金属塑性成形原理---第二章_金属塑性变形的物理基础.ppt

金属塑性成形原理 主讲：朱光明 第二章 金属塑性变形的物理基础 主要内容： v2.1 金属冷态下的塑性变形 v2.2 金属热态下的塑性变形 v2.3 金属的超塑性 v2.4 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 v晶体：固体物质中原子呈周期性有规则的 排列的物质 v空间点阵：原子在晶体所占的空间内按照 一定的几何规律作周期性的排列 v晶格：为了描述晶体内原子排列的状况， 常以一些直线将晶体中各原子的中心连接 起来使之构成一空间格子 v晶胞：从晶格中选取一个能反映晶格特征 的最小几何单元来分析晶体中的原子排列 规律，这一最小的几何单元称为晶胞 典型的晶胞结构 面心立方 典型金属Al、Cu、Ag、Ni、-Fe 典型的晶胞结构 体心立方 典型金属-Fe、-Ti、Cr、W、V 、Mo 典型的晶胞结构 密排六方 典型金属-Ti、-Co、Be、Mg、Zn、Cd 三种晶胞的晶格结构 一、塑性变形机理 实际金属的晶体结构 v单晶体:各方向上的原子密度不同各向 异性 v多晶体:晶粒方向性互相抵消各向同性 v塑性成形所用的金属材料绝大多数为多晶 体，其变形过程比单晶体复杂的多。 多晶体塑性变形的分类 多晶体的塑性变形方式 晶内变形 晶间变形 滑移 孪生 滑动 转动 以晶内变形为主，晶间变形对晶内变形起协调作用。 1、晶内变形 主要方式： 滑移：晶体在力的作用下，晶体的一部分沿一 定的晶面和晶向相对于晶体的另一部分发生的相 对移动或切变 孪生：晶体在切应力作用下，晶体的一部分沿 着一定的晶面（孪生面）和一定的晶向（孪 生方向）发生均匀切变 滑移面示意 滑移的定义 v所谓滑移，是指晶体（单晶体或构成多晶体 中的一个晶粒）在力的作用下，晶体的一部 分沿一定的晶面和晶向，相对于晶体的另一 部分发生的相对移动或切变。 v这些晶面和晶向分别称为滑移面和滑移方向 。 v滑移面和滑移方向的组合称为滑移系（滑移 系的存在只说明金属晶体长生滑移的可能性 ） 滑移面、滑移方向和滑移系 滑移面、滑移方向 v一般地说，滑移总是沿着原子密度最大的晶 面和晶向发生，沿原子排列最密集的方向滑 移阻力最小，最容易成为滑移方向。 v滑移系多的金属要比滑移系少的金属，变形 协调性好、塑性高。 v滑移面对温度具有敏感性：温度升高，金属 出现新的滑移系，塑性相应的提高。 滑移时的临界切应力 晶体进入塑性时，在滑移 面上，沿滑移方向的切应 力称为临界切应力 临界切应力 v临界切应力的大小，取决于金属的类 型、纯度、晶体结构的完整性、变形 温度、应变速率、和预先变形程度等 因素。 v滑移系上所受的切应力分量取决于取 向因子 滑移时晶体的取向 v令=coscos，称为取向因子。 v若=45，则=max=0.5，=max=/2。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，这种取向称为 软取向； v而当=90，=0或=0，=90时，=0此时无 论多大，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，这种取向称为硬取向。 滑移时晶体的转动 v晶体在滑移过程中，由于受到外 界的约束作用会发生转动 v就单晶体拉伸变形来说，滑移面 会力图向拉力方向转动而滑移方 向则力图向最大切应力分量方向 转动 v对于多晶体，晶粒被拉长的同时 ，滑移面和滑移方向也朝一定方 向转动，各晶粒调整其方位而趋 于一致 位错理论 v1926，弗兰克尔，估算了晶体的剪切强度： v假设：理想晶体两排原子相距为a，同排原子间距 为b。