(整理)第6章金属及合金的塑性变形

第6章 金属及合金的塑性变形6-1 金属的变形特性金属在外力作用下的变形行为可用拉伸曲线来描述。

设拉力为P ，试样伸长量为dl ，则应力σ和应变ε分别为：A P σ=； ldl ε= 式中，A 为试样的截面积。

在拉伸过程中，A 和l 是变化的，在工程上，为了简化问题，A 常用A 0来代替，ε也用平均值表示ε=(l －l 0)/l 0，这样测得的σ-ε曲线称工程σ-ε曲线。

一、工程σ-ε曲线P161图1是低碳钢拉伸时的工程σ-ε曲线。

当应力低于σs 时，没有残留变形，大于σs 时，开始发生塑性变形。

所以，σs 是发生塑性变形的最小应力，称屈服强度。

屈服强度也是弹性极限σe （弹性变形的最大应力）。

在弹性变形阶段，当应力小于σp 时，σ-ε呈线性，服从虎克定律： εE σ=式中，E 是直线的斜率，称材料的弹性模量。

开始偏离直线的应力σp 称比例极限。

当应力超过σs 时，开始发生塑性变形。

随着塑性变形的增加，应力增大，这种现象称加工硬化。

当应力达到最大值σb 时，开始下降，直到断裂。

最大值σb 称材料的抗拉强度。

超过此值，试样发生局部颈缩，即发生了不均匀塑性变形。

所以，σb 是材料发生均匀塑性变形的最大应力。

注意，应力超过σb 后下降，并不是加工硬化失效。

在结构材料中，我们关心的力学指标是σs 和σb ，它们和硬度一起称做强度指标。

在实际应用中，σs 值是无法测量的，通常用发生0.2%塑性变形时对应的应力值来表示屈服强度，称条件屈服强度。

通常我们所说的材料的力学性能，除了上述强度指标外，还有两个塑性指标，延伸率、断面收缩率。

延伸率是指发生断裂时，试样的伸长率：%10000⨯-=l l l δσσ断面收缩率是指发生断裂时，试样截面积的变化率：%10000⨯-=A A A ψ 二、真应力-真应变曲线（T T εσ-曲线） 工程应力与真实应力之间的不同是容易发现的。

下面看看工程应变与真实应变的不同。

拉伸一个试样，使其伸长一倍，则工程应变1/)2(000=-=l l l ε；若是压缩，要获得同样数值的负应变，理应压缩到原长度的一半。

但按此算得5.0/)5.0(000-=-=l l l ε两者不符，必须压缩到高度为0才能得到-1应变值。

这显然是不对的。

问题在哪儿呢？（一）真应变的计算实际上，按工程应变计算的是相对于原长度的平均应变，不是真实的应变值。

实际变形过程中，试样的长度在变化，每个瞬间的应变值应由该时刻的实际长度来决定。

这样，在拉伸时，不同时刻每伸长同样的增量dl ，相应的应变增量就越来越小；而压缩时应变增量越来越大。

由此可知，要得到真应变，必须按瞬时长度来计算，即∑⎰==⎪⎪⎭⎫ ⎝⎛+-+-=l l T l l ldl l l l l l l ε00112001ln 按此计算，拉伸时2ln =T ε；压缩时2ln -=T ε。

假设有两种拉伸，一种是将l 0一次拉伸到12；第二种是l 0→l 1→12。

则 第一种：02ln l l εT =；002l l l ε-= 第二种：021201ln ln lnl l l l l l εT =+=；002112001l l l l l l l l l ε-≠-+-= 在出现颈缩前，T ε和ε之间有如下关系： ∵1000-=-=l l l l l ε，即10+=εl l∴)1ln(+=εεT可见，当变形很小时，两者相差不大，变形量增大，其差别就显著。

（二）真应力的计算在发生颈缩前，根据拉伸体积不变：1100l A l A =，则)1(00+===εσAA A P A P σT 可见，在拉伸时，真应力大于工程应力；压缩时真应力小于工程应力。

