CH5.2 材料的塑性變形(12級)

2023/2/45.2材料的塑性變形

單晶體的塑性變形

多晶體的塑性變形合金的塑性變形塑性變形對材料組織和性能的影響2023/2/45.2.1單晶體的塑性變形塑性變形是永久性變形。常溫或低溫下，單晶體的塑性變形主要有滑移、孿生，還有扭折。單晶受力后，在它晶面上可以分解出平行于晶面和垂直于晶面的兩個分量，前者稱為切應力，后者稱為正應力。切應力產生塑性形變，而正應力不產生塑性形變。31.滑移

(1)滑移的顯微觀察由大量位錯移動而導致晶體的一部分相對于另一部分，沿著一定晶面和晶向作相對的移動，即晶體塑性變形的滑移機制。右下圖銅中的滑移帶(500×)2023/2/4銅多晶試樣拉伸后形成的滑移帶，173×經拋光的退火態多晶純銅拉伸后，各個晶粒滑移帶的金相顯微鏡照片(采自C.Brady，美國國家標準局)，可以發現原拋光面呈現出很多相互平行的細線。銅是fcc晶體，滑移系是{111}<110>，有12種組合。由圖看出，每個晶粒有兩個以上的滑移面產生了滑移。由于晶粒取向不同，滑移帶的方向不同。工業純銅中的滑移線2023/2/4(2)滑移線和滑移帶滑移帶(slipband)是由一系列相互平行更細的線組成的。這些線為滑移線(slipline)。滑移線實際上是在晶體表面產生的小臺階。滑移帶形成示意圖2023/2/4(3)滑移系晶體中的滑移是只能沿著特定的晶面(稱為滑移面

slipplane)和該面上一定的晶向(稱為滑移方向

slipdirection)上運動，

將其分別稱為滑移面和滑移方向。一個滑移面和其上的一個滑移方向組成一個滑移系(slipsystem)。滑移系表示晶體在進行滑移時可能采取的空間取向。滑移系的個數=(滑移面個數)×(每個面上所具有的滑移方向的個數)2023/2/4體心立方和面心立方晶體的滑移系2023/2/4結論:①滑移與滑移面密排程度和滑移方向個數有關；滑移面和滑移方向往往是金屬晶體中原子排列的最密排面和最密排晶向。如fcc:｛111｝<110>；bcc:｛110｝、｛112｝和｛123｝<111>；hcp:｛0001｝原因是由于最密排面的面間距最大，因而點陣阻力最小，容易發生滑移，而沿最密排方向上的點陣間距最小，從而使導致滑移的位錯的柏氏矢量也最小。

2023/2/49②滑移系主要與晶體結構有關。每一種晶格類型的金屬都有特定的滑移系，且滑移系數量不同。晶體結構不同，滑移系不同；一般晶體中滑移系越多，滑移越容易進行，塑性越好。如：fcc中有（4×3=12）個，bcc中有12（6×2+12×1+24×1=）48個，hcp中有（3×1=）3個。與同時開動滑移系數目有關(k)2023/2/4由于體心立方結構是一種非密排結構，其滑移面并不穩定，一般在低溫時多為{112}，中溫時多為{110}，而高溫時多為{123}，不過其滑移方向很穩定，總為<111>，因此其滑移系可能有12～48個。bcc晶體{112}和{123}面的滑移系2023/2/4常見金屬晶體結構的滑移系2023/2/4(4)滑移的臨界分切應力(τk)能使晶體滑移的力是外力在滑移系上的分切應力。通常把給定滑移系上開始產生滑移所需分切應力稱為滑移的臨界分切應力(criticalresolvedshearstress)。臨界分切應力是在滑移系上第一個位錯開動所需要的切應力。實際測出的臨界分切應力(塑性形變的起始應力)已不是單一的一個位錯運動需要克服的阻力，而還應包含一些運動位錯間交互作用引起的阻力。

流變應力：屈服以后的任一應力。臨界分析應力分析圖2023/2/4計算方法(計算分切應力的分析圖):對一個單晶圓柱體(截面積為A)試樣作拉伸試驗，滑移面的面積A/cosφ，作用在此滑移面上的力Fcosλ，作用在滑移面上的分切應力τ=Fcosφcosλ/A.分切應力τ作用在滑移方向使晶體產生滑移，F/A為σs，則：

cosφcosλ為取向因子(orientationfactor)，該值越大，τ越大，越有利于滑移。2023/2/42023/2/4在拉伸時，可以粗略認為金屬單晶體在外力作用下，滑移系一開動就相當于晶體開始屈服，此時，對應于臨界分切應力的外加應力就相當于屈服強度σSτc為臨界分切應力，是一個與材料本性以及試驗溫度、加載速度等相關的量，與加載方向等無關。

