课件：第三章晶体的范性变形.ppt

第三章 晶体的范性变形 (p161),1,研究内容,材料力学性能的基本特征 研究这些性能的变化规律 引起这些性能变化的物理本质,2,研究范围,宏观性能 组织结构 原子结构 材料学 材料物理 固体物理 从研究应力-应变曲线开始，到用位错理论研究材料的变形及断裂过程。,3,基本观点,应用 性能 结构 成分、工艺 设备 宏观规律 内在变化及原因 影响因素 市场,4,研究方法,黑箱法：从输入和输出的实验关系定义和理解性能， 如 Hook定律：=E 相关法：建立性能与结构的相关关系， 如 Hall-petch关系：s=0+kd1/2 （p172） 过程法：通过内因与外因的关系研究，回答“为什么”的问题。 如对于s=0+kd1/2 ，应用屈服过程的位错理论，导出实验系数的表达式： 0 =m0；k=m2*r1/2 m：取向因子； 0：基体对位错运动的摩擦阻力； *：启动位错所需的切应力；r：位错源与位错塞积处的距离。,5,应力应变曲线,P/A0=（应力） （l-l0）/l0=（应变） P： 作用在试样上的载荷 A0：试样的原始界面面积 L0：试样的原始标距长度 L： 试样变形后标距长度 =E或=G 、为正应力，切应力； 、为正应变，切应变 E、G分别为正弹性模量和切弹性模量 弹性模量是表征材料中原子间结合力强弱的物理量,6,真应力-真应变曲线（p171）,真应力是指=P/A，A是试样受拉力p作用时，试样最细处的横截面； 真应变 , 其中l0 是原标距长，l为受力p时的标距长。,7,拉伸试验机,8,电液伺服万能材料试验机 SHT4605型,微机控制电子万能试验机 WDW200,弹性变形：在应力低于弹性极限(e)时,和之间保持线性关系: =E 其特点是外力去除后，变形可以完全恢复。,9,退火低碳钢应力-应变曲线,弹塑变形：当外力大于e后，除了弹性变形外，开始发生均匀塑性变形。这时若去掉外力，弹性变形部分恢复，但留下了永久变形，即塑性变形。,10,退火低碳钢应力-应变曲线,断裂：当外力达到b之后，试样开始发生不均匀塑性变形，产生缩颈，变形量迅速增大，最终发生断裂。,11,退火低碳钢应力-应变曲线,材料常用性能指标,屈服强度： s 抗拉强度： b 屈强比：s/b s/b大，变形余量小，不能过载； s/b小，变形余量大，但承载能力低。 延伸率: 断面收缩率:,12,单晶体的滑移变形（p161）,滑移：相邻的晶体部分沿着一定的结晶面和一点的结晶方向所发生的平移。 滑移要素：滑移面与滑移方向称为滑移要素。 滑移系统：一个滑移面和一个相应的滑移方向构成一个滑移系统。 一般情况下，滑移面是原子的密排面或较密排的面，滑移方向是原子的密排方向。,13,滑移系,滑移总是沿着一定的晶面和该面上一定的晶向进行，这种晶面和晶向分别称为滑移面和滑移方向；一个滑移面与其面上的一个滑移方向组成一个滑移系。 一个滑移系就是滑移时的一种空间取向或一种可能性。因此，滑移系越多，金属变形能力越大,14,单晶体的滑移,金属晶体的滑移系（p162）,fcc ：111、, 12个滑移系； bcc：110、； 12个滑移系 112、； 12个滑移系 123、； 24个滑移系，共48 个滑移系； hcp：若c/a1.633 0001、； 3个滑移系 若c/a； 3个滑移系.,15,滑移线和滑移带,如果把经过抛光的单晶体试样进行塑性变形，则在显微镜下可以看到抛光表面上出现平行的黑线，称为滑移带（见图）；在电子显微镜下，滑移带是一组更细的线组成，这更细的线条称为滑移线。,16,单滑移：只有一个滑移系统开动。 多滑移：有两个以上滑移系统开动。 交叉滑移：在不同的面沿共同的方向同时或交替进行滑移。 滑移线：若干位错线在晶体表面形成的台阶。 