金属的塑性变形和加工硬化精选文档.ppt

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1、金属的塑性变形和加工硬化本讲稿第一页，共五十五页 首先来分析纯金属单晶体的塑性变形过程首先来分析纯金属单晶体的塑性变形过程 图图3.1 3.1 典型金属的应力典型金属的应力-应变曲线应变曲线 在在各各种种结结构构的的金金属属中中，面面心心立立方方金金属属的的硬硬化化机机理理研研究究得得比比较较深深入入，下下面面重重点点以以FCC金金属属为为例例加加以以说明。说明。本讲稿第二页，共五十五页 一、一、FCCFCC晶格单晶体的塑形变形晶格单晶体的塑形变形 1 1、应力一应变曲线、应力一应变曲线图图3.2面心立方单晶体典型的应力面心立方单晶体典型的应力-应变曲线应变曲线本讲稿第三页，共五十五页典型曲线

2、的三个阶段特征典型曲线的三个阶段特征：第一阶段特征：第一阶段特征：1）加工硬化率（）加工硬化率（）很低；很低；2）滑移线细而长且均匀分布；）滑移线细而长且均匀分布；3）加工硬化速率对晶体位向和杂质十分敏感；）加工硬化速率对晶体位向和杂质十分敏感；4）滑移线上的位错数可以很大；）滑移线上的位错数可以很大；5）三类晶体结构中，没有螺位错存在，这可能是由于）三类晶体结构中，没有螺位错存在，这可能是由于在相邻滑移面上两个异号螺位错相遇时，由于交滑移在相邻滑移面上两个异号螺位错相遇时，由于交滑移而湮灭了。只有在层错能低的合金（如而湮灭了。只有在层错能低的合金（如Cu-10%Al）中）中才可以看到螺位错。

3、才可以看到螺位错。其位错组态常呈刃位错多极子排列。其位错组态常呈刃位错多极子排列。本讲稿第四页，共五十五页第二阶段特征：第二阶段特征：1）加工硬化率（）加工硬化率（）很高，且和应变量呈线性关）很高，且和应变量呈线性关系；系；2）加工硬化率对金属的种类或合金的成分（只要为面）加工硬化率对金属的种类或合金的成分（只要为面心立方晶体）不敏感，对晶体的位向也不敏感；心立方晶体）不敏感，对晶体的位向也不敏感；3）滑移线长度随应变量有如下规律：）滑移线长度随应变量有如下规律：4）每根滑移线上位错数大致不变；）每根滑移线上位错数大致不变；5）其位错结构缠结，形成胞状结构。）其位错结构缠结，形成胞状结构。本讲

4、稿第五页，共五十五页第三阶段特征：第三阶段特征：1）加工硬化速率（）加工硬化速率（）降低，曲线呈抛物线型；）降低，曲线呈抛物线型；2）变形温度和层错能对第三阶段有影响；）变形温度和层错能对第三阶段有影响；3）该阶段是一个热激活过程，该阶段开始时的应力随）该阶段是一个热激活过程，该阶段开始时的应力随温度的增加而快速减少；温度的增加而快速减少；4）内部组织变化的特征是：出现了滑移带。随着变）内部组织变化的特征是：出现了滑移带。随着变形量的增加，滑移都集中于滑移带内，在滑移带之形量的增加，滑移都集中于滑移带内，在滑移带之间不再出现新的滑移痕迹，而在滑移带内可以看到间不再出现新的滑移痕迹，而在滑移带内

5、可以看到交滑移。交滑移。本讲稿第六页，共五十五页加工硬化第三阶段有加工软化现象。加工硬化第三阶段有加工软化现象。Cottrell和和Stoke发现，如纯铝在发现，如纯铝在90K变形至第二阶变形至第二阶段，继之升高温度，于室温下再进行实验时，就段，继之升高温度，于室温下再进行实验时，就有明显的屈服降落。这说明低温时的硬化会部分有明显的屈服降落。这说明低温时的硬化会部分地突然去除，显然低温变形时形成的位错结构是地突然去除，显然低温变形时形成的位错结构是不稳定的，到室温时发生某种变化。由此证明，不稳定的，到室温时发生某种变化。由此证明，铝在室温下出现的屈服点，并不是由于点缺陷的铝在室温下出现的屈服点

6、，并不是由于点缺陷的扩散或杂质原子偏聚到位错线，钉扎了位错所造扩散或杂质原子偏聚到位错线，钉扎了位错所造成的。成的。由以上实验结果可知，易滑移阶段只在主滑移系统由以上实验结果可知，易滑移阶段只在主滑移系统上运动，第二阶段次滑移系统上的位错参与了滑移上运动，第二阶段次滑移系统上的位错参与了滑移变形，第三阶段则产生了螺位错的交滑移。变形，第三阶段则产生了螺位错的交滑移。本讲稿第七页，共五十五页2 2、影响应力一应变曲线的主要因素、影响应力一应变曲线的主要因素1 1）取向的影响取向的影响 FCCFCC金金属属单单晶晶体体的的应应力力一一应应变变曲曲线线形形状状和和试试样样的的取取向向关关系很密切。系