原子在平衡位置时，能量处于最低的位置 。在外力作用下，原子偏离平衡位置时，能量上 升，原子能量随位置的变化为一余弦函数。 v通过计算晶体的临界剪切应力，并与实际的临界 剪切应力进行比较，人们发现，理论计算的剪切 强度比实验所得到的剪切强度要高一千倍以上。 位错理论 v为了解释这种理论值和实际值的差别，1934年泰 勒（G.I.Taylor）、奥罗万（E.Orowan）、和波兰 伊（M.Polanyi）几乎在同一时间内，分别提出了 位错假设。他们认为在晶体内存在着一种线缺陷 ，它在剪切应力下更容易滑移，并引起塑性变形 。随着实验手段的不断发展，越来越多的事实证 明了位错的存在，形成了一种位错理论。在随后 的几十年中，这种位错理论在金属塑性变形的微 观研究上获得了很大发展。 v位错理论的发展也促进了晶界理论、晶体缺陷等 理论的发展。 位错的运动示意 位错的运动就像毛虫爬行一样，是局部区域先滑移 ，并逐步扩大，而不是理想的刚性滑动 位错运动的演示 柏氏矢量（联系材料科学基础） 刃形位错的柏氏矢量与位错线垂直 螺形位错的柏氏矢量与位错线平行 刃形位错的柏氏矢量 螺形位错的柏氏矢量 位错的运动 v滑移 v攀移：正攀移、负攀移 刃形位错 螺形位错 位错的滑移-刃形位错 一个刃型位 错沿滑移面 滑过整个晶 体时，就会 在晶体表面 产生宽度为 一个柏氏矢 量的台阶 位错的滑移-刃形位错 v刃型位错的移 动方向与位错 线相互垂直 v位错滑移的结 果是在晶体表 面形成一个宽 度为柏氏矢量 的台阶 位错的滑移-刃形位错 v螺型位错滑移过整 个晶体后，也在晶 体表面形成一个宽 度为柏氏矢量的台 阶。 v位错移动的方向与 柏氏矢量垂直，即 与位错线垂直 位错的攀移 v螺型位错无攀移 v正攀移正刃型位错位错线上移 负刃型位错位错线下移 位错的交割 v两根刃型位错线都在各自的滑移面上移动 ，则在相遇后交截分别形成各界，形成割 阶后仍分别在各自的平面内运动。 v刃型位错和螺型位错交割时，在各自的位 错线上形成刃型割阶，位错线也能继续滑 移。 v螺型位错和螺型位错交割时，相交后形成 的两个割阶被钉住而不能移动，只能通过 攀移才能使割阶移动。 交滑移 v对于螺型位错，所有包含位错线的晶面都 可能成为滑移面。 v交滑移：螺形位错的柏氏矢量具有一定的 灵活性，当滑移受阻是，可离开原滑移面 而沿另一晶面继续移动 v双交滑移：发生交滑移的位错，滑移再次 受阻，而转到与第一次的滑移面平行的的 晶面继续滑移 v刃型位错不可能产生交滑移 位错塞积 v当运动位错遇上障碍物时，若外加应力不 够大，就被阻止在障碍物前，构成位错塞 积 v要使塞积位错群越过障碍物继续滑移，必 须增大外应力，这是加工硬化的原因之一 。 位错的增殖 1950, 弗兰克/瑞德提出了位错增殖机制，即F-R源 一端受钉扎的刃形位错 螺形位错的交滑移 孪生 孪生是单晶体 塑性变形的 另一种方式 。孪生是以 晶体中的一 定的晶面（ 称为孪晶面 ）沿着一定 的晶向（孪 生方向）移 动而发生的 。 孪生 v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，故滑移是优先的变形方式 ；在很低的温度下则相反，孪生才能发生 v对于面心立方金属，孪生的临界切应力比滑 移大，一般不发生孪生;在极低的温度下或 高速冲击载荷下，孪生才有可能发生 v密排六方金属由于滑移系少，滑移难以进行 ，主要靠孪生方式变形 滑移与孪生 有什么异同 点？ 