第三节 多晶体金属的塑性变形
合集下载
相关主题
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
各因素综合作用使合金强度提高。 增大体积分数或增大粒子尺寸都有利于提高强度。
位错运动遇到细小弥散分布的第二相质点 时，无论是绕过去或切过去，都要受到很大的 阻力，将引起金属的显著强化。
弥散强化：弥散分布的细小第二相质点阻 碍位错的运动，引起合金显著强化的现象。
启动F-R源所需要的切应力
当外加切应力τ 作用时，CD上将受到的力有：
有实验观察证实。
位错按此方式移动时 受到的阻力很大，强度显 著提高。
α黄铜中围绕着Al2O3粒子 的位错环（透射电镜像）
粒子间距及尺寸对强化的影响
位错绕过间距为λ的第二相微粒所需的切应力为：
Gb 即：λ越小，强化效果越显著。
减小粒子尺寸（在同样体积分数时，粒子越小，粒 子间距越小）或提高粒子的体积分数，都使合金的强度 提高。
设CD间的距离为L，rmin=L/2， 启动F-R源所需的临界切应力：
τ max= Gb/L
在屈服延伸阶段，试样的应 变不均匀，应力达到上屈服点， 在试样应力集中处首先开始塑性 变形，能在试样表面观察到与纵 轴 呈 约 45° 交 角 的 应 变 痕 迹 — —吕德斯带。
此时，应力下降到下屈服点， 吕德斯带沿试样长度方向扩展开 来。
如果试样上形成几个吕德斯 带，在屈服延伸阶段就会有应力 波动，当屈服扩展到整个试样标 距范围，屈服延伸阶段结束。
冷加工后珠光体中渗碳体片的断裂和变形 15000× a)断裂；b)变形
(二)弥散型合金的塑性变形
第二相以细小弥散的微粒均匀分布在基体中， 将产生显著的弥散强化作用。
第二相可从过饱和固溶体中析出，也可由粉 末冶金方法加入。
第二相分类：不可变形微粒，可变形微粒。
1、不可变形微粒的强化作用
移动位错与不可变形 微粒相遇：位错线将饶过 粒子，留下包围着微粒的 位错环，位错线其余部分 则越过粒子继续移动。
此机制称奥罗万机制，计算和实测值相符。
2、可变形微粒的强化作用
第二相为可变形微粒时，位错将切过粒子，使其与基 体一起变形，增加了位错运动的阻力，使材料的强度提高。 此现象也有电镜观察证实。
位错切过粒子，产生的强化因素有： 粒子结构与基体不同，在其滑移面上造成原子错排， 要求错排能。 使粒子生成宽为b的台阶，需表面能。 粒子周围的弹性应力场与位错交互作用，阻碍位错运 动。
聚合型多相合金：第二相的尺寸与基体晶 粒尺寸属同一数量级。
弥散型多相合金：第二相粒子很细小，且 弥散分布于基体晶粒内。
(一)聚合型两相合金的变形
1、两相都有塑性： 只有第二相较强时，合金才能强化。 合金的变形阻力决定于两相的体积分数，滑 移首先发生于较弱一相中。 如较强相占到30%（体积），两相以接近相 等的应变发生变形，较强相占到70%时，以它为 主。
原因：微量溶质原子集聚在位错周围，形成的柯垂尔气 团，对位错有“钉扎”作用。
位错脱钉所需的应力——上屈服点； 已脱钉的位错继续运动所需应力——下屈服点。
已经屈服的试样，卸载后立即重新拉伸，位错已脱钉， 不出现屈服点；
但卸载后放置较长时间或稍加热后再拉伸，溶质原子已 经通过扩散又重新集聚到位错线周围形成了气团，故屈服 现象又重新出现。
屈服现象给生产带来的问题
深冲用低碳钢薄板在冲压成型时，会因屈服延伸区 的不均匀变形（吕德斯带）而使工件表面粗糙不平。