鎂單晶屈服應力與晶體取向的關系2023/2/4

當滑移面法線方向、滑移方向與外力軸三者共處一個平面，則φ=45o時，cosφcosλ=1/2，此取向最有利于滑移，即以最小的拉應力就能達到滑移所需的分切應力，稱此取向為軟取向。當外力與滑移面平行或垂直時(φ=90o或φ=0o)，則σs→∞，晶體無法滑移，稱此取向為硬取向。取向因子cosφcosλ對σs的影響在只有一組滑移面的密排六方結構中尤為明顯。鎂單晶屈服應力與晶體取向的關系2023/2/4(5)滑移時晶體的轉動若晶體在拉伸時不受約束，滑移時各滑移層會象推開撲克牌那樣一層層滑開，每一層和力軸的夾角保持不變。但在實際拉伸中，夾頭不能移動，這迫使晶體轉動，在靠近夾頭處由于夾頭的約束晶體不能自由滑動而產生彎曲，在遠離夾頭的地方，晶體發生轉動，滑移面和滑移方向逐漸趨于平行于拉伸軸線方向。

隨著滑移的進行，晶體的取向發生改變的現象稱為晶體的轉動。對于密排六方結構結構，這種現象尤為明顯。2023/2/4壓縮時，滑移面逐漸趨于與壓力軸線方向垂直。滑移時不僅滑移面發生轉動，而滑移方向也逐漸改變，滑移面上的分切應力也隨之改變。φ=45o時分切應力最大。滑移時晶體發生轉動，使晶體各部分相對外力的取向不斷改變，各滑移系的取向因子也發生變化。經滑移轉動后，若φ角趨近于45o，則分切應力逐漸增大，滑移越來越容易，稱為幾何軟化(geometricalsoftening)；若φ角遠離45o，則滑移越來越困難，稱為幾何硬化(geometricalhardening)。2023/2/4拉伸時晶體轉動機制示意圖2023/2/4(6)多系滑移和交滑移只有一個特定的滑移系處于最有利的位置而優先開動時，形成單滑移。當外力的取向使2個或多個滑移系上的分切應力均達到臨界分切應力值時，這些滑移系可以同時開動而發生多系滑移，稱為多滑移(multislip/polyslip)。

多滑移的原因：由于很多晶系具有多組滑移系，決定滑移系能否開動的前提條件是其分切應力能否達到其臨界值，當某組滑移系開動后，由于不斷發生晶體的轉動，結果可能有兩組或幾組滑移面同時轉到有利位向。使得另一組或多組滑移系的分切應力逐漸增加，并最終達到其臨界值，進而使得滑移過程能夠沿兩個或兩個以上滑移系同時或交替進行。2023/2/4如fcc中滑移系：{111}<110>，4個{111}面構成一個八面體，當拉力軸為[001]時，由圖中可以得出：①對所有的{111}面，角都是相同的，為54.7o。②λ角對[T01]、[101]、[011]、[0T1]也是相同的，為45o。③錐體底面上的兩個<110>方向與[001]垂直，則8面體上有4×2=8個取向因子相同的滑移系，當τ=τk時可同時開動。但這些滑移系由不同的滑移面和滑移方向構成，滑移時發生交互作用，產生割和反應。2023/2/4

等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向與力軸夾角分別相等的一組滑移系。發生多系滑移時，在拋光表面看到不止一組的滑移線，而是兩組或多組交叉的滑移線。由于多個滑移系開動，位錯交截產生割階及位錯帶著割階運動等原因使位錯運動阻力增加，因而強度也增加。2023/2/4

交滑移(cross-slip)：指兩個或多個滑移面共同沿著一個滑移方向的交替滑移的現象。

交滑移的實質是螺位錯在不改變滑移方向的情況下，從一個滑移面滑到交線處，轉到另一個滑移面的過程。交滑移形成的滑移線(帶)是折線形狀。交滑移不是幾個面“同時”滑動，而是“順序”滑動。晶體中多滑移

2023/2/4對低層錯能材料，位錯很難交滑移，位錯運動是平面型的，稱平面滑動。對高層錯能材料，位錯容易交滑移，滑移線呈波紋狀，稱波紋滑動。交滑移容易與否，對材料的應變硬化有很大的影響。層錯能越低，位錯不易通過交滑移越過遇到的障礙，從而加大了應變硬化。bcc結構中最易發生交滑移。注意單滑移、多系滑移和交滑移的區別？

