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《晶体的塑性变形》PPT课件《晶体的塑性变形》PPT课件 熟练掌握以下概念及其内涵•塑性变形，滑移，滑移系，滑移线，交滑移，双交滑移•临界分切应力，施密特因子，软取向，硬取向，派—纳力•孪生，孪晶面，孪晶方向，孪晶，扭折•固溶强化，屈服现象，应变时效，加工硬化，弥散强化•形变织构，丝织构，板织构，残余应力，点阵畸变，带状组织，流线内容与要求内容与要求 熟练掌握以下概念及其内涵内容与要求重点与难点重点与难点•比较塑性变形的两种基本形式：滑移和孪生的异同点•滑移的临界分切应力•滑移的位错机制•多晶塑性变形的特点•细晶强化与Hall—Petch公式•屈服现象与应变时效•弥散强化•加工硬化•形变织构和残余应力重点与难点比较塑性变形的两种基本形式：滑移和孪生的异同点5.2.1 5.2.1 单晶体的塑性变形单晶体的塑性变形 当所受应力超过弹性极限后，材料将发生塑性变形，产生不可逆的永久变形当所受应力超过弹性极限后，材料将发生塑性变形，产生不可逆的永久变形 常温或低温下，单晶体塑性变形（常温或低温下，单晶体塑性变形（plastic deformationplastic deformation）方式：）方式： 1. 1. 滑移（滑移（slipslip）） 2. 2. 孪生（孪生（twiningtwining）） 3. 3. 扭折（扭折（linklink）） 此外，高温变形方式还有：扩散性变形、晶界滑动变形此外，高温变形方式还有：扩散性变形、晶界滑动变形5.2.1 单晶体的塑性变形          当所受应力超1.1.滑滑 移移 (1)(1)滑移线和滑移带滑移线和滑移带            如如果果对对经经过过抛抛光光的的退退火火态态工工业业纯纯铜铜多多晶晶体体试试样样施施加加适适当当的的塑塑性性变变形形，，然然后后在在金金相相显显微微镜镜下下观察，就可以发现原抛光面呈现出很多相互平行的细线，如图所示。

观察，就可以发现原抛光面呈现出很多相互平行的细线，如图所示 1.滑 移 滑移线和滑移带         最初人们将金相显微镜下看见的那些相互平行的细线称为滑移线，产生细线的原因是由于铜晶体在塑性变形时发生了滑移，最终在试样的抛光表面上产生了高低不一的台阶所造成的           实际上，当电子显微镜问世后，人们发现原先所认为的滑移线并不是一条线，而是存在更细微的结构，如图所示在普通金相显微镜中发现的滑移线其实由多条平行的更细的线构成，所以现在称前者为滑移带，后者为滑移线          最初人们将金相显微镜下看见的那些相互平行的滑移线和滑移带示意图滑移线和滑移带示意图滑移线和滑移带示意图（（2 2）滑移系）滑移系•观观察察发发现现，，在在晶晶体体塑塑性性变变形形中中出出现现的的滑滑移移线线并并不不是是任任意意的的，，它它们们彼彼此此之之间间或或者者相相互互平平行行，，或或者者成成一一定定角角度度，，说说明明晶晶体体中中的的滑滑移移只只能能沿沿一一定定的的晶晶面面和和该该面面上上一一定定的的晶晶体体学学方方向向进进行行，，我我们们将将其其称称为为滑滑移移面面和和滑移方向滑移方向。

 •滑滑 移移 是是 沿沿 着着 特特 定定 的的 晶晶 面面 ( (称称 为为 滑滑 移移 面面 slip slip plane)plane)和和 晶晶 向向 ( (称称 为为 滑滑 移移 方方 向向 slip slip direction)direction)上上运运动动一一个个滑滑移移面面和和其其上上的的一一个个滑滑移移方方向向组组成成一一个个滑滑移移系系（（slip slip systemsystem））滑滑移移系系表表示示晶晶体体在在进进行行滑滑移移时时可可能能采采取取的空间取向的空间取向2）滑移系观察发现，在晶体塑性变形中出现的滑移线并不是任意•滑移系主要与晶体结构有关晶体结构不同，滑移系不同；晶体中滑移系越多，滑移越容易进行，塑性越好•滑移面和滑移方向往往是晶体中原子最密排的晶面和晶向，这是由于最密排面的面间距最大，因而点阵阻力最小，容易发生滑移，而沿最密排方向上的点阵间距最小，从而使导致滑移的位错的柏氏矢量也最小 滑移系主要与晶体结构有关晶体结构不同，滑移系不同；晶体中滑 •① ① 滑滑移移面面和和滑滑移移方方向向往往往往是是金金属属晶晶体体中中原原子子排排列列的最密排面和最密排晶向。

的最密排面和最密排晶向 如如fccfcc：： ｛｛111111｝｝ <110><110> bcc bcc：｛：｛110110｝、｛｝、｛112112｝和｛｝和｛123123｝｝ <111><111> hcp hcp：： ｛｛00010001｝｝ <11-20><11-20> ② ② 每每一一种种晶晶格格类类型型的的金金属属都都有有特特定定的的滑滑移移系系，，且且滑滑 移移 系系 数数 量量 不不 同同 如如 ：： fccfcc中中 有有 1212个个 , , bccbcc中有中有4848个，个， hcphcp中有中有3 3个 ① 滑移面和滑移方向往往是金属晶体中原子排列的最密排面和最三种常见金属晶体结构的滑移系三种常见金属晶体结构的滑移系三种常见金属晶体结构的滑移系《晶体的塑性变形》PPT课件•由于体心立方结构是一种非密排结构，因此其滑移面并不稳定，一般在低温时多为{112}，中温时多为{110}，而高温时多为{123}，不过其滑移方向很稳定，总为<111>，因此其滑移系可能有12-48个。

•由于滑移系数量较少，因此密排六方结构晶体的塑性通常都不太好  由于体心立方结构是一种非密排结构，因此其滑移面并不稳定，一般（（3 3）滑移的临界分切应力）滑移的临界分切应力•外外力力作作用用下下，，晶晶体体中中滑滑移移是是在在一一定定滑滑移移面面上上沿沿一一定定滑滑移移方方向向进进行行的的因因此此，，对对滑滑移移真真正正有有贡贡献献的的是是在在滑滑移移面面上上沿沿滑滑移移方方向向上上的的分分切切应应力力，，也也只只有有当当这这个个分分切切应应力力达达到到某某一一临临界界值值后后，，滑滑移移过过程程才才能能开开始始进进行行，，这这时时的的分分切切应应力力就就称称为为临临界界分分切切应力 （3）滑移的临界分切应力外力作用下，晶体中滑移是在一定滑移面•如图所示的圆柱形单晶体在轴向拉伸载荷如图所示的圆柱形单晶体在轴向拉伸载荷F F作用作用下的情况，假设其横截面积为下的情况，假设其横截面积为A A，，φφ为滑移面法为滑移面法线与中心轴线夹角，线与中心轴线夹角，λλ为滑移方向与外力为滑移方向与外力F F夹角夹角，则外力，则外力F F在滑移方向上的分力为在滑移方向上的分力为F Fcoscosλλ，而滑，而滑移面的面积则为移面的面积则为A A/cos /cos φφ ，此时在滑移方向上的分切应力，此时在滑移方向上的分切应力t t为：为：•    •当式中的分切应力达到临界值时，晶面间的滑移当式中的分切应力达到临界值时，晶面间的滑移开始，这也与宏观上的屈服相对应，因此这时开始，这也与宏观上的屈服相对应，因此这时F/F/A A应当等于应当等于σsσs ，即：，即：• 如图所示的圆柱形单晶体在轴向拉伸载荷F作用下的情况，假设其横 当当滑滑移移面面法法线线方方向向、、滑滑移移方方向向与与外外力力轴轴三三者者共共处处一一个个平平面面，，且且φ=45φ=45º时时，，cosφcosλ=1/2cosφcosλ=1/2，，此此取取向向最最有有利利于于滑滑移移，，即即以以最最小小的的拉拉应应力力就就能能达达到到滑滑移移所所需需的的分分切切应应力力，，称称此此取取向向为为软软取取向向。