7、很密切。图图3.3单晶铝不同取向拉伸时单晶铝不同取向拉伸时的应力的应力-应变曲线应变曲线-室温；室温；77K本讲稿第八页，共五十五页2 2）金属的层错能和纯度的影响）金属的层错能和纯度的影响 层层错错能能的的高高低低影影响响到到第第阶阶段段前前的的变变形形发发展展。室室温温下下的的层层错错能能高高的的金金属属，扩扩展展位位错错很很容容易易束束集集及及产产生生交交滑滑移移，值值不不超超过过4 4-5-5，应应力力应应变变曲曲线线很很快快进进入入第第阶阶段段；层层错错能能低低的的金金属属，因因为为扩扩张张位位错错不不易易束束集集，位位错错交交割割困困难难，不不易易产产生生多多系系滑滑移移，则则 可

8、能超过可能超过2020以上。以上。杂杂质质原原子子明明显显地地影影响响到到第第阶阶段段的的长长度度。主主要要从从杂杂质质原子对层错能影响和形成弥散的第二相原子对层错能影响和形成弥散的第二相两个方面。两个方面。本讲稿第九页，共五十五页3 3）温度的影响温度的影响 温温度度升升高高时时，0 0略略有有降降低低，而而则则显显著著降降低低，变变短短，和和 与与温温度度关关系系不不大大，而而 则则随随温温度度升高而减小。升高而减小。本讲稿第十页，共五十五页3 3、FCCFCC金属形变单晶体的表面现象金属形变单晶体的表面现象 面面心心立立方方晶晶体体研研究究发发现现，无无论论层层错错能能高高低低，只只要要

9、是是处处于于同同一个阶段形变，都具有相同特征的表面现象。一个阶段形变，都具有相同特征的表面现象。各阶段观测研究的结果简述如下：各阶段观测研究的结果简述如下：第第1 1阶段阶段；用光学显微镜一般看不到滑移线。；用光学显微镜一般看不到滑移线。第第阶阶段段：光光学学显显微微镜镜在在暗暗场场下下可可以以看看到到滑滑移移线线，线线长长随随应应变变的的增增加加而而递递减减。电电镜镜观观察察到到的的单单个个滑滑移移线线比比第第1 1阶段的粗而短。阶段的粗而短。第第阶阶段段：出出现现滑滑移移带带，带带中中包包括括靠靠得得很很近近的的滑滑移移线线。应应变变增增加加时时，带带间间不不再再增增加加新新线线，形形变变

10、集集中中在在原原来来的的带带中中，带带端端出出现现了了碎碎化化现现象象。所所谓谓碎碎化化现现象象，系系指指相相互互连连接着的滑移带的侧向移动现象。接着的滑移带的侧向移动现象。本讲稿第十一页，共五十五页二、二、BCC晶格单晶体的塑性变形晶格单晶体的塑性变形高纯度的高纯度的BCC金属室温的应力应变曲线与金属室温的应力应变曲线与FCC金属金属的曲线相似。的曲线相似。如果含有微量杂质原子或在低温形变时，将产生如果含有微量杂质原子或在低温形变时，将产生明显的屈服现象而得不到三个阶段的硬化曲线。明显的屈服现象而得不到三个阶段的硬化曲线。图图3.4铌单晶体的加工硬化铌单晶体的加工硬化本讲稿第十二页，共五十五

11、页三、三、HCP晶格单晶体的塑性变形晶格单晶体的塑性变形HCP金属的应力应变曲线的第金属的应力应变曲线的第阶段硬化率阶段硬化率与与FCC金属相近，但通常限于一组基面滑移，出现很金属相近，但通常限于一组基面滑移，出现很长的第长的第阶段，远远超过其他结构的晶体，以致其阶段，远远超过其他结构的晶体，以致其第第阶段还未充分发挥时试样就已经断烈了。但条阶段还未充分发挥时试样就已经断烈了。但条件合适时也会出现完整的三个阶段。件合适时也会出现完整的三个阶段。图图3.5锌单晶的加工硬化锌单晶的加工硬化本讲稿第十三页，共五十五页 3.2 金属多晶体的塑性变形金属多晶体的塑性变形 使使用用的的大大多多数数金金属属

12、材材料料都都是是多多晶晶体体。多多晶晶体体是是通通过过晶晶界界把把取取向向不不同同、形形状状大大小小不不同同、成成分分结结构构不不同同的的晶晶粒粒结结合合在在一一起起的的集集合合体体。多多晶晶体体的的塑塑性性变变形形是是许许多多单单晶晶体体塑塑性性变变形形的的集集合合。但但是是，由由于于组组成成多多晶晶体体的的各各个个晶晶粒粒取取向向不不同同，由由于于存存在在着着晶晶界界及及晶晶粒粒大大小小有有差差别别，使使得得多多晶晶体体的的塑塑性性变变形形和和强强化化有有许许多多不不同同于于单单晶晶体体的的特点。特点。本讲稿第十四页，共五十五页一、晶界在塑性变形中的作用一、晶界在塑性变形中的作用为了显示晶