2023/2/4

單滑移為單一方向的滑移帶；多滑移為相互交叉的滑移帶；交滑移為波紋狀的滑移帶。滑移的表面痕跡:2023/2/4(7)滑移中的位錯機制

滑移是借助于位錯在滑移面上運動來逐步進行的；晶體的滑移必在一定外力作用下才能發生，說明位錯運動要克服阻力，該阻力來自點陣阻力，稱為P—N力，其大小為：

τP－N=2Gexp(－2пW/b)/(1－ν)τP－N與W呈指數關系，d增大，w[=d/(1－ν)]增大，b減小，則τP－N下降，滑移阻力小，滑移容易進行。

位錯的阻力：點陣阻力、位錯間的交互作用力產生的阻力、位錯交割后的釘扎作用(割階和扭折)、位錯與其他點缺陷的作用產生的阻力。這些均導致位錯的強化。2023/2/4刃位錯的滑移示意圖刃位錯和螺位錯的滑移模型2023/2/42.孿生

(1)孿生變形：是在切應力作用下，晶體的一部分沿一定晶面(孿晶面：twiningplane)和一定方向(孿生方向；twiningdirection)相對于另一部分作均勻的切變(協同位移)所產生的變形。但是不同的層原子移動的距離也不同。變形與未變形的兩部分晶構成鏡面對稱，合稱為孿晶(twin)。均勻切變區與未切變區的分界面稱為孿晶界。在金相顯微鏡下一般呈帶狀，稱為孿晶帶。2023/2/42023/2/4FCC晶體孿生變形孿生面是(111)，孿生方向是[11-2]。圖2是FCC晶體孿生示意圖。孿生時每層晶面的位移是借助于一個不全位錯(b=a/6[11-2])的移動造成的，各層晶面的位移量與其距孿晶面的距離成正比。孿晶與未變形的基體間以孿晶面為對稱面成鏡面對稱關系。孿晶在顯微鏡下觀察呈帶狀或透鏡狀。每層(111)面的原子都相對于鄰層(111)晶面在方向移動了此晶向原子間距的一個分數值。2023/2/4(a)孿晶面與孿生方向(b)孿生變形時晶面移動情況面心立方晶體孿生變形示意圖

2023/2/431把孿晶以孿晶面上的[11-2]為軸旋轉180度，孿晶將與基體重合。其他晶體結構也存在孿生關系，但各有其孿晶面和孿晶方向。

（1012）[1011]Zn,Cd,Be,Mg,Zn-Snhcp(112)[111]Cu-Zn(β)bcc(112)[111]Wbcc(112)[111]α-Febcc(111)[112]Al,Cu-Al,Au-Agfcc孿生要素合金系晶體結構一些晶體中的常見孿生要素

2023/2/4(2)孿生的特點①孿生變形是在切應力作用下發生的，并通常出現于滑移受阻的應力集中區。因此孿生的τk比滑移大得多。hcp中常以孿生方式變形，bcc中在沖擊或低溫也可能借助于孿生變形，fcc中一般不發生孿生變形。②孿生是一部分晶體沿孿晶面相對于另一部分晶體作均勻切變。而滑移是不均勻的。③孿生的兩部分晶體的位向不同，形成鏡面對稱的位向關系。而滑移后晶體各部分的位向并未改變。

2023/2/42023/2/4④孿生對塑性變形的貢獻比滑移小得多。但孿生能改變晶體取向，使滑移轉到有利位置。⑤由于孿生變形后，局部切變可達較大數量，所以在變形試樣的拋光面上可以看到浮凸，經重新拋光后，表面浮凸可以去掉，但因已變形區和未變形區的晶體位向不同，所以在偏光下或侵蝕后有明顯的襯度，仍能看到孿晶。而滑移變形后的試樣經拋光后滑移帶消失。

形變孿晶常見于密排六方和體心立方晶體(密排六方金屬很容易產生孿生變形)，面心立方晶體中很難發生孿生。

鎂鋅2023/2/436(3)孿晶的類型及形成按孿晶(twin)形成原因可將孿晶分為：變形孿晶(deformationtwinning)、生長孿晶、退火孿晶

①變形孿晶(機械孿晶)：機械變形過程中產生的孿晶。

特征：透鏡狀或片狀。其形成通過形核和長大兩個階段生產,多數發源于晶界，終止于晶內。形核是在晶體變形時以極快速度爆發出薄片孿晶；生長是通過孿晶界的擴展使孿晶增寬。孿生變形在σ-ε曲線上表現為鋸齒狀變化。銅中的變形孿晶鋅中的變形孿晶銅單晶在4.2K的拉伸曲線2023/2/4孿生變形與晶體結構類型有關。hcp中易發生，因孿生往往在滑移困難時出現，而六方晶系的滑移系很少。層錯能低的fcc一般不易出現孿晶，其原因是滑移系多，而孿晶應變大，但在極低溫度下會產生。