当当外外力力与与滑滑移移面面平平行行或或垂垂直直时时（（φ=90φ=90º或或φφ=0=0º）），，则则σs→∞σs→∞，，晶晶体体无无法法滑滑移移，，称称此此取取向向为硬取向为硬取向•取向因子取向因子cosφcosλcosφcosλ对对σsσs的影响在只有一组的影响在只有一组滑移面的密排六方结构中尤为明显滑移面的密排六方结构中尤为明显      当滑移面法线方向、滑移方向与外力轴三者共处一个平•图是密排六方结构的镁单晶拉伸的取向因子－屈服强图是密排六方结构的镁单晶拉伸的取向因子－屈服强度关系图，图中曲线为按上式的计算值，而圆圈则为度关系图，图中曲线为按上式的计算值，而圆圈则为实验值，从图中可以看出前述规律，而且计算值与实实验值，从图中可以看出前述规律，而且计算值与实验值吻合较好由于镁晶体在室温变形时只有一组滑验值吻合较好由于镁晶体在室温变形时只有一组滑移面移面(0001)(0001)，故晶体位向的影响十分明显故晶体位向的影响十分明显 图是密排六方结构的镁单晶拉伸的取向因子－屈服强度关系图，图中一些金属的滑移系和临界分切应力一些金属的滑移系和临界分切应力        综上所述，滑移的临界分切应力是一个真实反映单晶体受力起始屈服的物理量，其数值与晶体的类型、纯度以及温度等因素有关，还与晶体的加工和处理状态、变形速度及其滑移类型有关，一些金属的滑移临界切应力如下图所示。

一些金属的滑移系和临界分切应力        综上所述，滑（（4 4）滑移时晶体的转动）滑移时晶体的转动•图所示为晶体滑移示意图，当轴向拉力图所示为晶体滑移示意图，当轴向拉力F足够大时，晶体各足够大时，晶体各部分将发生如图所示的分层移动我们可以设想如果两端部分将发生如图所示的分层移动我们可以设想如果两端自由的话，滑移的结果将使得晶体的轴线发生偏移不过自由的话，滑移的结果将使得晶体的轴线发生偏移不过，通常晶体的两端并不能自由横向移动，或者说拉伸轴线，通常晶体的两端并不能自由横向移动，或者说拉伸轴线保持不变，这时单晶体的取向必须进行相应转动，转动的保持不变，这时单晶体的取向必须进行相应转动，转动的结果使得滑移面逐渐趋向于平行轴向，同时滑移方向逐渐结果使得滑移面逐渐趋向于平行轴向，同时滑移方向逐渐与应力轴平行，而由于夹头的限制，晶面在接近夹头的地与应力轴平行，而由于夹头的限制，晶面在接近夹头的地方会发生一定程度的弯曲此时转动的结果将使滑移面和方会发生一定程度的弯曲此时转动的结果将使滑移面和滑移方向趋于与拉伸方向平行滑移方向趋于与拉伸方向平行 （4）滑移时晶体的转动图所示为晶体滑移示意图，当轴向拉力F足 同样的道理，晶体在受压变形时，晶面也要发生相应转动，转动的结果是使得滑移面逐渐趋向于与压力轴线相垂直，如图所示。

      同样的道理，晶体在受压变形时，晶面也要发生相应转动            我们以单轴拉伸的情况来看看滑移过程中晶面发生转动的原因下图示意地画出了晶体中典型的两个滑移面邻近的A、B、C三部分的情况在滑移前，作用在B层晶体上的力作用于O1、O2两点当滑移开始后，由于A、B、C三部分发生了相对位移，结果这两个力的作用点分别移至O'1、O'2两点，此时的作用力可按垂直于滑移面和平行于滑移面分别分解为s1、t1及s2、t2我们可以明显地看出，正是力偶σσ1及σσ2使得滑移面发生了趋向于拉伸轴的转动              我们以单轴拉伸的情况来看看滑移过程中•在滑移面内的两个分力t1及t2可以进一步沿平行于滑移方向和垂直于滑移方向进一步分解如图所示，我们知道其平行于滑移方向的分量就是引起滑移的分切应力，而另外两个分量构成了一对力偶，使得滑移方向转向最大切应力方向在滑移面内的两个分力t1及t2可以进一步沿平行于滑移方向和垂• 由于滑移过程中晶面的转动，滑移面上的分切应力值也随之发生变化，当拉力与滑移面法线的夹角φφ为45°时，此滑移系上的分切应力最大但拉伸变形时晶面的转动将使φφ值增大，故若φφ原先是小于45°，滑移的进行将使逐渐趋向于45°，分切应力逐渐增加；若原先φφ是等于或大于45°，滑移的进行使值更大，分切应力逐渐减小，此滑移系的滑移就会趋于困难。

  由于滑移过程中晶面的转动，滑移面上的分切应力值也随之发生变（（5 5）多系滑移）多系滑移 由由于于很很多多晶晶系系具具有有多多组组滑滑移移系系，，决决定定滑滑移移系系能能否否开开动动的的前前提提条条件件是是其其分分切切应应力力能能否否达达到到其其临临界界值值，，当当某某组组滑滑移移系系开开动动后后，，由由于于不不断断发发生生晶晶面面的的转转动动，，结结果果可可能能使使得得另另一一组组滑滑移移系系的的分分切切应应力力逐逐渐渐增增加加，，并并最最终终达达到到其其临临界界值值，，进进而而使使得得滑滑移移过过程程能能够够沿沿两两个个以以上上滑滑移移系系同同时时或或交交替替进进行行，，这这种种滑滑移移过过程程就就称称为为多多滑滑移移对对于于具具有有较较多多滑滑移移系系的的晶晶体体而而言言，，还还常常可可发生交滑移现象发生交滑移现象 交交滑滑移移的的实实质质：：由由螺螺型型位位错错在在不不改改变变滑滑移移方方向向的的前前提下，改变了滑移面而引起的提下，改变了滑移面而引起的 bccbcc结构中最易发生交滑移结构中最易发生交滑移5）多系滑移       由于很多晶系具有多组滑移系，决定（（6 6）滑移中的位错机制）滑移中的位错机制 （6）滑移中的位错机制 刃位错的滑移示意图刃位错的滑移示意图刃位错的滑移示意图刃位错的滑移模型刃位错的滑移模型刃位错的滑移模型螺位错的滑移模型螺位错的滑移模型螺位错的滑移模型•     滑移是借助于位错在滑移面上运动来逐步进行滑移是借助于位错在滑移面上运动来逐步进行的；晶体的滑移必在一定外力作用下才能发生的；晶体的滑移必在一定外力作用下才能发生，说明位错运动要克服阻力，该阻力来自点阵，说明位错运动要克服阻力，该阻力来自点阵阻力，称为阻力，称为P—N力，其大小为：力，其大小为：• 式中：式中：d为滑移面的面间距，为滑移面的面间距，b为滑移方向上的为滑移方向上的点阵间距，点阵间距，v为泊松比。

为泊松比 • 采用上式，我们可以简单推算晶体的切变强度采用上式，我们可以简单推算晶体的切变强度，对于简单立方结构，存在，对于简单立方结构，存在d = b，对金属，取，对金属，取n=0.3，可得，可得tP-N＝＝3.6×10-4G，比刚性模型理论计算值（约，比刚性模型理论计算值（约G/30）小得多）小得多，接近临界分切应力实验值接近临界分切应力实验值          滑移是借助于位错在滑移面上运动来逐步进行的；晶体的•由派－纳力公式可知，位错宽度越大，则派－纳力越小，这是因为位错宽度表示了位错所导致的点阵畸变的范围，宽度大，则表示位错周围的原子比较接近于平衡位置，点阵的畸变能低，位错运动时移动的距离较小，故产生的阻力较小•此外，派－纳力与（－d/b）成指数关系，因此当d值越大，b值越小，即滑移面的面间距越大，位错强度越小，则派－纳力越小，越容易滑移可以解释晶体沿密排面和密排方向滑移的原因由派－纳力公式可知，位错宽度越大，则派－纳力越小，这是因为位2. 2. 孪孪 生生(1)(1)孪生变形过程孪生变形过程• 孪生是晶体塑性变形的另一种常见方式，是孪生是晶体塑性变形的另一种常见方式，是指在切应力作用下，晶体的一部分沿一定的指在切应力作用下，晶体的一部分沿一定的晶面（孪生面）和一定的晶向（孪生方向）晶面（孪生面）和一定的晶向（孪生方向）相对于另一部分发生均匀切变的过程。