13、界对变形的影响，可将由几个晶粒组成为了显示晶界对变形的影响，可将由几个晶粒组成的大晶体承受变形并观察和测量它的变形分布情况。的大晶体承受变形并观察和测量它的变形分布情况。如下图：如下图：图图3.6总变形量相同时多晶铝的几个晶粒各处的实际变形量总变形量相同时多晶铝的几个晶粒各处的实际变形量本讲稿第十五页，共五十五页由图可知：由图可知：1）总变形量相同时，在多晶体内，不仅各晶粒所承）总变形量相同时，在多晶体内，不仅各晶粒所承受的实际变形量不同，而且每个晶粒内部各处的实受的实际变形量不同，而且每个晶粒内部各处的实际变形程度也不一致。际变形程度也不一致。2）在晶粒边界处变形程度都比晶粒内部小，这既表明

14、）在晶粒边界处变形程度都比晶粒内部小，这既表明晶界处较难变形；也显示出晶界在促进变形的不均匀晶界处较难变形；也显示出晶界在促进变形的不均匀分布上起很大作用。分布上起很大作用。本讲稿第十六页，共五十五页晶晶界界对对塑塑性性变变形形过过程程的的影影响响，主主要要是是在在温温度度较较低低时时晶晶界界阻阻碍碍滑滑移移进进行行引引起起的的障障碍碍强强化化作作用用和和变变形形连续性要求晶界附近连续性要求晶界附近多系滑移引起的强化作用。多系滑移引起的强化作用。1.1.晶界的障碍强化作用晶界的障碍强化作用由由于于晶晶界界两两侧侧晶晶粒粒取取向向不不同同，滑滑移移从从一一个个晶晶粒粒延延伸伸到到下下 一一 个个

15、 晶晶 粒粒 是是 不不 容容 易易 的的，晶晶 界界 存存 在在 着着 阻阻碍塑性变形进行的作用。碍塑性变形进行的作用。要要实实现现塑塑性性变变形形从从一一个个晶晶粒粒传传递递到到下下一一个个晶晶粒粒，就就必必须须外外加加以以更更大大的的力力，这这就就是是晶晶界界的的障障碍碍强强化化作作用。用。本讲稿第十七页，共五十五页2.2.多系滑移强化作用多系滑移强化作用多多晶晶体体材材料料中中，一一个个晶晶粒粒产产生生滑滑移移变变形形而而不不破破坏坏晶晶界界连连续续性性，相相邻邻的的晶晶粒粒必必须须有有相相应应协协调调变变形形才才行行。多多晶晶体体的的塑塑性性变变形形，一一旦旦变变形形传传播播到到相相

16、邻邻的的晶晶粒粒，就就产产生生了了多多系系滑滑移移。位位错错运运动动遇遇到到的的障障碍碍比比单单系系滑滑移移多多，阻阻力力要要增增加加。而而且且随随着着变变形形量量的的增增加加，阻阻力力增增加加很很快快，这这就就是是多多系系滑滑移移所所产产生生的强化作用。的强化作用。在在不不同同的的晶晶体体结结构构中中，多多系系滑滑移移强强化化和和障障碍碍强强化化所所起起作作用用的的大大小小是是不不同同的的。体体心心和和面面心心立立方方晶晶体体金金属属中中，滑滑移移系系统统多多，多多系系滑滑移移强强化化效效果果比比障障碍碍强强化化大大得得多多；室室温温下下变变形形的六方金属晶界的障碍的六方金属晶界的障碍强强化

17、是主要的。化是主要的。本讲稿第十八页，共五十五页3.3.多晶体变形的不均匀性多晶体变形的不均匀性多多晶晶体体由由于于存存在在着着晶晶界界及及晶晶界界两两侧侧晶晶粒粒取取向向有有差差别别，多晶体的塑性变形有着很大的不均匀性。多晶体的塑性变形有着很大的不均匀性。当当外外力力作作用用于于多多晶晶体体时时，由由于于晶晶粒粒取取向向不不同同，作作用用于于各各晶晶粒粒的的滑滑移移系系统统上上分分切切应应力力不不同同，因因而而各各个个晶晶粒粒变变形形不一样不一样。在在单单个个晶晶粒粒内内，晶晶界界附附近近难难于于变变形形，一一般般来来说说，晶晶界界变形要低于晶粒中心区域。变形要低于晶粒中心区域。大大小小不不

18、同同晶晶粒粒相相比比，细细晶晶粒粒强强化化作作用用大大。由由于于细细晶晶组组织织中中晶晶界界占占的的比比例例要要大大于于粗粗晶晶组组织织中中的的晶晶界界，细细晶晶组组织织的硬度普遍高于粗晶组织的硬度。的硬度普遍高于粗晶组织的硬度。本讲稿第十九页，共五十五页二、晶界的本质二、晶界的本质1、晶界处点阵畸变较大，存在着晶界能；、晶界处点阵畸变较大，存在着晶界能；2、晶界处的原子排列的不规则性；、晶界处的原子排列的不规则性；3、晶界处的原子偏离其平衡位置，具有较高的动能；、晶界处的原子偏离其平衡位置，具有较高的动能；4、晶界处存在有较多的空位、位错等缺陷；、晶界处存在有较多的空位、位错等缺陷；5、晶界