②生長孿晶：晶體自氣態、液態，或固體中長大時形成的孿晶。

③退火孿晶：形變金屬在其再結晶過程中形成的孿晶。一般退火孿晶界面平直，且孿晶片較厚。銅晶體中的退火孿晶組織2023/2/4(4)孿晶的位錯機制

孿生變形(deformationtwinning)是整個孿晶區發生均勻切變，其各層面的相對位移是借助于一個Shockley不完全位錯移動而造成的。形變孿晶是通過位錯增值的極軸機制形成的。(如：L型掃動位錯)2023/2/42023/2/4宏觀上，都是切應力作用下發生的剪切變形；微觀上，都是晶體塑性變形的基本形式，是晶體的一部分沿一定晶面和晶向相對另一部分的移動過程；都不會改變晶體結構；從機制上看，都是位錯運動結果。孿生和滑移的區別（一）孿生和滑移的相同點：2023/2/4(1)變形機制：滑移是全位錯的運動，而孿生是不全位錯的運動。滑移使滑移面兩側相對滑動一個完整的平移矢量(柏氏矢量)，一般為滑移方向上原子間距的整數倍，滑移距離較大；而孿生則在孿晶內所有的面都滑動，滑動的距離并非是完整的平移矢量，每個面的滑動量和距孿生面的距離成正比，一般小于孿生方向上的原子間距，較小。(2)滑移后沒有改變整個晶體的位向，而孿生則改變了晶體位向，使孿晶部分的位向與基體成對稱。(3)滑移產生總切變形量大（取決于晶體的塑性），對塑變的貢獻大；而孿生總切變形量小（取決于晶體結構），對塑變的貢獻小。孿生和滑移的區別（二）不同點：2023/2/4(4)滑移使表面出現臺階(滑移線)，表面重新拋光后滑移線消失；孿生則使表面出現浮凸，因孿晶與基體的取向不同，表面重新拋光后并浸蝕后仍能看到。(5)兩者發生的條件不同，滑移的切應力大于臨界分切應力，而孿生的臨界分切應力遠高于滑移；一般先滑移，滑移困難時才能發生孿生方式變形。(6)滑移是不均勻切變過程，而孿生是均勻切變過程；(7)滑移比較平緩，應力應變曲線較光滑、連續，孿生則呈鋸齒狀。孿生和滑移的區別（二）不同點：2023/2/43.扭折(link)扭折與孿生不同的是它使扭折區晶體的取向發生了不對稱性的變化。扭折是塑性形變的一種形式，其出現條件:滑移和孿生困難時發生。扭折區上下界面是由符號相反的兩列刃型位錯所構成，而每一彎曲區是由同號位錯堆積而成，取向是逐漸彎曲過渡的。扭折還伴隨形變孿晶。鎘單晶壓縮時出現的扭折帶2023/2/4扭折是不均勻塑性變形的一種形式，它是在滑移和孿生難以實現，或者在變形受到某種約束時才出現的。在扭折帶中，晶體位向有突變，有可能使該區域內的滑移系處于有利的位置，從而產生滑移。鎘單晶壓縮時出現的扭折帶2023/2/44.位錯塞積在切應力的作用下，F－R位錯源所產生的大量位錯沿滑移面的運動過程中，如果遇到障礙物(固定位錯、雜質粒子、晶界)的阻礙，領先的位錯在障礙前被阻止，后續的位錯被堵塞起來。形成位錯的平面塞積群，稱為位錯塞積。2023/2/4位錯塞積群的位錯數n與障礙物至位錯源的距離L呈正比。塞積群在障礙處產生高度應力集中，其值τ為：τ=nτ0τ0為滑移方向的分切應力值。L越大，n越多，τ越大。

2023/2/45.2.2多晶體的塑性變形

1.晶粒取向的影響

晶界具有阻滯效應：90%以上的晶界是大角度晶界，其結構復雜，由約幾個納米厚的原子排列紊亂的區域與原子排列較整齊的區域交替相間而成，這種晶界本身使滑移受阻而不易直接傳到相鄰晶粒，晶界附近變形較晶粒內部小。

原因：(1)晶界的特點：原子排列不規則，分布有大量缺陷。(2)晶界對變形的影響：滑移、孿生多終止于晶界，極少穿過。

晶界具有取向差效應：多晶體中，不同位向晶粒的滑移系取向不相同，滑移不能從一個晶粒直接延續到另一晶粒中。2023/2/4

在變形過程中各晶粒具有相互制約和協調性。在多晶體中，外力作用下處于有利位向的晶粒首先滑動→位錯開動，增殖→晶界上位錯塞積→應力集中(τ>τk)→相鄰晶粒位錯源開動→相鄰晶粒變形→塑變。2.晶粒之間變形的傳播2023/2/4

各晶粒間變形時相互協調與配合。原因：(1)各晶粒之間變形具有非同時性。(2)要求各晶粒之間變形相互協調否則獨立變形會導致晶體分裂。(3)理論分析指出，多晶體塑性變形時要求每個晶粒至少能在5個獨立的滑移系進行滑移，保證晶粒形狀的自由變化。能否滿足該要求與晶體的結構類型有關。3.晶粒之間變形的協調性2023/2/44.晶界對性能的影響