相对于另一部分发生均匀切变的过程2. 孪 生孪生变形过程•在晶体变形过程中，当滑移由于某种原因难以进在晶体变形过程中，当滑移由于某种原因难以进行时，晶体常常会采用这种方式进行形变例如行时，晶体常常会采用这种方式进行形变例如，对具有密排六方结构的晶体，如锌、镁、镉等，对具有密排六方结构的晶体，如锌、镁、镉等，由于其滑移系较少，当其都处于不利位向时，，由于其滑移系较少，当其都处于不利位向时，常常会出现孪生的变形方式；而尽管体心立方和常常会出现孪生的变形方式；而尽管体心立方和面心立方晶系具有较多的滑移系，虽然一般情况面心立方晶系具有较多的滑移系，虽然一般情况下主要以滑移方式变形，但当变形条件恶劣时，下主要以滑移方式变形，但当变形条件恶劣时，如体心立方的铁在高速冲击载荷作用下或在极低如体心立方的铁在高速冲击载荷作用下或在极低温度下的变形，又如面心立方的铜在温度下的变形，又如面心立方的铜在4.2K4.2K时变形时变形或室温受爆炸变形后，都可能出现孪生的变形方或室温受爆炸变形后，都可能出现孪生的变形方式式在晶体变形过程中，当滑移由于某种原因难以进行时，晶体常常会采 •孪孪生生变变形形是是在在切切应应力力作作用用下下，，晶晶体体的的一一部部分分沿沿一一定定晶晶面面( (孪孪晶晶面面) )和和一一定定方方向向( (孪孪生生方方向向) )相相对对于于另另一一部部分分作作均均匀匀的的切切变变（（协协同同位位移移））所所产产生生的的变变形形。

但是不同的层原子移动的距离也不同但是不同的层原子移动的距离也不同•变变形形与与未未变变形形的的两两部部分分晶晶构构成成镜镜面面对对称称, ,合合称称为为孪孪晶（晶（twintwin）•均匀切变区与未切变区的分界面成为孪晶界均匀切变区与未切变区的分界面成为孪晶界•孪晶面（孪晶面（twining planetwining plane）：）：•孪晶方向（孪晶方向（twining directiontwining direction）：）： 孪生变形是在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面(孪晶面)         图示的是在切应力作用下，晶体经滑移变形后图示的是在切应力作用下，晶体经滑移变形后和孪生变形后的结构与外形变化示意图由图和孪生变形后的结构与外形变化示意图由图可见，孪生是一种均匀切变过程，而滑移则是可见，孪生是一种均匀切变过程，而滑移则是不均匀切变；发生孪生的部分与原晶体形成了不均匀切变；发生孪生的部分与原晶体形成了镜面对称关系，而滑移则没有位向变化镜面对称关系，而滑移则没有位向变化a. 变形前                   b. 滑移                       c. 孪生         图示的是在切应力作用下，晶体经滑移变形后和FCCFCC晶体孪生变形晶体孪生变形•下下图图给给出出了了FCCFCC一一组组孪孪生生面面和和孪孪生生方方向向，，图图b b所所示示为为其其(1(1－－1 10)0)面面原原子子排排列列情情况况，，晶晶体体的的(111)(111)面面垂垂直直于于纸纸面面。

我我们们知知道道，，面面心心立立方方结结构构就就是是由由该该面面按按照照ABCABCABCABC…的的顺顺序序堆堆垛垛成成晶晶体体假假设设晶晶体体内内局局部部地地区区( (面面AHAH与与GNGN之之间间) )的的若若干干层层(111)(111)面面间间沿沿[11[11－－2]2]方方向向产产生生一一个个切切动动距距离离a a/6[11/6[11－－2]2]的的均均匀匀切切变变，即可得到如图所示情况即可得到如图所示情况FCC晶体孪生变形下图给出了FCC一组孪生面和孪生方向，图b 锌晶体中的形变孪晶 铜晶体中的退火孪晶组织          锌晶体中的形变孪晶      铜晶体中变形孪晶变形孪晶 100×100×变形孪晶 100×(2) (2) 孪生的特点孪生的特点 ① ① 孪孪生生变变形形是是在在切切应应力力作作用用下下发发生生的的，，并并通通常常出出现现于于滑滑移移受受阻阻的的应应力力集集中中区区因因此此孪孪生生的的τkτk比比滑滑移移大大得得多多hcphcp中中常常以以孪孪生生方方式式变变形形，，bccbcc中中在在冲冲击击或或低低温温也也可可能能借借助助于于孪孪生生变变形形，，fccfcc中中一一般般不不发发生生孪孪生生变形。

变形 ② ② 孪生是一种均匀切变而滑移是不均匀的孪生是一种均匀切变而滑移是不均匀的 ③ ③ 孪孪生生的的两两部部分分晶晶体体形形成成镜镜面面对对称称的的位位向向关关系系而而滑滑移后晶体各部分的位向并未改变移后晶体各部分的位向并未改变 ④④孪孪生生对对塑塑性性变变形形的的贡贡献献比比滑滑移移小小得得多多但但孪孪生生能能改变晶体取向，使滑移转到有利位置改变晶体取向，使滑移转到有利位置2) 孪生的特点      ① 孪生变形是在切应力作用下发(3) (3) 孪晶的类型及形成孪晶的类型及形成 按按孪孪晶晶（（twintwin））形形成成原原因因可可将将孪孪晶晶分分为为：：变变形形孪孪晶晶（（deformation deformation twinningtwinning）、生长孪晶、退火孪晶）、生长孪晶、退火孪晶 ① ① 变形孪晶变形孪晶( (机械孪晶机械孪晶) )：机械变形产生的孪晶机械变形产生的孪晶 特特征征：：透透镜镜状状或或片片状状其其形形成成通通过过形形核核和和长长大大两两个个阶阶段段生生产产。

形形核核是是在在晶晶体体变变形形时时以以极极快快速速度度爆爆发发出出薄薄片片孪孪晶晶；；生生长长是是通通过过孪孪晶晶界界的的扩扩展展使使孪孪晶晶增宽 ② ② 生生长长孪孪晶晶：：晶晶体体自自气气态态，，液液态态，，或或固固体体中中长长大大时时形成的孪晶形成的孪晶 ③ ③ 退退火火孪孪晶晶：：形形变变金金属属在在其其再再结结晶晶过过程程中中形形成成的的孪孪晶3) 孪晶的类型及形成         按孪晶（twin） •大量研究表明，孪生形变总是萌发于局部应力大量研究表明，孪生形变总是萌发于局部应力高度集中的地方（在多晶体中往往是晶界），高度集中的地方（在多晶体中往往是晶界），其所需要的临界分切应力远大于滑移变形所需其所需要的临界分切应力远大于滑移变形所需临界分切应力临界分切应力 •例如对锌而言，其形成孪晶的切应力必须超过例如对锌而言，其形成孪晶的切应力必须超过10-10-1G1G，不过，当孪晶形成后的长大却容易的多，，不过，当孪晶形成后的长大却容易的多，一般只需略大于一般只需略大于10-10-4G4G即可，因此孪晶长大速度非常快，与冲击波即可，因此孪晶长大速度非常快，与冲击波的速度相当。

在应力－应变曲线上表现为锯齿的速度相当在应力－应变曲线上表现为锯齿状波动，有时随着能量的急剧释放还可出现状波动，有时随着能量的急剧释放还可出现“咔嚓咔嚓”声  大量研究表明，孪生形变总是萌发于局部应力高度集中的地方（在•下下图是铜单晶在图是铜单晶在4.2K4.2K测得的拉伸曲线测得的拉伸曲线•分析：由于形变孪晶的生成大致可以分为形核和扩展两分析：由于形变孪晶的生成大致可以分为形核和扩展两个阶段，晶体变形时先是以极快的速度突然爆发出薄片个阶段，晶体变形时先是以极快的速度突然爆发出薄片孪晶孪晶( (常称之为常称之为““形核形核””) )，然后孪晶界面扩展开来使孪，然后孪晶界面扩展开来使孪晶增宽在一般情况下，孪晶形核所需的应力远高于扩晶增宽在一般情况下，孪晶形核所需的应力远高于扩展所需要的应力，所以当孪晶形成后载荷就会急剧下降展所需要的应力，所以当孪晶形成后载荷就会急剧下降在形变过程中由于孪晶不断形成，因此应力－应变曲在形变过程中由于孪晶不断形成，因此应力－应变曲线呈锯齿状，当通过孪生形成了合适的晶体位向后，滑线呈锯齿状，当通过孪生形成了合适的晶体位向后，滑移又可以继续进行了移又可以继续进行了。

