第3章 金属的塑性变形和加工硬化

实用文档
29
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。
实用文档
19
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。
实用文档
20
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。
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。
实用文档
2
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
实用文档
3
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；
图3.8 在不同的温度下区域精炼铁的应 力-应变曲线
实用文档
25
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。
实用文档
11
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
实用文档
12
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。
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。
实用文档
28
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。
实用文档
16
• 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。
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。
实用文档
8
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。
实用文档
14
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
实用文档
15
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。
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：
l2
2
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。
实用文档
5
第三阶段特征：
1）加工硬化速率（ Ⅲ ）降低，曲线呈抛物 线型；
0' P
最后是第二抛物线部分（第三阶段）：
0'' Bm
实用文档
24
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3.5 锌单晶的加工硬化
实用文档
13
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。
实用文档
22
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：
0 An
图3.7 铝多晶体77K温度时的 应力-应变曲线
实用文档
23
第一段，1∽2%应变前，抛物线关系为：
0 An
接着是曲线的直线部分（第二阶段）：
• 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。
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。
实用文档
6
加工硬化第三阶段有加工软化现象。
图3.9 钢的动态应变时效
实用文档
30
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。
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。
实用文档
27
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 d 值表明对晶粒尺寸有强
烈的依存关系。
实用文档
31
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。
• 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。
实用文档
18
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。
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。