19、处原子的扩散速度较大；、晶界处原子的扩散速度较大；6、晶界的熔点较低。、晶界的熔点较低。本讲稿第二十页，共五十五页三、晶界对晶体强度的影响三、晶界对晶体强度的影响多晶体与单晶体变形的区别主要表现在以下两个方多晶体与单晶体变形的区别主要表现在以下两个方面：面：1）多晶体材料存在晶界；）多晶体材料存在晶界；2）多晶体中各晶粒的取向不同。）多晶体中各晶粒的取向不同。实验证明，多晶体材料的流变应力与晶粒直径的平方实验证明，多晶体材料的流变应力与晶粒直径的平方根成反比，即：根成反比，即：Hall-Petch关系式=*+kd-1/2本讲稿第二十一页，共五十五页四、金属多晶体应力一应变曲线四、金属多晶体应力

20、一应变曲线 金金属属的的流流变变曲曲线线很很好好地地表表现现出出金金属属塑塑性性变变形形过过程程中中的的特特征征。金金属属在在塑塑性性变变形形过过程程中中的的强强化化规规律律，都都常采用常采用应应力一力一应变应变曲曲线线来描述。来描述。各各种种影影响响金金属属形形变变强强化化的的因因素素(如如点点阵阵类类型型、金金属属种种类类、晶晶粒粒大大小小、变变形形温温度度、变变形形速速度度、加加载载方方式式等等)，都将影响到应力一应变曲线的特征和数值。，都将影响到应力一应变曲线的特征和数值。本讲稿第二十二页，共五十五页1、FCC晶格金属多晶体的变形晶格金属多晶体的变形多晶体面心立方晶格金属典型的应力多晶

21、体面心立方晶格金属典型的应力-应变曲线应变曲线通常用抛物线来描述。人们常常提出不同的关系通常用抛物线来描述。人们常常提出不同的关系式予以一般性描述，典型的方程是：式予以一般性描述，典型的方程是：图图3.73.7 铝多晶体铝多晶体77K77K温度时的温度时的应力应力-应变曲线应变曲线本讲稿第二十三页，共五十五页第一段，第一段，12%应变前，抛物线关系为：应变前，抛物线关系为：接着是曲线的直线部分（第二阶段）：接着是曲线的直线部分（第二阶段）：最后是第二抛物线部分（第三阶段）：最后是第二抛物线部分（第三阶段）：本讲稿第二十四页，共五十五页2、BCC晶格多晶体的变形晶格多晶体的变形许多体心立方晶格晶

22、体金属，如果晶粒是细的，与面许多体心立方晶格晶体金属，如果晶粒是细的，与面心立方晶格金属比较，则有明显的屈服点。这个明心立方晶格金属比较，则有明显的屈服点。这个明显的屈服点，是由于像碳、氮、氧杂质间隙原子有显的屈服点，是由于像碳、氮、氧杂质间隙原子有较小的富集所引起的。较小的富集所引起的。大多数体心立方晶格的曲线低于面心立方晶格金属大多数体心立方晶格的曲线低于面心立方晶格金属的曲线，即体心立方晶格金属的加工硬化速率实的曲线，即体心立方晶格金属的加工硬化速率实际上是低的。际上是低的。图图图图3.83.8在不同的温度下区域精炼铁的应力在不同的温度下区域精炼铁的应力在不同的温度下区域精炼铁的应力在不

23、同的温度下区域精炼铁的应力-应变曲线应变曲线应变曲线应变曲线本讲稿第二十五页，共五十五页BCC晶格金属的屈服理论晶格金属的屈服理论:BCC晶格金属与晶格金属与HCP晶格和晶格和FCC晶格金属相比，温度晶格金属相比，温度在低于在低于0.2Tm左右时对屈服应力影响很大，而且屈服左右时对屈服应力影响很大，而且屈服应力也明显地与应变速率有关。很清楚，要解释这种应力也明显地与应变速率有关。很清楚，要解释这种现象，就需要阐述与温度密切相关的位错钉扎或位错现象，就需要阐述与温度密切相关的位错钉扎或位错阻碍作用的机理。阻碍作用的机理。为了解释屈服应力而提出的机理中最有意义的是：为了解释屈服应力而提出的机理中最

24、有意义的是：1）间隙原子位错气团；）间隙原子位错气团；2）位错上的细小沉淀物；）位错上的细小沉淀物；3）阻碍位错运动的）阻碍位错运动的Peieris-Nabarro力力本讲稿第二十六页，共五十五页3、密集六方晶格多晶体的塑性变形、密集六方晶格多晶体的塑性变形密排六方晶格多晶体晶粒的塑性变形以与其单晶体密排六方晶格多晶体晶粒的塑性变形以与其单晶体不同的方式变形，且对于多晶体孪生、扭折带的形不同的方式变形，且对于多晶体孪生、扭折带的形成和非基面滑移起着基本的作用，而易滑移沿基面成和非基面滑移起着基本的作用，而易滑移沿基面难于进行的。难于进行的。对于密排六方晶格金属的双晶体和多晶体的表现对于密排六方

25、晶格金属的双晶体和多晶体的表现的观察表明，它们的形变强化主要决定于沿非基的观察表明，它们的形变强化主要决定于沿非基面滑移的存在。面滑移的存在。本讲稿第二十七页，共五十五页晶粒大小对六方晶格多晶体塑性和流动应力产生影晶粒大小对六方晶格多晶体塑性和流动应力产生影响。在密排六方晶格的金属和合金中，高的响。在密排六方晶格的金属和合金中，高的Ky值值是由滑移系局限性和大的取向因子是由滑移系局限性和大的取向因子m所决定的。所决定的。大的取向因子大的取向因子m和和值表明对晶粒尺寸有强烈的依存值表明对晶粒尺寸有强烈的依存关系。关系。流动应力随着晶粒尺寸的减小而增大并不是由于流动应力随着晶粒尺寸的减小而增大并不