晶界對晶粒變形具有阻礙作用。拉伸試樣變形后在晶界處呈竹節狀，每個晶粒中的滑移帶均終止于晶界附近，晶界附近位錯塞積，塞積數目n為：n=kлτ0l/Gb2023/2/42023/2/4位錯塞積，密度增高，材料強度提高。因此，晶粒越細，晶界越多，材料強度(包括σs，σb，σ-1)越高，塑韌性較好，稱為細晶強化(grainsizestrenthing)，其σs與d關系如下：σs=σ0＋kd-1/2

Hall-Petch公式晶粒直徑(μm)400501052下屈服點(KN/m2)

8612118024234510鋼σs與晶粒大小的關系屈服強度與晶粒尺寸的關系圖

2023/2/4晶界對硬度的影響低碳鋼的σb與晶粒直徑的關系2023/2/4

σs=σ0＋kd-1/2具有廣泛的適用性)σs－亞晶d、σs－So·····)。不僅適用于屈服強度，同時也適用于整個流變范圍以至斷裂強度。細小而均勻的晶粒使材料具有較高的強度和硬度，同時具有良好的塑性和韌性，即具有良好的綜合力學性能。Cu和Al的σs與亞晶尺寸的關系鋅的單晶和多晶的拉伸曲線比較由鋅的拉伸曲線圖可以看出：比較：同一材料多晶體的強度高，但塑性較低。單晶塑性高。結果：只有加大外力，才能使那些滑移面位向不利的晶粒逐漸加入滑移，結果多晶試樣強度上升，塑性下降。鋅的單晶體與多晶體的應力－應變曲線2023/2/4鋅的單晶和多晶的拉伸曲線比較原因：多晶中各個晶粒的取向不同。在外力作用下，某些晶粒的滑移面處于有利的位向，受到大于σk的切應力，位錯開始滑移。當相鄰晶粒處于不利位向，不能開動滑移系時，則變形晶粒中的位錯不能越過晶粒晶界，而是塞積在晶界附，這個晶粒的變形便受到約束，整個多晶的變形困難得多。鋅的單晶體與多晶體的應力－應變曲線2023/2/4晶粒越細，強度和塑韌性越高的原因：(1)

晶粒越細，強度越高的原因

(細晶強化：霍爾－配奇公式s=0+kd-1/2

)。晶粒越細，晶界越多，位錯運動的阻力越大。形變時宏觀協調的難易與晶粒尺寸相關，晶粒小時各晶粒間形變比較均勻。晶粒越大，形變越不均勻，晶粒“碎化”的現象越強烈。大晶粒形變要求局部開動比較少的滑移系(少于5個)，結果流變應力會降低。2023/2/4(2)

晶粒越細，塑韌性提高的原因原因：晶粒越多，變形均勻性提高由應力集中導致的開裂機會減少，可承受更大的變形量，表現出高塑性。細晶粒材料中，應力集中小，裂紋不易萌生；晶界多，裂紋不易傳播，在斷裂過程中可吸收較多能量，表現高韌性。2023/2/4等溫強度TE示意圖

低于TE時晶界強度高于晶內強度2023/2/4

1．各晶粒變形的不同時性和不均勻性。晶體中各晶粒的空間取向不同，多相材料在較軟相的晶粒中首先發生塑性變形。為多滑移。2．各晶粒變形的相互制約性與相互協調性，通過各晶粒的多系滑移來保證相互協調性。變形需要五個以上的獨立滑移系同時動作。fcc和bcc金屬能滿足五個以上獨立滑移系的條件，塑性通常較好；而hcp金屬獨立滑移系少，塑性通常不好。3．滑移的傳遞，必須激發相鄰晶粒的位錯源。

多晶體的塑性變形的特點（總結）2023/2/44．產生內應力、出現加工硬化和纖維組織。多晶體的變形抗力比單晶體大，變形更不均勻。由于晶界阻滯效應及取向差效應，使多晶體的變形抗力比單晶體大，其中，取向差效應是多晶體加工硬化更主要的原因，一般說來，晶界阻滯效應只在變形早期較重要。hcp系的多晶體金屬與單晶體比較，前者具有明顯的晶界阻滯效應和極高的加工硬化率，而在立方晶系金屬中，多晶和單晶試樣的應力—應變曲線就沒有那么大的差別。5．除滑移和孿生外，還有晶界的滑動和遷移，點缺陷的擴散等。6.塑性變形時，導致一些物理、化學性能的變化。

2023/2/45.2.3合金的塑性變形

合金分類：單相固溶體合金多相合金合金的塑性變形：單相固溶體合金塑性變形多相合金塑性變形2023/2/4一.單相固溶體合金塑性變形

溶質原子的作用主要表現在固溶強化(Solid-solutionStrenthening)作用，提高塑性變形抗力。1.

