平均施密特因子 晶粒大小对塑性变形的影响 对于大多数金属材料,其屈服强度与晶粒平均直径d的关系可用 霍尔-佩奇(Hall-Petch)方程式表示: ys 0 k y d 1 2 适用条件: T使用<T再结晶; 0.35μm<d<400μm 细晶强化 为何晶粒越细小,材料的强度越高? 变形应变速率: m vb m 而: v( ) 0
τ0:位错作单位速度运动所需应力; τ:位错受到的有效切应力; m´:应力敏感指数,与材料有关。 应变时效:经少量预变形的金属在室温放置一定时间或在低温经 短时加热再拉伸,屈服点重新出现,且屈服应力提高 的现象。 第二相对合金变形的影响 ①宏观上看,两者都是在剪(切)应力作用下发生的均 匀剪切变形。 ②微观上看,二者都是晶体塑性变形的基本方式,是晶 体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面和晶向平移。 ③两者都不改变晶体结构类型。 不同点: 晶体中的位向 滑移:晶体中已滑移部分与未滑移部分的位向相同。 孪生:已孪生部分(孪晶)和未孪生部分(基体)的位向 不同,且两部分之间具有特定的位向关系(镜面对称)。 位移的量 一对相互垂直的螺型位错的交割 EF割阶为刃型位错,其大小和方向决定于bAB。 PP′为纯刃型割阶,当原刃位错AB向左运动时,割阶PP′可在自己 的滑移面上一起滑移,故叫滑移割阶; QQ′也是纯刃型割阶,但原位错CD向左滑移时,割阶需攀移才能 一起运动,故叫攀移割阶。温度较低时难以靠热激活来攀移,所 以攀移割阶成为原位错运动的阻力。 ①孪晶使一部分晶体发生了均匀的切变, 而滑移只集中在一些晶面上; ②孪晶后晶体变形部分的位向关系发了改变, 而滑移后晶体的位向关系并末改变; ③孪晶变形是通常出现于滑移受阻而引起的应力集中区, 因此孪晶临界切应力比滑移时大得多; ④孪晶对塑性变形的作用比滑移小得多。 第四节 单晶体的塑性变形 滑移与孪生的比较 相同点: 第八章 材料的变形与断裂 第一节 金属变形概述 金属变形与断裂表现在: 生产制造零件、构件或产品时 零件或构件在实际的应用中 弹性变形 塑性变形 断裂 第二节 金属的弹性变形 特点: 1) 变形可逆; 2) 服从虎克定律,即 正应力 切应力 σ=Eε τ=Gγ E G 2(1 ) 弹性模量 弹性模量:原子间结合力的反映和度量,代表使原子离开 平衡位置的难易程度。 一对相互平行的刃型位错的交割 PP′大小及方向与b1相同, QQ′大小及方向与b2相同 图中虚线为一对扭折的原来位置,当扭折向侧向展开时,如图 中实线所示,相当于原位错线的一部分向右滑移。 扭折是一种协调性变形,它能引起应力松弛,使晶体不致断裂 一对相互垂直的刃型位错的交割 EF割阶为刃型位错,其大小和方向决定于bAB。 滑移:原子的位移是沿滑移方向上原子间距的整倍数; 且在一个滑移面上总位移较大。 孪生:原子的位移小于孪生方向的原子间距,一般为孪 生方向原子间距的1/n。 滑移的临界分切应力 施密特定律 设轴向拉力为F,外力与滑移面法线N夹 角为φ,与滑移方向夹角为λ,则外力 在滑移方向上单位面积的分切应力为 F cos cos cos cos A 滑移带 滑移机制 滑移是晶体内部位错运动的结果。 位错宽度:位错两侧原子列 偏离其平衡位置达到b/4时, 位错两侧的宽度。 派-纳力 位错在点阵周期场中运动时所需克服的阻力叫派-纳力。 2 G 2W b P N e 1 Gb a W 2 1 1 派-纳力公式解析: 1)τP-N大小主要取决于位错宽度W和b。 2) W取决于结合键本性和晶体结构。 滑移最容易在晶体的密排面上最密排方向上进行 1 k f 0 d 形变织构 冷塑性变形时的晶体转动,使原为任意取向的各晶粒逐渐调整到 晶面或晶向的位向趋于一致,且都平行于主变形方向。形成了晶 体的择优取向,称为形变织构。变形量越大,择优取向越明显。 类型: 丝织构:拉丝时形成的织构,主要特征为各晶粒的某一晶 向大致与拔丝方向相平行; 例题: Al-Cu(wCu4%)合金在淬火并经150℃时效时屈服强度随时间的变化 如图所示。已知峰值强度为400MPa,G=26.1×103MPa,点阵常数 a=0.405nm,求该合金在时效达到最高值时的第二相平均间距。 第八节 冷变形金属的组织与性能 力学性能 随变形量的增加,材料的强度、硬度升高而塑性降低。 原理: 置换固溶体 a、溶质与溶剂原子尺寸差别:差别越大,则强化效果 越强。由于晶格畸变产生应力场而阻碍位错运动。 b、弹性模量:溶质与溶剂的弹性模量不同,位错受到 应力不同,需额外作功,故运动不易。 