在弹性变形阶段，ε极小，两者基本一致，没必要区分；但在塑性变形阶段，两者差别很明显。

（三）T T εσ-曲线（P163图3）6-2 单晶体的塑性变形一、滑移（一）滑移带和滑移线将拉伸试样表面经过抛光处理后进行拉伸变形，然后在显微镜下观察，可以看到，在抛光面上有许多平行的线条（P165图4）。

进一步研究发现，在每一线条两侧为同一晶体结构，且具有相同的晶体取向，说明塑性变形没改变晶体的结构和取向。

由此得出结论：这些平行线条是晶体沿某些晶面发生滑移产生的台阶，称滑移带。

这种变形方式称滑移变形。

在电子显微镜下作高倍观察，发现每条滑移带都是由许多更细小的平行线组成（图5），称滑移线。

计算表明，每条滑移线产生的台阶是由大量位错移出晶体造成的。

滑移带的特征说明晶体塑性变形具有微观不均匀性，滑移集中发生在一些晶面上，在两条滑移带之间的晶体未产生变形，只作整体相对位移。

（二）滑移系研究发现，发生滑移变形时，滑移总是在一定的晶面上，沿着一定的方向进行的，分别称滑移面和滑移方向。

通常，滑移面往往是密排面，滑移方向是密排方向。

一个滑移面和该面上的一个滑移方向构成一个滑移系，它表示晶体滑移的一个可能空间取向。

滑移变形是金属的主要变形方式，所以，滑移系越多，金属的塑性越好。

例如，面心立方金属的滑移系是{111}<110>，共有4×3＝12个；密排六方金属的滑移系是(0001)<0211>，只有1×3＝3个；体心立方金属的滑移系是{110}<111>，有6×2＝12个。