滑移带：若干滑移线组成。,17,临界切应力定律（p163）,设试棒横截面积为A； 轴向拉力为P； 滑移面法线与外力P之间的夹角为， 滑移方向与外力P之间的夹角为 P在滑移方向上切向分力P=Pcos 滑移面面积 故滑移系上的分切应力,18,临界分切应力,Schmid用同种材料但不同取向的单晶试棒进行拉伸试验，发现尽管不同试棒的m值不同，但开始滑移时的分切应力都相同，等于某一确定值（k），即晶体开始滑移所需的分切应力 k就称为临界分切应力，它是一个材料常数。,19,取向因子的讨论(p163),取向因子是由滑移系决定的； 取向因子大，滑移系的分切应力也大； 当滑移面法线、滑移方向及外力作用方向三者共面时，取向因子可能获得最大值0.5.,20,滑移的机理,实验证明，滑移是位错在切应力作用下运动的结果 滑移线是位错运动到晶体表面所产生的台阶。,21,晶体通过刃型位错移动造成滑移的示意图,滑移时晶体的转动,晶体借滑移发生塑性变形时，往往伴随着取向的改变,22,自由滑移变形,受夹具限制时的变形,晶体在拉伸时的转动,23,晶体在压缩时的晶面转动,标准投影图 将晶体中各极点投影到所选择的某个对称性明显的低指数晶面上，这样构成的极射赤面投影图称为标准投影图。,24,晶体的极射投影,一、球面投影 二、极射投影,25,将球面投影到赤道平面上就称为极射赤面投影， 如投影面不是赤道平面，则叫做极射平面投影。,吴氏网 吴氏网实际上是球网 坐标的极射赤面投影,26,吴氏网的应用 吴氏网是分析晶体投影的工具，最基本的是利用它在极射赤面投影图上直接测量面和晶向间的夹角。,27,双滑移与超射现象（p207）,28,孪生,所谓孪生变形，就是在切应力作用下,晶体的一部分沿一定晶面(孪晶面）和一定的晶向（孪生方向）相对于另一部分作均匀的切变所产生的变形。变形部分与未变形部分以孪晶面为准，构成镜面对称，这两部分晶体合称孪晶（双晶）。,29,(a)滑移,(b) 孪生,孪生可在各种晶体中进行,fcc ：111、, 一般在冲击时产生； bcc：112、， 容易滑移，故孪晶较少 hcp： 1012、 ，由于滑移系少，故常发生孪晶。,30,孪生形核难，长大（传播）快,孪生所需应力大于滑移； 孪生长大速度可达声速； 随温度下降、应变速率提高、杂质含量增加时，将更有利于孪生发生。,31,滑移在滑移面上可正反进行 孪生不能反向进行； 滑移产生滑移线，但无晶格内在变化，可抛光去除， 孪生区晶体取向发生变化，抛光后腐蚀仍可见。 退火孪晶：平行条纹，以孪生面共格， 形变孪晶：针状、透镜状，孪生面+局部位错。,32,孪晶在显微镜下呈带状或透镜状，见下图：,33,锌中的变形孪晶 200, 铁的变形孪晶（纽曼带）,孪生几何学（167）,34,滑移和孪生的比较 -相同点,35,滑移和孪生的比较不同点,36,多晶体范性变形特点及晶界作用,（1）晶粒取向的影响（亦称取向差效应） 变形有先有后 各晶粒相对于外力轴的取向不同，位向有利的晶粒先变形，且不同晶粒变形量也不同。一般变形度达到20%，几乎所有晶粒都可参加变形。 各个晶粒的变形必须协调 对一个晶粒来讲不能自由地、均匀地滑移，它要受到相邻晶粒的牵制，故晶粒之间要互相配合、协调。如果协调不好，将会导致塑性下降（晶界处开裂）。 变形不均匀导致内应力不均匀,37,右图表明，A、B、C晶粒所处位向不同，故滑移次序不同，因而在它们之间产生了不同的应力。,（2）晶界对滑移的阻滞效应 晶界上原子排列不规则，点阵畸变严重，且晶界两侧的晶粒取向不同，因此，滑移要从一个晶粒直接延续到下一个晶粒是极其困难的，即室温下晶界对滑移有阻滞效应，如下图所示,38,经拉伸后晶界处呈竹节状,（3）晶粒大小对变形抗力的影响 一般来说，晶界可使金属强化，也可使金属软化，这主要依赖于温度和变形速率。