第四章晶体的塑性形变

37
MB／DDW的取向可以是晶体学的(即平行于滑移面)和非晶体
学的。根据晶粒原始取向不同导致开动的滑移系数目不同，使得
MB／DDW的取向不同。 如果开动的滑移系属于一个或两个滑移面，则MB／DDW倾向
于平行于滑移面{111)，即它的取向是晶体学的； 如果开动的滑移系属于3个和4个滑移面，则MB／DDW是非晶
原因：位 错群集降 低能量。
LED
纯镍经20%形变量冷轧的显微组织
滑移系开动的数目为3-5个
稠密位错墙DDW “碎化” 胞块
显微带MB
几何必须边界GNB
（胞壁）伴生位错
边界IDB
36
所以，GNB和IDB两侧的取向差都随应变量加大而增大，而 它们间的间距都随应变量加大而减小，但GNB两侧的取向差增 加量和间距的减小量比较大，而IDB两侧的取向差增加量和间距 的减小量比较小，如图所示。
形变时晶界保持应变连续而 不产生空洞或张开(形变连续)。 不足之处是应力不连续。
不协调时，出现空洞和重叠
25
实现任一变形的条件：要使晶粒间的变形连续，必须有5个独立的 滑移系开动。
原因：描述任一应变状态用6个分量，但形变体积不变，即3个 正应变之和不变，因此只有5个是独立的。
为检查所提出的模型是否和实际相符，通常是对比由单晶拉伸 的σ-ε曲线导出多晶拉伸σ-ε 曲线，与实际的多晶σ-ε曲线，看它们符 合的程度。
Schmid 定律
外加拉伸应力s和滑移面 内沿着滑移方向分切应力t之 间的关系。
6
m-取向因子，又称Schmid因子
实验看出：滑移系开 动所需要的分切应力 是一个常数，和外加 力的取向无关。滑移 系开动所需要的最小 分切应力称为临界分
切应力tc。
7
滑移系开动所需要的临界分切应力是和外 力取向无关的 常 数的规律称Schmid定律或临界 分切应力定律。
单向拉伸应力σ和在滑移系上的分切应力τ的关系为
对多晶体，可唯象地假设m’存在一个平均值：
式中N(m’)dm’为m’值在（m’～m’+dm’）间的晶粒数
26
由实验求得单晶的切应力τ-切应变γ曲线： 按形变功相等:σdε=τdγ
所以导出的多晶体的拉伸曲线： 不同的形变模型求出的m’值不同。如果滑移不受限制，并且
15
若外力轴取向为＜110＞时，有4个滑移系的取向 因子最大且相等，即4个相邻接区域所开动的滑移系 ，则可开动４个滑移系。如力轴在I点，则可开动BIV 、BV、AIII和AVI。
若外力轴取向为＜11１＞ 时，有６个滑移系的取向因 子最大且相等，则可开动６ 个滑移系。如力轴在Ａ点， 则可开动BIV、CI、CV、 DIV和BV。若外力轴取向为 [001],即投影中心时，可开动 8个滑移系。
材料结构与性能
授课教师：刘胜新 （18课时）
2019/11/24
1
第四章 晶体的塑性形变
2019/11/24
2
晶体的塑性形变
涉及的内容：
滑移 起始塑性流变和加工硬化 孪生和扭折 多晶体的塑性形变 形变织构等。
3
4.1 单晶体滑移
单晶体滑移是指在外力作用下晶体沿某些特定的晶 面和晶向相对滑开的形变方式。
33
4.4.3形变过程的微观应变协调及微观组织的变化
晶粒内各区 域开动的滑 移系数目不 同从而使晶 粒“碎化” ；
“碎化”的 各 区域由过渡 带或稠密位 错墙(DDW) 分隔开；
平行的位错 墙构成显微 带MB;
多晶体形变而导致的晶粒“碎化”
(a)由稠密位错墙(DDW)分隔开的胞块(CB)及CB中含的普
19
压缩时压缩面⊥压缩轴
压缩时，晶体也会产生 转动。
滑移时晶体发生转动， 使晶体各部分相对外力的 取向不断改变，各滑移系 的取向因子也发生变化。 如 果 起 始 取 向 c0 和 l0 大 于 45°， 在转动时取向因子 加大，出现软化，这种软 化称几何软化。转动使c1和 l1小于45°，取向因子又重 新减小，出现硬化，这种 硬化称几何硬化。
滑移系数目无限多的话，获得的值最小，等于2。
Taylor模型考虑了应变的连续性， 以最小功原理求出面心立方多晶体 的m’等于3.06;Sachs按应力相等求 出m’＝2.24。
多晶纯铝室温的σ-ε曲线及按 Taylor模型用单晶<111>方向拉伸 的σ-ε 曲线导出的多晶体σ-ε 曲线 。
说明该方法接近实际情况，但 还是有较大的区别。
13
若外力轴取向处在每一个由{001}、 {011}、{111}为基 点的曲边三角形内时，只有一个滑移系的取向因子最 大，即只有一个滑移开动。各曲边三角形内所能开动 的滑移系已在下图中标示出。则一滑移系可表示为: BIV。
14
若外力轴取向处在三角形边上时，有2个滑移系的取 向因子最大且相等，即2个相邻接区域所开动的滑移 系，则可开动两个滑移系。如力轴在A-I线上，则可 开动BIV和BV。
