金属塑性成形原理---第二章金属塑性变形的物理基础

受晶界和晶粒位向的影响较大 多晶体塑性变形的抗力比单晶体高； 多晶体内晶粒越细，晶界总面积就越大，金属强度越高， 塑性越好。 多晶体变形不均匀性 晶粒受位向和晶界的约束，变形先后不一致，导致变形 不均匀。 由于变形不均匀，晶粒内部和晶粒之间存在不同的内应 力，变形结束后不会消失，构成残余应力。 综上，即塑性变形具有不同时性，相互协调性以及不均 匀 性。
弥散型两相合金的塑性变形
当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体相 中时，将产生显著的硬化现象 沉淀强化（时效强化）：第二相微粒是通 过对过饱和固溶体的时效处理而沉淀析出 并产生强化 弥散强化：第二相微粒是借助粉末冶金方 法加入而起强化作用
四、冷变形对金属组织和性能的影响
（一） 组织的变化 晶粒形状的变化：金属经冷加工变形后，其晶粒形 状发生变化，变化趋势大体与金属宏观变形一致。 晶粒内产生亚晶 晶粒位相改变（变形织构：多晶体中原为任意取向 的各个晶粒，会逐渐调整其取向而彼此趋于一致。 这种由于塑性变形的结果而使晶粒具有择优取向的 组织） 拉拔时产生丝织构，轧制时产生板织构（变形织构 经退火后和各向异性仍然存在）
单相固溶体合金的塑性变形
固溶强化：异类原子以置换或间隙方式溶入基体合 金，对金属的变形行为产生影响，使变形抗力和加 工硬化率有所提高，塑性有所下降的现象 应变时效：应变力作用下，材料的组织性能随时间 发生变化。当退火状态的低碳钢试样拉伸到超过屈 服点发生少量塑性变形后卸载，然后立即重新加载 拉伸，则可见其拉伸曲线不再出现屈服点，此时试 样不会再发生屈服现象。如果将预变性试样在常温 下放置几天或经200℃左右短时加热后再行拉伸， 则屈服现象又复出现，且屈服应力进一步提高。

晶粒大小对金属塑性和变形抗力的影响
晶粒越细小，金属屈服强度越大
晶粒越小，金属塑性越好 晶粒细化对提高塑性成形件的表面质量有利
三、合金的塑性变形
合金的相结构有两大类：固溶体（如钢中
的铁素体、铜锌合金中的α相）和化合物 （如钢中的Fe3C、铜锌合金中的β相） 或多相合金
常见的合金组织：单相固溶体合金、两相

位错的运动示意
位错的运动就像毛虫爬行一样，是局部区域先滑移， 并逐步扩大，而不是理想的刚性滑动
位错运动的演示
柏氏矢量（联系《材料科学基础》）
刃形位错的柏氏矢量与位错线垂直
螺形位错的柏氏矢量与位错线平行
刃形位错的柏氏矢量
螺形位错的柏氏矢量
位错的运动
刃形位错
滑移
螺形位错
攀移：正攀移、负攀移
fault）
晶界
一般分为小角度晶界（θ <10°）和大角度晶 界（θ >10 °） 晶界上的原子平均能量高于 晶内原子，高出的能量 称为晶界能。
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滑移时的临界切应力
晶体进入塑性时，在滑移 面上，沿滑移方向的切应 力称为临界切应力
临界切应力
临界切应力的大小，取决于金属的类型、
纯度、晶体结构的完整性、变形温度、 应变速率、和预先变形程度等因素。 滑移系上所受的切应力分量取决于取向 因子
滑移时晶体的取向
令μ=cosφcosλ，称为取向因子。 若φ=λ=45°，则μ=μmax=0.5，τ=τmax=σ/2。此意味着 该滑移系处于最佳取向，其上的切应力分量最有利 于优先达到临界值而发生滑移，这种取向称为软取 向； 而当φ=90°，λ=0°或φ=0°，λ=90°时，μ=τ=0此 时无论σ多大，滑移的驱动力恒等于零，处于此取 向的滑移系不能发生滑移，这种取向称为硬取向。
主要方式：
滑移：晶体在力的作用下，晶体的一部分沿一
定的晶面和晶向相对于晶体的另一部分发生的相 对移动或切变
孪生：晶体在切应力作用下，晶体的一部分沿 着一定的晶面（孪生面）和一定的晶向（孪 生方向）发生均匀切变
滑移面示意
滑移的定义
所谓滑移，是指晶体（单晶体或构成多晶体
中的一个晶粒）在力的作用下，晶体的一部 分沿一定的晶面和晶向，相对于晶体的另一 部分发生的相对移动或切变。 这些晶面和晶向分别称为滑移面和滑移方向。 滑移面和滑移方向的组合称为滑移系（滑移 系的存在只说明金属晶体长生滑移的可能性）
典型的晶胞结构
面心立方 典型金属Al、Cu、Ag、Ni、γ-Fe
典型的晶胞结构
体心立方 典型金属α-Fe、β-Ti、Cr、W、V 、Mo
典型的晶胞结构
密排六方 典型金属α-Ti、α-Co、Be、Mg、Zn、Cd
三种晶胞的晶格结构
一、塑性变形机理
实际金属的晶体结构
单晶体:各方向上的原子密度不同——各向
2.2 金属热态下的塑性变形

