2-塑性物理基础

2）静态再结晶 冷变形金属加热到更高的温度后，在原来变形的金属中 会重新形成新的无畸变的等轴晶，直至完全取代金属的冷 变形组织，这个过程称为金属的再结晶。 （2）动态回复 动态回复是在热塑性变形过程中发生的回复，动态回复主 要是通过位错的攀移、交滑移等来实现的。 （3）动态再结晶 动态再结晶是在热塑性变形过程中发生的再结晶。动态再 晶和静态再结晶基本一样，也是通过形核和长大来完成， 其机理也是如前述，是大角度晶界（或亚晶界）向高位错 密度区域的迁移
滑移面---原子的密排面
滑移方向—原子排列的最密方向
AA面的原子间距大，易形成滑移面 BB面的原子间距小，不易形成滑移面
当晶体受力时 ，由于 各个滑移系相对于外力的 空间位向不同，其上所作 用的切应力分量的大小也 必然不同。现设某一晶体 作用有由拉力 P引起的拉 伸应力σ，其滑移面的法 线方向与拉伸轴的夹角为 φ，面上的滑移方向与拉 伸轴的夹角为λ，通过简 单的静力学分析可知，在 此滑移方向上的切应力分 量为 ： τ=σcosυcosλ
（1）静态回复和再结晶
若从热力学的角度来 看，变形引起了金属内 能的增加，而处于不稳 定的高自由能状态，具 有向变形前低自由能状 态的自发恢复的趋势
1）静态回复 金属物理性能和微细结构发生 变化，强度、硬度有所降低， 塑性、韧性有所提高；但显微 组织没有什么，使点缺陷和 位错发生运动，从而改变了它 们的数量和分布状态。 在整个回复阶段，点缺陷减少，位错密度有所下降，位错 分布形态经过重新调整和组合而处于低能态，位错发团变 薄、网络更清晰。 去应力退火是回复在金属加工中的应 用之一。
2.1.2 塑性变形的特点
1）各晶粒变形的不同时性 塑性变形首先在位向有利的晶粒内发生,位错源开 动,但其中的位错却无法移出此晶粒,而是在晶界处塞积。 位错塞积产生的应力场越过晶界作用到相邻晶粒上,使其
得到附加应力。随外加应力的增大,最终使相邻位向不利
的晶粒中滑移系的剪应力分量达到临界值而开动起来,同 时也使原来的位错塞积得到释放,位错运动移出晶粒。如 此持续运作,使更多晶粒参与变形。
Sb，BI等菱方结构金属几乎全部为孪生变形。
（2）晶间变形
晶间变形的主要方式是晶粒之间相互滑动和转动， 如图所示，多晶体受力变形时，沿晶界处可能产生切应
力，当此切应力足以克服晶粒彼此间相对滑移的阻力时， 便发生相对滑动。另外，由于各晶粒所处位向不同，其
变形情况及难易程度亦不相同。这样，在相邻晶粒间不然
体心立方晶 面心立方晶 立心立方晶
2.1.1 塑性变形机理—晶内变形
(1)晶内变形 滑移和孪生。
晶间变形
1）滑移
滑移变形是主要的，孪生变形是次要的，在体心 和密排中孪生也起到重要的作用。 晶体的一部分沿一定的界面和晶向相对于另一部分 产生相对移动或切变。这一晶面和晶向称为滑移面和 滑移方向（滑移系）
令μ=cosφcosλ，称为取向因子。 若φ=λ=450,则μ=μmax=0.5, τ=τmax=σ/2 软取向 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。 而当φ=900,λ=00或φ=00,λ=900时， μ=τ=0 硬取向 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。
（2）性能的变化
其中变化最显著 的是金属的力学性能， 即随着变形程度的增加， 金属的强度、硬度增加， 而塑性韧性降低，这种 现象称为加工硬化。
45号钢
对于不能用热处理方法强化的材料，借助冷塑性变 形来提高其力学性能就显得更为重要。 最后还要指出，加工硬化对金属塑性成形也有不利 的一面。它使金属的塑性下降，变形抗力升高，继续变 形越来越困难，特别是对于高硬化速率金属的多道次成 形更是如此。
（2）各晶粒变形的相互协调性
晶粒的变形需要相互协调配合，如此才能保持晶粒之
间的连续性，即变形不是孤立和任意的。
（3）变形的不均匀性
软位向的晶粒先变形，硬位向的晶粒后变形，其结
果必然是各晶粒变形量的差异，这是由多晶体的结构
特点所决定的。
在不同总变形量多晶体铝试样中部分晶粒的变形分布
2.1.3 合金的塑性变形
位错的基本理论—微观
刃型位错 正刃型 负刃型
螺旋位错 右螺旋 左螺旋
位错密度ρ=s/v V—体积 ，S， 该体积中位错的总长度 退火：106-10 8 cm-2 强烈冷变形：1011-10 12 cm-2 影响，强度和变形 ρ增加，强度大，不易变形。
2）孪生（孪晶） 晶体在 切应力作用下，晶 体的一部分沿着一定的晶面 （称为孪生面）和一定的晶 向（称为孪生方向）发生。 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的临界切应力，所以滑 移是优先的变形方式，只有在很低的温度下，由于孪生 的临界切应力低于滑移的临界切应力，这时孪生才能发 生。孪生变形后由于变形部分位向改变，可能变得有利 于滑移，于是晶体又开始滑移，二者交替地进行。
