第六章 固体材料的变形与断裂

孪生
改变，形成镜面对称关系（对抛 光面观察有重现性）
1 切变；2 沿一定的晶面、晶向进行；3 不改变结构。
不 同 点
位移量
对塑变的贡献 变形应力 变形条件 变形机制
小于孪生方向上的原子间 距，较小。 有限，总变形量小。 所需临界分切应力远高于 滑移 滑移困难时发生 分位错运动的结果
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铜单晶在4.2K的拉伸曲线
6.4.1 显微组织与性能的变化
晶粒拉长； 1
形成纤维组织
杂质呈细带状或链状分布。
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2 形成胞状结构
变形量 位错缠结 胞状结构（形变亚晶) （大量位错缠结在胞壁，胞内位错密度低)
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3 对性能的影响
加工硬化（形变强化、冷作强化）： 随变形量的增加，材料的强度、硬度 升高而塑韧性下降的现象。
利 利弊 弊 强化金属的重要途径； 提高材料使用安全性； 材料加工成型的保证。 变形阻力提高，动力消耗大； 脆断危险性提高。
第六章 固体材料的变形
1
什么是弹性变形？
6.1 弹性变形
在外力作用下物体产生了变形，当外力去除 后回复原来的形状与大小，这种可逆变形就叫做 弹性变形。
弹性变形
塑性变形
2
6.1.1 普弹性
特征：（1）应力与应变间符合线性关系，即满足虎克定律：
在正应力下：σ= E·ε 其中E为杨氏模量 在切应力下：τ= G·γ 其中G为切变模量 G=E/2(1+υ)， υ为泊松比 （2）加上或去除应力时应变都能瞬时达到平衡 ▲陶瓷材料、金属材料及玻璃态高分子材料，在较小负荷下 首先发生的就是这种形变
每个{111}面上有两个滑移方向可滑移，可 同时发生多滑移的滑移系数目为4×2＝8
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（2）交滑移
a 交滑移：晶体在两个或多个不同滑移面上沿同一滑移方向进行的滑移。 b 机制 螺位错的交滑移：螺位错从一个滑移面转移到与之相交的另一滑 移面的过程； 螺位错的双交滑移：交滑移后的螺位错再转回到原滑移面的过程。
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§6.3.3 多晶体应力－应变曲线
多晶体的应力－应变曲线： 多晶体的应力-应变曲线,它不 具备典型单晶体的第Ⅰ阶段-易滑移阶段。 因为晶粒位向不同,各晶粒变 形需相互协调,至少有5个独立 的滑移系开动,一开始便是多 滑移,无易滑移阶段。
锌的单晶与多晶的应力－应变曲线
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6.4 塑变对金属组织与性能的影响
晶粒之间变形的协调性，要求滑移系多，FCC和BCC 滑移系多，变形容易协调，所以塑性好，HCP晶体滑移系 少，协调性差，塑性差。
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对只有两个晶粒的双晶试样拉伸结果表明， 室温下拉伸变形后，呈现竹节状。 说明室温变形时晶界具有明显强化作用。
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6.3.2 晶粒大小对塑性变形的影响
a 晶粒越细，强度越高(细晶强化：霍尔－配奇公式)
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6.5.2 位错交割和带割阶位错的运动
在滑移面上运动的某一位错，必与穿过此滑移面上的其它 位错（称为“位错林”）相交截，该过程即为“位错交割”。 位错相互交割后，将使位错产生弯折，生成两种位错折线
扭折：在滑移面上的折线 割阶：垂直滑移面的折线
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§6.5.3 固定位错
有些位错本身不能沿滑移面滑动，称为固定位错。 面心立方晶体内部形成的弗兰克不全位错其柏氏矢量 与密排面垂直，不能滑移。
晶粒直径（μm） 下屈服（KN/m2） 400 86 50 121 10 180 5 242 2 345
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§6.3.3 多晶体应力－应变曲线
单晶体的应力－应变曲线： 第Ⅰ阶段，单滑移，为易滑 移阶段。 第Ⅱ阶段，多滑移，为线性 硬化阶段。 第Ⅲ阶段，交滑移，为抛物 线型硬化阶段。
单晶体应力－应变曲线上的三个阶段
1.孪生的晶体学
晶体的孪晶面和孪生方向与其晶体结构类型有关 bcc fcc hcp {112}< 11-1 > {111}<11-2 > {10-12}< -1011>
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六方结构晶体中的孪生
在3种典型金属结构中，六方结构金属最常出现孪晶。 因孪生往往在滑移困难时出现，六方晶系的滑移系很少，所以容易出现孪 晶；又因六方晶系的孪生应变S比较低，孪生引起的应变能和S2成正比， 所以六方晶系孪生比较容易。
5
6.1.2 滞弹性
6
6.1.2 滞弹性
7
6.2 单晶体的塑性变形
6.2.1 滑移
1.滑移现象
光镜下：滑移带 电境下：滑移线
滑移带形成示意图
工业纯铜
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什么是滑移？