下图是铜单晶在4.2K测得的拉伸曲线•通常对称性低、滑移系少的密排六方金属如通常对称性低、滑移系少的密排六方金属如ZnZn、、C Cd d、、MgMg等容易出现孪晶变形等容易出现孪晶变形 HCP HCP的孪晶（的孪晶（1010－－2020））<-1011><-1011> BCC BCC的孪晶（的孪晶（112112））<111><111> FCC FCC的孪晶（的孪晶（111111））<112><112>•与滑移相比，孪生的变形量是十分有限的，例如与滑移相比，孪生的变形量是十分有限的，例如对锌单晶而言，即使全部晶体都发生孪生变形，对锌单晶而言，即使全部晶体都发生孪生变形，其总形变量也仅其总形变量也仅7.2%7.2%但是正是由于孪生改变了但是正是由于孪生改变了晶体位向，使得某些原处于不利位向的滑移系转晶体位向，使得某些原处于不利位向的滑移系转向有利位置，从而可以发生滑移变形，最终可能向有利位置，从而可以发生滑移变形，最终可能获得较高变形量获得较高变形量 通常对称性低、滑移系少的密排六方金属如Zn、Cd、Mg等容易(4) (4) 孪晶的位错机制孪晶的位错机制 孪孪生生变变形形（（deformation deformation twinningtwinning））是是整整个个孪孪晶晶区区发发生生均均匀匀切切变变，，其其各各层层面面的的相相对对位位移移是是借借助助于于一一个个ShockShockleyley不完全位错移动而造成的。

不完全位错移动而造成的4) 孪晶的位错机制      孪生变形（deformat •如果在相邻如果在相邻(111)(111)晶面上依次各有一个晶面上依次各有一个a/6[11a/6[11－－2]2]不全不全位错滑过，这就是前述的肖克莱不全位错，滑移的结位错滑过，这就是前述的肖克莱不全位错，滑移的结果是使得晶面逐层发生层错，最终堆垛顺序由果是使得晶面逐层发生层错，最终堆垛顺序由“ABCABABCABCABCCABC”变为变为“ABCACBACBABCACBACB”，从而形成了一片孪晶区从而形成了一片孪晶区 如果在相邻(111)晶面上依次各有一个a/6[11－2]不•孪晶的位错极轴机制如P182图5.20所示(了解其形成过程）孪晶的位错极轴机制如P182图5.20所示(了解其形成过程）3. 3. 扭扭 折折•扭扭折折（（linklink））：：当当受受力力的的晶晶体体处处于于不不能能进进行行滑滑移移或或孪孪生生的的某某种种取取向向时时，，它它可可能能通通过过不不均均匀匀的的局局部部塑塑性性变变形形来来适适应应所所作作用用的的外外力力为为了了使使晶晶体体的的形形状状与与外外力力相相适适应应，，当当外外力力超超过过某某一一临临界界值值时时，，晶晶体体将将会会发发生生局局部弯曲的变形方式部弯曲的变形方式•以以密密排排六六方方结结构构的的镉镉单单晶晶为为例例，，若若其其滑滑移移面面(0001)(0001)平平行行于于棒棒的的轴轴线线，，当当沿沿轴轴向向压压缩缩时时，，由由于于滑滑移移面面上上的的分分切切应应力力为为0 0，，所所以以晶晶体体不不能能进进行行滑滑移移。

此此时时如如果果也也不不能能进进行行孪孪生生的的话话，，继继续续加加大大压压力力，，晶晶体体就就会会局局部部发发生弯曲，这就是扭折现象生弯曲，这就是扭折现象 3. 扭 折扭折（link）：当受力的晶体处于不能进行滑移或 •扭扭折折与与孪孪生生不不同同的的是是它它使使扭扭折折区区晶晶体体的的取取向向发发生生了了不不对对称称性性的的变变化化扭扭折折区区上上下下界界面面是是由由符符号号相相反反的的两两列列刃刃型型位位错错所所构构成成，，而而每每一一弯弯曲曲区区是是由由同同号号位位错错堆堆积积而而成成，，取取向向是是逐渐弯曲过渡的逐渐弯曲过渡的 扭折与孪生不同的是它使扭折区晶体的取向发生了不对称性的变化•扭折带有时也伴随着孪生而发生，在晶体作孪生变形时扭折带有时也伴随着孪生而发生，在晶体作孪生变形时，由于孪晶区域的切变位移，在有约束的情况下，由于孪晶区域的切变位移，在有约束的情况下( (例如拉例如拉伸夹头的限制作用伸夹头的限制作用) )，则在靠近孪晶区域的应变更大，则在靠近孪晶区域的应变更大( (图图a a虚线所示虚线所示) )，为了消除这种影响来适应其约束条件，在这，为了消除这种影响来适应其约束条件，在这些区域往往形成扭折带以实现过渡，如图些区域往往形成扭折带以实现过渡，如图b b所示。

所示扭折带有时也伴随着孪生而发生，在晶体作孪生变形时，由于孪晶区5.2.2 5.2.2 多晶体的塑性变形多晶体的塑性变形 实实际际使使用用的的金金属属材材料料中中，，绝绝大大多多数数都都是是多多晶晶材材料料虽虽然然多多晶晶体体塑塑性性变变形形的的基基本本方方式式与与单单晶晶体体相相同同但但实实验验发发现现，，通通常常多多晶晶的的塑塑性性变变形形抗抗力力都都较较单单晶晶高高，，尤尤其其对对密密排排六六方方的的金金属属更更显显著著这这主主要要是是由由于于多多晶晶体体一一般般是是由由许许多多不不同同位位向向的的晶晶粒粒所所构构成成的的，，每每个个晶晶粒粒在在变变形形时时要要受受到到晶晶界界和和相相邻邻晶晶粒粒的的约约束束，，不不是是处处于于自自由由变变形形状状态态，，所所以以在在变变形形过过程程中中，，既既要要克克服服晶晶界界的的阻阻碍碍，，又又要要与与周周围围晶晶粒粒发发生生相相适适应应的的变变形形，，以以保保持持晶晶粒粒间间的的结结合合及及体体积积上上的的连续性5.2.2 多晶体的塑性变形         实际使用的金属 1. 1. 晶粒取向的影响晶粒取向的影响•在多晶体中，由于相邻各个晶粒的位向一般都在多晶体中，由于相邻各个晶粒的位向一般都不同，因而在一定外力作用下，作用在各晶粒不同，因而在一定外力作用下，作用在各晶粒滑移系上的临界分切应力值也各不相同，处于滑移系上的临界分切应力值也各不相同，处于有利取向的晶粒塑性变形早，反之则晚。

前者有利取向的晶粒塑性变形早，反之则晚前者开始发生塑性变形时，必然受到周围未发生塑开始发生塑性变形时，必然受到周围未发生塑性变形晶粒的约束，导致变形阻力增大性变形晶粒的约束，导致变形阻力增大 1. 晶粒取向的影响•同时为保持晶粒间的连续性，要求各个晶粒的同时为保持晶粒间的连续性，要求各个晶粒的变形与周围晶粒相互协调，这样在多晶体中，变形与周围晶粒相互协调，这样在多晶体中，就要求每个晶粒至少要有就要求每个晶粒至少要有5 5个独立的滑移系，个独立的滑移系，这是因为形变过程可用六个应变分量（正应变这是因为形变过程可用六个应变分量（正应变和切应变各三个）来表示，因为塑性变形体积和切应变各三个）来表示，因为塑性变形体积不变（即三个正应变之和为零），因此有五个不变（即三个正应变之和为零），因此有五个独立的应变分量而每个独立应变分量需要一独立的应变分量而每个独立应变分量需要一个独立的滑移系来产生，这说明只有相邻晶粒个独立的滑移系来产生，这说明只有相邻晶粒的五个独立滑移系同时启动，才能保证多晶体的五个独立滑移系同时启动，才能保证多晶体的塑性变形，这是多晶相邻晶粒相互协调性的的塑性变形，这是多晶相邻晶粒相互协调性的基础。

基础同时为保持晶粒间的连续性，要求各个晶粒的变形与周围晶粒相互协•不同结构的晶体由于其滑移系数目不同，如面心立方和体心立方晶体具有较多的滑移不同结构的晶体由于其滑移系数目不同，如面心立方和体心立方晶体具有较多的滑移系，而密排六方晶体的滑移系较少，表现出的多晶体塑性变形能力差别很大系，而密排六方晶体的滑移系较少，表现出的多晶体塑性变形能力差别很大不同结构的晶体由于其滑移系数目不同，如面心立方和体心立方晶体多晶体中晶粒取向多晶体中晶粒取向多晶体中晶粒取向2. 2. 晶界的影响晶界的影响 晶晶界界对对晶晶粒粒变变形形具具有有阻阻碍碍作作用用拉拉伸伸试试样样变变形形后后在在晶晶界界处处呈呈竹竹节节状状，，也也就就是是说说在在晶晶界界处处的的晶晶体体部部分分变变形形较较小小，，而而晶晶内内变变形形量量则则大大得得多多，，整整个个晶晶粒粒的的变变形形不不均均匀匀这这是是由由于于导导致致晶晶体体产产生生变变形形的的位位错错滑滑移移在在晶晶界界处处受受阻 2. 晶界的影响       晶界对晶粒变形具有阻碍作用拉位错被阻塞在晶界的情况位错被阻塞在晶界的情况位错被阻塞在晶界的情况 每每个个晶晶粒粒中中的的滑滑移移带带均均终终止止于于晶晶界界附附近近，，晶晶界界附近位错塞积，塞积数目附近位错塞积，塞积数目n n为：为： n = kлτ0l / Gbn = kлτ0l / Gb 位位错错塞塞积积，，密密度度增增高高，，材材料料强强度度提提高高。