热塑性变形的定义：从金属学的角度看，再结晶温 度以上进行的塑性变形，称为热塑性变形或热塑性 加工。
在热塑性变形过程中，回复、再结晶与加工硬化同时发 生，加工硬化不断被回复或再结晶所抵消，而使金属处 于高塑性、低变形抗力的软化状态。


在实际的金属中，并不像理想金属晶体中那样，原 子与原子紧密排列而是存在很多缺陷： 包括点缺陷、线缺陷和面缺陷
冷变形对金属组织和性能的影响
曲线明显可分为三个阶段： I．易滑移阶段：发生 (二) 性能的变化 单滑移，位错移动和增殖所遇 加工硬化：随变形程度的增 到的阻力很小， θ1很低，约为 加，金属强度、硬度增加， 10-4G 数量级。 II．线性硬化阶段：发 而塑性韧性降低的现象，称 生多系滑移，位错运动困难， 为加工硬化。 θ2远大于θ1 约为 G/100— 加工硬化在金属的塑性成形 G/300 ，并接近于一常数。 加工中，会使变形力显著增 加，对成形工件和模具都有 III．抛物线硬化阶段： 一定的损害作用；但利用金 与位错的交滑移过程有关， θ3 随应变增加而降低，应力应变 属加工硬化的性质，对材料 曲线变为抛物线。 进行预处理，会使其力学性 能提高
滑移面、滑移方向和滑移系
滑移面、滑移方向
一般地说，滑移总是沿着原子密度最大的晶
面和晶向发生，沿原子排列最密集的方向滑 移阻力最小，最容易成为滑移方向。 滑移系多的金属要比滑移系少的金属，变形 协调性好、塑性高。 滑移面对温度具有敏感性：温度升高，金属 出现新的滑移系，塑性相应的提高。
点缺陷
点缺陷包括：空位、间隙原子和异类原子
间隙原子 空位
置换间 隙原子
异类间隙 原子
线缺陷
位错是晶体中的线缺陷，包括：韧性位错、螺 形位错、混合位错
螺形位错
混合 位错
面缺陷
面缺陷是指二维缺陷，包括：堆垛层错、晶界 和亚晶界
堆垛层错（stacking 抽出型层错 插入型层错 如面心立方： ABCA（B）CABC 抽出 ABC（B）ABCABC 插入


通过计算晶体的临界剪切应力，并与实际的临界 剪切应力进行比较，人们发现，理论计算的剪切 强度比实验所得到的剪切强度要高一千倍以上。
位错理论
为了解释这种理论值和实际值的差别，1934年泰 勒（G.I.Taylor）、奥罗万（E.Orowan）、和波兰 伊（M.Polanyi）几乎在同一时间内，分别提出了 位错假设。他们认为在晶体内存在着一种线缺陷， 它在剪切应力下更容易滑移，并引起塑性变形。 随着实验手段的不断发展，越来越多的事实证明 了位错的存在，形成了一种位错理论。在随后的 几十年中，这种位错理论在金属塑性变形的微观 研究上获得了很大发展。 位错理论的发展也促进了晶界理论、晶体缺陷等 理论的发展。