如果把滑移面开动所对应的正应力看作是屈服 强度，则屈服强度和外加力的取向有关。m的数 值越大，屈服强度越小，取向越“软”；屈服强度 越高，取向越“硬”。
如果有多个滑移系开动，使问题复杂化。这 样这样，Schmid 定律只在某些取向范围（只有 单系滑移）内才适用。
8
变形时，若晶体在滑移面两侧相对滑过， 则在滑移面上所有的键都要破断来产生永久的 位移。据此，可估算滑移所需的临界分切应。
宏 观 描 述
9
原子尺度描述
对于体心立方结构，一般是不遵守Schmid 定律，这是由于它的位错核心的特殊结构造 成的。
10
4.2 交滑移
两个或多个滑移面共同按1个滑移方向滑移称 交滑移。交滑移形成的滑移线（带）是折线形状。 交滑移不是几个面“同时”，而是“顺序”滑动。
铝
Fe-3%Si
11
对低层错能材料，位错很难交滑移，位错运动是 平面型的，称平面滑动。对高层错能材料，位错容易 交滑移，滑移线呈波纹状，称波纹滑动。交滑移容易 与否，对材料的应变硬化有很大的影响。层错能越低 ，位错不易通过交滑移越过遇到的障碍，从而加大了 应变硬化。
多系滑移
当外力的取向使2个或多个滑移系上的分切应力 均达到临界分切应力值时，这些滑移系可以同时开 动而发生多系滑移。
12
以fcc结构为例讨论力轴在不同取向下发生的多系滑移。 fcc结构的(001)标准极射赤面图----滑移系的寻找方法
把 3 个 {001} 面 的 极 点标为w，把6个 <110>滑移方向的极 点 分 别 标 上 I 、 II 、 III 、 IV 、 V 、 VI ； 把4个{111}滑移面分 别标上A、B、C、 D记号。则一滑移 系可表示为: BIV
体学的。
在中等应变量时，局部切变使已存在的显微带受干扰形成S形状
的结构。这些局部切变区域称S带(S-Band)，有些形变带又称切变
带(Shear Band)。
经 50 ％ 轧 制 形 变 的 铝 的 纵
截面看到的S带，图中的点线表
27
形变时宏观协调的难易与晶粒尺寸相关： 晶粒小时各晶粒间形变比较均匀。 晶粒越大，形变越不均匀，晶粒“碎化”的现象越强烈 。 大晶粒形变要求局部开动比较少的滑移系(少于5个)，结 果流变应力会降低。
这是小晶粒材料比大晶粒材料强和硬的原因。
28
•宏观组织（低倍及光学镜下）的变化
低碳钢经65%冷轧后在轧面、纵截面和横截面的晶粒形状照片。
29
经2.7 真应变拉拔的铁丝在横截面观察到的卷曲的晶粒结构
30
压缩量为87%的旋压钨丝的纵截面和横截面的组织
31
模锻件截面上看到的流线
32
高层错能金属形变的主要机制 滑移
在形变时因位错群集面形成高密度的多 种位错组态，典型的位错结构有：位错缠 结、二维的位错墙及三维形状近似等轴的 位错胞状结构。
随着应变量加大，普通位错胞的胞壁中的位错密度增至一 定程度时，使得CB内各位错胞开动的滑移系不再完全相同，它 们就成为新的胞块(CB)，这样胞壁已从IDB转变成GNB，即CB 细化了。
35
4.4.3形变过程的微观应变协调及微观组织的变化
高层错能金 位错 胞状
属变形机制 主要是滑移
缠结
结构
胞壁高密度 位错缠结;胞 内低密度位 错
正是这些多系滑移增加了形变阻力，从而增加强度。
24
4.4.2形变过程的宏观应变协调及宏观组织的变化
4.4.2.1多晶变形的两个基本模型
Sachs模型（1928年提出）：
设各晶粒的形变是自由的， 即多晶体各处的应力状态是连 续的。这个假设和实际不符， 应变不能维持连续。 Taylor模型（1938年提出）：
22
晶粒尺寸与屈服强度的关系
Hall-Petch关系
σ0称晶内阻力或晶格摩擦力； ky是和晶格类型、弹性模量、位错分 布及位错被钉札程度有关的常数。
除屈服强度外，流变 应力、断裂强度等与晶
粒尺寸间也有H-P关系， 但σ0与ky常数的意义及数 值不同。H-P关系可用位 错理论或其它方法。多晶体的塑性形变
4.4.1多晶体形变的特点
不同于单晶；每一晶
粒的取向“软”和“硬” 不同，形变先后及形变量 也不同。
为保持整体的连续性
，每个晶粒的形变必受相 邻晶粒所制约。
单独变形可能出现空洞和重叠
21
铝多晶体拉伸形变试验
晶粒6
基本规律： (1)跨过晶界的延伸率变化是连续的； (2)靠近晶界处的延伸率较小； (3)细晶粒形变较均匀且强度高； 相反，大晶粒形变不均匀，强度低。
用光学显微镜观察经7% 形变的铝表面图象
4
滑移面和滑移方向合称为滑移要素（滑移系）。 对于一定的晶体结构，不论载荷大小或载荷的取向如 何，滑移要素的类型一般都是确定的。在一般情况下 ， 滑移面和滑移方向是晶体的密排和较密排的滑移面 及密排方向。