性，任意两个a基矢的合成矢量都是剩余基矢的负数，如: a2+a3=-a1, 如果要用晶

6、向指数表示a1方向,就必须选择a1的模长使其合成矢量不为0 (通常选1), 于是有: a1: 2110; 其余类推。,结论： 1 滑移面总是晶体的密排面，滑移方向也总是晶体的密排方向。这是因为密排面之间的面间距大，滑移阻力(派纳力)小；密排方向原子密度大，移动距离短。 2 每一种晶格类型都具有特定的滑移系。面心立方金属为12个：111；密排六方金属有3个：(0001)；体心立方没有明显密排面，可能的滑移系48个：110,112,123.,*派纳力：Peierls-Nabarro力，位错滑移临界切应力。 P=2G/(1-)exp-2a/(1-)b 式中：b为柏氏矢量； G为切变模量； 为泊松比；

7、 a为滑移面间距。 从此式可以看出：面间距a越大派纳力越小；柏氏矢量b越小派纳力越小。,滑移系在一定程度上决定了金属塑性的好坏。如面心立方和体心立方金属的塑性好于密排六方金属。但在相同条件下，金属塑性好坏还取决于滑移面原子密排程度及滑移方向的数目等因素。如-Fe有48个滑移系，但滑移方向只有两个(不区别正反)，比面心立方(3个)少，而且滑移面的密排程度也较低，所以其塑性要比铝，铜等面心立方金属差。,6.2.1.3 临界分切应力：滑移在切应力作用下发生。晶体中某滑移系是否滑动，取决于该方向上的分切应力是否达到临界值。 有一截面积为A的圆柱形单晶，受轴向拉力P的作用。拉伸轴与滑移面法向ON的 夹角

8、为，与滑移方向OT的 夹角为。则P在滑移方向的 分力为Pcos，而滑移面的 面积为A/cos，P在滑移方 向的分切应力： =(Pcos)/(A/cos) =Pcoscos/A=0coscos。,当外力P一定时，作用在滑移系上的分切应力与晶体受力的位向有关。当0=s(屈服极限)时，晶体开始滑移，此时滑移方向的分切应力称为临界分切应力k ： k=scoscos 令：m=coscos，则： k=sm 或：s=k/m (6-7) m称为取向因子或斯密特(Schmid)因子。m越大，分切应力越大，越有利于滑移。,当滑移面法线、滑移方向和外力轴处于同一平面且=45时， m=coscos(90-)=sin2

9、/2=0.5。 此时m值最大，s最小，最有利于滑移，称为软取向；外力与滑移面平行(=90)或垂直(=0)时,s，晶体不能滑移，此种取向称为硬取向。 m对屈服应力s的影响在只有一组滑移面的密排六方晶体中尤为明显。,临界分切应力主要由材料自身晶体结构决定，与外加作用无关。对多晶材料而言，组织参数的作用非常敏感，纯度、温度、变形速度和加工及热处理状态都会产生极大影响。,6.2.1.4 滑移时晶体的转动：晶体被拉伸而产生滑移时，由于拉力共线的影响，晶面位向会发生改变, 结果使滑移面和滑移方向逐渐趋于平行于拉力轴线；而压缩时，晶面改变的 结果使滑 移面逐渐 趋于与压 力轴线垂 直。,滑移面和滑移方向的改

10、变必然导致斯密特因子m的改变。 因滑移而使m减小，导致滑移困难的现象叫几何硬化； 因滑移而使m增大，导致滑移容易的现象叫几何软化。,6.2.1.5 多滑移和交滑移：在具有多组滑移系的晶体中，若只有一组滑移系取向有利，该方向的分切应力达到临界分切应力时，便发生单系滑移，称为单滑移。 若几组滑移系分切应力同时达到临界值，或者由于晶面改变使其他滑移系的分切应力也达到临界值，则滑移将在多组滑移系上同时或交替进行，称为多滑移。此时会在晶体表面出现几组交叉的滑移带。,面心立方金属的滑移系为111，4个111面构成一个八面体。当拉力轴为001时， (1) 对所有111面，cos=02+02+12/(12+1

11、2+1202+02+12)=1/3 =54.7， (2) 角对101，101 011，011也都为45， (3) 锥体底面上的两个 方向与001垂 直。,因此，八面体上有8个滑移系具有相同的取向因子，当=k时可以同时开动。但由于这些滑移系有不同位向的滑移面和滑移方向构成，滑移时有交互作用，产生交割和反应，使滑移变得困难，产生较强的加工硬化。 当两个以上的滑移 面沿同一方向滑移 便形成交滑移。,发生交滑移时， 晶体表面会出现 曲折或波纹状的 滑移带。 最容易发生交滑 移的是体心立方 金属，滑移面为 110，112和123，滑移方向总是。 因滑移面不受限制，所以交滑移必是纯螺形位错，难易程度与层错