2、晶间变形 晶间变形的主要方式是晶粒之间的相互滑动和转动 晶粒之间的滑动和转动 晶间变形 v晶间变形不能简单的看成是经接触的相对机 械滑动，而是晶界附近具有一定厚度的区域 内发生应变的结果。 v在冷态变形条件下，多晶体的塑性变形主要 是晶内变形，晶间变形知其次要的作用，而 且需要其他的机制相协调。 二、塑性成形的特点 v受晶界和晶粒位向的影响较大 多晶体塑性变形的抗力比单晶体高； 多晶体内晶粒越细，晶界总面积就越大，金属强度越高 ，塑性越好。 v多晶体变形不均匀性 晶粒受位向和晶界的约束，变形先后不一致，导致变形 不均匀。 由于变形不均匀，晶粒内部和晶粒之间存在不同的内应 力，变形结束后不会消失，构成残余应力。 v综上，即塑性变形具有不同时性，相互协调性以及不均匀 性。 晶粒大小对金属塑性和变形抗力的影响 v晶粒越细小，金属屈服强度越大 v晶粒越小，金属塑性越好 v晶粒细化对提高塑性成形件的表面质量有利 三、合金的塑性变形 v合金的相结构有两大类：固溶体（如钢中 的铁素体、铜锌合金中的相）和化合物（ 如钢中的Fe3C、铜锌合金中的相） v常见的合金组织：单相固溶体合金、两相 或多相合金 单相固溶体合金的塑性变形 v固溶强化：异类原子以置换或间隙方式溶入基体 合金，对金属的变形行为产生影响，使变形抗力 和加工硬化率有所提高，塑性有所下降的现象 v应变时效：应变力作用下，材料的组织性能随时 间发生变化。当退火状态的低碳钢试样拉伸到超 过屈服点发生少量塑性变形后卸载，然后立即重 新加载拉伸，则可见其拉伸曲线不再出现屈服点 ，此时试样不会再发生屈服现象。如果将预变性 试样在常温下放置几天或经200左右短时加热后 再行拉伸，则屈服现象又复出现，且屈服应力进 一步提高。 多相合金的塑性变形 按照第二相粒子的尺寸大小 ，可将其分为 v聚合型两相合金：第二相粒子的尺寸与基体 相晶粒尺寸属于同一数量级 v弥散分布型两相合金：第二相粒子十分微小 ，并弥散地分布在基体晶粒内 聚合型两相合金的塑性变形 此类合金并非都因第二相而产生强化，只有 第 二相较强时，合金才能得到强化 v滑移首先发生于较弱相中 v较强相数量很少，变形基本在较弱相中进行 v较强相体积分数达到30%，两相以接近于相 等的应变发生变形 v较强相体积分数高于70%，该相变为基体相 弥散型两相合金的塑性变形 当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体 相 中时，将产生显著的硬化现象 v沉淀强化（时效强化）：第二相微粒是通过 对过饱和固溶体的时效处理而沉淀析出并产 生强化 v弥散强化：第二相微粒是借助粉末冶金方法 加入而起强化作用 四、冷变形对金属组织和性能的影响 （一） 组织的变化 v晶粒形状的变化：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。 v晶粒内产生亚晶 v晶粒位相改变（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） v拉拔时产生丝织构，轧制时产生板织构（变形织 构经退火后和各向异性仍然存在） 冷变形对金属组织和性能的影响 (二) 性能的变化 v加工硬化：随变形程度的 增加，金属强度、硬度增 加，而塑性韧性降低的现 象，称为加工硬化。 v加工硬化在金属的塑性成 形加工中，会使变形力显 著增加，对成形工件和模 具都有一定的损害作用； 但利用金属加工硬化的性 质，对材料进行预处理， 会使其力学性能提高 曲线明显可分为三个阶段 ：I易滑移阶段：发生 单滑移，位错移动和增殖所遇 到的阻力很小，1很低，约为 10-4G数量级。 