因因此此，，晶晶粒粒越越细细，，晶晶界界越越多多，，材材料料强强度度越越高高（（称称为为细细晶晶强强化化，，grain grain size size strenthingstrenthing），其），其σsσs与与d d关系如下：关系如下： σs = σσs = σ0 0＋＋kdkd-1/2-1/2 Hall Hall－－Petch Petch 上上式式具具有有广广泛泛的的适适用用性性（（σsσs－－亚亚晶晶d d、、σsσs－－S So o（（片片））·····））细细小小而而均均匀匀的的晶晶粒粒使使材材料料具具有有较较高高的的强强度度和和硬硬度度，，同同时时具具有有良良好好的的塑塑性性和和韧韧性，即具有良好的综合力学性能性，即具有良好的综合力学性能      每个晶粒中的滑移带均终止于晶界附近，晶界附近位错塞低碳钢的低碳钢的σsσs与晶粒直径的关系与晶粒直径的关系低碳钢的σs与晶粒直径的关系CuCu和和AlAl的的σsσs与亚晶尺寸的关系与亚晶尺寸的关系Cu和Al的σs与亚晶尺寸的关系锌的单晶和多晶的拉伸曲线锌的单晶和多晶的拉伸曲线锌的单晶和多晶的拉伸曲线 同一材料同一材料多晶体多晶体的的强度高强度高，但，但塑性较低塑性较低。

单晶塑单晶塑性高 原因：多晶中各个晶粒的取向不同在外力作用原因：多晶中各个晶粒的取向不同在外力作用下，某些晶粒的滑移面处于有利的位向，受到大于下，某些晶粒的滑移面处于有利的位向，受到大于σσc c的切应力，位错开始滑移当相邻晶粒处于不的切应力，位错开始滑移当相邻晶粒处于不利位向，不能开动滑移系时，则变形晶粒中的利位向，不能开动滑移系时，则变形晶粒中的位错位错不能越过晶粒晶界不能越过晶粒晶界，而是塞积在晶界附近所以这，而是塞积在晶界附近所以这个晶粒的变形便受到约束，整个多晶的变形困难得个晶粒的变形便受到约束，整个多晶的变形困难得多 结果：只有结果：只有加大外力加大外力，才能使那些滑移面位向，才能使那些滑移面位向不利的晶粒逐渐加入滑移，结果多晶试样强度上升，不利的晶粒逐渐加入滑移，结果多晶试样强度上升，塑性下降塑性下降      同一材料多晶体的强度高，但塑性较低单晶塑性高 5.2.3 5.2.3 合金的塑性变形合金的塑性变形 •我我们们实实际际使使用用的的材材料料绝绝大大多多数数都都是是合合金金，，根根据据合合金金元元素素存存在在的的情情况况，，合合金金的的种种类类一一般般有有固固溶溶体体、、金金属属间间化化合合物物以以及及多多相相混混合合型型等等，，不不同同种种类类合合金金的塑性变形存在着一些不同之处。

的塑性变形存在着一些不同之处 •合金分类：单相固溶体合金合金分类：单相固溶体合金 多相合金多相合金 •合金的塑性变形：单相固溶体合金塑性变形合金的塑性变形：单相固溶体合金塑性变形 多相合金塑性变形多相合金塑性变形5.2.3 合金的塑性变形 我们实际使用的材料绝大多数都是合一一. . 单相固溶体合金塑性变形单相固溶体合金塑性变形 溶溶质质原原子子的的作作用用主主要要表表现现在在固固溶溶强强化化(Solid(Solid—solution solution Strenthening)Strenthening)作用，提高塑性变形抗力作用，提高塑性变形抗力 1.1.  固溶强化固溶强化• 固固溶溶强强化化：：固固溶溶体体合合金金的的σσ－－εε曲曲线线：：由由于于溶溶质质原原子子加加入入使使σs σs 和整个和整个σσ－－εε曲线的水平提高，同时提高了加工硬化率曲线的水平提高，同时提高了加工硬化率n n一. 单相固溶体合金塑性变形      溶质原子的作用主要表•影响固溶强化的因素：影响固溶强化的因素： ① ① 溶质原子类型及浓度。

溶质原子类型及浓度 ② ② 溶溶质质原原子子与与基基体体金金属属的的原原子子尺尺寸寸差差相相差差大大时时强化作用大强化作用大 ③ ③ 间间隙隙型型溶溶质质原原子子比比置置换换型型溶溶原原子子固固溶溶强强化化效效果果好 ④ ④ 溶溶质质原原子子与与基基体体金金属属价价电电子子数数差差价价电电子子数数差差越大，强化作用大越大，强化作用大 固固溶溶强强化化的的实实质质是是溶溶质质原原子子与与位位错错的的弹弹性性交交互互作用、化学交互作用和静电交互作用作用、化学交互作用和静电交互作用影响固溶强化的因素：•固溶强化是由于多方面的作用引起的，包括：固溶强化是由于多方面的作用引起的，包括：• ①①溶质原子与位错发生弹性交互作用，固溶体中的溶溶质原子与位错发生弹性交互作用，固溶体中的溶质原子趋向于在位错周围的聚集分布，称为溶质原子质原子趋向于在位错周围的聚集分布，称为溶质原子气团，也就是柯垂耳气团，它将对位错的运动起到钉气团，也就是柯垂耳气团，它将对位错的运动起到钉扎作用，从而阻碍位错运动；扎作用，从而阻碍位错运动；• ②②静电交互作用，一般认为，位错周围畸变区的存在静电交互作用，一般认为，位错周围畸变区的存在将对固溶体中的电子云分布产生影响。

由于该畸变区将对固溶体中的电子云分布产生影响由于该畸变区应力状态不同溶质原子的额外自由电子从点阵压缩应力状态不同溶质原子的额外自由电子从点阵压缩区移向拉伸区，并使压缩区呈正电．而拉伸区呈负电区移向拉伸区，并使压缩区呈正电．而拉伸区呈负电，即形成了局部静电偶极其结果导致电离程度不同，即形成了局部静电偶极其结果导致电离程度不同的溶质离子与位错区发生短程的静电交互作用，溶质的溶质离子与位错区发生短程的静电交互作用，溶质离子或富集于拉伸区或富集在压缩区均产生固溶强化离子或富集于拉伸区或富集在压缩区均产生固溶强化 • ③ ③化学交互作用（化学交互作用（SuzukiSuzuki），这与晶体中的扩展位错），这与晶体中的扩展位错有关，由于层错能与化学成分相关，因此晶体中层错有关，由于层错能与化学成分相关，因此晶体中层错区的成分与其它地方存在一定差别，这种成分的偏聚区的成分与其它地方存在一定差别，这种成分的偏聚也会导致位错运动受阻，而且层错能下降会导致层错也会导致位错运动受阻，而且层错能下降会导致层错区增宽，这也会产生强化作用区增宽，这也会产生强化作用固溶强化是由于多方面的作用引起的，包括：2.2.屈服现象与应变时效屈服现象与应变时效•图图示示是是低低碳碳钢钢拉拉伸伸应应力力应应变变曲曲线线，，与与我我们们前前述述的的不不同同，，在在这这根根曲曲线线上上出出现现了了一一个个平平台台，，这这就就是是屈屈服服点点。