滑移时晶体的转动
晶体在滑移过程中，由于受到外界
的约束作用会发生转动 就单晶体拉伸变形来说，滑移面会 力图向拉力方向转动而滑移方向则 力图向最大切应力分量方向转动 对于多晶体，晶粒被拉长的同时， 滑移面和滑移方向也朝一定方向转 动，各晶粒调整其方位而趋于一致
位错理论
1926，弗兰克尔，估算了晶体的剪切强度： 假设：理想晶体两排原子相距为a，同排原子间 距为b。原子在平衡位置时，能量处于最低的位 置。在外力τ作用下，原子偏离平衡位置时，能量 上升，原子能量随位置的变化为一余弦函数。
当运动位错遇上障碍物时，若外加应力不
够大，就被阻止在障碍物前，构成位错塞 积 要使塞积位错群越过障碍物继续滑移，必 须增大外应力，这是加工硬化的原因之一。
位错的增殖
1950, 弗兰克/瑞德提出了位错增殖机制，即F-R源
一端受钉扎的刃形位错
螺形位错的交滑移
孪生
孪生是单晶体 塑性变形的另 一种方式。孪 生是以晶体中 的一定的晶面 （称为孪晶面） 沿着一定的晶 向（孪生方向） 移动而发生的。
交滑移
对于螺型位错，所有包含位错线的晶面都
可能成为滑移面。 交滑移：螺形位错的柏氏矢量具有一定的 灵活性，当滑移受阻是，可离开原滑移面 而沿另一晶面继续移动 双交滑移：发生交滑移的位错，滑移再次 受阻，而转到与第一次的滑移面平行的的 晶面继续滑移 刃型位错不可能产生交滑移
位错塞积
位错的攀移
螺型位错无攀移 正攀移——正刃型位错位错线上移
负刃型位错位错线下移
位错的交割
两根刃型位错线都在各自的滑移面上移动，
则在相遇后交截分别形成各界，形成割阶 后仍分别在各自的平面内运动。 刃型位错和螺型位错交割时，在各自的位 错线上形成刃型割阶，位错线也能继续滑 移。 螺型位错和螺型位错交割时，相交后形成 的两个割阶被钉住而不能移动，只能通过 攀移才能使割阶移动。
位错的滑移-刃形位错
一个刃型位 错沿滑移面 滑过整个晶 体时，就会 在晶体表面 产生宽度为 一个柏氏矢 量的台阶
位错的滑移-刃形位错
刃型位错的移
动方向与位错 线相互垂直 位错滑移的结 果是在晶体表 面形成一个宽 度为柏氏矢量 的台阶
位错的滑移-刃形位错
螺型位错滑移过整
个晶体后，也在晶 体表面形成一个宽 度为柏氏矢量的台 阶。 位错移动的方向与 柏氏矢量垂直，即 与位错线垂直
异性������ 多晶体:晶粒方向性互相抵消——各向同性 ������
塑性成形所用的金属材料绝大多数为多晶
体，其变形过程比单晶体复杂的多。
多晶体塑性变形的分类
多 晶 体 的 塑 性 变 形 方 式 滑移
晶内变形
孪生 滑动 晶间变形 转动
以晶内变形为主，晶间变形对晶内变形起协调作用。
1、晶内变形

多相合金的塑性变形
按照第二相粒子的尺寸大小 ，可将其分为 聚合型两相合金：第二相粒子的尺寸与基体 相晶粒尺寸属于同一数量级 弥散分布型两相合金：第二相粒子十分微小， 并弥散地分布在基体晶粒内
聚合型两相合金的塑性变形
此类合金并非都因第二相而产生强化，只有第 二相较强时，合金才能得到强化 滑移首先发生于较弱相中 较强相数量很少，变形基本在较弱相中进行 较强相体积分数达到30%，两相以接近于相 等的应变发生变形 较强相体积分数高于70%，该相变为基体相
孪生
在常温下，大多数体心立方金属滑移的临界
切应力小于孪生，故滑移是优先的变形方式； 在很低的温度下则相反，孪生才能发生 对于面心立方金属，孪生的临界切应力比滑 移大，一般不发生孪生;在极低的温度下或高 速冲击载荷下，孪生才有可能发生 密排六方金属由于滑移系少，滑移难以进行， 主要靠孪生方式变形
2、晶间变形
晶间变形的主要方式是晶粒之间的相互滑动和转动
晶粒之间的滑动和转动
晶间变形
晶间变形不能简单的看成是经接触的相对机
械滑动，而是晶界附近具有一定厚度的区域 内发生应变的结果。 在冷态变形条件下，多晶体的塑性变形主要 是晶内变形，晶间变形知其次要的作用，而 且需要其他的机制相协调。
二、塑性成形的特点
金属塑性成形原理
主讲：朱光明
第二章 金属塑性变形的物理基础
主要内容：
2.1
金属冷态下的塑性变形 2.2 金属热态下的塑性变形 2.3 金属的超塑性 2.4 金属在塑性加工过程中的塑性行为
2.1 金属冷态下的塑性变形
晶体：固体物质中原子呈周期性有规则的
排列的物质 空间点阵：原子在晶体所占的空间内按照 一定的几何规律作周期性的排列 晶格：为了描述晶体内原子排列的状况， 常以一些直线将晶体中各原子的中心连接 起来使之构成一空间格子 晶胞：从晶格中选取一个能反映晶格特征 的最小几何单元来分析晶体中的原子排列 规律，这一最小的几何单元称为晶胞