使屈服点消除的措施： 预冷轧（1~2%的压下量）后，再冲压； 加少量Ti、Nb、V、Al等与C、N形成化合物。
二、多相合金的塑性变形与第二相强化
单相合金借固溶强化提高强度的作用有限， 两相或多相合金的强化作用更显著。
固溶强化的机制Байду номын сангаас
溶质原子与位错的弹性交互作用、电交互作 用及化学交互作用，阻碍了位错的运动(提高屈 服强度)，增加了位错运动的摩擦阻力(提高整个 应力-应变水平)。
溶质原子在晶体中造成点阵畸变，产生应力场，该应 力场与位错的应力场发生弹性交互作用。
柯垂尔(Cotrell)气团：溶质原子与位错发生交互作用， 集聚在位错线附近，以降低体系的畸变能所形成的溶质原 子气团。
溶质原子的加入，提高屈服应力-应变水平，曲线上移。
影响固溶强化的因素：
溶质原子的浓度越高，强化作用越大，但不保 持线形关系，低浓度时，强化效应更显著。 溶质原子与基体金属原子尺寸相差越大，强化 作用也越大。 形成间隙固溶体的溶质元素比形成置换固溶体 的溶质元素的强化作用大。 溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，强 化作用越大。
柯氏气团对位错有“钉扎”作用，为使位错 挣脱气团的“钉扎”而运动或拖着气团运动， 必须施加更大的外力。
因此，固溶体合金的塑性变形抗力要高于纯 金属，即强度提高了。
屈服和应变时效
现象：低碳钢拉伸时 有上、下屈服点和屈服 延伸现象。
试样在上屈服点出现 明显塑性变形，同时应 力突然下降到下屈服点。
在下屈服点发生连续 变形，而应力并不升高 或出现微小波动，即出 现屈服平台。
第四节 合金的塑性变形
提高材料强度的另一种方法是合金化。 合金元素在基体中有两种存在方式： 与基体金属形成固溶体； 形成第二相。 合金塑性变形的基本方式仍然是滑移和 孪生，但由于组织、结构的变化，其塑性变 形各有特点。
一、固溶体的塑性变形
固溶强化：溶质原子溶入基体后，使其强度、硬度提高， 塑性、韧性下降的现象。
应变时效
应变时效：经过预变形 的金属放置一段时间后， 屈服应力提高的现象。
若在拉伸前，对试样先 进行少量的预塑性变形， 则屈服点可暂时不出现。
试样放置一段较长时间 或经200℃左右短时加热， 再拉伸，则屈服点又重新 出现，且屈服应力提高。
现象的解释：
屈服点的出现通常与金属中溶有微量的杂质(或溶质)原 子有关。如将低碳钢经700℃湿氢处理，去除N、C原子后 拉伸，屈服点不出现，去N、C原子的试样稍许渗入些C原 子再拉伸，屈服现象又出现。
2、第二相为硬脆相：
合金的性能主要取决于脆性相的形状和分布。
硬脆相呈连续网状分布在塑性相的晶界上，降低合金塑 性，强度也降低。如Fe3CⅡ呈网状分布时。 硬脆相呈片状分布在基体相中，提高合金强度，片层越 细，强化效果越好，塑性也较好（类似于细晶强化）。如P， 变形集中在基体相中，位错的移动被限制在Fe3C片层之间 很短的距离内，增加了继续变形的阻力，使钢强度提高。 厚Fe3C片易断裂，薄片反而能承受一些变形。 硬脆相呈较粗颗粒分布在基体相中，强度降低，塑性、 韧性提高。如过共析钢经球化退火后的球状Fe3C，因基体 连续， Fe3C对基体变形的阻碍作用大大减弱。
f=τ b：驱动力， 使位错向前弯曲。
线张力T：T = (1/2)Gb2，使位错变直。
平衡时有：fds = 2Tsin(dθ /2)
dθ/2
ds=rdθ ，sin(dθ /2)≈dθ /2