间隙固溶体 溶质原子溶入基体造成晶格畸变,从而与位错产生交互 作用,起到强化作用。 低碳钢的屈服和应变时效 室温变形时,晶界强度高于晶内,使每个晶粒变形也不均匀。 图为两个晶粒试样变形后呈竹节状。说明室温变形时晶界具有明 显的强化作用。 晶粒取向的影响 多晶体变形必然要求邻近晶粒互相配合,否则不能保持晶粒之间 的连续性,会造成孔隙,形成裂纹。为协调已发生塑变的晶粒形 状的改变,四周晶粒必须是多系滑移。在体积不变的情况下,每 个晶粒至少能在5个独立的滑移系上进行滑移,其形状才能相应地 作各种改变,即变形的协调性。 多晶体的屈服点为: 新位错 洛麦尔-柯 垂尔锁 新位错为两滑移面的交线 方向为 [110] 柏氏矢量为 刃型位错 1 [1 10] 6 位错的增殖 金属变形所需流变应力与位错密度的关系为: 0 aGb 位错增殖方式: F-R源(弗兰克-瑞德源) 双交滑移机制 ຫໍສະໝຸດ Baidu-R源 使F-R源发生作用的切应力为: Gb 2R 阻力: Gb L 第二相 间距 粒子开始析出阶段,析出细小共格过渡相,位错采用切过机制越 过粒子;随粒子尺寸增大,合金强度不断升高。当析出相粒子长 大到一定程度(图中P点后),位错采用绕过机制通过粒子,所需切 应力反而小于切过粒子所需的切应力。 合金弥散强化的两种位错机制 当第二相粒子可变形时,位错采取切过机制。第二相粒子半 径越大,位错切过越困难,强化效果也越明显。 当第二相粒子不可变形时,位错采取绕过机制。第二相粒子 越小、粒子间距越小,则位错绕过所需的切应力越大,强化效果 也越明显。 板织构:轧板时形成的织构,主要特征为各晶粒的某一晶 面与轧制面平行,某一晶向与轧制时的主形变方向平行。 丝织构 板织构 产生影响 对力学性能的影响(加工硬化) 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。 变形阻力提高,动力消耗增大; 脆断危险性提高。 利 利弊 弊 产生影响 例:深冲薄钢板,其要求是 1)主要沿宽度方向伸展,而在厚度方向上要很少变形; 2)板面展宽时,各个方向上的变形应该是均匀的。 金属组织 由于塑性变形,晶粒沿变形方向被拉长,当变形量大时,可能形 成纤维状组织。第二相也随着伸展或呈带条状分布。 性能出现各向异性,纵向的强度和塑性远远高于横向。 对于层错能较高的金属,当进行强烈变形时,由于位错的增殖和 交滑移会出现位错胞状结构,使位错大量分布于胞壁处。 金属流变应力与位错胞的尺寸关系为: 双交滑移机制 螺型位错在一个滑移面上滑移受阻,转移到另一个滑移面上滑移 之后又重新回到与原来面平行的滑移面上继续滑移的过程。 第七节 合金的变形和强化 单相合金的变形强化 固溶强化:合金形成单相固溶体后,变形时的临界切应力高 于纯金属的现象。 无限固溶体:强化随着溶质浓度成抛物线关 系,在xB=50%处出现最大值。 强化效果: 有限固溶体:强化与溶质浓度成线性关系。 交滑移:只有纯的螺型位错才能进行交滑移。 当螺型位错在一个滑移面上运动遇到障碍,会转到相邻面上继续 滑移,滑移方向不变,其滑移线为波纹状。 第五节 多晶体的塑性变形 多晶体的塑性变形方式仍然是滑移和孪晶变形。 变形特点: 塑变的传递性 塑变的协调性 晶界的影响 在变形过程中,运动位错不能越过晶界形成位错塞积群。这种在 晶界附近产生的位错塞积群会对相邻晶粒的位错源产生一反作用 力,从而完成位错滑移的传递过程即变形的传递性。 1-2个原子间距的割阶,运动后产生空位或间隙原子; 几个原子间距-20nm的中等割阶,运动后形成位错偶及位错环; 20nm以上的大割阶,运动后形成单点F-R位错源。 结论: 任意类型的两个位错交互作用形成割阶,割阶为刃型位错, 大小与方向取决于与之作用的位错的柏氏矢量,割阶的矢量与 原位错相同。 螺型位错上的割阶比刃型位错上的割阶阻力大,刃型位错更 易移出晶体表面。 位错在晶界处的塞积所致。 第六节 纯金属的变形强化 变形强化:纯金属变形后,其流变应力随变形程度的增加而 增加的现象,又称为加工硬化。 位错的交割 强化原因: 位错的反应 位错的增殖 位错的交割 扭折:多系滑移时,交截位错的弯折部分仍在滑 移面上的现象。 割阶:多系滑移时,交截位错的弯折部分不在滑 移面上的现象。 a a)无“制耳“件 b)“制耳”件 b 产生影响 两个检验指标: r w ln(W i / W f ) ln(W i / W f ) t ln(T i / T f ) ln( L f W f / LiW i)