在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分 沿着一定晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）产 生相对位移，且不破坏晶体内部原子排列规律性 的塑变方式。
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6.2.2 孪生
什么是孪生？
以晶体中一定的晶面（称为孪晶面）沿着一定的晶向（孪生方向） 移动而发生的。在切变区域内，与孪晶面平行的各层晶面的相对位移是 一定的，变形后晶体的变形部分与未变形部分以孪晶面为分界面构成了 镜面对称的位向关系。
宏观外形看不出孪生或对称关系 微观原子排列显示出孪生关系
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（2）交滑移
当螺位错分解为扩展位错时，欲交滑移，必须先束集为全螺位错， 此过程与层错能有关（层错能越低，越难束集，难以发生交滑移），还 可因热激活而得到促进。
Cu不易交滑 移，无波纹状 滑移带
Al易交滑 移，产生 波纹状滑 移带
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滑移的表面痕迹
单滑移：单一方向的滑移带； 多滑移：相互交叉的滑移带； 交滑移：波纹状的滑移带。
σs=σ0+kd-1/2
原因：晶粒越细，晶界越多，位错运动的阻力越大。（有尺寸限制）
晶粒越多，变形均匀性提高由应力集中 导致的开裂机会减少，可承受更大的变 形量，表现出高塑性。 b 晶粒越细，塑韧性提高 细晶粒材料中，应力集中小，裂纹不易 萌生；晶界多，裂纹不易传播，在断裂 过程中可吸收较多能量,表现高韧性。 10#钢σs与晶粒大小的关系
bcc晶体{112} 和{123}面的滑移系
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滑移系与材料塑性的关系: a.一般滑移系越多，塑性 越好； b.与滑移面密排程度和滑 移方向个数有关； c.与同时开动滑移系数目 有关（τc）
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3.滑移的临界分切应力
τc：在滑移面上沿滑移方向开始滑移的 最小分切应力。(外力在滑移方向上的 分解)
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2.滑移系
滑移系：
一个滑移面和该面上一个滑移方向的组合。
滑移系的个数:
(滑移面个数）×（每个面上所具有的滑移方向的个数）
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面心立方晶体的滑移系
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体心立方晶体的滑移系
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由于体心立方结构是一种非密排结构，因此其滑移面并不 稳定，一般在低温时多为{112}，中温时多为{110}，而高 温时多为{123}，不过其滑移方向很稳定，总为<111>， 因此其滑移系可能有12-48个。
锌
镁
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面心立方结构中的孪晶
层错能低的fcc晶体会出现形变孪晶， 如银、黄铜； fcc不易出现孪晶的原因： 滑移系多；孪晶应变大（S=0.707）
体心立方结构的孪晶
切变带
a -Fe中的孪晶（冲击条件下）
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2.孪生变形特点
滑移 相同点
晶体位向 不改变（对抛光面观察无 重现性）。 滑移方向上原子间距的整 数倍，较大。 很大，总变形量大。 有一定的临界分切压力 一般先发生滑移 全位错运动的结果
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4.滑移时的晶体转动
（1）位向和晶面的变化 拉伸时,滑移面和滑移方向趋于平行于力轴方向，ϕ增大; 压缩时，晶面逐渐趋于垂直于压力轴线，ϕ减小。 几何硬化：ϕ，λ远离45°，滑移变得困难； （2）取向因子的变化 几何软化；ϕ，λ接近45°，滑移变得容易。
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拉伸时晶体转动机制示意图
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5.多滑移与交滑移
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6.3 多晶体的塑性变形
与单晶体比较：
相同：变形都以滑移，孪生为基本方式； 不同：(1)受晶界阻碍的影响； (2)位向不同的各晶粒协同变形，一个晶粒的 变形受到其相邻晶粒的影响。
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6.3.1 多晶体塑性变形过程
位错塞积
位错在晶界塞积
应力集中
相邻晶粒位错源开动
相邻晶粒变形
塑变
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晶粒之间变形的协调性： 各晶粒之间变形具有非同时性 各晶粒之间变形相互协调（独立变形会导致晶体分裂） 条件：独立滑移系≥5个（保证晶粒形状的自由变化）
（2）类型