平衡半径：r =Gb/2τ
使位错弯曲到半径r所需的切应力：
dθ/2
f
τ = Gb/2r
半圆时：r最小， τ 最大。
位错运动遇到细小弥散分布的第二相质点 时，无论是绕过去或切过去，都要受到很大的 阻力，将引起金属的显著强化。
弥散强化：弥散分布的细小第二相质点阻 碍位错的运动，引起合金显著强化的现象。
启动F-R源所需要的切应力
当外加切应力τ 作用时，CD上将受到的力有：
有实验观察证实。
位错按此方式移动时 受到的阻力很大，强度显 著提高。
α黄铜中围绕着Al2O3粒子 的位错环（透射电镜像）
粒子间距及尺寸对强化的影响
位错绕过间距为λ的第二相微粒所需的切应力为：
Gb 即：λ越小，强化效果越显著。
减小粒子尺寸（在同样体积分数时，粒子越小，粒 子间距越小）或提高粒子的体积分数，都使合金的强度 提高。
设CD间的距离为L，rmin=L/2， 启动F-R源所需的临界切应力：
τ max= Gb/L
在屈服延伸阶段，试样的应 变不均匀，应力达到上屈服点， 在试样应力集中处首先开始塑性 变形，能在试样表面观察到与纵 轴 呈 约 45° 交 角 的 应 变 痕 迹 — —吕德斯带。
此时，应力下降到下屈服点， 吕德斯带沿试样长度方向扩展开 来。
如果试样上形成几个吕德斯 带，在屈服延伸阶段就会有应力 波动，当屈服扩展到整个试样标 距范围，屈服延伸阶段结束。
冷加工后珠光体中渗碳体片的断裂和变形 15000× a)断裂；b)变形
(二)弥散型合金的塑性变形
第二相以细小弥散的微粒均匀分布在基体中， 将产生显著的弥散强化作用。
第二相可从过饱和固溶体中析出，也可由粉 末冶金方法加入。
第二相分类：不可变形微粒，可变形微粒。
1、不可变形微粒的强化作用
移动位错与不可变形 微粒相遇：位错线将饶过 粒子，留下包围着微粒的 位错环，位错线其余部分 则越过粒子继续移动。
此机制称奥罗万机制，计算和实测值相符。
2、可变形微粒的强化作用
第二相为可变形微粒时，位错将切过粒子，使其与基 体一起变形，增加了位错运动的阻力，使材料的强度提高。 此现象也有电镜观察证实。
位错切过粒子，产生的强化因素有： 粒子结构与基体不同，在其滑移面上造成原子错排， 要求错排能。 使粒子生成宽为b的台阶，需表面能。 粒子周围的弹性应力场与位错交互作用，阻碍位错运 动。
聚合型多相合金：第二相的尺寸与基体晶 粒尺寸属同一数量级。
弥散型多相合金：第二相粒子很细小，且 弥散分布于基体晶粒内。
(一)聚合型两相合金的变形
1、两相都有塑性： 只有第二相较强时，合金才能强化。 合金的变形阻力决定于两相的体积分数，滑 移首先发生于较弱一相中。 如较强相占到30%（体积），两相以接近相 等的应变发生变形，较强相占到70%时，以它为 主。
原因：微量溶质原子集聚在位错周围，形成的柯垂尔气 团，对位错有“钉扎”作用。
位错脱钉所需的应力——上屈服点； 已脱钉的位错继续运动所需应力——下屈服点。
已经屈服的试样，卸载后立即重新拉伸，位错已脱钉， 不出现屈服点；
但卸载后放置较长时间或稍加热后再拉伸，溶质原子已 经通过扩散又重新集聚到位错线周围形成了气团，故屈服 现象又重新出现。
屈服现象给生产带来的问题
深冲用低碳钢薄板在冲压成型时，会因屈服延伸区 的不均匀变形（吕德斯带）而使工件表面粗糙不平。
使屈服点消除的措施： 预冷轧（1~2%的压下量）后，再冲压； 加少量Ti、Nb、V、Al等与C、N形成化合物。
二、多相合金的塑性变形与第二相强化