26、是由于晶界存在本身的原因，而是由于被晶界分割开的晶界存在本身的原因，而是由于被晶界分割开的晶粒之间的交互作用。晶粒之间的交互作用。变形接力传递的可能性随晶粒尺寸的减小而增大。变形接力传递的可能性随晶粒尺寸的减小而增大。本讲稿第二十八页，共五十五页五、影响多晶体应力五、影响多晶体应力-应变曲线的主要因素应变曲线的主要因素1.1.点阵类型和金属种类影响点阵类型和金属种类影响 体体心心立立方方金金属属的的硬硬化化速速率率大大体体相相同同，比比面面心心立立方方金金属属的的硬硬化化效效果果差差。但但同同是是面面心心立立方方晶晶体体的的金金属属，其硬化速率差别却比较大其硬化速率差别却比较大。原原因因是是：

27、由由于于体体心心立立方方金金属属的的滑滑移移系系统统较较多多，易易于于产产生生交交滑滑移移，是是其其硬硬化化速速率率较较低低的的主主要要原原因因之之一一。面面心心立立方方晶晶体体的的金金属属所所表表现现出出来来的的硬硬化化速速率率差差别别较较大的现象，可能是由于其层错能不同所致。大的现象，可能是由于其层错能不同所致。本讲稿第二十九页，共五十五页 应力一应变曲线的另一特点是，应力一应变曲线的另一特点是，体心立方金属体心立方金属的明显的明显屈服效屈服效应、动态形变时效应、动态形变时效现象。现象。原原因因是是晶晶界界附附近近最最容容易易偏偏析析杂杂质质原原子子，由由于于溶溶质质原原子子特特别别是是间

28、间隙隙原原子子与与位位错错的的相相互互作作用用强强烈烈，柯柯垂垂尔尔气气团团对对位位错错的的钉钉扎扎很很牢牢，应应力力一一应应变变曲曲线线出出现现屈屈服服效效应应现现象象。当当温温度度从从室室温温上上升升时时，出出现现动动态态形形变变时时效效，上上下下屈屈服服点点反反复复出出现现，这这种种现现象象称称为为波波特特纹纹一一李李一沙特里效应。一沙特里效应。图图3.9钢的动态应变时效钢的动态应变时效本讲稿第三十页，共五十五页2.2.变形温度与应变速率的影响变形温度与应变速率的影响 温温度度对对加加工工硬硬化化有有很很大大的的影影响响。温温度度升升高高，硬硬化化系系数数降低，对应于一定变形程度的屈服应

29、力值也减小。降低，对应于一定变形程度的屈服应力值也减小。其其原原因因：1 1）随随温温度度升升高高，可可能能开开动动新新的的滑滑移移系系统统；2 2）随随着着温温度度升升高高，可可在在变变形形过过程程中中出出现现回回复复和和再再结结晶晶的的现现象象；3 3）随随着着温温度度升升高高，可可能能出出现现新新的的塑塑性性变形机理。变形机理。本讲稿第三十一页，共五十五页 体体心心立立方方晶晶体体对对温温度度的的敏敏感感性性尤尤为为突突出出。在在低低温温下，屈服应力上升是特别突出的。下，屈服应力上升是特别突出的。原原因因是是：1 1）体体心心立立方方晶晶体体的的点点阵阵阻阻力力对对温温度度的的依依赖赖性

30、性更更明明显显，而而由由于于体体心心立立方方晶晶体体的的位位错错宽宽度度较较窄窄，其其点点阵阵阻阻力力对对屈屈服服强强度度有有重重要要作作用用。2 2）体体心心立立方方晶晶体体中中的的位位错错与与溶溶质质原原子子特特别别是是间间隙隙原原子子的的相相互互作作用用强强烈烈。在在低低温温下下，体体心心立立方方晶晶体体的的屈屈服服应应力力值值很很高高，很很容容易易发发生生脆脆性性断断裂裂，即即体体心心立立方方晶晶体体具具有有低低温温脆脆性。性。此此外外，体体心心立立方方晶晶体体的的屈屈服服效效应应现现象象显显著著，存存在在着动态形变时效温度区间。着动态形变时效温度区间。本讲稿第三十二页，共五十五页 应

31、应变变速速率率对对加加工工硬硬化化的的影影响响具具有有双双重重性性，包包含含温温度度和和时时间间两两个个方方面面的的因因素素：由由于于应应变变速速率率升升高高，软软化化机机理理来来不不及及进进行行而而引引起起屈屈服服应应力力升升高高的的应应变变速速率率效效应应；在在变变形形过过程程中中由由于于应应变变速速率率很很高高(如如同同绝绝热热过过程程中中形形变变热热来来不不及及散散失失)，塑塑性性功功转转化化成成形形变变热热而而提提高高了了变变形形物物体体温温度度，产产生生使使屈服应力降低的温度效应，规律较复杂。屈服应力降低的温度效应，规律较复杂。应应变变速速率率对对加加工工硬硬化化的的影影响响用用屈

