1、金属塑性变形物理基础,宋仁伯北京科技大学,前言,塑性变形是一种最常用的生产产品的工艺方法，材料经过塑性成形使其具有需要的形状和性能，才体现出它的价值。材料加工的目的就是两个：一是改变材料的形状，另一个是改善其性能。,前言,金属材料的性能（包括使用性能和深加工性能）:在使用条件一定时，是决定于成分和组织结构的。在材料的化学成分一定的情况下，其组织结构是由加工工艺决定的，即通过冷、热加工、热处理和形变热处理可以在很大范围内改变金属材料的组织结构，从而改变材料的性能。,掌握了形变、形变和相变相结合的过程中金属材料组织结构的变化规律，就可以利用这些规律，设计和优化加工工艺， 获得满足性能要求所需要的组
2、织结构。,这些规律就是:材料在塑性变形过程中的物理基础, 或称:塑性加工金属学。,前言,有时为了充分发挥冷、热加工、热处理和形变热处理改变金属材料的组织结构的作用，也经常适当地调整化学成分，从而获得更好的效果。,前言,因此,为了达到有效的控制材料性能的目: 在现代缺陷理论的基础上，阐明金属塑性变形的物理实质、变形机理、塑性变形时材料的组织结构和性能变化的关系，从而为合理地选择加工条件，保证塑性变形过程的进行提供理论基础。,课程内容,1.金属材料的一般特性2.金属塑性变形的物理本质3.金属的塑性变形和强化 4.金属在塑性变形中的组织结构与性能变化,1.金属材料的一般特性,金属材料,尤其是钢铁材料
3、: 由于本身具有比其它材料优越的综合性能; 由于在性能方面以及数量和质量方面蕴藏着巨大潜力; 对人类文明发挥着重要的作用。决定金属材料性能的基本因素： 化学成分 - 金属元素; “组织” 和“结构”- 原子集合体的结构以及内部组织。,1.1 金属组织结构,（1）金属组织：用肉眼或不同放大倍数显微镜所观察到的金属内部的情景。 低倍组织或宏观组织-放大几十倍的放大镜或用肉眼所观察 的组织；高倍组织或显微组织- 放大1002000倍的显微镜观察的组织；电镜组织或精细组织- 用放大几千倍到几十万倍电子显微镜所 观察到的组织。对组织的研究是金属学的重要内容，晶粒是组织的基本组成单位，而由晶界把不同的晶粒
4、结合在一起。,（2）晶体结构：一个完整的晶粒或亚晶是由同类或不同比例的异类原子，按一定规律结合在一起，并可以用严格的几何图案表达。结构就是指原子集合体中各原子的组合状态。,金属和合金的典型结构模型：面心立方晶体：Al、Ni、Cu、-Fe 体心立方晶体：Cr、V、Mo、W、-Fe、-Ti 密排六方晶体：Zn、Mg、Be、-Ti、-Co,（3）结构缺陷：金属学中将原子组合的不规则性，统称为结构缺陷，或晶体缺陷。,缺陷种类：点缺陷：溶质原子，间隙原子，空位；线缺陷：位错；面缺陷：晶界，相界，层错，半位错.体缺陷：如固溶体中的偏聚区，孔洞.,1.2 金属与合金的相变,金属与合金的“态”：金属和合金随温
5、度、压力和成分不同可分别处于固态、液态和气态。这些态可以是稳定或不稳定或亚稳定；与条件有关；可以相互转变；使材料具有不同特性；相：金属合金的不同组态是由不同的相组成的。在一个系统中那些成分一致、结构相同并有界面相互分隔开的均匀组成部分的综合称为相 。相转变总是伴随着性能的剧烈变化。相图：相平衡关系的图解。符合相平衡的热力学规律，遵守相律的，表示出成分、温度和压力的坐标关系图。,1.2.1 凝固：液态到固态的结晶过程,固溶体的凝固组织特殊性（与同分结晶相比）（1）显微偏析：晶内偏析（或枝晶偏析）；晶粒之间的偏析； 晶界偏析等。 （2）晶粒的形貌：易于出现组成过冷，出现不规则的液固界面， 晶体易于
6、以胞晶或枝晶向液相中成长，出现不均匀的晶粒组织。铸锭的凝固组织：细晶粒外壳；柱状晶；等轴晶；,1.2.2 固态相变,金属和合金的结构及组织在固态下可以进行的多种形式的转变，使同一种材料经过不同处理后，具有性能方面的多变形。固态相变规律：控制材料性能的有效手段。因此，钢中奥氏体分解动力学及显微组织演变的研究以成为优化钢铁材料质量和生产工艺的的至关重要任务。,(1) 固态相变的特点,相变的阻力:新旧两相间的自由能差;形核:与液态相比 非均匀性核; 形核的取向关系; 共格晶界与非共格晶界;过渡相的存在:亚稳相新相的组织形态:随条件而变化;非扩散转变-马氏体转变:,马氏体转变:温度低,原子扩散困难而无
