第7章 变形.pptVIP

塑性变形过程——均匀变形 塑性变形过程——颈缩 塑性变形过程——断裂 滑移过程说明 外力在滑移方向上的分切应力： 临界分切应力与首开滑移系 各层(111)面都相对于其邻面沿 方向产生一个位移量为 的均匀切变。使切变部分与未变形部分以孪晶面为分界面，形成对称镜面结构。两个孪晶界各成镜面对称。 孪生变形特点 外发式，极高速度长大，伴随应力集中的松驰，孪生的应力-应变曲线为金属齿状。 孪生贡献的滑移量少，仅7.2%。但孪晶的形成改变了晶体的位向，从而使某些原处于不利的滑移系转换到有利于发生滑移的位置。激发进一步的滑移和晶体继续变形。这对hcp金属尤为重要。 孪生出现彼此相交时，会引起应力的高度集中，可能产生微裂纹。 滑移与孪生在晶体表面变化 θ=dτ/dγ——加工硬化系数。 第Ⅰ阶段：易滑移阶段。切应力达到晶体的临界分切应力时，一个滑移系开动，阻力小，加工硬化效应小。 易滑移阶段，滑移线长直而且稀，基本都是平行位错的滑移。 第Ⅱ阶段：线性硬化阶段，滑移在几组相交的滑移面中发生，位错交割、增殖、塞积相继发生，位错运动阻力加大，θⅡ=3×10-3G，滑移线短而密，互相相交。 第Ⅲ阶段：抛物线硬化阶段。应力进一步增高，将逐渐以交滑移克服滑移障碍，使变形易于进行，应力上升缓慢，θⅢ逐渐下降。 金属越纯，Ⅰ阶段越短，θI变化不大； 力轴相对为晶体的软取向时，形变主要是单系滑移，Ⅰ阶段长，θI 小；硬取向时，一开始就是多系滑移，Ⅰ阶段短，θI大。 取向对第Ⅱ阶段影响小。 形变温度低，Ⅰ、Ⅱ阶段就长，θI与θII与温度无关。 第三阶段开始时的应力τⅢ对温度非常敏感，温度越高， τⅢ越小。 晶体愈小，位错易于滑出晶体，第Ⅰ段长。 层错能高的材料在较小的应力下就能发生交滑移，第Ⅱ阶段短，第Ⅲ段很早就会出现。 六方晶体仅有一组平行的滑移面滑移，Ⅰ阶段长。 fcc、bcc晶体，非常易发生多系滑移，难看到Ⅰ段，但bcc晶体中如有夹杂，C、N等间隙原子，与位错发生交互作用产生屈服现象，使曲线有所改变。 多晶体塑性变形的特点： 不同时性，有先后之分； 变形是连续的，延伸率变化是连续的； 靠近晶界处延伸率小，变形小，阻力大； 细晶粒形变长且强度高，大晶粒形变不均匀； 取向差越大，需要更多滑移系开动来协调，则互相交割和缠结的现象增多。 高温下晶界的弱化作用 高温时由于原子活动能力增大以及原子沿晶界的扩散速率加快，晶界有粘滞特性，减弱了对变形的阻碍作用。此时，多晶体塑性变形以沿晶界发生相对滑动方式进行，区域层薄，且易回复软化，使变形能继续进行。 (2) 晶粒大小对材料塑性的影响 （2）第二相不能变形时 ● 可变形颗粒增大，与基体非共格。 位错绕过机制（奥罗万机制，Orowan mechanism） λ：粒子间距；G：切变模量；b：柏氏矢量 ● 相同体积分数下，第二相越小，λ越小，强化效果越好——弥散强化 条件： ● 第二相硬、脆； 强化机理： 迫使位错线弯曲到曲率半径为R时所需的切应力： 1. 显微组织的变化 ● 晶粒沿形变方向被拉长—— 纤维状 ● 夹杂物和第二相： 塑性好的被拉长， 塑性差的破裂。 7.6 塑性变形对材料组织与性能的影响 一、形变金属的组织结构 2. 亚结构的变化(sub-structure)： ①晶粒内部位错密度(dislocation density)增加; ②位错缠结(dislocation tangle); ③形成位错胞状亚结构 ——形变亚晶 (deformation substructure)。 对于层错能较高的金属和合金（如铁、铝等），其扩展位错区较窄，可通过束集而发生交滑移，故在变形过程中经位错的增殖和交互作用，容易出现明显的胞状结构； 胞状亚结构的形成不仅与变形程度有关，而且还取决于材料类型。 而层错能较低的材料（如不锈钢、α黄铜），其扩展位错区较宽，使交滑移很困难，因此在这类材料中易观察到位错塞积群的存在，由于位错的移动性差，形变后大量的位错杂乱地排列于晶体中，构成较为均匀分布的复杂网络，故这类材料即使在大量变形时，出现胞状亚结构的倾向性较小。 3. 形变织构(deformation texture) 2) 成因：塑性变形中，随着变形程度的增加，各个晶粒某个相同的滑移系都逐渐转向与拉力轴平行，趋于一致，这种现象称为择优取向 (preferred orientation)，这种组织状态称为形变织构(deformation texture)。 ● 丝织构(fiber texture)： 某一晶向大致与拔丝方向一致； ●