当当试试样样开开始始屈屈服服时时（（上上屈屈服服点点）），，应应力力发发生生突突然然下下降降，，然然后后在在较较低低水水平平上上作作小小幅幅波波动动（（下下屈屈服服点点）），，当当产产生生一一定定变变形形后后，，应应力力又又随随应应变变的的增加而增加，出现通常的规律增加而增加，出现通常的规律2.屈服现象与应变时效图示是低碳钢拉伸应力应变曲线，与我们前• 在屈服过程中，试样中各处的应变是不均匀的在屈服过程中，试样中各处的应变是不均匀的，当应力达到上屈服点时，首先在试样的应力，当应力达到上屈服点时，首先在试样的应力集中处开始塑性变形，这时能在试样表面观察集中处开始塑性变形，这时能在试样表面观察到与拉伸轴成到与拉伸轴成45°的应变痕迹，称为吕德斯（的应变痕迹，称为吕德斯（Lüders）带，同时应力下降到下屈服点，然后）带，同时应力下降到下屈服点，然后吕德斯带开始扩展，当吕德斯带扩展到整个试吕德斯带开始扩展，当吕德斯带扩展到整个试样截面后，这个平台延伸阶段就结束了拉伸样截面后，这个平台延伸阶段就结束了拉伸曲线上的波动表示形成新吕德斯带的过程曲线上的波动表示形成新吕德斯带的过程       在屈服过程中，试样中各处的应变是不均匀的，当应 屈服现象最初是在低碳钢中发现的，进一步研究发现屈服现象最初是在低碳钢中发现的，进一步研究发现，在其它一些晶体，如钼、铌、钛等一些金属以及铜，在其它一些晶体，如钼、铌、钛等一些金属以及铜晶须和硅、锗、晶须和硅、锗、LiFLiF晶体中都发现了屈服现象。

晶体中都发现了屈服现象柯氏气团理论：柯氏气团理论： 一一般般认认为为，，在在固固溶溶体体中中，，溶溶质质或或杂杂质质原原子子在在晶晶体体中中造造成成点点阵阵畸畸变变，，溶溶质质原原子子的的应应力力场场和和位位错错应应力力场场会会发发生生交交互互作作用用，，作作用用的的结结果果是是溶溶质质原原子子将将聚聚集集在在位位错错线线附附近近，，形形成成溶溶质质原原子子气气团团，，即即所所谓谓的的柯柯垂垂尔尔（（CottrellCottrell））气气团团由由于于这这种种交交互互作作用用，，体体系系的的能能量量处处于于较较低低状状态态，，只只有有在在较较大大的的应应力力作作用用下下，，位位错错才才能能脱脱离离溶溶质质原原子子的的钉钉扎扎，，表表现现为为应应力力－－应应变变曲曲线线上上的的上上屈屈服服点点；；当当位位错错挣挣脱脱气气团团的的束束缚缚，，继继续续滑滑移移时时，，就就不不需需要要开开始始时时那么大的应力，表现为应力－应变曲线上的下屈服点那么大的应力，表现为应力－应变曲线上的下屈服点            屈服现象最初是在低碳钢中发现的，进一•但是近些年来的研究发现，一些无位错晶体、离但是近些年来的研究发现，一些无位错晶体、离子晶体或者一些共价晶体，如铜晶须、子晶体或者一些共价晶体，如铜晶须、LiFLiF、硅、硅等中都发现了屈服现象，这就不能采用上述理论等中都发现了屈服现象，这就不能采用上述理论来进行解释了，说明产生屈服现象的原因不仅仅来进行解释了，说明产生屈服现象的原因不仅仅是上述理论。

是上述理论• 进一步的解释可以采用位错理论，材料的塑性进一步的解释可以采用位错理论，材料的塑性变形的应变速率是与晶体中可动位错密度、位错变形的应变速率是与晶体中可动位错密度、位错运动平均速度运动平均速度v v以及位错的柏氏矢量以及位错的柏氏矢量b b成正比，即：成正比，即：•• 而位错的平均运动速度而位错的平均运动速度v v又与材料所受应力又与材料所受应力t t相关：相关：• • •式中式中t t0 0为位错作单位速度运动所需的应力；为位错作单位速度运动所需的应力；m m' '与与材料有关，称为应力敏感指数；材料有关，称为应力敏感指数；但是近些年来的研究发现，一些无位错晶体、离子晶体或者一些共价•     •在拉伸时，拉伸夹头的速度接近定值，表明材在拉伸时，拉伸夹头的速度接近定值，表明材料的应变速率也接近恒定，而刚开始时晶体中料的应变速率也接近恒定，而刚开始时晶体中的位错密度较低，或虽有大量位错，但都被钉的位错密度较低，或虽有大量位错，但都被钉扎住，此时位错的平均运动速度必须较高，才扎住，此时位错的平均运动速度必须较高，才能保证晶体的变形，而位错变形速度的增加将能保证晶体的变形，而位错变形速度的增加将意味着所需的外力也将增加，这就是上屈服点意味着所需的外力也将增加，这就是上屈服点产生的原因；当塑性变形开始后，位错大量增产生的原因；当塑性变形开始后，位错大量增殖，位错密度迅速增加，此时必将导致位错运殖，位错密度迅速增加，此时必将导致位错运动速度的下降，也就意味着所需外力下降，这动速度的下降，也就意味着所需外力下降，这就是下屈服点产生的原因。

就是下屈服点产生的原因     应变时效• 研究发现，在低碳钢中，如果在试验之前对试研究发现，在低碳钢中，如果在试验之前对试样进行少量的预塑性变形，则屈服点可暂时不样进行少量的预塑性变形，则屈服点可暂时不出现但是如果经少量预变形后，将试样放置出现但是如果经少量预变形后，将试样放置一段时间或者稍微加热后，再进行拉伸就又可一段时间或者稍微加热后，再进行拉伸就又可以观察到屈服现象，不过此时的屈服强度会有以观察到屈服现象，不过此时的屈服强度会有所提高，如图所示，这就是应变时效现象所提高，如图所示，这就是应变时效现象应变时效 研究发现，在低碳钢中，如果在试验之前对试样进行少量柯氏气团理论解释应变时效：柯氏气团理论解释应变时效：          当卸载后，短时间内由于位错已经挣脱溶质原当卸载后，短时间内由于位错已经挣脱溶质原子的束缚，所以继续加载时不会出现屈服现象子的束缚，所以继续加载时不会出现屈服现象；当卸载后经历较长时间或短时加热后，溶质；当卸载后经历较长时间或短时加热后，溶质原子又会通过扩散重新聚集到位错线附近，所原子又会通过扩散重新聚集到位错线附近，所以继续进行拉伸时，又会出现屈服现象。

以继续进行拉伸时，又会出现屈服现象柯氏气团理论解释应变时效：二二. . 多相合金的塑性变形多相合金的塑性变形 •目前工程上使用的金属结构材料主要是两相或多相合金而目前工程上使用的金属结构材料主要是两相或多相合金而通过在合金中引入第二相的方式则是另一种重要的强化方式通过在合金中引入第二相的方式则是另一种重要的强化方式• 第二相的引入一般是通过加入合金元素并经过随后的加工或第二相的引入一般是通过加入合金元素并经过随后的加工或热处理等工艺过程获得热处理等工艺过程获得• 第二相的引入使得多元合金的塑性变形行为更加复杂，影响第二相的引入使得多元合金的塑性变形行为更加复杂，影响塑性变形的因素中，除了基体相和第二相的本身属性，如强塑性变形的因素中，除了基体相和第二相的本身属性，如强度、塑性、应变硬化特征等，还包括第二相的尺寸、形状、度、塑性、应变硬化特征等，还包括第二相的尺寸、形状、比例、分布以及两相间的界面匹配、界面能、界面结合等比例、分布以及两相间的界面匹配、界面能、界面结合等 根据第二相粒子的尺寸大小可将合金分为：根据第二相粒子的尺寸大小可将合金分为： (1) (1) 聚合型两相合金聚合型两相合金( (两相尺寸、性能相近两相尺寸、性能相近) ) (2) (2)弥散分布型两相合金弥散分布型两相合金( (两相尺寸、性能相差很大两相尺寸、性能相差很大) )二. 多相合金的塑性变形 目前工程上使用的金属结构材料主要是1.1.聚合型合金的塑性变形聚合型合金的塑性变形 • 该类合金具有较好的塑性,合金的变形能力取决与两相的体积分数。

可按照等应力(变)理论来计算合金在一定应变条件下的平均流度应力和在一定条件下的平均应变，则由混合律计算得而实际上当两相合金塑性变形时，滑移首先发生在较弱的相中；如果较强相很少时，则变形基本都发生在较弱相中；只有当较强相比例较大（>30%）时，较弱相不能连续，此时两相才会以接近的应变发生变形；当较强相含量很高（>70%）时，则成为基体，此时合金变形的主要特征将由它来决定1.聚合型合金的塑性变形  该类合金具有较好的塑性,合金的变•如如果果聚聚合合型型合合金金两两相相中中一一个个为为塑塑性性相相，，一一个个为为硬硬脆脆相相，，则则合合金金在在塑塑性性变变形形过过程程所所表表现现的性能与第二相的相对含量有关，还与第二相的形状、大小、分布有关的性能与第二相的相对含量有关，还与第二相的形状、大小、分布有关 如果聚合型合金两相中一个为塑性相，一个为硬脆相，则合金在塑性 (1) (1) 若若硬硬脆脆相相呈呈连连续续分分布布在在塑塑性性相相( (基基体体) )晶晶界界上上，，则则经经少少量量变变形形后后会会发发生生沿沿晶晶脆脆断断脆脆性性相相越越多多，，网网状状越越连连续续，，塑塑性性越越差差。