7、法进行,旧相又难以稳定存留时,以切变的方式无扩散地转变为新相马氏体.,特点: a.不引起化学成分的变化，只产生结构类型的变化；b.形核和成长两个过程；成长速度很快；c.不需要原子扩散，依靠复杂的切变过程；马氏体与母相之间的界面必须保持切变式的共格关系； 切变和共格是不可分割的两个重要属性。d.类型： 变温马氏体：连续冷却时，由高温相转变而成； 恒温马氏体： 应力引起马氏体转变：在某一个温度下。,1.2.2固态相变,(2)固溶体的脱溶 -另一类固态相变 即固溶体的沉淀：沉淀过程中形成的新相；组织特点：3种， 作用：沉淀强化机理；,1.2.3 铁碳相图和铁碳合金缓冷后的组织,钢和铸铁：铁基合金 铁
8、碳二元系中：钢-含碳小于2.11%； 铸铁-含碳大于2.11%（重量）。 工业用钢还含有其它元素。铁的化合物：当铁碳合金的含碳量超过铁的溶解度时，多余的碳以碳化物的形式存在于铁中。 如：渗碳体:,铁碳相图,（1）铁碳相图,五个点 -分成 七类组织 P(0.0218%C) , S(0.77%C), E(2.11%C), C(4.30%C), F(6.69%C); 表1 铁碳合金的分类：,（2）铁碳合金缓冷过程中的固态转变和室温组织,a. 共析钢的固态相变,共析钢的组织转变示意图,b.亚共析钢缓冷过程中组织变化示意图,45号钢缓冷后的组织,C.过共析钢的固态转变,相转变总是伴随着性能的剧烈变化材料
9、的组织结构决定了材料的性能材料的化学成分和加工条件决定了：相变和微观组织演变；为有效控制产品质量 研究：金属和合金在经受各种加工时，其相变规律，相变发生的条件，组织演变规律，对材料性能影响等。,2.金属塑性变形的物理本质,2.1 塑性变形机理金属塑性变形包括晶内变形和晶间变形； 晶内变形：各种位错运动而实现晶内的一部分相对 于另一部分的剪切运动剪切运动有不同的机理， 其中在常温下最基本的形式是：滑移、孪生。 晶间变形：在T 0.5Tm（Tm：熔化温度）控制作用的变形机理： 当变形温度比晶体熔点低很多时：是滑移和孪生； 在高温塑性变形时：扩散机理起重要作用。,实际变形过程的复杂性：,几种机理起作
10、用；受许多因素影响：晶体结构、化学成分、相状态等材料的内在因素，及变形温度、变形速度、应力状态等外部条件的影响。因此要研究和控制材料的变形过程，掌握基本的塑性变形机理很有必要。,孪晶,滑移,2.1.1 滑移,点阵阻力,滑移系统,面间距a越大、柏氏矢量越小时派一纳力越小密排面和密排方向就是滑移面和滑移方向。滑移面和位于其上的滑移方向就构成了滑移系统。,滑移系统,面心立方晶体的111 的12个滑移系,体心立方晶体中通过 方向的 12个滑移面,2.1.2 孪生,晶体的一部分相对于另一部分沿着一定的晶体学平面和方向产生的切变；晶体切变后结构没有变化，但是取向发生了变化; 相对切变是沿孪生面逐层连续依次
11、进行的，而不像滑移那样集中在一些滑移面上进行; 孪生比滑移困难一些，所以变形时首先发生滑移，当切应力升高到一定数值时，才出现孪生。密排六方金属，由于滑够系统少，各滑移系相对于外力的取向都不利时，也可能在形变一开始就形成孪晶。,面心立方晶体的孪生过程,切变前原子的位置 切变后原子的位置,2.1.3 扩散塑性变形机理,当金属在高温塑性变形时，扩散就起着重要的作用。扩散作用是双重的: 它对剪切塑性变形机理可以有很大影响； 扩散可以独立产生塑性流动。扩散塑性变形机理包括:扩散-位错机理；溶质原子定向溶解机理；定向空位流机理。,2.1.4晶间滑动机理,晶间滑动机理是综合的变形机理，它和晶内滑移、扩散塑性