所以，密排六方金属的塑性较差，如Zn 、Mg ；而面心立方结构的Au 、Ag 、Cu 、Al 塑性较好。

研究发现，体心立方结构的Fe ，除了12个{110}<111>主滑移系外，还有12个{112}<111>、24个{123}<111>潜在的滑移系。

塑性的好坏也不完全取决于滑移系的数量。

例如，Fe 的滑移系较多，有48个，但其塑性不如面心立方结构的Au 、Ag 、Cu 、Al ，说明塑性还与滑移方向的数量、滑移面原子密排程度等有关。

（三）滑移的临界分切应力滑移只有在切应力的作用下才能进行。

滑移存在晶格阻力，只有当滑移系方向的分切应力达到某一临界值时才能进行滑移，此分切应力称滑移的临界分切应力。

由P167图6可知：m σλAF A λF τ===cos cos cos /cos φφ 式中，m 称取向因子。

当应力达到s σ时，对应临界分切应力k τ：m στs k =注意：对于确定的材料，k τ是常数。

所以，s σ值与取向因子有关，它反映了单晶体的各向异性（P167图7）。

当m =0时（︒=90φ或︒=90λ），∞=s σ，称硬取向。

当m =0.5时（如︒==45λφ），s σ最小，称软取向。

（四）滑移时晶体的转动拉伸情况下晶体的转动见图8：滑移系趋向与拉伸轴平行，成为硬取向。

（五）多滑移晶体中的滑移系不止一个，它们在空间的取向各不相同。

随着外力的增大，取向最有利的滑移系（软取向）将最先达到滑移的临界分切应力值，开始滑移。

随着滑移的进行，该滑移系逐渐由软取向向硬取向变化，甚至停止滑移。

同时，原来的硬取向滑移系可能变成软取向而开始滑移，如此交替进行。

这种在两个或多个滑移系上同时或交替进行的滑移称多系滑移，简称多滑移。

发生多滑移时，可在抛光表面看到交叉的滑移带（P168图11）。

（六）交滑移对于螺位错，由于其柏氏矢量与位错线平行，所以，滑移面交多，但通常仍在软取向的滑移系上（密排面的密排方向）首先发生滑移。

但是，在滑移过程中，若由于某种原因使滑移受阻，则在较大的应力下，该螺位错可在另一个滑移面上，沿相同的滑移方向继续滑移，这种滑移方式称交滑移。

发生交滑移时，可在抛光表面看到曲折状的滑移带（P169图13）。

（七）滑移的位错机制在第1章中我们已经介绍过，晶体的滑移不是整体的刚性切变，而是通过位错运动实现的。

既然滑移需要达到临界分切应力才能进行，说明位错运动有阻力。

对纯金属单晶体来说，包括点阵阻力、位错之间的相互作用产生的阻力；位错与点缺陷作用产生的阻力等。

这些阻力决定了纯金属单晶体的屈服强度和流变应力。

1、位错运动的点阵阻力以刃位错为例，其运动过程是多余半原子面从一个平衡位置向临近的另一平衡位置移动的过程。

此过程有一中间过渡态，能量升高，产生位错移动的阻力。

这一阻力称派-纳力：⎪⎪⎭⎫ ⎝⎛---≈b νa πνG τp )1(2exp 12 式中，a 、b 为滑移面间距和滑移方向原子间距；v 是泊桑比。

2、为错的交割1）两个刃位错的交割a 、柏氏矢量相互垂直：1个刃型割阶，可动。

b 、柏氏矢量相互平行：2个螺型扭折，不影响位错运动。

2）刃位错和螺位错的交割产生2个割阶，刃位错上的割阶可动；螺位错上的割阶不可动3）两个螺位错的交割（规律同上，略）4）结论刃位错上的割阶可动，螺位错上的割阶不可动。

二、孪生孪生是塑性变形的另一种方式。

（一）孪生变形的概念孪生变形是指晶体的一部分相对于另一部分发生了均匀切变，构成镜面对称的位向关系。

变形部分的结构并未改变，只是取向发生了变化，与未变形部分互为孪晶（变形孪晶）。

孪晶之间的界面是共格界面，即孪晶面，也称孪生面。

（二）孪生面和孪生方向面心立方晶体的孪生面和孪生方向通常是{111}<112>；体心立方晶体的孪生面和孪生方向通常是{112}<111>；密排六方晶体的孪生面和孪生方向通常是{2110}<0111>可见，孪生面和孪生方向不一定是滑移面和滑移方向，即孪生面和孪生方向不是滑移系。

（三）孪生的机制孪生的另一个特点是在均匀切变部分，相邻晶面之间，沿孪生方向的位移量是孪生面间距的分数值。

说明孪生时，每层晶面的位移应是一个不全位错的移动造成的。

问题是，这种情况如何产生？以面心立方为例，设孪生面和孪生方向是(111)[211]，见P173图20。

(111)是密排面，孪生时相邻(111)面的相对位移是]211[6a ，这正是面心立方中肖克莱不全位错的柏氏矢量。

若位错是按图a 分布的，当这些刃位错移动到图b 时，正好形成了孪生区。

那么，这种位错分布如何实现呢？一般认为，可能是由位错增殖的极轴机制来实现的。

如图，假定有一个位错线垂直穿过(111)面的极轴位错，其柏氏矢量具有螺型分量]111[3a （即等于密排面间距），此螺位错使(111)面螺旋上升。

若(111)面上的不全位错]211[6a 的一端被极轴固定，则不全位错只能绕极轴转动，每扫过圈就产生一个单原子层的孪晶，这样不断转动就形成孪生变形区。

（四）孪生变形的地位和作用发生孪生变形时，孪生面和孪生方向不是滑移系，点阵阻力（派-纳力）较大，所以孪生变形需要在较大的切应力作用下才能发生。

事实上，在应力还没有达到孪生变形所需要的最小切应力时，滑移系已达到临界分切应力，并开始滑移，所以滑移是塑性变形的主要方式。

随着滑移变形的进行，材料发生加工硬化，继续变形需不断增加应力。