当温度低于 ，且变形速率较大时，晶粒细化会使金属强度升高；但当温度高于上述界限及变形速率很慢时，晶界增多反而使金属强度降低。故高温合金一般希望获得粗晶组织。 细晶强化在提高材料强度的同时，也改善材料的塑性和韧性，这是其他强化方法所不具备的。,39,合金的塑性变形与强化,（1）单相合金的塑性变形 合金元素在金属基体中的存在形式有两种，一是形成固溶体；二是形成第二相。它们具有不同的变形特点。,40,细晶强化,对于大多数金属材料，其屈服强度与晶粒平均直经d的关系可用Hall-Petch方程式表示： = 0 + kd -1/2 式中0 ,k 均为常数。 其实验结果如下图所示：,41,低碳钢的屈服强度 与晶粒大小的关系,铜和铝的屈服强度与 其亚晶尺寸的关系,固溶强化（p189）,由于异类原子（溶质原子）的存在，使合金塑性变形抗力大大提高，表现为强度、硬度增加，塑性、韧性下降，这种现象称为固溶强化。 固溶强化的实质是溶质原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。即溶质原子与位错弹性交互作用的结果。,42,固溶强化效果的影响因素 溶质原子的浓度：浓度越高，一般其强化效果越好。 原子尺寸因素：溶质与溶剂原子尺寸相差越大，其强化效果越好，但通常原子尺寸相差较大时，溶质原子的溶解度降低。 溶质原子的类型：间隙型溶质原子的强化效果好于置换型，特别是体心立方晶体中的间隙原子。 相对价因素（电子因素）：溶质原子与基体金属的价电子数目差越大，固溶强化效果越显著。,43,有序固溶体的强化,短程有序固溶体的强化 当位错在具有短程有序固溶体中运动时，由于异类原子对构成的局部有序受到破坏，引起能量升高，因此位错在运动中必须克服阻力作功，以抵消由于破坏短程有序而升高的能量。 长程有序固溶体的强化 1、超位错与反相畴界 一种反相畴是通过有序结构中的位错运动造成的，一对这样的位错称为超位错，超位错之间的区域即为反相畴。（类似扩展位错）（p195） 2、长程有序合金中位错运动的阻力 表现在这对超位错运动的阻力。（图7.5、7.6）,44,2019/4/19,45,可编辑,化学位强化,当位错扩展后，层错的结构与基体的不同，在热力学平衡的条件下，层错区和基体的溶质浓度不同，形成了铃木气团，它们也钉扎位错，表现为铃木气团的强化作用。（图7.7）,46,（2）弥散型合金的变形 当第二相颗粒非常细小，弥散地分布在基体相中时，合金的变形抗力很大，强度将显著提高。通常,当第二相粒子的尺寸达到某一临界值时，强化作用最大；而尺寸过大或过小，合金的强度均有所下降。 如果第二相微粒是通过过饱和固熔体的时效处理而沉淀析出，则所产生的强化称为沉淀强化或时效强化；如果这种微粒是靠冶金方法外加的，则称为弥散强化。,47,第二相颗粒的强化机制有两种：位错绕过机制及位错切过机制，其主要示意图如下：,48,位错绕过第二相粒子示意图,黄铜中围绕着Al2O3粒子的位错环,位错切过粒子示意图,49,位错切过粒子示意图,在Ni-Cr-Al合金中位错切过 Ni3Al粒子,加工硬化,加工硬化的本质 位错在加工变形中所受的阻力越来越大。1、位错塞积模型 （p210） 2、林位错模型 （p211） 3、割阶模型 （p212） 多晶体加工硬化的经验规律 =Kn K:硬化系数，n：硬化指数,50,共格强化 层错强化 相界面强化 ,51,小结：合金强化的途径和方法,加工硬化：取决于变形过程中位错密度的增加和位错交割； 细晶强化：取决于晶界对位错的阻滞作用； 固溶强化：取决于溶质原子引起的点阵畸变及柯氏气团对位错的钉扎作用； 弥散强化：第二相粒子的尺寸、分布及硬度； 相关内容参考教材p189、“第七章 强化理论及应用”,52,多晶体的加工织构（p218）,多晶体加工工程中，各晶粒发生变形并产生择优取向，即加工织构。 