12、机理是互相协调的。 由于晶界一般说来不是平坦的平面，两晶粒沿晶界产生相对切变时，就必须伴随其他机理来协调。对超塑性变形，大家的观点认为是晶间滑动机理为其控制机理。 为改善材料的超塑成形性，并尽可能提高成型效率，就要加强该种形变机理的作用，细化晶粒就是采用的有效措施之一。,纯银的变形机理图,2.2 金属的屈服强度,金属的屈服强度是指金属抵抗塑性变形的抗力。定量地讲，屈服强度是指金属发生塑性变形时的临界应力。金属抵抗塑性变形能力：和加载的应力状态有关；受变形温度、应变速率和变形量等外在实验条件和内在的成分、组织状态的影响。屈服强度作为金属材料的力学性能指标，专指的是在单向应力状态下和相应的变形温度
13、、应变速率和变形程度下，产生塑性变形所需要的单位变形力。,2.2.1 理论屈服强度的估计,经典塑性变形理论对塑性变形的描述： 滑移是一部分晶体在滑移面上，沿着滑移方向，相对于另一部分晶体的刚性整体式地切变。,图10-7 理想晶体原子的排列情况,原子间受力后产生的位移,切应力与位移的关系,理论切屈服强度,msin2式中m最大切应力幅值。原点附近的（x/b）很小，故可简写为：m2 应力，应变关系近似符合胡克定律： =G 式中G晶体的切弹性模量； a两层相邻原子的间距。 令a = b， 则：mG/2,实际晶体屈服强度的引出,一般金属的切弹性模量G为104105MPa之间，晶体的理论屈服强度为1031
14、04MPa数量级。实验测得纯金属单晶体的屈服强度大致为1MPa理论值是实际值的1000倍以上，这说明把滑移过程看作是整体刚性的移动与实际相差较远。,2.2.2 实际晶体屈服强度的构成,金属的理论屈服强度来源于金属的原子间的结合力，它是金属原子间结合力大小的反映。从金属的原子间结合力出发，推导出理论切屈服强度的mG/2的数值。实际晶体中存在着各种晶体缺陷，特别是存在着位错，位错很容易运动，因而不能充分发挥出原子间结合力的作用，所以金属（特别是纯金属单晶体）实际屈服强度远低于理论值。开动位错源所需的应力和位错在运动过程中遇到的各种阻力构成了金属的实际屈服强度。,(1)开动位错源所必须克服的阻力 ：
15、, =,d,式中 G剪切模量；b位错柏氏矢量；L位错线长度。这种抑制住位错源开动的阻力，也称为源硬化 .,(2)点阵阻力,p,w=a/(1-),p,位错宽度w值越大，则p值越小。点阵阻力对温度很敏感，这是一种短程力。对于位错宽度w窄的体心立方晶体，点阵阻力对材料的屈服强度就有一定的左右作用，在温度较低时，作用更强烈。,(3)位错应力场对运动位错的阻力,刃位错 : G= 螺位错彼此相对穿过所需的切应力: =,G,式中：G切弹性模量；b柏氏矢量； 泊松比； 两平行位错间距。,(4)位错切割穿过其滑移面的位错林所引起的阻力,切割林位错所引起的阻力用S表示，是一种短程力 ;对温度敏感。林位错的应力场对
16、运动位错的阻力用S表示。S是一种长程力，其对温度不敏感。,(5) 割阶运动所引起的阻力,D =,C=d+P+G+S+S+D,实际晶体的切屈服强度,把以上几种阻力叠加起来，就是实际晶体中位错运动时所必须克服的阻力，也就是实际晶体的切屈服强度C，即:,C=d+P+G+S+S+D,在实际金属中，通过塑性加工、合金化、热处理等工艺手段所引起的屈服强度的变化，主要是通过改变这些阻力来实现的。,颗粒钉扎作用的电镜照片,当在晶内呈颗粒状弥散分布时，第二相颗粒越细，分布越均匀，合金的强度、硬度越高，塑性、韧性略有下降，这种强化方法称弥散强化或沉淀强化。弥散强化的原因是由于硬的颗粒不易被切变，因而阻碍了位错的运
17、动，提高了变形抗力。,3.金属的塑性变形和强化,3.1 单晶体的塑性变形和加工硬化加工硬化: 金属在冷塑性变形过程中，随着变形程度增加，其强度和硬度提高而塑性（延伸率、面缩率）则降低，这种现象称为加工硬化（应变硬化、应变强化）,(1) 面心立方金属单晶体的应力应变曲线,面心立方单晶体典型的曲线,(2) 对应力应变曲线影响的主要因素,A.取向对应力应变曲线的影响: 软取向晶体:最有利于发展单系滑移; 硬取向晶体B.金属的层错能和纯度对应力应变曲线的影响 层错能很高，扩张位错很容易束集及产生交滑移,c.温度对应力应变曲线的影响,温度升高时，0略有降低，而则显著降低，变短，和与温度关系不大，而则随温