固溶強化

固溶體合金的σ-ε曲線：由于溶質原子溶入基體金屬使σs

和整個σ-ε曲線的水平提高，變形能力下降，加工硬化率n提高。右上圖為Cu-Ni固溶體的力學性能與成分的關系，右下圖為Al溶有Mg后的應力應變曲線。2023/2/42023/2/4影響固溶強化的因素：①溶質原子類型及濃度。對于同一溶質，固溶體的屈服強度一般與其含量成曲線關系。②溶質原子與基體金屬的原子尺寸差。相差大時強化作用大。③間隙型溶質原子比置換型溶原子固溶強化效果好。④溶質原子與基體金屬價電子數差。價電子數差越大，強化作用大。

固溶強化實質：溶質原子與位錯的彈性交互作用、化學交互作用和靜電交互作用。

強化效果公式：5.13式固溶強化機制：晶格畸變，阻礙位錯運動；柯氏氣團強化。2023/2/4固溶強化的實質：溶質原子與位錯的彈性交互作用。溶質原子形成柯氏氣團，對位錯運動起著釘扎作用，從而阻礙位錯運動。靜電交互作用。位錯周圍畸變區的存在將對固溶體的電子云分布產生影響。由于該畸變區應力狀態不同，溶質原子的額外自由電子從點陣壓縮區移向拉伸區，并使壓縮區呈正電，而拉伸區呈負電，即形成局部靜電偶極。其結果導致電離程度不同的溶質原子與位錯區發生短程的靜電交互作用，溶質原子或富集于拉伸區或富集于壓縮區均會產生固溶強化。約占1/3-1/6。化學交互作用。這與晶體中的擴展位錯有關，由于層錯能與化學成分有關，因此晶體中的層錯區的成分與其他地方存在一定的差別，這種成分的偏聚也會阻礙為錯的運動，且層錯能下降會導致層錯區變寬，產生強化作用。比彈性作用小一個數量級。2.屈服現象與應變時效上屈服點：試樣開始屈服時對應的應力。下屈服點：載荷首次降低的最低載荷或不變載荷。產生原因：溶質氣團(即金屬含有微量的如碳、氮等間隙原子)。屈服過程：試樣繼續伸長，應力保持為定值或有微小的波動，在拉伸曲線上出現一個應力平臺區，試樣在此恒定應力下的伸長。

2023/2/4

呂德斯帶：在發生屈服延伸階段，試樣的應變是不均勻的，在試樣表面可觀察到與縱軸約呈45o交角的應變痕跡，稱為呂德斯(Lüders)帶。

呂德斯帶會造成拉伸和深沖過程中工件表面不平整。2023/2/4屈服現象的理論解釋之一

(1)與金屬中微量的溶質原子有關，即柯氏氣團理論溶質原子與位錯的應力場發生彈性交互作用，形成柯氏氣團(Cottrell),釘扎位錯運動，必須在更大的應力作用下才能產生新的位錯或使位錯掙脫柯氏氣團的釘扎而移動，表現為上屈服點；一旦脫釘，使位錯繼續運動的應力就不需開始時那么大，故應力值下降到下屈服點和水平臺，試樣繼續伸長，應力保持為定值或有微少的波動。這就是屈服現象的物理本質。

材料塑性變形時應變速度與晶體中可動位錯的密度、位錯運動的平均速度及位錯的柏氏矢量成正比。2023/2/4屈服現象的理論解釋之二(2)位錯運動與增殖理論:

應變速率：ε’∝ρmbv位錯運動速度：v=(τ/τ0)m’

開始變形時，ρm低，欲使應變速率固定，需要較大的v值，故需要較高的應力τ，表現為上屈服點；一旦塑性變形開始后，位錯迅速增殖，ρm增加，必然導致v的突然下降(為保持應變速率固定)，所以所需的應力τ突然下降，產生了屈服現象。是否產生屈服點現象還與材料的m’值有關，m’小的材料，如Ge，Si，LiF，Fe等出現顯著的上下屈服點。2023/2/4開始變形前晶體中有可動位錯密度ρm較低；隨著塑性變形的發生，位錯能迅速增殖，ρm迅速增加；應力敏感因子較低。材料具有明顯屈服現象的條件2023/2/4應變時效：將低碳鋼試樣拉伸到產生少量預塑性變形后卸載，然后重新加載，試樣不發生屈服現象，但若產生一定量的塑性變形后卸載，在室溫停留幾天或在低溫(如150℃)時效幾小時后再進行拉伸，此時屈服點現象重新出現，并且上屈服點升高，這種現象。

應變時效原因：室溫長期停留或低溫時效期間，溶質原子C、N又聚集到位錯線周圍重新形成氣團所致。

應變時效2023/2/4解決由于呂德斯帶造成的工件表面不平整的措施:A.加入少量能奪取固溶體合金中的溶質原子，使之形成穩定化合物的元素。B.板材在深沖之前進行比屈服伸長范圍稍大的預變形(約0.5%～2%變形度)，使位錯掙脫氣團的釘扎，然后盡快進行深沖。2023/2/4二.多相合金的塑性變形