织构产生的机理是晶体转动的结果。 加工织构分为板织构、丝织构。,53,包辛格效应,指具有强化性质的材料由于塑性变形的增加，屈服极限在一个方向上提高，同时在反方向上降低。此效应是德国的J.包辛格于1886年发现的。 在金属单晶体材料中不出现包辛格效应，所以一般认为，它是由多晶体材料晶界间的残余应力引起的。包辛格效应可用包辛格效应示意图中的曲线来说明。（p223） 包辛格效应使材料具有各向异性性质。若一个方向屈服极限提高的值和相反方向降低的值相等，则称为理想包辛格效应。有反向塑性变形的问题须考虑包辛格效应，而其他问题，为了简化常忽略这一效应。,54,回复与再结晶 （p29）,回复 是将加工后的材料加热，使位错等晶体缺陷消失和重新排列并趋于稳定的过程； 再结晶 是加热使晶界移动引起晶体缺陷被急剧吸收的过程。 回复再结晶是一种组织变化过程,55,（1）组织变化 t0t1为第1阶段，称为回复 ：显微组织几乎不发生变化，晶粒仍保持变形后的形态 t1t2为第阶段，称为再结晶:变形晶粒通过形核和长大，变为新的等轴晶粒（但不是相变）； t2t3为第阶段，称为晶粒长大:晶粒通过晶界移动，发生长大，直至达到一种相对稳定的尺寸。,56,冷变形金属组织随加热温度及时间的变化示意图,t0,t1,t2,t3,回复,再结晶,晶粒长大,（2）回复和再结晶的驱动力 储存能: 冷塑变形时，外力所做的功尚有一部分储存在变形金属的内部，这部分能量叫储存能 储存能是变形金属加热时发生回复和再结晶的驱动力 （3）性能变化 强度与硬度 电阻率 密度 内应力,57,（4）回 复 机 制,低温回复(0.10.3Tm) 主要涉及点缺陷的运动。空位或间隙原子移动到晶界或位错处，空位与间隙原子相遇复合，使点缺陷密度大大下降。 中温回复(0.30.5Tm) 位错可以在滑移面上滑移或交滑移，使异号位错相遇相消，位错密度下降，位错缠结内部重新排列组合，使变形亚晶规整化。 高温回复(0.5Tm) 位错除滑移外，还可攀移，实现多边化，如下图所示。,58,多边化前后刃型位错的排列情况,攀移与滑移示意图,59,a、回复退火前的冷变形状态 b、经0.1小时回复退火后,c、经50小时回复退火后 d、经300小时回复退火后 多晶纯铝在室温下5%塑性变形、2000C退火不同时间,60,小结,回复使点缺陷数目减少，使许多位错从滑移面转移到亚晶界，位错密度大大降低，并形成能量低的组态。 同时使亚晶尺寸增大，使亚晶粒之间的位向差变大。,61,再结晶,1）定义 冷变形后的金属加热到一定温度时，在原来的变形组织中重新产生了无畸变的新晶粒，而性能发生了明显的变化，并恢复到完全软化的状态，这个过程称之为再结晶。 2）形核机制,62,晶界弓出形核机制,亚晶合并形核机制,亚晶蚕食形核机制,晶界弓出形核机制,对于冷变形度较小的金属，由于变形不均匀， 相邻晶粒的位错密度相差很大，此时，晶界中的一小段会向密度高的一侧突然弓出，成为再结晶核心。如下图所示：,63,亚晶合并形核机制,若变形量较大、具有高层错能的金属再结 晶时则以亚晶合并机制形核。它是由相邻亚晶的转动，使小亚晶逐步合并成大亚晶成为再结晶核心。示意图如下：,64,ABC间位相差很小,A和B合并,ABC合并,形成大位相差界面,亚晶合并形核,亚晶蚕食形核机制,65,再结晶亚晶形核机制示意图,(a) 亚晶直接长大形核,形变造成了大位向差的界面,界面迁移,再结晶晶核,再结晶晶核的长大,再结晶晶核一旦形成，就会借界面的移动向周围畸变区长大。界面迁移的驱动力主要是无畸变的新晶粒与周围旧晶粒之间的应变能差。