18、度升高而减小。,(3) 面心立方金属形变单晶体的表面现象,滑移线的结构特点：第I阶段；用照明特别好（例如暗场）可观察到细长的滑移线。第阶段：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I阶段的粗而短。第阶段：出现滑移带，带中包括许多靠得很近的滑移线（光学显微镜一般只能看到线）。应变增加时，带间不再增加新的线，形变集中在原来的带中，滑移带端出现了碎化现象。,（4） 面心立方金属单晶体的加工硬化理论,在应力应变曲线中为什么会形成三个硬化系数不同的阶段：第I阶段基本是单系滑移；第阶段出现了多系滑移；第阶段出现了交滑移。组织结构中出现面角位错（第阶段）及交滑移的
19、动态软化机理（第阶段）,扩张螺位错进行交滑移示意图,3.2 金属多晶体的塑性变形和强化,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。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。,3.2.1晶界对塑性变形过程的影响,晶界:相邻的取向不同的晶粒边界区域，或者说是周期性的点阵的取向发生突然转折的区域。晶界分大角度，小角度: 小角度晶界可以用位错来描绘，（刃位错垂直堆 叠成倾斜晶界)角度小于20度; 大角度晶界可以看成是原子排列混乱的区域 .,晶界的作用：,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
20、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 多晶体的塑性变形两大特点：第一是变形的传递，第二是变形的协调。难变形的晶界处塞积大量位错，出现竹节状，产生应力集中。,（2）多系滑移强化作用,不破坏晶界连续性，相邻的晶粒必须协调变形。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。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。,晶界对塑性变形的影响,Cu
21、-4.5Al合金晶界的位错塞积,（3）多晶体变形的不均匀性,存在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。各个晶粒变形不一样：在单个晶粒内，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。,3.2.2 金属多晶体应力应变曲线,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-应变曲线的特征和数值。,(1).点阵类型和金属种类影响,体心立方金属:铌、钼、-Fe的硬化速率大体相同;面心立方晶体的金属，其硬化速率差别
22、却比较大，图中斜率最高的是银，最平稳的是铝; 六方结构的钛的硬化率类似于铝.,原因:,体心立方金属滑移系统较多，易于产生交滑移，是其硬化速率较低的主要原因之一; 面心立方晶体由于其层错能不同,表现出来的硬化速率差别较大.,应力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.,体心立方金属:晶界容易偏析杂质原子; 溶质原子特别是间隙原子与位错的 相互作用产生柯垂尔气团,对位错的钉扎很牢，出现屈服效应现象.当温度从室温上升时，上下屈服点反复出现，出现动态形变时效.,（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，屈服应力值减小。其原因为：
23、 可能开动新的滑移系统 (对于密排六方晶体意义突出);在变形过程中出现回复和再结晶的现象，引起金属软化; 可能出现新的塑性变形机理(温度较低时,控制机理为滑移，孪生;高温出现扩散机理，晶间滑动机理。),体心立方晶体具有低温脆性,主要原因有两条：. 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。. 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。,在低温下，屈服应力上升是特别突出的, 应变速率对加工硬化的影响具有双重性:,应变速率效应：即由于应变速率升高，软化
