金属塑性变形物理本质

4 固态塑性变形物理本质材料经过加工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。

塑性变形是既改变材料的形状，又改变材料的组织结构及相应性能的有效方法。

通过塑性变形可以有效地改变材料的性能，材料的性能又直接影响到工艺的进行。

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，既通过冷、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。

我们掌握了形变、相变、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来获得满足性能要求所需要的组织结构。

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。

这些知识是制定各种金属材料生产工艺的理论依据，为了达到有效的控制材料性能目的，我们首先要认识塑性加工过程中材料的组织及性能变化。

4.1 固态塑性变形机理材料塑性变形包括晶内变形和晶间变形。

通过各种位错运动而实现的晶内一部分相对于另一部分的剪切运动，这就是晶内变形。

剪切运动有不同的机理，其中最基本的形式是：滑移、孪生、形变带和扭折带。

在r T T 5.0>（r T 熔化温度）时，可能出现晶间变形。

当变形温度比晶体熔点低很多时，起控制作用的变形机理是滑移和孪生。

在高温塑性变形时，扩散机理起重要作用。

在金属和合金的塑性变形过程中，常常同时有几种机理起作用。

各种机理作用的情况受许多因素影响，例如：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。

4.1.1 滑移（1）点阵阻力晶内变形是晶体的一部分相对于另一部分的剪切变形，都是通过位错运动来实现的，所以研究基本的塑性变形机理就应研究相应的各种位错运动形式。

滑移是重要的切变机理之一。

虽说位错的滑移运动是很容易的，但是，它也必须至少克服点阵阻力对它的阻碍才能运动。

所谓点阵阻力也就是派一纳力。

当位错从一个低能的稳定位置过渡到另一个低能的稳定位置，必须越过一个能量最大值的位置，就需要对位错施加足够的力以供克服这一能垒所需要的能量，这个能垒就称为派尔斯垒，克服这个能垒所需要的力就是派一纳力。

派尔斯等作者，在经典的弹性介质假设和滑移面上原子的相互作用为原子相对位移的正弦函数假设的基础上，求出了单位长度位错的激活能△W （即派尔斯垒）和其临界切应力（派一纳力）p τ，按指数规律随面间距 a 和柏氏矢量 b 的比值a ／b 而变化。

)/2e x p (2kb k Gb ππϖ-≈∆ (4-1) p τ≈)/2exp(2kb k G π- (4-2)上两式中，螺位错K=1，刃位错K=4-ν。

派一纳模型所给出的解仅在定性上是正确的。

p τ比理论切屈服应力m τ=π2G 小许多倍。

柏氏矢量b 值愈小，滑够面面间距a 愈大，则临界切应力p τ就愈小。

当a ／b 稍有增加就对p τ产生强烈的影响。

因此，处于面间距最大的密排面上的小柏氏矢量的位借，其活动性最大，所以密排面就是易滑移面。

但要注意，派一纳力还和原子键类型及位错宽度有关，在此就不详细论述了。

（2） 滑移系统因为面间距a 越大、柏氏矢量越小时派一纳力越小。

因此，单晶体和多晶体中滑移变形都是沿着密排面和密排方向进行的。

这些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。

面心立方晶体的滑移变形是沿着密排的八面体平面｛111｝上的密排方向<110>进行的。

四个取向不同的｛111｝平面中,每个平面上有3个完全位错的柏氏矢量a ﹤l10﹥／2的方向＜110>，所以，可能的滑移系统为12。

见图4-1。

体心立方晶体的密排面是｛110｝，滑移总是沿着密排方向<111>。

也观察到在｛112｝和｛123｝上发生滑移变形，但是滑移方向是衡定的，还是＜111>方向。

这样，体心立方金属共有四十八个滑移系统，如图4-2。

图4-1 面心立方晶体的<110>{111} 图4-2 体心立方晶体中通过[111]的12个滑移系 方向的12个滑移面 滑移系的多少是影响金属塑性变形好坏的重要因素之一。

密排六方金属的滑移系统少，只有3个，因此，一般说来，它们的塑性低。

但是不能说具有48个滑移系统的体心立方金属的塑性一定比面心立方金属好，除了滑移系统多少外，还有夹杂对变形的影响、加工硬化的影响、屈服强度和断裂强度的高低等。

即使从滑移系统看，即使体心立方金属具有48个潜在的滑移系统，在实际的变形条件下，并不等于这么多滑移系统都同时动作。

4.1.2 孪晶孪晶也是一种常见的变形形式。

通过变形形成的孪晶称为形变孪晶或机械孪晶。

产生孪晶的过程称为孪生。

孪生是塑性变形的基本机理之一。

孪生是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，那样的晶面就是孪生面，那样的晶向就是孪生方向。

但是，它和沿着滑移面上的滑移方向产生的相对切变不同，有它自己的特点。

由图4-3可见，孪生要改变晶体的取向。

从孪生后孪晶中原子排列情况可以看出，晶体切变后结构没有变化，但是取向发生了变化。

同时，由这个孪生过程可以看到孪生这种晶体的相对切变是沿孪生面逐层连续依次进行的，而不像滑移那样集中在一些滑移面上进行，且滑移时晶体取向不变。

图4-3 面心立方晶体的孪生过程●—切变前原子的位置○—切变后原子的位置在一般情况下，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。