32、屈服服应应力力相相对对提提高高值值(提提高高单单位位应应变变速速率率时时，屈屈服服应应力力增增量量与与原原始始屈屈服服应应力力值值之之比比)表示，称为表示，称为速率效应速率效应。本讲稿第三十三页，共五十五页图图3.10温度对速率效应的影响温度对速率效应的影响 高高温温区区(完完全全软软化化区区)应应变变速速率率效效应应影影响响最最大大。在在这这个个温温度度区区间间，塑性变形机理基本是扩散机理、晶间滑动机理。塑性变形机理基本是扩散机理、晶间滑动机理。过过渡渡区区的的应应变变速速率率效效应应居居中中。在在这这个个温温度度区区有有回回复复和和再再结结晶软化机理作用。晶软化机理作用。低低温温区区效效应

33、应影影响响最最小小，在在此此温温度度区区间间起起控控制制作作用用的的变变形形机机理理为切变机理。为切变机理。本讲稿第三十四页，共五十五页3.3加工硬化理论加工硬化理论温度和应变速率对流变应力的影响温度和应变速率对流变应力的影响许多金属晶体其流变应力随着温度的升高和应变许多金属晶体其流变应力随着温度的升高和应变速率的减小而降低，但当温度升高至某一数值时，速率的减小而降低，但当温度升高至某一数值时，其流变应力就不再改变（如果不考虑切变模量受其流变应力就不再改变（如果不考虑切变模量受温度影响的话，流变应力是一个恒定值）。温度影响的话，流变应力是一个恒定值）。本讲稿第三十五页，共五十五页Seeger把

34、流变应力分为两部分：把流变应力分为两部分：前一部分是与温度有关的流变应力分量，后一部分是前一部分是与温度有关的流变应力分量，后一部分是与温度无关的流变应力分量。与温度无关的流变应力分量。这两项取决于位错运动的障碍，如果是长程障碍，这两项取决于位错运动的障碍，如果是长程障碍，流变应力则主要取决于后一部分，反之，则受前一流变应力则主要取决于后一部分，反之，则受前一部分控制部分控制。加工硬化的各种机制应该说明流变应力两个分加工硬化的各种机制应该说明流变应力两个分量的来源及其相对贡献。量的来源及其相对贡献。本讲稿第三十六页，共五十五页1、位错塞积理论、位错塞积理论该理论以该理论以Seeger理论为代表

35、，后来由理论为代表，后来由Friedel和和Hirsch等等人修正完善。人修正完善。Seeger认为：加工硬化主要来自主滑移系统上平认为：加工硬化主要来自主滑移系统上平行位错间的弹性交互作用，或者是因为位错反应行位错间的弹性交互作用，或者是因为位错反应生成生成L-C不动位错，构成位错运动的障碍，使位不动位错，构成位错运动的障碍，使位错堆积在障碍前面，形成了长程内应力而造成的。错堆积在障碍前面，形成了长程内应力而造成的。Seeger的硬化理论主要建立在对表面滑移线观察的实验的硬化理论主要建立在对表面滑移线观察的实验基础之上。基础之上。本讲稿第三十七页，共五十五页该理论对加工硬化各个阶段的解释如下

36、：该理论对加工硬化各个阶段的解释如下：第一阶段：第一阶段：假定单位体积内位错数为假定单位体积内位错数为N，每一位错源在应力，每一位错源在应力作用作用下放出的位错环数为下放出的位错环数为n，在滑移面上每一环移动的距离，在滑移面上每一环移动的距离为为l，相邻滑移面间的距离为，相邻滑移面间的距离为d,dl，当应力增加当应力增加，引起的位错源放出的位错环数增加了，引起的位错源放出的位错环数增加了n，从而使应变量增加了，从而使应变量增加了，则有：，则有：本讲稿第三十八页，共五十五页产生了产生了n的位错环，将也增加了作用在位错源的位错环，将也增加了作用在位错源上的反作用力，当反作用力等于应力增量时，上的反

37、作用力，当反作用力等于应力增量时，就不再继续产生新环。于是有如下关系式：就不再继续产生新环。于是有如下关系式：由此可得到如下关系式：由此可得到如下关系式：本讲稿第三十九页，共五十五页第二阶段：第二阶段：实验证明，温度只改变第二阶段到第三阶段的过实验证明，温度只改变第二阶段到第三阶段的过渡，即两个阶段范围的宽窄。说明第二阶段的流渡，即两个阶段范围的宽窄。说明第二阶段的流变应力主要受与温度无关的应力的控制，该应力变应力主要受与温度无关的应力的控制，该应力主要来自主滑移面上的位错应力场，而不是与林主要来自主滑移面上的位错应力场，而不是与林位错的交互作用。位错的交互作用。该理论认为，第二阶段的硬化，主