24、机理来不及进行而引起屈服应力升高的；温度效应：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，使屈服应力降低的。规律较复杂：,包含温度和时间两个方面的因素,在不同温度区间应变率速效应是不同的：,温度对速率效应的影响,高温区（完全软化区）（T/Tm =0.71）应变速率效应影响最大 ；过渡区（T/Tm =0.30.7）的应变速率效应居中；低温区（T/Tm =00.3）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,原因：,高温区：塑性变形机理基本是扩散机理、晶间滑动机理。当 上升，扩散来不及进行，限制了起控制作用的扩散机理作用，需要更高应力值
25、的切变机理来实现变形，提高了屈服应力。过渡区：回复和再结晶软化机理作用，但当 提高时，回复和再结晶来不及进行，屈服应力相对提高值是增加的。低温区：起控制作用的变形机理为切变机理。热激活过程对低温下的切变机理有重要作用。 变化对热激活过程有两种相反作用的影响： 上升，使热激活来不及进行，使位错运动阻力增加； 很高时，提高了形变金属的温度，降低了屈服应力。,3.2.3 晶粒大小对金属流变应力的影响,（1）晶粒大小对金属流变应力的影响,霍尔佩奇(Hall-Petch)的实验规律来描述，即流变应力与晶粒直径方根的倒数(D-1/2)有明显的线性关系。 s=i+KD-1/2 式中 s屈服应力； D平均晶粒
26、直径； i、K实验常数。细化晶粒非常重要，增加了金属材料的强度，此公式应用很广。其强化机理一般用位错塞积模型来推出。,（2）晶粒细化在工程上有重要的应用,在高强度的钢种中，细化晶粒可以提高其韧性；有助于防止脆性断裂发生，可降低脆性转化温度，提高材料使用范围。在低强度钢中（如低碳结构钢），利用细化晶粒来提高屈服强度有明显效果。尤其是超细晶组织对提高强度和韧性作用更突出。 在超塑性变形时，细化晶粒可以得到理想的超塑性变形。因为超塑性变形的控制机理为晶间滑动机理，等轴细小晶粒更有利于晶间滑动变形。,（3）细化途径,1）改变结晶过程中的凝固条件，尽量增加冷却速度，另一方面调节合金成分以提高液体金属过冷
27、能力，使形核率增加，进而获得细化的初生晶粒。2）进行塑性变形，严格控制随后的回复和再结晶过程以获得细小的晶粒组织。采用低温轧制和随后控制冷却，是得到细晶组织的有效生产工艺。3）利用固溶体的过饱和和分解或粉末烧结等方法，在合金中产生弥散分布的第二相以控制基体组织的晶粒长大。4）通过同素异形转变的多次反复快速加热冷却的热循环处理来细化晶粒。,3.3 合金的塑性变形和强化,3.3.1 固溶体合金的塑性变形在纯金属基体中，加入合金元素形成固溶体后，一般塑性变形都要困难些，加工硬化的能力也要比纯金属高。固溶强化：加入合金元素形成固溶体合金以提高强度。强度提高的同时，塑性则有所下降。,3.3.1.1 固溶
28、强化的一般特点,Cu-Ag合金单晶体的临界切应力同Ag含量的关系,（1）使初始屈服应力和整条的应力应变曲线都向上升高。硬化系数一般比纯金属要高。此外，在一些固溶体中，还会出现明显的屈服效应。（2）在一般稀固溶体中，屈服应力随溶质浓度的变化可表示为 =0+KCM,式中 固溶体的屈服应力； 0纯金属的屈服力； C 溶质的原子浓度；K、M决定于基体和合金元素性质的常教。,3.3.1.2 固溶强化机理,溶质原子固溶于基体中主要通过与位错的四种相互作用产生强化效果：弹性相互作用、化学相互作用、电学相互作用和几何相互作用。其中最重要的是弹性相互作用。（1）溶质原子与位错的弹性相互作用 主要包含三个方面内容