晶界迁移的方向背向其曲率中心，直到无畸变的等轴晶粒逐渐消耗掉变形晶粒并相互接触为止。,66,3）影响再结晶的因素,（1）退火温度：加热温度越高，再结晶速度越快。,67,（2）预先变形程度：变形度越大，再结晶开始温度越低；当变形量增大到一定程度后，再结晶开始温度便趋于稳定。,68,铁a和铝b的开始再结晶温度与预先冷变形程度的关系,（3）微量溶质原子： 溶质或杂质原子与位错，晶界存在交互作用，偏聚在位错及晶界处，对位错的运动及晶界的迁移起阻碍作用，因此不利于再结晶的形核与长大，阻碍再结晶，使再结晶温度升高。,69,（4）原始晶粒尺寸：其他条件相同情况下，晶粒越细，变形抗力越大，冷变形后储存能越多，再结晶温度越低。 相同变形度，晶粒越细，晶界总面积越大，可供形核场所越多，生核率也增大，故再结晶速度加快。,70,（5）分散相粒子 ：既可能促进基体金属的再结晶，也可能阻碍再结晶。,71,影响再结晶后晶粒大小的主要因素,预先变形程度 当变形度很小时不发生再结晶，故晶粒大小不变；当=2%8%时，再结晶后的晶粒特别粗大，此时的变形度即所谓临界变形度；当变形度大于临界变形度时，随变形度的增加，晶粒逐渐细化 。,72,2. 原始晶粒尺寸 变形度一定时，原始晶粒越细，再结晶后的晶粒也越细。,73,黄铜的再结晶晶粒大小与变 形度及原始晶粒大小的关系,3. 退火温度 提高退火温度，不仅使再结晶后的晶粒粗大，而且还影响临界变形度的大小。,74,低碳钢，应变度及退火温度对再结晶后晶粒大小的影响,4. 微量熔质原子和杂质 一般都能起细化晶粒的作用,75,再结晶后的晶粒长大,晶粒的正常长大（即均匀长大） （1）定义：再结晶刚刚完成，得到细小的无畸变等轴晶粒，当升高温度或延长保温时间，晶粒仍可继续长大，若均匀地连续生长叫正常长大。 （2）长大方式：依靠大角度晶界的移动并吞食其他晶粒实现。 （3）长大的驱动力：晶粒长大的驱动力，从整体上看，是晶粒长大前后总的界面能差。从个别晶粒长大的微观过程来说，晶界具有不同的曲率则是造成晶界迁移的直接原因。,76,相邻晶粒的能量差 当相邻晶粒的化学位不同时，如 12(1、2分别代表、晶粒的化学位)，则此化学位梯度即对原子施加一个化学力 式中 化学位差； 晶界厚度。 界面曲率 以界面曲率为驱动力(弯曲界面向其曲率中心方向移动，以减小曲率，降低能量)。原子由凹侧移向凸侧，晶界则由凸侧移向凹侧。,77,78,晶界迁移的规律 若晶粒长大到一定程度，晶界可变为平直状，晶界迁移便趋停止。因此，再结晶后的晶粒长大有一定的限度，不会无限粗化。晶粒长大时，晶界迁移表现出下述规律： 弯曲晶界总是趋向于平直化即晶界向曲率中心移动，以减少表面积，如图所示。,79,晶界平直化示意图,三个晶粒的晶界交角不等于120时，则晶界总是向角度较小的晶粒方向移动，如下图所示。由于大角度晶界的表面张力基本相等，T1=T2=T3，要维持平衡，则 所以 1=2=3=120,80,三晶粒相交时晶界的移动,在二维坐标中，晶界边数少于6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐步缩小，消失；而边数大于6的晶粒（其晶界向内凹进）则逐渐长大；当边数为6，晶界平直且夹角为120时，不再移动。如下图所示。,81,晶粒形状与晶界曲率,晶粒缩小过程示意图,影响晶粒正常长大的因素,温度 可熔解的杂质或合金元素 不熔解的第二相 晶粒间的位向差,82,晶粒的反常长大（不均匀长大，或称为二次再结晶）,某些金属材料经过严重变形之后，在较高温度退火，会出现晶粒的反常长大，如下图所示。这个过程就像在再结晶后，细小、均匀的等轴晶粒中又重新发生了形核和长大，故又称之为“