多相合金的基本相為固溶體。第二相是用來強化的一種重要方式，它可以通相變熱處理[沉淀強化(precipitationstrengthening)、時效強化(agehardening)]或粉末冶金法[彌散強化]來獲得。當第二相以細小彌散的微粒均勻分布于基體相中時，將阻礙位錯運動，產生顯著的強化作用。如果第二相微粒是通過過飽和固溶體的時效處理而沉淀析出并產生強化，則稱為沉淀強化或時效強化；如果第二相微粒是通過粉末冶金方法加入并起強化作用，則稱為彌散強化。2023/2/4根據第二相粒子的尺寸大小可將合金分為：

(1)聚合型兩相合金(兩相尺寸、性能相近)：第二相粒子尺寸與基體晶粒尺寸屬同一數量級。

(2)彌散分布型兩相合金(兩相尺寸、性能相差很大)：如果第二相粒子十分細小，并且彌散地分布在基體晶粒內。多相合金的主要變形方式仍然是滑移與孿生。2023/2/41.聚合型合金的塑性變形

該類合金具有較好的塑性，合金的變形能力取決與兩相的體積分數。可按照等應力理論和等應變理論來計算合金在一定應變條件下的平均流度應力和在一定條件下的平均應變，則由混合律計算得到。

等應變理論：假定塑性變形過程中兩相應變相等，合金產生一定應變的平均流變應力

σ=φ1σ1+φ2σ2

其中：φ1、φ2為兩個相的體積分數φ1＋φ2=1；σ1、σ2為兩個相在此應變時的流變應力。

等應力理論：假定塑性變形過程中兩相應力相同。對合金施加一定應力時，平均應變ε=ε1φ1+ε2φ2其中：ε1，ε2為一定應力下兩相的應變。

2023/2/4如果聚合型合金兩相中一個為塑性相，一個為硬脆相，則合金在塑性變形過程所表現的性能與第二相的相對含量、形狀、大小、分布有關。

(1)若硬脆相呈連續分布在塑性相(基體)晶界上，則經少量變形后會發生沿晶脆斷。脆性相越多，網狀越連續，塑性越差。如過共析鋼中二次Fe3C呈網狀分布于鐵素體晶界上。2023/2/4

(2)若硬脆相呈層片狀分布在基體相中，由于變形主要集中在基體相中，且位錯移動被限制在很短距離內，增加了繼續變形的阻力，使其強度提高。如鋼中的片狀P由片狀α和片狀Fe3C相間組成。

2023/2/4

(3)若硬脆相呈粒狀分布于基體中，因基體相連續，第二相對基體變形的阻礙作用大大減弱，具有強度和塑性的配合。如：粒狀P中Fe3C呈顆粒分布，鋼具有良好的綜合力學性能。2023/2/42.彌散分布型合金的塑性變形

該合金中第二相粒子是通過對位錯運動的阻礙作用而表現出來的。第二相粒子通常分為兩類：

(1)不可變形粒子

(2)可變形粒子

2023/2/4(1)不可變形粒子的強化作用含有不可變形粒子的合金中位錯運動與粒子相遇時采用(E.Orowan機制)繞過機制，結果在粒子周圍留下位錯環，而其余部分則越過粒子繼續運動。該機制適用于第二相粒子較硬并與基體界面為非共格的情形。位錯繞過第二相粒子的示意圖第二相顆粒周圍的位錯環2023/2/4位錯線彎曲繞過第二相粒子所需要的切應力為：λ—第二相粒子間距λ=2R這是一臨界值，只有外加切應力大于上述臨界值Gb/λ時，位錯線才能繞過去。因此，τ∝1/λ，粒子越多，λ越小，τ大.強化效果愈明顯。減小粒子尺寸或提高粒子的體積分數都可以合金強度提高。理論計算λ小到20—50個原子間距時，強化效果最佳。位錯繞過第二相粒子的示意圖第二相顆粒周圍的位錯環2023/2/4利用粉末冶金方法再加上冷擠壓加工得到在Al基體上分布著Al2O3粒子的合金。具有很高的強度和優良的耐熱性。

應用舉例：2023/2/4(2)可變形微粒的強化作用

可變形粒子的合金中位錯運動與粒子相遇時切過機制，即第二相粒子在位錯切過粒子時隨同基體一起變形。其強化作用取決于粒子本身的性質及粒子與基體的聯系。適用于第二相粒子較軟并與基體共格的情形2023/2/4