板织构示意 a) 轧制前 b）轧制后
因板织构所造成的“制耳” a) 无制耳 b) 有制耳
（4）晶粒内产生胞状亚结构
塑性变形主要是借位错的运动而进行的。经大 变形后，位错密度可从退火状态的106～107cm-2增加 到1011～1012cm-2。位错运动及交互作用结果，其分 布是不均匀的。它们先是比较纷乱地纠缠成群，形 成“位错缠结”。如果变形量增大，就形成胞状亚 结构。
2）锻合内部缺陷铸 态金属中疏松、空隙和
微裂纹等缺陷被压实，
提高金属致密度。锻合 经历两个阶段：缺陷区 发生塑性变形，使空隙 两壁闭合；在压应力作 用下，加上高温，使金属焊合成一体。没有足够大的 变形，不能实现空隙闭合，很难达到宏观缺陷焊合。 足够大三向压应力，能实现微观缺陷锻合。
3）破碎并改善碳化物和非金属夹杂物在钢中的分布
(3)间隙溶质原子比臵换溶质原子强化作用大。
(4)溶质与基体价电子数差越大，强化作用越强。
屈服和应变时效
（2）多相固溶体合金的塑性变形
第二相的获得：相变热处理，粉末冶金 两相合金类型：聚合型，弥散型 聚合型两相合金的变形 两相的塑性都较好 变形阻力取决于两相的体积分数： 等应变理论： 等应力理论： 只有第二相较强时，合金才能强化。 第二相为硬脆相 合金性能除了与两相相对含量有关外，还取决于脆性相的形状 和分布。 (1)连续网状第二相：使合金塑形变差，强度降低 (2)层片状第二相：使强度提高， (3)粗颗粒状第二相：强度降低，塑性、韧性改善
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。 2）晶粒内产生亚结构
丝织 构示意图 a）拉拔前 b）拉拔后 3）晶粒位向改变（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，称为 “ 变形织构 ” 。
第二章 金属塑性变形的物理基础
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 金属的超塑性变形(略讲)
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
体心立方结构、面心立方结构和密排六方结构
体心立方结构
特点：9个原子，每个对及晶胞中有有一个原子 晶胞中的原子数 8×（1／8）+1＝2 致密度：0.68 原子排列的紧密程度-原子所占体积与细胞体积之比 典型金属：Cr，V，α-Fe，β-Ti等。
引起力的相互作用，而可能产生一对力偶，造成晶粒间
的相互转动。
晶界特征
1）该处原子的排列不规则，常温下阻碍金属的塑性 变形，宏观表现上晶界处较晶粒内部的有更高的强度和 硬度高，高温则相反。常温下晶粒细，强度和硬度高。 2）抗腐蚀能力差：晶界的能量高，原子处于不稳定状 态，在腐蚀的环境下，晶界首先被破坏。 3）熔点低：金属的融化首先从晶界开式 4）内吸附：某些能降低晶界能的金属元素或非金属 元素，优先富集于晶界层 5）晶界处的电阻较高
弥散型两相合金的塑性变形
两种类型：
(1)不可变形微粒的强化作用：位错绕过机制 第二相微粒间距越小，强化效果越好
(2)可变形微粒的强化作用： 位错切过机制 需要错排能 需要反相畴界能 需要表面能 弹性应力场与位错作用，阻碍其运动 位错能量、线张力变化
2.1.4 冷塑性变形对金属组织和性能的影响
（1）组织的变化 1）晶粒形状的变化
性、韧性指标最为显著。
超塑性的一般理解：
金属和合金具有超常的均匀变形能力，其伸长率可 以达到百分之几百、甚至百分之几千。
至今仍无物理本质上的确切定义。
2.3 金属的超塑性变形
超塑性变形的一般特点：
1、大伸长率； 2、无缩颈； 3、低流动应力； 4、易成形。
2.3.1 超塑性成形实例
Bi-44Sn挤压材料在慢速拉伸下出现异常大的延伸率现象 （δ ＝1950％），左为拉伸前的试样。
2.2金属热态下的塑性变形
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。
2.2.1 热塑性变形时的软化过程
按其性质可分为以下几种：动态回复，动态再结晶， 静态回复，静态再结晶，亚静态再结晶等。动态回复和 动态再结晶是在热塑性变形过程发生的；而静态回复、 静态再结晶和亚动态再结晶则是在热变形的间歇或热变 形后，利用金属的高温余热进行。
高速钢、高铬钢、高碳工具钢等，其内部含有大量
的碳化物。通过锻造或轧制，可使这些碳化物被打碎、
并均匀分布，从而改善了它们对金属基体的削弱作用。
4）形成纤维组织 在热变形过程中，随变形程度增加，钢锭内粗大树枝 晶沿主变形方向伸长，与此同时，晶间富集的杂质和非 金属夹杂物的走向也逐渐与主变形方向一致，形成流线。
由于再结晶的结果，被拉长的晶粒变成细小的等轴晶，
而流线却很稳定地保留下来直至室温。