如如过过共共析析钢钢中中二二次次Fe3CFe3C呈呈网状分布于铁素体晶界上网状分布于铁素体晶界上 (2) (2) 若若硬硬脆脆相相呈呈层层片片状状分分布布在在基基体体相相中中，，由由于于变变形形主主要要集集中中在在基基体体相相中中，，且且位位错错移移动动被被限限制制在在很很短短距距离离内内，，增增加加了了继继续续变变形形的的阻阻力力，，使使其其强强度度提提高高如钢中的片状如钢中的片状P P由片状由片状αα和片状和片状FeFe3 3C C相间组成相间组成 (3) (3) 若若硬硬脆脆相相呈呈粒粒状状分分布布于于基基体体中中，，因因基基体体相相连连续续，，第第二二相相对对基基体体变变形形的的阻阻碍碍作作用用大大大大减减弱弱，，具具有有强强度度 和和 塑塑 性性 的的 配配 合合 如如 ：： 粒粒 状状 P P中中 FeFe3 3C C呈颗粒分布，钢具有良好的综合力学性能呈颗粒分布，钢具有良好的综合力学性能  (1) 若硬脆相呈连续分布在塑性相(基体)晶界上，则经少2.2.弥散分布型合金的塑性变形弥散分布型合金的塑性变形 •该合金中第二相粒子是通过对位错运动的阻碍作用而表现出来的。

第二相粒子通常分该合金中第二相粒子是通过对位错运动的阻碍作用而表现出来的第二相粒子通常分为两类：为两类： （（1 1）不可变形粒子）不可变形粒子 （（2 2）可变形粒子）可变形粒子 2.弥散分布型合金的塑性变形 该合金中第二相粒子是通过对位错（（1 1）不可变形粒子的强化作用）不可变形粒子的强化作用 •当当运运动动位位错错与与颗颗粒粒相相遇遇时时，，由由于于颗颗粒粒的的阻阻挡挡，，使使位位错错线线绕绕着着颗颗粒粒发发生生弯弯曲曲；；随随着着外外加加应应力力的的增增加加，，弯弯曲曲加加剧剧，，最最终终围围绕绕颗颗粒粒的的位位错错相相遇遇，，并并在在相相遇遇点点抵抵消消，，在在颗颗粒粒周周围围留留下下一一个个位位错错环环，，而而位位错错线线将将继继续续前前进进，，很很明明显显，，这这个个过过程程需需要要额额外外做做功功，，同同时时位位错错环环将将对对后后续续位位错错产产生生进进一一步步的的阻阻碍碍作作用用，，这这些些都都将将导致材料强度的上升导致材料强度的上升1）不可变形粒子的强化作用 当运动位错与颗粒相遇时，由于颗•根据前述位错理论，位错弯曲至半径根据前述位错理论，位错弯曲至半径R时所需时所需切应力为：切应力为：• •而当而当R为颗粒间距为颗粒间距l一半时，所需切应力最小：一半时，所需切应力最小：• 这是一临界值，只有外加切应力大于上述临界这是一临界值，只有外加切应力大于上述临界值时，位错线才能绕过去。

值时，位错线才能绕过去 因此，因此，τ∝ 1/λτ∝ 1/λ，粒子越多，粒子越多, , λλ越小，越小，ττ大大. .强化效果愈明显减小粒子尺强化效果愈明显减小粒子尺寸或提高粒子的体积分数都可以合金强度提高寸或提高粒子的体积分数都可以合金强度提高 例如：烧结铝利用粉末冶金方法再加上冷挤压例如：烧结铝利用粉末冶金方法再加上冷挤压加工得到在加工得到在AlAl基体上分布着基体上分布着Al2O3Al2O3粒子的合金粒子的合金具有很高的强度和优良的耐热性具有很高的强度和优良的耐热性 根据前述位错理论，位错弯曲至半径R时所需切应力为：(2) (2) 可变形微粒的强化作用可变形微粒的强化作用       当当第第二二相相颗颗粒粒为为可可变变形形颗颗粒粒时时，，位位错错将将切切过过颗颗粒粒，，如如图图所所示示此此时时强强化化作作用用主主要要决决定定于于粒粒子子本本身身的性质以及其与基体的联系，其强化机制较复杂的性质以及其与基体的联系，其强化机制较复杂(2) 可变形微粒的强化作用       当第二相颗粒为可变 可变形粒子的主要作用有以下几方面：可变形粒子的主要作用有以下几方面： 1 1 位位错错切切过过粒粒子子时时, ,粒粒子子产产生生宽宽度度为为b b的的台台阶阶，，出出现了新的表面积，界面能升高。

现了新的表面积，界面能升高 2 2 当当粒粒子子为为有有序序结结构构时时，，位位错错切切过过粒粒子子会会产产生生反反相畴界，使能量升高相畴界，使能量升高 3 3 位位错错切切过过粒粒子子时时，，引引起起滑滑移移面面上上原原子子错错排排，，需需要做功，给位错运动带来困难要做功，给位错运动带来困难 4 4 粒粒子子周周围围产产生生弹弹性性应应力力场场与与位位错错发发生生交交互互作作用用，阻碍位错运动阻碍位错运动 5 5 位错切过后产生一割阶，阻碍位错运动位错切过后产生一割阶，阻碍位错运动 6 6 若若扩扩展展位位错错通通过过后后，，其其宽宽度度发发生生变变化化，，引引起起能能量升高 以上这些作用使合金的强度提高以上这些作用使合金的强度提高  可变形粒子的主要作用有以下几方面：5.2.4 5.2.4 塑性变形对材料组织和性能的影响塑性变形对材料组织和性能的影响 塑性变形对材料组织和性能的影响塑性变形对材料组织和性能的影响 主要表现在以下方面：主要表现在以下方面：•显微组织变化：包括晶粒形状的变化显微组织变化：包括晶粒形状的变化 、亚结构的变化、形变织构、亚结构的变化、形变织构 •性能的变化性能的变化 ：包括加工硬化、力学性能、物理性能、化学性能：包括加工硬化、力学性能、物理性能、化学性能 5.2.4 塑性变形对材料组织和性能的影响      塑性变 经塑性变形后材料的显微组织变化：经塑性变形后材料的显微组织变化： 1. 1. 晶粒形状的变化晶粒形状的变化 （（1 1）出现了大量的滑移带和孪晶带。

出现了大量的滑移带和孪晶带 （（2 2））晶晶粒粒形形状状发发生生了了变变化化随随变变形形度度增增大大，，等等轴轴状状晶晶粒粒—→→扁扁平平晶晶粒粒—→→纤纤维维组组织织（（fiber fiber microstructuremicrostructure））纤纤维维组组织织分分布布方方向向是是材材料料流流变伸展方向变伸展方向 （（3 3）当金属中组织不均匀，如有枝晶偏析或夹）当金属中组织不均匀，如有枝晶偏析或夹杂物时，塑性变形使这些区域伸长，这在后序的杂物时，塑性变形使这些区域伸长，这在后序的热加工或热处理过程中会出现带状组织（热加工或热处理过程中会出现带状组织（band band microstructuremicrostructure）       经塑性变形后材料的显微组织变化：30%压缩率（3000×）50%压缩率（3000×）99%压缩率（3000×）30%压缩率（3000×）50%压缩率（3000×）99% 2. 2. 亚结构（亚结构（subsub—graingrain）的变化）的变化•金属晶体在塑性变形的进行，位错密度迅速提金属晶体在塑性变形的进行，位错密度迅速提高，例如可从变形前经退火的高，例如可从变形前经退火的10106 6-10-101010/cm/cm2 2增至增至10101111－－10101212/cm/cm2 2。