II 线性硬化阶段：发生多系滑 移，位错运动困难，2远大于 1 约为 G/100G/300 ，并 接近于一常数。 III抛物线硬化 阶段：与位错的交滑移过程有 关，3随应变增加而降低，应 力应变曲线变为抛物线。 2.2 金属热态下的塑性变形 v热塑性变形的定义：从金属学的角度看，再结晶 温度以上进行的塑性变形，称为热塑性变形或热 塑性加工。 v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。 v在实际的金属中，并不像理想金属晶体中那样， 原子与原子紧密排列而是存在很多缺陷： 包括点缺陷、线缺陷和面缺陷 点缺陷 点缺陷包括：空位、间隙原子和异类原子 间隙原子空位 置换间 隙原子 异类间隙 原子 线缺陷 位错是晶体中的线缺陷，包括：韧性位错、 螺形位错、混合位错 螺形位错 混合 位错 面缺陷 面缺陷是指二维缺陷，包括：堆垛层错、晶界 和亚晶界 v堆垛层错（stacking fault） 抽出型层错 插入型层错 如面心立方： ABCA（B）CABC 抽出 ABC（B）ABCABC 插入 晶界 一般分为小角度晶界（10 ） 晶界上的原子平均能量高于 晶内原子，高出的能量 称为晶界能。 小角度晶界 晶界 亚晶界 扭转晶界 一、热塑性变形时的软化过程 v热塑性变形时的软化过程比较复杂。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，亚动态再结晶等 。 v动态回复和动态再结晶是在热塑性变形过程 中发生的；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期间或热变形 后，利用金属的高温余热进行的。 热塑性变形时的软化过程 v高层错能金属在热轧变形程度较小(50)时 ，只发生动态回复，随后发生静态回复；低 层错能金属在热轧变形程 度较小(50)时，只 发生动态回复，随后 发生静态回复和静态 再结晶 热塑性变形时的软化过程 v高层错能金属在热挤压变形程度很大(99)时，发 生动态回复，出模孔后发生静态回复和静态再结 晶；低 层错能金属在热挤 压变形程度很大 (99) 时，发生动 态再结晶，出模孔 后发生亚动态再结 晶 （一） 静态回复和再结晶 v静态回复：金属在塑性变形期间所吸收的机 械能，大部分用来改变金属的形状和变为热 能而散失掉。大约有110的能量以各种 能的形式储存在金属中使金属的内能升高， 处于热力学上的不稳定状态，有自发向稳定 状态转变的趋势。当温度升高时，由于原子 动能的增加，就产生向稳定状态的转变，降 低了储蓄能。 回复 v低温回复（0.10.3Tm）时，回复的主要机 理是空位的移动和空位与其他缺陷的结合 v中温回复（0.3 0.5Tm）时，除了上述的点 缺陷运动外，还包括位错发团内部的重新组 合或调整、位错的滑移和异号位错的互毁 v高温回复（大于0.5Tm小于再结晶温度）时 ，则进而出现位错的攀移、亚晶的合并和多 边形化 静态回复和再结晶 v（静态）再结晶 ：当变形金属加 热至较高温度时 ，将形成一些位 错密度很低的新 晶粒，这些新晶 粒不断增加和扩 大，逐渐全部取 代己变形的高位 错密度的晶粒的 过程 静态再结晶 v再结晶后，金属强度、硬度显著下降， 塑性、韧性提高，内应力和加工硬化完 全消除。 v再结晶温度：经过70以上大变形量的金 属，在均匀温度中保持一小时能完全再结晶 的最低温度。 