29、： 第一是溶质原子对位错的钉扎，形成原子气团。溶质原子在刃位错附近偏聚分布形成柯垂尔气团；溶质原子对螺位错钉扎形成了史诺克气团。 柯垂尔气团对位错的钉扎作用对温度非常敏感；在室温以上，史诺克气团对位错的钉扎将起着较大的作,第二是由于溶质原子的溶入，合金的弹性模量会发生变化。第三是因为溶质原子和溶剂原子的尺寸差异而在固溶体中引起弹性应力场，这种内应力场阻碍了位错运动。,（2）溶质原子与位错的化学相互作用,由于溶质原子在层错和基体中的溶解度不同，当扩张位错沿滑移面移动，以及束集和交截时，上述的浓度差异并不能和扩张位错的运动做同步的变化，破坏了热力学的平衡，所以扩张位错运动就需要外界提供更大的能量。
30、常称为铃木气团或铃木钉扎，与温度无关，所以在柯垂尔气团钉扎作用消失的高温之下，铃木钉扎作用就显得重要了。,（3）溶质原子与位错的静电相互作用,电子对应力场是很敏感的：电子集中到有弹性应力场的晶体缺陷区域，在正刃位错半原子面下方的区域，电子的浓度就较高；刃位错的膨胀区好像就是一条负电荷线；对原子价较高的溶质原子有较强的吸引作用；静电相互作用把溶质原子吸引到刃位错周围把位错钉扎住了。,（4）几何相互作用,几何学的相互作用：位错运动引起结构变化的作用。无论是有序态的或者是偏聚态的固溶体合金，位错在固溶体合金中运动后，破坏了原有排列的区域，引起这种稳定状态破坏的塑性变形是要付出更高的能量为代价的，于是
31、就产生了强化作用。,3.3.1.3 屈服效应和吕德斯带,屈服效应示意图,金属塑性变形的应变速率与晶体中可动位错的密度m、位错运动的平均速度以及柏氏矢量b成正比，即: mb 开始变形时:m ,要加大 ,满足 ; =（/0）M , 因此 ,出现上屈服点.,塑性变形一旦开始后,m 迅速提高， 接近于定值; 故m ,导致 ，于是所需的应力 ，这就是出现下屈服点的原因。,吕德斯带:屈服效应在金属表面会产生粗糙不平的表面缺陷,吕德斯带的形成：某些地方位错钉扎不牢，它们首先摆脱溶质原子的气团，开始运动、变形是集中在局部区域,在金属外观上的反映就是一种带状的表面粗糙的缺陷。吕德斯带的消除:（1）在钢中加入少量
32、的AI、Ti等强氮、碳化物形成元素，它们同C、 N结合成化合物，把C、N固定住了，使之不能有效地钉扎住位错，因而消除了屈服效应现象。（2）在钢板冲压前进行小量的预变形（稍大于屈服延伸区的变形程度），使被溶质原子钉扎住的位错大部分基本脱钉.,3.3.1.4 形变时效和蓝脆,a-第一次实验；b-卸载后立即加载实验；c-卸载后停留一段时间再加载实验,形变时效：重新出现的屈服效应现象。其屈服极限、强度极限和硬度均有所提高，而塑性与疲劳极限等则要下降，容易发生脆断。,蓝脆：碳钢在150350范围内变形时，存在着动态形变时效现象，因而降低塑性，使金属变脆。这个温度区间试样或工件表面很容易生长蓝色的氧化膜，
33、有发蓝的现象 。,3.3.2 多相合金的塑性变形和强化,固溶强化必然有限，故必须进一步以第二相或更多的相来强化。第二相一般是借加入合金元素并通过适当的变形或热处理而形成。分类：通常按第二相粒子尺寸大小而将合金分成两类。 聚合型合金：组成合金的两相粒子大小相当； 弥散分布型合金：第二相粒子十分细小，并且弥散地分布在基体晶粒内。,a-聚合型 b-弥散分布型 典型两相合金的两类显微组织,3.3.2.1 聚合型合金的塑性变形：,（1）当组成合金两相的晶粒尺寸属同一数量级时，都具有塑性，合金特性决定于两相的体积分数。有两种假设来计算合金的平均流变应力或平均应变。,a-等应变估算 b-等应力估算,等应变法
34、计算合金平均流变应力：,a=f11+f22 式中 f1、f2分别为两个相的体积分数， f1+f2=1； 1、2两个相在给定应变时的流变应力。等应力法计算合金平均应变： a=f11+2f2 式中1、2两个相在给定应力时的应变 。,1）渗碳体以片层状分布于塑性较好的铁素体中，铁素体的变形受阻，位错运动被限制在碳化物片层之间的很短距离内，使继续变形甚为困难，所以碳钢的强度随渗碳体片层距离的减小而增高。片层间距越小，其强度越高，塑性不降低 。2）球状珠光体中，渗碳体呈球状，对铁素体变形的阻碍作用降低，故强度降低，塑性显著提高。片状渗碳体比球状渗碳体，强度高，塑性低。,（2）当两相合金中，一相为塑性相而