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（3）形变织构对性能的影响
力学性能：利:深冲板材变形控制；弊：制耳。
各向异性
物理性能: 硅钢片{100}[100]织构为最易磁化方向。
形变织构形成的制耳
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6.4.3 残余应力
金属在塑性变形时，外力所做的功除大部分转化为热之外，由于金 属内部的转变不均匀以及存在点阵畸变，这使得有一小部分能量以畸变 能的形式储存在形变金属内，称为储存能，表现为材料的残余应力，约 占变形功的10％。
3
几ຫໍສະໝຸດ Baidu不同材料的弹性模量
材料 钢 铜 聚乙烯 橡胶 氧化铝 E/104MPa 20.7 11 0.3 10-4~10-3 40 泊松比 0.28 0.35 0.38 0.49 0.35
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弹性模量
a. 重要的物理和力学参数 b. 工程设计依据——刚度 c. 取决于晶体原子间相互作用力 ，对 组织不敏感
第一类残余应力（σⅠ）：宏观内应力，由整个物体变形不均匀引起，1％。 分类 第二类残余应力（σⅡ）：微观内应力，由晶粒变形不均匀引起，10～20％， 有一定破坏性。 第三类残余应力（σⅢ）：点阵畸变，由位错、空位等引起。80～90％。 利：预应力处理，如汽车板簧的生产， 齿轮喷丸。 弊：引起变形、开裂,如黄铜弹壳的腐蚀开裂。 消除：去应力退火。
正弗兰克不全位错的形成
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6.5.4 滑动位错与第二相质点的交互作用
利弊
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残余应力引起的变形
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6.5 金属及合金强化的位错解释
强度是指材料在外力作用下，抵抗塑性变形与断裂的能力。 教材图6－30
6.5.1 柯氏（Cottrell）气团
Cottrell气团指溶质原子在位错周围的聚集。教材图6－31
Cottrell气团的作用：对运动的位错钉扎。 若位错运动很慢，气团能扩散跟上，这时气团拖拽力很小； 若位错运动很快，位错摆脱气团，这时气团对位错的阻力也很小； 位错中速运动时，位错强迫拖着气团一起运动，此时阻力最大。 产生固溶强化效应，但气团在高温条件下会消失，失去强化效果。 用柯氏气团可解释合金中出现应变时效和屈服现象。
τc＝σscosϕcosλ
取向因子（施密特因子）：cosϕcosλ
图6－6 分切应力分析图
ϕ或λ＝90°时，取向因子值小，σs τc
∞，硬取向
ϕ，λ＝45°时，取向因子值大，σs最小，晶体易滑移， 软取向
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镁单晶屈服应力与晶体取向的关系
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一些金属单晶的临界分切应力
金属 晶体结构 Al Cu Ni Fe Nb Mg 密排六方 Ti 99.95 99.99 体心立方 面心立方 99.9 99.8 99.96 纯度 滑移面 滑移方向 Τc（MN/m2） {111} {111} {111} {110} {110} {0001} {1010} <110> <110> <110> <111> <111> <1120> <1120> 0.79 0.49 5.68 27.44 33.8 0.81 13.7
孪生形核难，长大快，通常以猝发的方式形成 并使应力-应变曲线上呈现锯齿状 。
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6.2.3 晶体的扭折
扭折： 塑性形变的一种形式。出现条件:滑移和孪生困难时发生。
镉单晶体压缩时出现扭折带外貌及示意图 锌单晶在拉伸形变时出现的扭折带外貌和描述扭 折带的示意图
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6.3 多晶体的塑性变形
锌的单晶体与多晶体的应力－应变曲线
对物理、化学性能的影响: 导电率、导磁率下降，比重、热导率下降； 结构缺陷增多，扩散加快； 化学活性提高，腐蚀加快。
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6.4.2 形变织构
（1）形变织构：在金属塑性变形时，随着变形程度的增加，各个晶 粒从原来互不相同的取向逐渐向主变形方向转动。当变形量很 大时，各个晶粒在空间取向上将呈现出一定程度的一致性，这 一现象称为晶粒的择优取向，形变金属中的这种组织状态称为 形变织构。 丝织构：某一晶向趋于与拔丝方向平行。 （拉拔时形成，<uvw>） 板织构：某晶面趋于平行于轧制面，某晶向趋于平 行于主变形方向。 （轧制时形成，{hkl}<uvw>）
（1）多滑移 单滑移：只有一个特定的滑移系处于最有利的位置而优先开动 时，形成单滑移。 多滑移: 在多个（>2）滑移系上同时或交替进行的滑移。 此时，外力对这多个（>2）滑移系的取向因子完全相同。
等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向与力轴夹角分 别相等的一组滑移系。
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面心立方晶体，力轴为[001]，各滑移系与力轴关系