可變形粒子的強化作用主要決定于粒子本身的性質以及其與基體的聯系，其主要作用如下：1、位錯切過粒子時，粒子產生寬度為b的臺階，出現了新的表面積，界面能升高。2、當共格的粒子為有序結構時，位錯切過粒子會沿滑移面產生反相疇界，位錯切過粒子時需要附加應力，使能量升高。3、位錯切過粒子時，引起滑移面上原子錯排，需要做功，給位錯運動帶來困難。2023/2/44、由于粒子的點陣常數與基體不一樣，粒子周圍產生彈性應力場與位錯發生交互作用，阻礙位錯運動。5、由于基體和粒子中滑移面的取向不一致，螺型位錯線切過粒子時必然產生一割階，而割階會妨礙整個位錯線的移動。6、由于粒子的層錯能與基體的不同，若擴展位錯切過粒子時，其寬度發生變化，引起能量升高，從而強化。

在實際合金中，起主要作用的往往是1－2種。增大粒子尺寸或增加體積分數有利于提高強度。2023/2/4位錯行為繞過和切過2023/2/45.2.4塑性變形對材料組織和性能的影響

塑性變形對材料組織和性能的影響主要表現在以下方面：顯微組織變化：晶粒形狀的變化、亞結構的變化、形變織構性能的變化：加工硬化、力學性能、物理性能、化學性能冷軋對銅及鋼性能的影響2023/2/4(一)顯微組織變化

經塑性變形后材料的顯微組織(microstructure)變化是：

1.晶粒形狀的變化

(1)出現大量的滑移帶和孿晶帶。

(2)晶粒形狀發生了變化。隨變形度增大，等軸狀晶粒→扁平晶粒→纖維組織。纖維組織(fibermicrostructure)分布方向是材料流變伸展方向。2023/2/4低碳鋼塑性變形后纖維組織

a)30%壓縮b)50%壓縮

2023/2/4

(3)當金屬中組織不均勻，如有枝晶偏析或夾雜物時，塑性變形使這些區域伸長，這在后序的熱加工或熱處理過程中會出現帶狀組織(bandmicrostructure)。2023/2/4

2.亞結構(sub—grain)的變化

(1)隨變形度增大，位錯密度迅速增大。

(2)位錯組態和分布等亞結構發生變化：變形度增大，位錯密度增大→位錯呈紛亂不均勻分布→位錯纏結→位錯胞(稱為胞狀亞結構，是大量位錯纏結在胞壁，胞內位錯密度低)→細長狀變行胞。低碳鋼形變(胞狀)亞結構2023/2/4胞狀亞結構的形成不僅與變形度有關，而且還取決于材料類型。層錯能高易出現胞狀結構；層錯能低，易形成較為均勻而復雜的位錯網。低碳鋼形變(胞狀)亞結構2023/2/43.形變織構

織構(擇尤取向)：多晶體晶粒取向集中分布在某一個或某些取向附近的現象。

出現織構的原因：形變總是在取向有利的滑移系和孿生系上發生，結果使得形變后晶體的取向并非是任意的。隨著形變進行，各晶粒的取向會逐漸轉向某一個或多個穩定的取向，這些穩定的取向取決于金屬材料的晶體結構及形變方式。2023/2/4織構的類型織構的類型取決于形變金屬的本質及加工方式。(1)形變織構(deformationtexture)：是晶粒在空間上的擇優取向(preferredorientation)。(2)類型及特征①絲織構(fiber/wiretexture)及特征:某一晶向趨于與拔絲方向平行。拉拔時形成，用<uvw>表示②板織構(rollingtexture)及特征:某晶面趨于平行于軋制面，某晶向趨于平行于主變形方向。軋制時形成，用｛hkl｝<uvw>表示2023/2/4形變織構對性能的影響形變織構的出現會使得材料呈現一定程度的各向異性，這對材料的加工性能和使用性能都會帶來一定的影響。例如：加工過程中織構有利于深沖板材變形控制；而出現“制耳”現象就是我們所不希望出現的。變壓器用硅鋼片的(100)[001]織構由于其處于最易磁化方向，可減少鐵損，是我們所希望的。2023/2/4(二)性能的變化加工硬化(形變強化、冷作強化)：金屬材料在塑性變形過程中，隨變形量的增加，材料的強度、硬度升高而塑韌性下降的現象。加工硬化有利：強化金屬的重要途徑；提高材料使用安全性；材料加工成型的保證。加工硬化的弊：變形阻力提高，動力消耗增大；脆性斷裂的危險性提高。1.加工硬化2023/2/4加工硬化的原因是位錯密度增加，其機制：位錯滑動和林位錯交割，增加阻力。林位錯使F-R源產生割階，帶割階的位錯運動阻力加大形成的不動位錯增大了形變的抗力。由局部應力場(短程交互作用)引起硬化。2023/2/4加工硬化過程的位錯解釋

上述三個階段加工硬化與其塑性變形不同過程中位錯的運動及交互作用有