金属的塑性变形与强化 单晶体 多晶体 合金强化理论第七章 单晶体的塑性变形 滑移现象晶体的塑性变形是晶体的一部分相对于另一部分沿着某些晶面和晶向相 对滑动的结果，这种变形方式称为滑移。如果将表面抛光的单晶体金属试样进行拉伸，当试样经过适量的塑性变 形后，在金相显微镜下可以观察到，在抛光的表面上出现许多相互平行的线 条，这些线条称为滑移带。经高分辨的电子显微镜分析表明，每条滑移带实 际上是由一族相互平行的细线即滑移线组成。滑移线与滑移带的形成这些滑移线实际上是经塑性 变形后在试样表面上产生的一个 个小台阶。这些小台阶的高度约 为1 000个原子间距。滑移带实际 上是由相互靠近的一些滑移线所 形成的大台阶，滑移带之间的距 离约为10 000个原子间距。 滑移系金属中的滑移是沿着一定的晶面和晶面上一定的晶向进行的，这些晶面称为滑移面，晶向称为滑移方向。一个滑移面和此面上的一个滑移方向结合起来，组成一个滑移系。滑移系表示金属晶体在发生滑移时滑移动作可能采取的空间位向。当其 它条件相同时，金属晶体中的滑移系越多，则滑移时可采取的空间位向越多 ，该金属的塑性越好。金属塑性的好坏，还与滑移面上原子的密排程度和滑移方向的数目等因 素有关。滑移面和滑移方向与金属的晶体结构有关，滑移面通常是金属晶体中原 子排列最密的晶面，而滑移方向则是原子排列最密的晶向。这是因为在晶体 的原子密度最大的晶面上，原子间的结合力最强，而面与面之间的距离却最 大，即密排面之间的原子结合力最弱，滑移的阻力最小，因而最易于滑移。 沿原子密度最大的晶向滑动时，阻力也最小。、面心立方金属的滑移面为111，共有四个，滑移方向为110，每个滑移面上有三个滑移方向，故面心立方金属共具有12个滑移系。、体心立方金属不是密堆积结构，没有最密排的晶面，因此滑移是在几组较密排的面上进行，但滑移方向总是111。最基本的滑移面为 110，共有六个，滑移方向为111，每个滑移面上有两个滑移方向 ，因此体心立方金属共具有12个滑移系。体心立方结构也可以在其它包 含111方向的121和123两组滑移面上进行，滑移系共48个。、c/a接近或大于1.633时，密排六方金属的滑移面在室温时只有0001一个，滑移方向为 ，滑移面上有三个滑移方向，因此它的滑移系只有三个。若c/a小于1.633时，则0001的面间距缩小，棱柱面比底面更密排，此时的滑移面可能是柱面 或锥面 。临界分切应力晶体的滑移是在切应力的作用下进行的。当晶体受力时并非所有的滑移系都同时参与滑移。而是只有当 外力在某一滑移系中的分切应力首先达到一定的临界值时，这一滑 移系开动，晶体才开始滑移。使滑移系开动的最小分切应力称为滑移的临界分切应力，以K表示。临界分切应力K的数值大小取决于金属的本性、金属的纯度、 实验温度与加载速度，而与外力的大小、方向及作用方式无关。临界分切应力的计算方法：设圆柱形金属单晶体试样的横截面积 为A，受到轴向拉力F的作用。F与滑移方向 的夹角为，则F在滑移方向上的分力为 Fcos；F与滑移面法线的夹角为，则滑 移面的面积为A/cos。所以，外力F在滑 移方向上的分切应力为式中，F/A为试样拉伸时横截面上的正应力 ，当滑移系中的分切应力达到其临界值时 ，晶体开始滑移，这时在宏观上晶体开始 出现屈服现象，即F/A=S，可得k =Scoscos 或 S=K /coscos晶体受单向拉伸时，在滑移 面和滑移方向上力的分解晶体的取向：因为 S=K /coscos coscos称为取向因子，单晶体的屈服强度S将随外力与滑移面和滑 移方向之间而改变，即取向因子发生变化时，S也要改变。当外力与滑移面、滑移方向的夹角 都是45时，取向因子具有最大值，为 0.5，此时分切应力也最大，S具有最低 值，金属最容易进行滑移，并表现出最大的塑性，这种取向称为软取向；当外力与滑移面平行（=90） 或垂直（=90）时，取向因子为零， 则无论K的数值如何，S均为无穷大， 晶体在此情况下不产生滑移，直至断裂，这种取向称为硬取向。