38、要是形成了该理论认为，第二阶段的硬化，主要是形成了L-C不不动位错，位错被阻塞在这一障碍前面。随着应变量增动位错，位错被阻塞在这一障碍前面。随着应变量增加滑移线变短，这是由于加滑移线变短，这是由于L-C不动位错增加了。不动位错增加了。本讲稿第四十页，共五十五页位错通过塞积群的应力场所需的应力为：位错通过塞积群的应力场所需的应力为：l是塞积群间的距离。是塞积群间的距离。Seeger的实验分析认为加工硬化第一阶段过渡到第二的实验分析认为加工硬化第一阶段过渡到第二阶段后，每个滑移线上的位错数大致不变。阶段后，每个滑移线上的位错数大致不变。本讲稿第四十一页，共五十五页第三阶段：第三阶段：位错被塞积以后

39、，到了第三阶段，要继续变形，只位错被塞积以后，到了第三阶段，要继续变形，只有两种可能：有两种可能：1）在大的应力集中下将）在大的应力集中下将L-C障碍摧毁，使领先的不全障碍摧毁，使领先的不全位错重新组合；位错重新组合；2）在塞积群应力集中未弛豫以前，就发生了交滑）在塞积群应力集中未弛豫以前，就发生了交滑移，螺位错可以在它们的滑移面内避开障碍，不移，螺位错可以在它们的滑移面内避开障碍，不必与这些障碍发生强的交互作用，它们可以通过必与这些障碍发生强的交互作用，它们可以通过双交滑移返回原始滑移面。双交滑移返回原始滑移面。本讲稿第四十二页，共五十五页Seeger倾向于后一种机制，。因为实验观察到了在第

40、倾向于后一种机制，。因为实验观察到了在第三阶段开始时，就出现了粗的滑移带，而在滑移带三阶段开始时，就出现了粗的滑移带，而在滑移带内滑移线有交滑移的痕迹。内滑移线有交滑移的痕迹。第三阶段的硬化主要是由位错圈中的刃型部分所第三阶段的硬化主要是由位错圈中的刃型部分所引起的。这些位错圈保持在晶体内部，随着位错引起的。这些位错圈保持在晶体内部，随着位错源的继续开动，它们的密度也将增加，最终排列源的继续开动，它们的密度也将增加，最终排列成低角度的界面。成低角度的界面。螺位错的交滑移造成位错密度的降低以及刃型位螺位错的交滑移造成位错密度的降低以及刃型位错的重新排列就构成了第三阶段的动态回复过程。错的重新排列

41、就构成了第三阶段的动态回复过程。本讲稿第四十三页，共五十五页2、林位错硬化理论（、林位错硬化理论（Hirsch等）等）该理论主要是建立在用薄膜试样作电镜观察，分析该理论主要是建立在用薄膜试样作电镜观察，分析其形成的位错结构上，它和前一理论的实验方法曾其形成的位错结构上，它和前一理论的实验方法曾引起争论。引起争论。凡是穿过主滑移面上的位错都叫林位错。凡是穿过主滑移面上的位错都叫林位错。林位错的产生大部分是在变形的第二阶段，当主林位错的产生大部分是在变形的第二阶段，当主滑移面上的位错运动受阻而塞积时，其产生的长滑移面上的位错运动受阻而塞积时，其产生的长程内应力将激发次滑移系上的位错源开动，这些程内

42、应力将激发次滑移系上的位错源开动，这些穿过主滑移面的次生位错即成为林位错穿过主滑移面的次生位错即成为林位错本讲稿第四十四页，共五十五页林位错硬化理论认为第二阶段的硬化主要林位错硬化理论认为第二阶段的硬化主要是由主滑移系上的原生位错和次滑移系上的是由主滑移系上的原生位错和次滑移系上的次生位错的弹性交互作用合成了新的位错线次生位错的弹性交互作用合成了新的位错线段，降低了能量，从而形成了更稳定的位错段，降低了能量，从而形成了更稳定的位错结构，阻碍了位错运动的结果。结构，阻碍了位错运动的结果。由该理论可得：由该理论可得：式中：式中：是一个常数是一个常数，林位错间距林位错间距本讲稿第四十五页，共五十五页

43、林位错理论用的是林位错间距来描写位错的结构，缺林位错理论用的是林位错间距来描写位错的结构，缺少使滑移线受阻的基本机制描述，不能说明变形各阶少使滑移线受阻的基本机制描述，不能说明变形各阶段中在基体内位错结构的不均匀性。因为在基体内部，段中在基体内位错结构的不均匀性。因为在基体内部，存在易变形的软区和不易变形的硬区。存在易变形的软区和不易变形的硬区。本讲稿第四十六页，共五十五页3、割阶硬化理论、割阶硬化理论割阶对位错运动要产生影响。割阶对位错运动要产生影响。无论是束集的割阶还是扩展的割阶，只要产生的无论是束集的割阶还是扩展的割阶，只要产生的割阶是不动的，那么螺位错带着不动的割阶运动割阶是不动的，那

44、么螺位错带着不动的割阶运动时，割阶的攀移势必要在高应力下才能实现，从时，割阶的攀移势必要在高应力下才能实现，从而产生硬化。而产生硬化。原生位错在主滑移面上的运动，由于和林位错的交截，原生位错在主滑移面上的运动，由于和林位错的交截，因而也就是主要次滑移系上产生位错时才开始形成割因而也就是主要次滑移系上产生位错时才开始形成割阶。这些割阶有的是可以运动，形成固定割阶是少数，阶。这些割阶有的是可以运动，形成固定割阶是少数，这样流变应力的大小主要取决于固定割阶的数目，即：这样流变应力的大小主要取决于固定割阶的数目，即：本讲稿第四十七页，共五十五页式中：式中：是常数，约为是常数，约为1/5，是不动割阶的间