12、能相关。,6.2.1.6 滑移的位错机制：晶体的滑移是通过位错运动来实现的。当一个位错移到晶体表面时，便会在表面上留下一个原子间距的滑移台阶，其大小等于柏氏矢量。 大量位错滑过晶体，会在晶体表面形成显微滑移痕迹，即滑移线。 因此，可将滑移线看成是晶体中已滑移区与未滑移区的分界线。,刃型位错同样导致晶体滑移。 刃位错与螺位错运动导致的晶体滑移的最终结果相同，但位错运动的过程不一样。刃位错的滑移面是由位错线与柏氏矢量所决定的平面，其滑移方向为b的方向；螺型位错运动的方向也垂直于位错线，但同时垂直于b，即运动方向与晶体滑移方向垂直。,6.2.2 孪生 6.2.2.1 孪生变形现象：在切应力作用下，晶

13、体的一部分沿一定晶面(孪晶面)和一定晶向(孪生方向)相对于另一部分作均匀的切变所产生的变形叫孪生。均匀切变区的晶体结构不变，只是取向改变，与未切变区构成镜面对称，形成孪晶。,面心立方金属的的孪晶面为(111)，它与(110)的交割线为112，此方向即为孪晶方向。 以(110)为纸面作图(b)可以看出：晶体变形后，变形区域作均匀切变，每层(111)都相对与其相邻晶面沿112方向位移了d112/3。表明孪生时每层晶面的位错是借一个不全位错的移动造成的，在本例中，b=a112/6。,各层晶面的位移量与其距孪晶面的距离成正比，变形部分与未变形部分以孪晶面为准，构成镜面对称，形成孪晶。 孪晶在显微镜 下

14、呈带状或透 镜状。左图为 锌中的变形孪 晶显微像。,6.2.2.2 孪生变形的特点：晶体的孪晶面和孪生方向与其结构类型相关，体心立方为112, 面心立方为111, 密排六方为1012。 孪生与滑移的区别为： 1 孪生使一部分晶体均匀切变，而滑移只集中在一些滑移面上； 2 孪晶变形部分与未变形部分呈镜面对称，位向有变而滑移晶体的各部分位向不变。,3 孪生比滑移的临界分切应力高得多，只发生在滑移受阻而引起的局部应力集中区； 4 孪生对塑性变形的贡献小得多。但孪生改变晶体取向，使滑移系转向有利位置，有助于晶体的继续变形。 5 孪生变形的局部切变量可以较大，在晶体表面可以看到浮凸，重新抛光后在偏光下或

15、浸蚀后仍可看出孪晶，而滑移晶体抛光后滑移带消失。,密排六方金属常以孪生方式变形；体心立方金属在冲击负荷或低温下也借助孪生变形；面心立方一般不发生孪生，但在极低温下或受高速冲击载荷时偶尔也出现孪晶。 孪生变形的应 力-应变曲线也 与滑移不同。 图6-22为铜单 晶在4.2K的拉 伸曲线。,6.3 多晶体的塑性变形 实用材料多为多晶体，塑性变形的基本方式除滑移和孪生外，晶粒取向和晶界的影响使多晶体变形过程更复杂。 6.3.1 晶粒取向的影响：在多晶体中，各个晶粒的取向不同。在给定外力作用下，取向有利的晶粒A的分切应力较早达到临界值，便首先发生滑移。位错在滑移晶粒的晶界处塞积造成应力集中，使原来未滑

16、移的相邻晶粒B的某些滑移系的临界分切应力升高达到临界值。使其滑移开动。,相邻晶粒B的滑动使原本集中的应力得以释放，晶粒A中的位错源重新开动并使位错移出晶粒A。这样变形便从一个晶粒传向另一个晶粒并波及整个材料。 由于多晶体中每一个晶粒都处于其他晶粒的包围之中，变形必须与临近晶粒协调，否则会造成空隙导致材料破坏。这使得多晶体的塑性变形比单晶体困难得多，相应地，多晶材料的屈服应力也比同质单晶材料要高。,在三维空间，每一个晶粒的变形需用六个应变分量表示：xx, yy, zz, zx, xy, yz，由于塑性变形时晶体的体积不变，因此有xx+yy+zz=0的限制条件，所以每个晶粒至少需要5个独立的滑移系才能协调变形。 面心立方和体心立方滑移系多，能够满足要求，多晶材料具有较好的塑性。密排六方滑移系少，晶粒间的应变协调性差，多晶材料塑性也差，但强度较高。,6.3.2 晶界的影响：多晶材料的强度随晶粒的细化而提高，这种用细化晶粒来提高材料强度的方法叫细晶强化(grain refining strengthe