滑移时晶体的转动当晶体在 F力的作用下 发生滑移时，假如滑移面和 滑移方向保持不变，拉伸轴 的取向必然不断发生变化。实际上由于夹头固定不 动，为了保持拉伸轴的方向 固定不动，因此单晶体的取 向必须相应地转动。拉伸前 自由滑移变形 受夹头限制时的变形B层上的作用点O1和O2同轴，滑移后A、B 、C层沿滑移面和滑移方向相对移动，使 O1 O1， O2 O2。将1分解为n1、1，2分解为n2、2。滑移面法线方向的正应力n1- n2组成力偶，使滑移面转向与外力方向平行。如果金属在单纯的切应力作用下产生滑移，则晶体的取向不会改 变。但当任意一个力作用在晶体上时，总是可以分解为沿滑移方向的 分切应力和垂直于滑移面的分正应力。将最大切应力方向的力1分解为平 行滑移方向的1和垂直滑移方向的b 、2分解为2b。垂直于滑移方向的分切应力b和 b组成力偶，使B层以滑移面法线方向为轴，其滑移方向转向最大切 应力方向。通过这两种转动可使金属晶体轴线与外力轴线在整个滑移过程中始 终重合，但晶体的空间位向却发生了改变。由于滑移时晶体要发生转动，所以各滑移系的取向和分切应力不断 变化。原来取向有利的滑移系可能转到不利的取向，从而使继续滑移所 需的外力增加，而原来取向不利的滑移系则可能转到有利的取向，并且 继续开始滑移。通常把这种由于晶体转动所引起的硬化或软化现象，称 为几何硬化或几何软化。 对具有多个滑移系的晶体，起始滑移 首先在取向最有利的滑移系中进行，但由 于晶体转动的结果，其它滑移系中的分切 应力也可能达到临界分切应力值。滑移过 程将在两个或多个滑移系中同时或交替进 行；如果晶体的取向合适，滑移一开始就 可能在一个以上的滑移系上同时进行。奥氏体钢中的交叉滑移带多系滑移在两个或更多的滑移系上进行 的滑移称为多系滑移，简称多滑移。多系滑移时，形成两组或多组交叉的滑移线。由于各组滑移系之间互 相穿插和影响，所以多滑移比单滑移困难。通常把单滑移时的力轴取向称 为软取向，而多滑移时的力轴取向称为硬取向。晶体变形时，若从单滑移 发展为多滑移，称为几何硬化；反之，称为几何软化。交滑移两个或多个滑移面沿共同的滑移方向同时或交替地滑移，称为交滑移。交滑移以后，晶体表面将出现曲折的滑移线，当参加交滑移的面很多时，滑移线甚至成为波纹状。变形温度越高、变形量或变形应力越大，交滑移越显著。交 滑移使滑移过程具有很大的灵活性，因为当滑移在某个晶面上受 阻时，通过交滑移可以更换滑移面。孪生是在切应力的作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿一定的 晶面（孪生面）与晶向（孪生方向）产生的一定角度的均匀切变过程。这种切变不会改变晶体的点阵类型，但可使变形部分的位向发生变 化，并与未变形部分的晶体以孪晶面为分界面构成镜面对称的位向关系 。孪生孪生面 孪生方向 bcchcp fcc孪生的主要特点：（1）孪生也是在切应力的作用下发生的，但孪生所需的临界切应力远远高于滑移时的临界切应力，因此只有在滑移很难进行的情况下，晶体才发生孪生变形。密排六方金属滑移系少，在晶体取向不利于滑移时常以孪生方式进行塑性变形；体心立方金属只有在室温以下和受到冲击时才发生孪生；面心立方的金属很少发生孪生变形。（2）孪生变形速度极快，常产生冲击波，并伴随声响。（3）孪生本身对晶体塑性变形的直接贡献不大。（4）可激发进一步的滑移变形，提高金属的变形能力。由于孪晶的形成改变了晶体的位向，从而使某些原来处于不利取向的滑移系转变到有利于发生滑移的位置，产生滑移。扭折当晶体因取向不利而不能滑移或孪生时，它就可能通过不均匀的塑性变形，来适应外力的作用。例如对密排六方金属进行压缩时，若外力轴与0001面平行，则滑移面上的切应力为零，不能产生滑移。