第8章 塑性变形

2020/2/12第八章塑性变形•§1单晶体金属的塑性变形§2多晶体的塑性变形§3合金的塑性变形§4金属塑性变形后的组织与性能§5聚合物的变形§6陶瓷材料的变形2020/2/12金属材料生产基本流程成分设计熔炼铸造热变形冷加工热处理制粉压型烧结后处理2020/2/12晶体的变形•晶体在外力的作用下会发生变形•1.弹性变形（结构不敏感因素）2.塑性变形（结构敏感因素，受外力、温度影响）。外加应力超过即屈服极限，应力和应变就不再是线性关系，卸载后留下一定的残余变形或永久变形，为塑性变形或范性形变•3.断裂2020/2/12弹性变形特点•定义：外力去除以后变形可以消失•1.正应力、切应力均可产生弹性变形•2.弹性变形具有可逆性•3.应力和应变是直线关系，服从虎克定律：在单向拉伸时，σ=E×ε，在剪切变形时τ=G×γ•4.变形量很小，塑性变形的1％以下•5.不能引起组织转变2020/2/12•工程设计依据－刚度•取决于晶体结构和原子间相互作用力弹性模量2020/2/12原子间相互作用力f•f=A/r2（吸引力）＋B/r4（斥力）•r原子间距离，A、B常数原子间作用力、势能与距离间关系（AB表示两个原子）2020/2/12原子间相互作用力f•弹性变形外力不足以克服原子间势垒，仅偏离平衡位置，外力撤销回到平衡位置，宏观上表现为弹性变形•故弹性变形的物理本质就是外力引起原子间距发生可逆变化，弹性模量反映金属原子间结合力大小•正弹性变形模量E，切弹性模量G，波松比ν（横向、纵向变形之比，一般金属为0.25－0.35）有关系：G＝E/[2·(1+ν)]2020/2/12•晶体的弹性变形用弹性模量E和G代表•晶体的塑性变形则用单向拉伸时的延伸率δ（断裂前的最大相对伸长）和断面收缩率ψ（断裂前最大的相对断面积缩减）来表示•晶体的力学性能就是弹性、塑性和强度三方面性能的综合•晶体的弹性和材料的微观组织（结构）关系不大，因而与材料的成份、热处理的关系不大，属于对结构不敏感的性能，而晶体的塑性和强度（主要是屈服强度）对微观组织（结构）十分敏感，属于对结构敏感的性能晶体的性能2020/2/12•从宏观上看，固体的塑性变形方式很多，如伸长和缩短、弯曲、扭转以及各种复杂变形，但从微观上看，单晶体的塑性变形的基本方式只有两种，就是滑移和孪生•滑移和孪生都是剪切应变，即在剪应力作用下晶体的一部分相对于另外一部分沿着特定的晶面和晶向发生平移本章着重讨论单晶体的塑性变形的方式和规律，并在此基础上简单讨论多晶体和多相合金的塑性变形特点塑性变形的方式2020/2/12一、由大量位错移动而导致晶体的一部分相对于另一部分，沿着一定晶面和晶向作相对的移动，即晶体塑性变形的滑移机制§1单晶体金属的塑性变形铝单晶体抛光后拉伸，表面出现的滑移带2020/2/12滑移带结构5－50nm滑移线滑移带～20nm2020/2/12滑移变形是不均匀的，常集中在一部分晶面上，而处于各滑移带之间的晶体没有产生滑移，滑移带的发展过程，首先是出现细滑移线，后来才发展成带，而且，滑移线的数目随应变程度的增大而增多，它们之间的距离则在缩短单晶体金属的滑移2020/2/12滑移的晶体学特征滑移面晶体的滑移通常是沿着一定的晶面发生的，此组晶面称为滑移面滑移方向滑移是沿着滑移面上一定的晶向进行的，此晶向称为滑移方向2020/2/12派纳力最小•滑移面与滑移方向大致是最密排面和最密排方向，因为此时派纳力最小baGP)1(2exp12b：柏氏矢量G：切变模量γ：泊松比a：滑移面的面间距2020/2/12•一个滑移面和此面上的一个滑移方向组成一个滑移系•在滑移的情形下，特定的晶面和晶向分别称为滑移面和滑移方向。一个滑移面和位于这个滑移面上的一个滑移方向组成一个滑移系统，用{hkl}[uvw]来表示•晶体的滑移系统首先取决于晶体结构，但也与温度、合金元素有关滑移系2020/2/12滑移系统特点•1.明显的晶体学特征•密排面上沿着密排方向进行•2.