• 通过透射电子显微镜对薄膜样品的观察可以发通过透射电子显微镜对薄膜样品的观察可以发现，经塑性变形后，多数金属晶体中的位错分现，经塑性变形后，多数金属晶体中的位错分布不均匀，当形变量较小时，形成位错缠结结布不均匀，当形变量较小时，形成位错缠结结构；当变形量继续增加时，大量位错发生聚集构；当变形量继续增加时，大量位错发生聚集，形成胞状亚结构，胞壁由位错构成，胞内位，形成胞状亚结构，胞壁由位错构成，胞内位错密度较低，相邻胞间存在微小取向差；随着错密度较低，相邻胞间存在微小取向差；随着形变量的增加，这种胞的尺寸减小，数量增加形变量的增加，这种胞的尺寸减小，数量增加；如果变形量非常大时，如强烈冷变形或拉丝；如果变形量非常大时，如强烈冷变形或拉丝，则会构成大量排列紧密的细长条状形变胞，，则会构成大量排列紧密的细长条状形变胞，如图所示如图所示 2. 亚结构（sub—grain）的变化30%压缩率（30000×） 50%压缩率（30000×） 99%压缩率（30000×）30%压缩率（30000×） 50%压缩率（30000×）          研究表明，胞状亚结构的形成与否与材料的层研究表明，胞状亚结构的形成与否与材料的层错能有关，一般来说，高层错能晶体易形成胞错能有关，一般来说，高层错能晶体易形成胞状亚结构，而低层错能晶体形成这种结构的倾状亚结构，而低层错能晶体形成这种结构的倾向较小。

这是由于对层错能高的金属而言，在向较小这是由于对层错能高的金属而言，在变形过程中，位错不易分解，在遇到阻碍时，变形过程中，位错不易分解，在遇到阻碍时，可以通过交滑移继续运动，直到与其它位错相可以通过交滑移继续运动，直到与其它位错相遇缠结，从而形成位错聚集区域（胞壁）和少遇缠结，从而形成位错聚集区域（胞壁）和少位错区域（胞内）层错能低的金属由于其位位错区域（胞内）层错能低的金属由于其位错易分解，不易交滑移，其运动性差，因而通错易分解，不易交滑移，其运动性差，因而通常只形成分布较均匀的复杂位错结构常只形成分布较均匀的复杂位错结构         研究表明，胞状亚结构的形成与否与材料的层错3 3性能的变化性能的变化     （1）加工硬化       下图是工业纯铜经不同程度冷变形后的性能下图是工业纯铜经不同程度冷变形后的性能变化情况从中可以明显看出随着形变量的增加，变化情况从中可以明显看出随着形变量的增加，晶体的强度指标增加、塑性指标下降的规律晶体的强度指标增加、塑性指标下降的规律3性能的变化     （1）加工硬化             金属的加工硬化特性可以从其应力－应变曲线上反映金属的加工硬化特性可以从其应力－应变曲线上反映出来。

下图是单晶体的应力－应变曲线，图中该曲线出来下图是单晶体的应力－应变曲线，图中该曲线的斜率，称为硬化系数根据曲线的变化，单晶体的的斜率，称为硬化系数根据曲线的变化，单晶体的塑性变形可划分为三个阶段描述：塑性变形可划分为三个阶段描述：第第I I阶段，易滑移阶段，硬化效应也较小，在阶段，易滑移阶段，硬化效应也较小，在1010-4-4G G左右第第IIII阶段，线性硬化阶段，滑移可以在几组相交的滑移阶段，线性硬化阶段，滑移可以在几组相交的滑移面中发生，由于运动位错之间的交互作用及其所形成面中发生，由于运动位错之间的交互作用及其所形成不利于滑移的结构状态，其硬化系数急剧增大，一般不利于滑移的结构状态，其硬化系数急剧增大，一般恒定在恒定在3×103×10-2-2G G 第第IIIIII阶段，抛物线型硬化阶段，已产生的滑移障碍将阶段，抛物线型硬化阶段，已产生的滑移障碍将逐渐被克服，并通过交滑移的方式继续进行变形逐渐被克服，并通过交滑移的方式继续进行变形             金属的加工硬化特性可以从其应力－应 实实际际各各晶晶体体的的加加工工硬硬化化曲曲线线因因其其晶晶代代表表结结构构类类型型、、取取向向、、杂杂质质含含量量及及温温度度等等因因素素的的不不同同而而有有所变化。

其情况如下图所示：所变化其情况如下图所示： (1) fcc(1) fcc和和bccbcc显示出典型的三个阶段硬化；显示出典型的三个阶段硬化； (2) (2) hcphcp初初始始阶阶段段与与fccfcc相相近近，，但但hcphcp第第一一阶阶段段远远远远超过了超过了fccfcc和和bccbcc；； (3) (3) 当当bccbcc含含有有杂杂质质原原子子，，因因杂杂质质原原子子与与位位错错交交互互作用，将产生屈服现象并使曲线发生变化作用，将产生屈服现象并使曲线发生变化 从以上分析可知，塑性变形过程中位错密度的从以上分析可知，塑性变形过程中位错密度的增加及其所产生的钉扎作用是导致加工硬化的增加及其所产生的钉扎作用是导致加工硬化的决定性因素决定性因素      实际各晶体的加工硬化曲线因其晶代表结构类型、取向、《晶体的塑性变形》PPT课件加工硬化理论：加工硬化理论：金属流变应力金属流变应力σb与与ρ之间的关系为：之间的关系为： σb=αGbρ½ 或或 τ= τ0 +αGbρ½ 加工硬化理论：（2）其他性能的变化         经塑性变形后的金属，由于点阵畸变、位错与空位等晶体缺陷的增加，其物理性能和化学性能也会发生一定的变化。

如电阻率增加，电阻温度系数降低，磁滞与矫顽力略有增加而磁导率、热导率下降此外，由于原子活动能力增大，还会使扩散加速，抗腐蚀性减弱2）其他性能的变化4. 4. 形变织构形变织构 如如同同单单晶晶形形变变时时晶晶面面转转动动一一样样，，多多晶晶体体变变形形时时，，各各晶晶粒粒的的滑滑移移也也将将使使滑滑移移面面发发生生转转动动，，由由于于转转动动是是有有一一定定规规律律的的，，因因此此当当塑塑性性变变形形量量不不断断增增加加时时，，多多晶晶体体中中原原本本取取向向随随机机的的各各个个晶晶粒粒会会逐逐渐渐调调整整到到其其取取向向趋趋于于一一致致，，这这样样就就使使经经过过强强烈烈变变形形后后的的多晶体材料形成了择优取向，即形变织构多晶体材料形成了择优取向，即形变织构 类型及特征类型及特征 ① ① 丝丝 织织 构构 （（ fiber/wire fiber/wire texturetexture）及特征：用）及特征：用表示表示 ② ② 板织构（板织构（rolling rolling texturetexture）及特征：用｛）及特征：用｛hklhkl｝｝表表示示 4. 形变织构《晶体的塑性变形》PPT课件《晶体的塑性变形》PPT课件5.5.残余应力残余应力        对对金金属属进进行行塑塑性性变变形形需需要要做做大大量量的的功功，，其其中中绝绝大大部部分分都都以以热热量量的的形形式式散散发发了了，，一一般般只只有有不不到到10%10%被被保保留留在在金金属属内内部部，，即即塑塑性性变变形形的的储储存存能能，，其其大大小小与与变变形形量量、、变变形形方方式式、、温温度度以以及及材材料料本本身身的的一一些些性性质质有有关关这这部部分分储储存存能能在在材材料料中中以以残残余余应应力力的的方方式式表表现现出出来来，，残残余余应应力力是是材材料料内内部部各各部部分分之之间间不不均均匀匀变变形形引引起起的的，，是是一一种种内内应应力力，，对对材材料料整整体体而而言言处处于于平平衡衡状状态态。

就就残残余余应应力平衡范围的大小，可将其进一步分为三类：力平衡范围的大小，可将其进一步分为三类：5.残余应力        对金属进行塑性变形需要做大量的功 •第一类内应力，又称宏观残余应力，作用范围工第一类内应力，又称宏观残余应力，作用范围工件尺度；例如，金属线材经拔丝模变形加工时，件尺度；例如，金属线材经拔丝模变形加工时，由于模壁的阻力作用，冷拔材的表面较心部变形由于模壁的阻力作用，冷拔材的表面较心部变形少，故表面受拉应力，而心部则受压应力于是少，故表面受拉应力，而心部则受压应力于是，两种符号相反的宏观应力彼此平衡，共存在工，两种符号相反的宏观应力彼此平衡，共存在工件之内• 第二类内应力，又称微观残余应力，作用范围晶第二类内应力，又称微观残余应力，作用范围晶粒尺度；它是由晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀粒尺度；它是由晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀性产生的其作用范围与晶粒尺寸相当性产生的其作用范围与晶粒尺寸相当• 第三类内应力，又称点阵畸变，作用范围点阵尺第三类内应力，又称点阵畸变，作用范围点阵尺度，由于在形变过程中形成了大量点阵缺陷所致度，由于在形变过程中形成了大量点阵缺陷所致，这部分能量占整个储存能中的绝大部分。

这部分能量占整个储存能中的绝大部分 第一类内应力，又称宏观残余应力，作用范围工件尺度；例如，金98可编辑感感谢下下载100可编辑感谢下载感谢聆听。