因此，当外力达到一定数值时，晶体就发生局部弯曲，即发生扭折，形成扭折带，从而使晶体的长度缩短。扭折带的形成单晶体的应力应变曲线一般而言，金属单晶体的应变硬化曲线分三个阶段。第一阶段为具有很低应变硬化率的线性区域，此时晶体只进行单滑移，所以在较小的应力下产生较大的变形，称为易滑移阶段；在第二阶段中，应力与应变也呈线性关系，但也有很高的应变硬化率， 称为线性硬化阶段，此时晶体因滑移系转动而开始进行多系滑移；第三阶段称为抛物线硬化阶段，其特点是应力随应变的增加按抛物线关 系变化，相应使应变硬化率逐渐减小，此时位错通过交滑移克服了上一阶段 形成的滑移障碍，使变形易于进行。 通常以FCC金属单晶体比较容易得到完整的应变硬化曲线。易滑移区可以在单系滑移、高纯度、低温以及有利于单滑移的取向等条件下得到充分的发展。实际金属的应力应变曲线实际金属的应力应变曲线与金属成分、晶体结构、晶体取向、变 形温度、应变速度等多种因素有关。当外力轴处于软取向时，只使一个滑移系经受切应力的作用，表现 出相当发达的易滑移区；当外力轴处于硬取向时，变形开始就是多系滑 移，因此曲线上没有第一阶段，并且整个变形过程中的总变形量也比较 小。层错能较低的FCC金属（金、银、镍 和铜），易于出现易滑移区。随变形温度 的降低，第一阶段升高，硬化率有所降低 ，第二阶段变长而硬化率不变；随变形温 度的升高，曲线大体呈抛物线状。层错能 较高的金属（铝），只有在低温变形，才 能得到三阶段的加工硬化曲线。 BCC金属单晶体（铁和铌）在一定 的条件下也可以得到三阶段的应力应 变曲线。低于室温变形时，第一阶段开 始所需的应力随温度的降低而急剧提高 ；在室温以上变形时，随温度的升高， 第二阶段应变范围减小，第三阶段应变 范围增大。HCP金属（锌、镁和镉）其主要 滑移系均为基面滑移，在合适的取向 下有利于发展易滑移变形，曲线的第 一阶段很长，第二阶段尚未充分发展 就已经断裂。而当取向不利时，易滑 移区显著缩短，而使相应的硬化率逐 渐提高。 金属单晶体的加工硬化机制第一阶段：滑移系呈分布均匀的细长线，随着变形量的增加，滑移线数量增 加，而不是由原来的滑移线上增加滑移量来实现。主滑移面上的位错密度增 加较快，第二滑移系统的位错密度明显较低，此阶段只有一套滑移系统开动 。第二阶段：滑移线不均匀，其平均长度随着应变的增加而减短，滑移线变粗 。位错以缠结的形式出现，主次滑移系统中位错交互作用，在此阶段的后期 ，出现不规则的胞状组织，直径约数微米。第二套共轭滑移系统参加滑移， 导致位错缠结的出现和滑移线的变短；第二套滑移系统被激活，形成L-C位 错锁，阻碍位错继续运动，是这一阶段加工硬化率高的原因。第三阶段：滑移线发展为很粗的滑移带，新增加的应变几乎全部集中在这些 滑移带内，而且滑移带碎化。位错呈明显的胞状组织，位错密度在胞壁处很 高，胞内则很低。由于交滑移的出现，位错的障碍被绕过，故加工硬化率逐 渐降低。位错经过双交滑移移出晶体时，同一条位错线在很近的距离形成平 行的滑移台阶。多晶体的塑性变形的特点（1）各晶粒变形的不同时性多晶体中各晶粒取向不同，在 外力作用下各滑移系的分切应力不 同，不能同时发生滑移。处于软取向的晶粒先产生滑移 ，位错源开动，位错沿滑移面运动 。位错不能越过周围硬取 向晶粒，在晶界处受阻，形 成位错的平面塞积群，造成 应力集中。随外力，应力集中也 ，叠加后使相邻晶粒某滑移 系分切应力达到临界值，位 错源开动并产生滑移。塑性变形便从一个晶粒 传递到另一个晶粒。如此反 复，整个试样产生宏观的塑 性变形。第八章 多晶体的塑性变形（2）各晶粒变形的相互协调性多晶体每个晶粒都处于其它晶粒的包 围之中，因此变形不是孤立和任意的，邻 近的晶粒之间必须相互协调配合，不然就 难以进行变形，甚至不能保持晶粒之间的 连续性，会造成空隙而导致材料的断裂。为与先变形的晶粒相协调，要求相邻 晶粒不只在取向最有利的滑移系中