35、另一相为硬脆相时，则合金机械性能主要取决于硬脆相的存在情况，其大小、形状和分布。,3）当碳量提高到1.2%时，但硬而脆的第二次渗碳体若呈网状碳化物分布在晶界上，影响晶粒间的结合，并使晶粒内的变形受阻导致应力集中，造成过早的断裂。故强度反而不如含碳0.8%的共析钢，塑性明显下降。4）渗碳体成细小弥散微粒分布在铁素体中，流变应力大大增加，这就是弥散分布型合金的情况。,3.3.2.2 弥散分布型两相合金的塑性变形,当第二相以细小弥散微粒分布于基体相中，将显著产生强化作用。如第二相微粒是通过过饱和固溶体的时效处理而沉淀析出并产生强化的，则称为沉淀强化或时效强化；如第二相微粒是借助于粉末冶金方法加入而产
36、生强化的，则称为弥散强化。,（1）过饱和固溶体的沉淀过程,A 溶质原子的偏聚阶段B 偏聚区有序化阶段 C 过渡相阶段D平衡阶段：,时效强化曲线,GP区所对应的一段曲线。 在GP区，随着时效时间增长，强度增加。,GP区（体心点阵形成）。形成共格相 强化曲线达到峰值时，沉淀相中有80-90%是相。,相出现后，共格关系开始破坏，强化作用不如“相 ，标志着过时效开始。,长时间时效后，沉淀相完全转变成粗大体心正方结构的有序稳定平衡相，完全失去共格关系 ，导致软化 ，强化作用比不上固溶强化。,（2）沉淀强化机理,A 切过第二相的强化机理 B 绕过机理,A 切过第二相的强化机理,第二相质点细小:位错直接切过
37、与基体仍然存在着共格关系的第二相质点。强化的原因：1）质点两旁各增加了一个宽度为b的相界面，位错切过质点需要增加外力做功;2）位错切过有序的质点后，又添加了一部分畴界能。3）若质点的弹性模量大于基体，增加了位错在第二相质点中运动的应力。4）质点和基体的点阵阻力不同，质点的点阵阻力比较大。5）相界面存在弹性应力场也是位错前进的一个阻力(新相和母相存在着失配度).,B 绕过第二相的强化机理,第二相质点长大到位错难以借助于切过的方式通过的时候，位错只能用绕过的方式前进了 .强化原因: 当位错线在质点前受阻，在外力作用下弯曲。临界弯曲应力C=Gb/,随着弯曲半径的减小，所需的应力增加。 位错线绕过了第
38、二相质点，都增加一个绕质点的位错环,相当于质点间距的减小，位错需要更大的外力才能通过质点。堆积起来的绕质点的位错环对位错源和运动位错又有相互作用，抑制位错源,阻止其它位错运动，进一步加强了强化作用。,最佳强化效果的粒子尺寸,沉淀强化合金的强化效果与质点尺寸的关系,位错切过第二相质点时，位错运动的阻力将随质点尺寸加大而增加，如曲线B所示; 位错绕过第二相质点时，位错运动的阻力将随质点尺寸减小而增加，如曲线A所示，最佳的粒子尺寸:位错总是选择需要克服阻力最小的方式通过.故当质点相当于两曲线交点P所对应的尺寸大小时，得到最佳的强化效果。,（3）弥散强化机理,弥散强化:用粉末冶金方法，将细小高熔点的金
39、属氧化物、氮化物、碳化物、硼化物等强化相质点加入合金中来进行强化的方法。特点: 1).微细的粉末,机械混合，压制烧结而成。没有沉淀析出过程， 没有各阶段的区别。 2).第二相在基体中溶解度小，在高温下也是如此。热稳定性很好。 所以它是热强材料的重要强化手段。 3). 第二相与基体没有共格关系。 4）没有像沉淀强化合金所要求的,随温度降低固溶体的溶解度要降低 的限制，可以设计大量的弥散合金系列。 强化机理:绕过机理。,3.4 金属和合金的塑性,塑性:金属或合金具有在外力作用下，能发生永久变形而不破坏其完整性的能力。塑性好坏用金属在断裂前产生的最大变形程度来表示。塑性也是金属抵抗断裂能力的一种量度
40、。 加工时金属允许加工量的限度，是金属重要的成形性能。 材料的塑性是和其化学成分组织结构、变形温度、应变速率、应力状态等因素有非常密切的关系。塑性随着这些因素的变化而变化。,3.4.1 金属的塑性指标,(1)延伸率:,式中 拉伸试件上原始计算标定长度； 断裂前计算长度的绝对伸长量，等于标定区内变形后长度减去变形前的长度。,(2)断面收缩率,式中 拉伸试样原始面积； 断口处的断面积。,(3)相对压缩率（又称相对变形量）,式中 H 试样原始高度； h 变形后产生肉眼可见的第一条裂纹时试样 的高度。,(4)扭转数n,金属在扭转变形条件下，破坏前的最大扭转数。反映载荷是以剪切应力为主的塑性变性能力。这