单相合金借固溶强化提高强度的作用有限， 两相或多相合金的强化作用更显著。
固溶强化的机制Байду номын сангаас
溶质原子与位错的弹性交互作用、电交互作 用及化学交互作用，阻碍了位错的运动(提高屈 服强度)，增加了位错运动的摩擦阻力(提高整个 应力-应变水平)。
溶质原子在晶体中造成点阵畸变，产生应力场，该应 力场与位错的应力场发生弹性交互作用。
柯垂尔(Cotrell)气团：溶质原子与位错发生交互作用， 集聚在位错线附近，以降低体系的畸变能所形成的溶质原 子气团。
溶质原子的加入，提高屈服应力-应变水平，曲线上移。
影响固溶强化的因素：
溶质原子的浓度越高，强化作用越大，但不保 持线形关系，低浓度时，强化效应更显著。 溶质原子与基体金属原子尺寸相差越大，强化 作用也越大。 形成间隙固溶体的溶质元素比形成置换固溶体 的溶质元素的强化作用大。 溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，强 化作用越大。
柯氏气团对位错有“钉扎”作用，为使位错 挣脱气团的“钉扎”而运动或拖着气团运动， 必须施加更大的外力。
因此，固溶体合金的塑性变形抗力要高于纯 金属，即强度提高了。
屈服和应变时效
现象：低碳钢拉伸时 有上、下屈服点和屈服 延伸现象。
试样在上屈服点出现 明显塑性变形，同时应 力突然下降到下屈服点。
在下屈服点发生连续 变形，而应力并不升高 或出现微小波动，即出 现屈服平台。
第四节 合金的塑性变形
提高材料强度的另一种方法是合金化。 合金元素在基体中有两种存在方式： 与基体金属形成固溶体； 形成第二相。 合金塑性变形的基本方式仍然是滑移和 孪生，但由于组织、结构的变化，其塑性变 形各有特点。
一、固溶体的塑性变形
固溶强化：溶质原子溶入基体后，使其强度、硬度提高， 塑性、韧性下降的现象。
应变时效
应变时效：经过预变形 的金属放置一段时间后， 屈服应力提高的现象。
若在拉伸前，对试样先 进行少量的预塑性变形， 则屈服点可暂时不出现。
试样放置一段较长时间 或经200℃左右短时加热， 再拉伸，则屈服点又重新 出现，且屈服应力提高。
现象的解释：
屈服点的出现通常与金属中溶有微量的杂质(或溶质)原 子有关。如将低碳钢经700℃湿氢处理，去除N、C原子后 拉伸，屈服点不出现，去N、C原子的试样稍许渗入些C原 子再拉伸，屈服现象又出现。
2、第二相为硬脆相：
合金的性能主要取决于脆性相的形状和分布。
硬脆相呈连续网状分布在塑性相的晶界上，降低合金塑 性，强度也降低。如Fe3CⅡ呈网状分布时。 硬脆相呈片状分布在基体相中，提高合金强度，片层越 细，强化效果越好，塑性也较好（类似于细晶强化）。如P， 变形集中在基体相中，位错的移动被限制在Fe3C片层之间 很短的距离内，增加了继续变形的阻力，使钢强度提高。 厚Fe3C片易断裂，薄片反而能承受一些变形。 硬脆相呈较粗颗粒分布在基体相中，强度降低，塑性、 韧性提高。如过共析钢经球化退火后的球状Fe3C，因基体 连续， Fe3C对基体变形的阻碍作用大大减弱。
f=τ b：驱动力， 使位错向前弯曲。
线张力T：T = (1/2)Gb2，使位错变直。
平衡时有：fds = 2Tsin(dθ /2)
dθ/2
ds=rdθ ，sin(dθ /2)≈dθ /2
平衡半径：r =Gb/2τ
使位错弯曲到半径r所需的切应力：
dθ/2
f
τ = Gb/2r
半圆时：r最小， τ 最大。