滑移面受温度、成分（如合金元素）影响可以改变，滑移方向不会改变2020/2/12常温、常压下各种晶体的滑移系统和临界分切应力晶体结构金属滑移面滑移方向临界分切应力/MN/m2FCCAg{111}＜110＞0.37Al{111}（20℃）＜110＞0.79Al{100}（＞450℃）＜110＞Cu{111}＜110＞0.98Ni{111}＜110＞5.68HCPMg（0001）＜1120＞0.39-0.50Mg{1010}（＞225℃）＜1120＞40.7Be{0001}＜1120＞1.38Be{1010}＜1120＞52.4Co{0001}＜1120＞0.64-0.69α-Ti（0001），{1010}（20℃）＜1120＞—α-Ti{1010}（高温）＜1120＞12.8Zr{1010}＜1120＞0.64-0.69BCCFe{110}，{112}，{123}＜111＞27.6Mo{110}，{112}，{123}＜111＞96.5Nb{110}＜111＞33.8Ta{110}＜111＞41.4W{110}，{112}＜111＞—2020/2/12fcc滑移系滑移方向110，滑移面一般为{111}面心立方结构共有四个不同的{111}晶面，每个滑移面上有三个110晶向，因而面心立方晶体中共有4×3=12个晶体学等价的滑移系统随着温度的升高等条件的变化，滑移面可能增加或改变，但滑移方向始终不变，滑移系也因此可能增多。例如铝在高温下还可能出现{001}[110]滑移系统2020/2/12fcc滑移系2020/2/12hcp滑移系密排六方晶体的滑移方向恒为1,1,-2,0，滑移面为（0001）或棱柱面{1,0,-1,0}、棱锥面{1,0,-1,1},故滑移系统与c/a比值有关对于c/a比较大的晶体，如Zn、Cd，其密排面为（0001），滑移系统为（0001）×[110]，由于晶体中滑移面只有一个，此面上有三个110晶向，故一共有三个等价的滑移系统；对于c/a比较小的晶体如Mg、Ti、Zr等，滑移面除了（0001）面，还有{100}和{101}，因为这些面的原子密度相差不多2020/2/12a.当滑移面为（0001）时，晶体中滑移面只有一个，此面上有三个1，1，-2，0晶向，故滑移系数目为1×3=3个b.当滑移面为{1，0，-1，0}时，晶体中滑移面共有3个，每个滑移面上一个1，1，-2，0晶向，故滑移系数目为3×1=3个c.当滑移面为斜面{1，0，-1，1}时，此时滑移面共有6个，每个滑移面上一个1，1，-2，0，故滑移系数目为6×1=6个hcp滑移系2020/2/12hcp晶体的可能滑移系由于hcp金属滑移系数目较少，密排六方金属的塑性通常都不太好2020/2/12hcp的滑移面和滑移方向•决定hcp滑移面的一个重要因素c/a＞1.633（Cd、Zn等）底面是滑移面；c/a＜1.633（Ti、Zr、Be等）除了底面，{10-10}，{10-11}也是滑移面，甚至超过底面；c/a≈1.633（如Mg）底面为主要滑移面，也出现{10-10}，{10-11}面滑移2020/2/12bcc滑移系（1-10）[111][111]（1-21）[111]（12-3）2020/2/12滑移方向为111，可能出现的滑移面有{110}、{112}、{123}如果三组滑移面都能启动，则潜在的滑移系数目为（个）}123{}112{}110{4812411226bcc的滑移系2020/2/123．Schmid定律•由于滑移是晶体沿着滑移面和滑移方向的剪切过程，决定晶体能否开始滑移的应力一定是作用在滑移面上沿着滑移方向的剪应力，或称为分切应力•Schmid用同种材料但不同取向的单晶体试棒进行拉伸试验，结果发现不同试棒的取向因子不同，但开始滑移的分切应力都相同，等于一个确定的值2020/2/12分切应力•对于一根正断面积为A的单晶体试棒进行拉伸试验，假定拉力F与滑移面的法线n的夹角为φ，F和滑移方向b的夹角为λ，则滑移面的面积为Q＝A/cosφ，•作用在滑移面上的正应力为•Sn＝F/Q=(F×cosφ)/A外力在滑移方向的分切应力2020/2/12分切应力应力σ与外力F方向相同，可分解为两个分应力，一个为垂直于滑移面的分正应力，另一个为分切应力。