固熔体的塑性变形固熔强化.PPT

6.4 合金的塑性变形 合金化是提高材料强度的重要方法。合金塑性变形的基本方式仍是滑移和孪生。 6.4.1 固熔体的塑性变形 6.4.1.1 固熔强化：随熔质原子含量的增加，单相固熔体合金的强度、硬度不断增加，塑性、韧性不断下降，这种现象叫固熔强化(solid solution strengthening )。 熔质原子的加入不但能提高材料的屈服强度σs和应力水平，而且能提高加工硬化速度(曲线斜率增大)。 影响固熔强化的一般规律： 1 熔质原子不同，强化效果不同；熔质原子浓度越高，强化作用越大，低浓度时效果更明显。 2 熔质原子与基体原子的尺寸相差越大，效果越明显。 3 形成间隙固熔体的熔质元素比形成置换固熔体的熔质元素的强化作用更大。 4 熔质原子与基体原子的价电子数相差越大，强化作用越大。 固熔强化的实质是熔质原子与位错的弹性交互作用、电交互作用和化学交互作用阻碍了位错的运动，其中弹性交互作用最强。 以正刃位错为例：较大的置换型熔质原子容易积聚在位错下方，较小的容易积聚在位错上方；而间隙型原子总是积聚在位错下方。 熔质原子与位错弹性交互作用的结果使熔质原子积聚在减小晶格畸变的位置，减低了体系能量，使体系更稳定，这种结构称为“柯氏(Cotrell)气团”。 柯氏气团对位错有钉扎作用，因此固熔体合金变形抗力要高于纯金属。 Cottrell气团 在刃位错的拉应力区分布着碳原子列，使总弹性应变能下降，晶体处于稳定状态。与此类似，大的溶质原子将向拉应力区“凝聚”，小的溶质原子倾向于压应力区“凝聚”，形成饱和柯氏气团。 Cottrell气团 当具有柯氏气团的位错在外力作用下，欲离开溶质原子时，势必升高应变能。这相当溶质原子对位错有钉扎作用，阻碍了位错的移动，是固溶强化的重要原因。 位错的移动速度小于溶质迁移速度，位错将拖着气团一起运动；位错运动速度大于溶质迁移速度时，将挣脱气团而独立运动。 无论是哪种情况，均使位错移动阻力增大，使金属强度增高。 6.4.1.2 屈服和应 变时效：图示为 低碳钢的典型应 力-应变曲线，具 有明显的屈服点。 试样在上屈服点 发生明显塑性变 形，应力突然下 降到下屈服点。然后发生连续变形，形成具有微小波动的屈服平台。曲线后半部分与延性材料的拉伸曲线相同。 在延伸阶段，试样的应变是不均匀的。开始变形时会在样品表面出现与拉伸轴呈45o交角的应变痕，称为吕德斯(Lüders)带，应力同时下降到下屈服点。 屈服延伸阶段，吕德斯带沿拉伸方向展开。如果有多个吕德斯带出现，则会有应力波动。当屈服扩展到整个试样时，屈服延伸即告结束。 将试样拉伸到有轻微塑性变形后撤去载荷，称为预塑性变形。预塑性变形后立即加载拉伸，则拉伸曲线没有屈服点；若放置较长时间或 200oC短时加热后再 拉伸，则屈服点又 重新出现，且屈服 应力有所提高。此 现象称为应变时效。 屈服点的出现与金属中存在的微量熔质有关。熔质原子在位错处形成的柯氏气团对位错有钉扎作用，会导致屈服极限σs提高(上屈服点)，而位错一旦挣脱气团的钉扎，便可以在较小的应力下继续运动，较小应力对应于拉伸曲线的下曲服点。 已经屈服的试样卸载后立即加载拉伸，由于位错已脱离气团钉扎，故不在出现上屈服点。 卸载后放置较长时间或短时加热，熔质原子又通过扩散重新在位错处形成柯氏气团，屈服点又重新出现。 屈服点的出现还与位错增殖有关。晶体塑性变形会引发大量的位错增殖，如F-R源和双交滑移等，位错大量增殖后，晶体内能增大，在维持一定的应变速率时，所需要的流变应力flow stress(维持均匀塑性变形所需的外力)相应减小，因此出现下屈服点。 屈服现象会使金属在冷冲压成型时出现吕德斯带，造成工件表面粗糙不平。为此可利用应变时效原理，在冲压前作一次微量冷冲，或向材料中加入适量的、能与间隙原子形成化合物的元素，有利于减少柯氏气团，消除屈服点。 6.4.2 多相合金的塑性变形：单相合金可借固熔强化提高强度，但提高程度有限。通常使用的金属材料大多是两相或多相合金。 两相合金的第二相可通过相变热处理(沉淀强化precipitation strength ，时效强化ageing strengthening)或粉末冶金方法(弥散强化dispersion strengthening)获得。 第二相粒子尺寸与基体晶粒相当的称为聚合型合金；第二相很细且弥散分布于基体中的称弥散型合金。 6.4.2.1 聚合型两相合金的变形：如果两相都具有较好塑性，则合金变形阻力取决于两相的体积分数。可按等应变理论或等应力理论计算的平均流变应力或平均应变。 等应变理论假定塑性变形过程中两相应变相等，合金产生一定应变的流变应力为： σ=φ1σ1+φ2σ2