41、种变形条件和斜轧穿孔的变形条件相似。 (5)冲击韧性 （J） 在高速塑性加工过程中,常用冲击韧性 （J）来描述金属塑性好坏。表示的是冲击力作用下试样破坏所消耗的功，故不能严格而准确地确定金属材料的塑性性能。,3.4.2 影响材料塑性的主要因素,内在因素和变形的外部条件。内在因素又可分为材料的组织结构和其化学成分。变形的外部条件为变形温度、变形速度、应力状态、变形的均匀性等。,3.4.2.1 金属自然性质对塑性的影响,（1）组织结构对塑性的影响不同晶体结构的金属塑性不同。(面心、体心、密排六方)纯金属和合金比较，一般纯金属有较好的塑性。单相合金同多相合金材料比较，一般是单相合金材料的塑性好些。各
42、相的性质不同，变形的难易程度是不同的。存在第二相的材料，第二相质点的性质、数量、大小、形态和分布对材料的塑性都有很大的影响。晶粒细小均匀的组织比晶粒粗大不均匀的组织塑性好。特别是冷变形时这种影响的差别更显著。变形组织比铸态组织塑性好。,（2）化学成份对塑性的影响,S和Mn ：S很少固溶于铁中，在钢中常和其它元素形成硫化物, 相互组成共晶时，熔点就很低。这些硫化物及其共晶，通常分布于晶界上。在900左右变形过程中产生热脆（红脆） 。MnS及其共晶的熔点都较高，钢中加入Mn，就可以形成硫化锰以取代其它引起红脆的硫化物。热脆和锰硫比（MnS）有关。对含硫较多的易切削钢来说，MnS3时，就可避免热脆。
43、,某些硫化物和它的共晶的溶点,Si : 硅在钢中大部分溶于铁素体，使铁素体强化。奥氏体钢中，含Si量大于0.5时，由于增强了形成铁素体的趋势，对塑性将产生不良的影响。硅钢中，含Si量大于2时塑性降低；大于4.5时，冷状态下已变得很脆。如果在100左右变形，塑性有显著改善。一般冷轧硅钢片的含Si量都限制在3.5%左右。,Cu : 钢中含0.150.30的铜时，热加工过程中钢的表面会产生龟裂，称为铜脆。因为加热过程中表面的富铜相易熔化，渗入晶界，削弱了晶粒间的联系，在外力作用下便发生龟裂。钢中若还含有锡和硫时，会助长龟裂。,P: 钢中含P量不大时，在热加工范围内对塑性影响不大。在冷状态下时，磷使钢
44、的强度增高。塑性降低，产生冷脆现象。P含量超过0.1时，冷脆现象很明显。磷还引起高温回火脆性，即在450-650回火并缓冷时出现的脆性。一般认为它和磷在奥氏体晶界上的偏聚有关。高温回火脆性对冲击韧性影响特别明显，对塑性影响较小一些。,铅、锡、砷、锑和铋的熔点,Pb、Sn、As、Sb、Bi,它们都是低熔点元素，俗称“五害” ，对塑性影响很坏。它们在钢中的溶解度都很小，剩余量分布于晶界。它们在加热时熔化而使钢材塑性破坏。,H: 氢对钢热加工时的塑性没有明显的影响，因为加热到1000左右时，过饱和的氢易于从钢中析出。但含氢量较高的钢，热加工后快速冷却时会产生白点。冷加工时会产生氢脆现象。N : 低碳
45、钢中固溶的N和C量增大时，形变时效现象显著，在300左右加工时会出现蓝脆现象。,3.4.2.2 变形温度对塑性的影响,一般规律是温度升高，塑性改善。原因: 温度升高，热激活作用增强，位错的活动性能提高，可能出现新的滑移系统，可能使扩散塑性变形机理同时起作用，使塑性变形容易进行。温度升高有利于回复和再结晶软化过程的发展，可使变形过程造成的破坏和缺陷修复，从而提高了塑性。,注意:可能出现的脆性温度区,在区域中，一般塑性都极低，到-200时几乎完全丧失掉塑性。显然，低温脆性是和杂质对位错的作用有关。塑性降低的区域，位于200400的范围内，此区域是由于动态形变时效产生的蓝脆区。,塑性降低的区域，位于800950范围内，这是红脆区（或称热脆区），它的出现和低熔点元素的存在，如硫对塑性的影响有关；也可能和奥氏体与铁素体共存，产生不均匀变形有关。塑性降低区，接近于熔化温度。在这个温度区加热，金属可能过热或过烧，削弱了晶界的强度。,3.4.2.3 应变速率对塑性的影响,