45、距是不动割阶的间距从以上分析可知，流变应力的各种表达式中，有一共从以上分析可知，流变应力的各种表达式中，有一共同的形式，即：同的形式，即：式中：式中：与位错分布有关的某一特定尺寸。与位错分布有关的某一特定尺寸。本讲稿第四十八页，共五十五页割阶硬化理论的缺点：割阶硬化理论的缺点：1）由于引起硬化的空位割阶只能由特定）由于引起硬化的空位割阶只能由特定的滑移系相交才能产生，因此，估计出的的滑移系相交才能产生，因此，估计出的第二阶段的加工硬化速率对于取向的依赖第二阶段的加工硬化速率对于取向的依赖关系远远大于观测到的情况；关系远远大于观测到的情况；2）由于只有少数林位错才产生空位割阶，）由于只有少数林位

46、错才产生空位割阶，这样估算出的加工硬化速率还不到实验测定这样估算出的加工硬化速率还不到实验测定值的值的10%。本讲稿第四十九页，共五十五页3.4 3.4 金属的塑性指标金属的塑性指标一、塑形指标一、塑形指标1.延伸率延伸率2.断面收缩率断面收缩率3.相对压缩率相对压缩率4.扭转数扭转数-表示金属在扭转变形条件下，破坏前的最表示金属在扭转变形条件下，破坏前的最大扭转数。扭转数大扭转数。扭转数n n越大，其塑性越好。扭转数越大，其塑性越好。扭转数n n最最能反映载荷是以剪切应力为主的塑性变性能力。能反映载荷是以剪切应力为主的塑性变性能力。5.5.冲击韧性冲击韧性-表示的是冲击力作用下试样破坏所消表

47、示的是冲击力作用下试样破坏所消耗的功，故不能严格而准确地确定金属材料的塑耗的功，故不能严格而准确地确定金属材料的塑性性能。性性能。本讲稿第五十页，共五十五页二、二、影响金属塑性的主要因素影响金属塑性的主要因素 1 1、金属自然性质的影响、金属自然性质的影响 1)1)组织结构对塑性的影响组织结构对塑性的影响 不同晶体结构的金属，塑性不同。不同晶体结构的金属，塑性不同。纯金属和合金比较，一般纯金属的塑性较好。纯金属和合金比较，一般纯金属的塑性较好。单相合金同多相合金材料比较，一般是单相合金单相合金同多相合金材料比较，一般是单相合金材料的塑性好一些。材料的塑性好一些。存存在在第第二二相相的的材材料料

48、，第第二二相相质质点点的的性性质质、数数量量、大大小小、形形 态态 和和 分分 布布 对对 材材 料料 的的 塑塑 性性 都都 有有 很很大的影响。大的影响。本讲稿第五十一页，共五十五页 晶晶粒粒细细小小均均匀匀的的组组织织比比晶晶粒粒粗粗大大不不均均匀匀的的组组织织塑塑性好，特别是冷变形时这种影响的差别更显著。性好，特别是冷变形时这种影响的差别更显著。变形组织比铸态组织塑性好。变形组织比铸态组织塑性好。2)2)化学成分对塑性的影响化学成分对塑性的影响 金金属属材材料料的的化化学学成成分分繁繁多多。其其元元素素种种类类、含含量量、相相对比例各不相同，对塑性影响各不相同。对比例各不相同，对塑性影

49、响各不相同。本讲稿第五十二页，共五十五页2 2、变形的影响、变形的影响 冷冷变变形形过过程程中中，软软化化过过程程不不明明显显，当当应应变变速速率率提提高高到到足足够够大大的的程程度度时时，由由于于变变形形温温度度显显著著的的升升高高，可可能能使使变变形形金金属属发发生生一一些些回回复复现现象象，因因而而提提高高了了塑塑性性，提提高高了了塑塑性性变变形形的的能能力力。因因此此，在在冷冷变变形形条条件件下下，有有时时提提高高应应变变速速率率对对于于塑塑性性变变形形是是有有益益的。的。对对于于热热加加工工，提提高高应应变变速速率率产产生生的的热热效效应应的的影影响响相相对对较较小小，因因而而利利用

50、用提提高高应应变变速速率率来来提提高高塑塑性性的的作作用用不是很显著。不是很显著。本讲稿第五十三页，共五十五页3 3、应力状态的影响、应力状态的影响 塑性能随静水压力分量的提高而得到改善塑性能随静水压力分量的提高而得到改善。增强三向压应力的措施以提高材料的塑性。增强三向压应力的措施以提高材料的塑性。从从提提高高塑塑性性的的角角度度来来看看，各各种种应应力力状状态态中中三三向向压压应应力力最最好好，两两压压一一拉拉次次之之，两两拉拉一一压压更更次次之之，三三向向拉拉应力对塑性潜能的发挥最不利。应力对塑性潜能的发挥最不利。本讲稿第五十四页，共五十五页4 4、其他因素对塑性的影响、其他因素对塑性的影