分切应力τ作用在滑移方向使晶体产生滑移，其大小为：τ=Sncosλ＝(F×cosφcosλ)/AF/A为拉伸应力，μ=cosφ×cosλ称为取向因子，或称施密特因子（Schmid）,显然取向因子越大，分切应力越大2020/2/12施密德定律•通常把给定滑移系上开始产生滑移所需分切应力称为临界分切应力τc，也就是说晶体开始滑移所需的分切应力是：τ＝σ×μ＝τc•τc就称为临界分切应力，它是个材料常数上式就称为Schmid（施密德）定律•它可以表述为：当作用在滑移面上沿着滑移方向的分切应力达到临界值τc时晶体便开始滑移2020/2/12对于任一给定的φ值，取向因子的最大值出现在λ=90º-φ时：cosφcosλ=cosφcos（90º-φ）=（1/2）sin2φ当φ=45º时（λ也为45º），取向因子有最大值1/2，即最大分切应力正好落在与外力轴成45º角的晶面以及与外力轴成45º角的滑移方向上，此时得到最大分切应力最大分切应力2020/2/12单晶体的屈服强度随取向因子而改变φ=45º时，cosφcosλ＝1/2，取向因子达到最大值，产生拉伸变形的屈服应力最小。φ=90º或0º时,σS=∞,晶体不能沿该滑移面产生滑移单晶体的屈服强度与取向因子•在拉伸时，可以粗略认为金属单晶体在外力作用下，滑移系一开动就相当于晶体开始屈服，此时，对应于临界分切应力的外加应力就相当于屈服强度σS，2020/2/12Schmid实验结果实验点近似位于双曲线σ×μ=常数上。按照Schmid定律，单晶体没有确定的屈服极限σs。晶体开始塑性变形时，τc是一定的，但是拉应力σs并不是一个常数，它取决于单晶体的位向2020/2/12临界分切应力公式•对多滑移情况下基本不成立•临界分切应力受到成分、温度、表面情况（氧化膜使变形困难临界分切应力增大）、周围介质（活性介质屈服强度降低）和变形速度等的影响•特别是随合金元素增加而增加，温度上升临界分切应力降低，低温变化幅度大•变形速度增大如同温度降低使临界分切应力增大2020/2/12合金元素对临界分切应力的影响Cu－Ag合金Cu－Ni合金2020/2/12温度对临界分切应力的影响温度对临界分切应力的影响不同滑移系的临界分切应力随温度变化的示意图温度临界分切应力（10－11）（0001）2020/2/12Schmid定律应用•单晶体具有等价的滑移系统时，利用Schmid定律可以确定在给定方向加载时滑移首先沿哪个和哪些系统进行，是单滑移、双滑移或多滑移•讨论这个问题的最好方法是在学习了晶体X射线衍射以后利用极射投影图来判断2020/2/12某些金属的临界分切应力τc•值得注意的是面心立方的τc比体心立方的τc低十几倍晶体结构金属滑移面滑移方向临界分切应力/MN/m2FCCAg{111}＜110＞0.37Al{111}（20℃）＜110＞0.79Al{100}（＞450℃）＜110＞Cu{111}＜110＞0.98Ni{111}＜110＞5.68HCPMg（0001）＜1120＞0.39-0.50Mg{1010}（＞225℃）＜1120＞40.7Be{0001}＜1120＞1.38Be{1010}＜1120＞52.4Co{0001}＜1120＞0.64-0.69α-Ti（0001），{1010}（20℃）＜1120＞—α-Ti{1010}（高温）＜1120＞12.8Zr{1010}＜1120＞0.64-0.69BCCFe{110}，{112}，{123}＜111＞27.6Mo{110}，{112}，{123}＜111＞96.5Nb{110}＜111＞33.8Ta{110}＜11