但像密排六方金属，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。

4.1.3 扩散塑性变形机理当材料在高温塑性变形时，扩散就起着重要的作用。

扩散作用是双重的。

一方面，它对剪切塑性变形机理可以有很大影响；另一方面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。

扩散-位错机理：当温度较高具有扩散条件时，扩散过程从几个方面影响位错运动。

扩散对刃位错的攀移和螺位错的割阶运动产生影响。

特别是扩散对刃位错攀移速度的影响，在变形温度超过T5.0，变形物体承受中等或较高应力水平时，是扩散-位错机理控制着蠕r变变形过程的机理，也正是扩散-位错机理的速度控制着蠕变的速度。

有人也称为位错蠕变机理。

蠕变是弹性变形部分地转变为塑性变形的过程，也就是在应力恒定时，随着时间增长总变形量（弹性变形与塑性变形之和）增加的过程。

在蠕变过称中，蠕变速率不断增加，很快导致材料的最终断裂。

材料蠕变性能的变化反映了应变硬化和软化之间的相互作用的不断变化。

扩散对溶质气团对位错运动的限制作用，随着温度的变化而不同。

一般室温下，溶质原子的扩散速度很低，位错运动速度受扩散速度制约，位错被气团锚住了。

在大应力下出现了屈服效应现象。

温度较高，中等扩散速度下，位错不能摆脱气团包围，就出现了动态形变时效，发生蓝脆。

随着温度的升高，扩散可以减轻溶质气团对位错运动的限制作用。

气团的可动性增加了，材料的塑性得到改善。

溶质原子定向溶解机理:晶体没有受到力作用时，溶质原子在晶体中的分布是随机的，无序的。

如碳原子在а-F e铁中，加上弹性应力 （低于瞬时屈服应力的载荷）时，碳原子在棱边中点随机均匀分布的情况就破坏了，通过扩散，优先聚集在受拉的棱边，在晶体点阵的不同方向上产生了溶解碳原子能力的差别，称之为定向溶解。

这种择优分布的固溶体不可避免地伴随着晶体点阵和整个试样的变形，也就是产生了所谓的定向塑性变形。

应力松弛和弹性后效现象就是这种机理作用的结果。

在应力作用下，溶质原子产生定向溶解；去掉应力后，定向溶解的状态又要消失。

这种扩散引起的原子流动是可逆的。

定向空位流机理则是由扩散引起的不可逆的塑性流动机理。

除以上机理外，还有另一类变形机理，晶间滑动机理。

晶间滑动机理是综合的变形机理，它不是和晶内滑移、扩散塑性机理无关的。

它们之间互相协调。

因为，即使考虑在两个晶粒最简单的情况下，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，就必须拌随其他机理来协调。

对超塑性变形，大家的观点认为是晶间滑动机理。

4.2材料的屈服强度材料力学性能的屈服强度（广义讲流变应力）是材料各种性能中最重要的性能之一。

从使用金属材料的角度来看，大部分的工程构件和机器零件在服役过程中都可见许多塑性变形产生。

故屈服强度为其上限应力。

但从压力加工的角度来讲，要改变金属的形状和尺寸，使之成为性能和规格都符和需要的材料，必要的基本条件就是金属发生塑性变形，要在外力作用下屈服，要求外加应力至少要达到屈服强度。

所以它又是金属塑性加工时的下限力。

材料的屈服强度是指材料抵抗塑性变形的抗力。

定量地说，屈服强度是指材料发生塑性变形时的临界应力。

4.2.1理论屈服强度的估计位错理论出现之前，经典塑性变形理论认为，塑性变形的主要方式是：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。

按照这个理论可以估计出纯金属的理论屈服强度。

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τm≈G/2π的数值。

4.2.2 实际晶体屈服强度的构成推导出来的理论切屈服强度比实测数值高1000—10000倍，证明实际晶体的滑移过程不是刚性整体的移动，人们设想滑移是逐步进行的过程。

直到位错的存在最终得到证明，人们认识到，正因为实际晶体中存在着各种晶体缺陷，位错很容易运动，因而不能充分发挥原子间的结合力的作用，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的。

实际晶体的屈服强度取决于什么呢?我们从各种塑性变形机理的分析中将看到，金属塑性变形的实质就是位错的运动（或者更全面严格地说就是晶体的缺陷运动，但位错运动是基本的，主要的）。

因此金属的实际屈服强度，即塑性变形实际所需要的临界力，就是产生一定切变量的位错运动所需要的应力。

4.2.2.1开动位错源所必须克服的阻力实际的金属晶体中存在大量的位错，就是经过充分退火的晶体中，位错也不会消失，金属塑性变形，要位错运动，首先就要求位错源工作，克服的位错源阻力为：τc =L Gb（4-3）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。

4.2.2.2点阵阻力位错在晶体点阵中从一个平衡位置移动到另一个平衡位置时，必须克服平衡位置之间的位垒ΔW ，为此所必须的应力就是点阵阻力或称派-纳力。