v影响再结晶的因素：温度、保温时间、变形 程度、原始晶粒尺寸和金属的化学成分等 动态回复 v动态回复是在热塑性变形过程中发生的回复 v金属即使在远高于静态再结晶温度下塑性加 工时，一般也只发生动态回复 v动态回复在热塑性变形的软化过程中占有很 重要的作用，是高层错能金属热变形过程中 唯一的软化机制 v动态回复主要是通过位错的攀移、交滑移等 来完成 动态再结晶 v动态再结晶是在热塑性变形过程中发生的结 晶 v动态再结晶容易发生在层错能较低的金属， 且当热加工变形量很大时 v动态再结晶晶粒与同等大小的静态再结晶晶 粒相比，具有更高的强度和硬度 v动态再结晶后的晶粒度与变形温度、应变速 率和变形程度等因素有关 热变形后的软化过程 v在热变形的间歇时间或者热变形完成之后，由于 金属仍处于高温状态，一般会发生以下三种软化 过程：静态回复、静态再结晶和亚动态再结晶。 v金属热变形时除少数发生动态再结晶情况外，会 形成亚晶组织，使内能提高，处于热力学不稳定 状态，若热变形程度不大，将会发生静态回复； 若热变形程度较大，且热变形后金属仍保持在再 结晶温度以上时，则将发生静态再结晶。 热变形后的软化过程 v对于层错能较低在热变形时发生动态再结晶的金 属，热变形后则迅即发生亚动态再结晶。 v所谓亚动态再结晶，是指热变形过程中已经形成 的、但尚未长大的动态再结晶晶核、以及长大到 中途的再结晶晶粒被遗留下来，当变形停止后而 温度又足够高时，这些晶核和晶粒会继续长大， 此软化过程即称为亚动态再结晶。 v上述三种软化过程均与热变形时的变形温度、应 变速率和变形程度，以及材料的成分和层错能的 高低等因素有关。 二、热塑性变形机理 v金属热塑性变形机理主要有：晶内滑移、晶 内孪生、晶界滑移和扩散蠕变等。 v晶内滑移是最主要和常见的； v孪生多在高温高速变形时发生，但对于六方 晶系金属，这种机理也起重要作用； v晶界滑移和扩散蠕变只在高温变形时才发挥 作用 扩散性蠕变 v 扩散性蠕变是在应力场作用下，由空位的 定向移动所引起的。在应力场作用下，受 拉应力的晶界(特别是与拉应力相垂直的晶 界)的空位浓度高于其他部位的晶界。由于 各部位空位的化学势能差，引起空位的定 向移动，即空位从垂直于拉应力的晶界放 出，而被平行于拉应力的晶界所吸收。 扩散性蠕变 v按扩散途径的不同，可分为晶内扩散和晶界 扩散。晶内扩散引起晶粒在拉应力方向上的 伸长变形，或在受压方向上的缩短变形；而 晶界扩散引起晶粒的“转动” 三、双相合金热塑性变形的特点 v对于弥散型双相合金，第二相粒子除直接对基体相的变形 产生影响外，还会通过对合金的再结晶行为的影响而对热 塑性变形产生影响 v对于聚合型的双相合金，由于各相的性能和体积百分数的 不同，同样会对热变形时的再结晶行为产生影响 v两相合金热变形时，在较大的变形程度条件下，可将粗大 的第二相打碎、并改变其分布状况，使第二相(包括夹杂物 )呈带状 v双相合金热变形时，由于具备有利的原子扩散条件，会使 第二相的形态发生改变 v当第二相为低熔点纯金属相或低熔点共晶体分布于晶界时 ，则热变形时会局部熔化，造成金属的热脆性，在热银、 热轧时容易沿晶界开裂 四、热塑性变形对金后组织和性能的 影响 v改善晶粒组织 v锻合内部缺陷 v破碎并改善碳化物和非金属夹杂物在钢中的 分布 v形成纤维组织 v改善偏析 2.3 金属的超塑性变形 v使金属处于特定的条件下，如一定的化学成分、 特定的显微组织及转变能力、特定的变形温度和 应变速率等，则金属会表现出异乎寻常的高塑性 状态，即所谓超塑性变形状态。 v优越性：能极大地发挥材料塑性潜力和大大降低 变形抗力，从而有利于复杂零件的精确成形。 v对于像钦合金、铝合金、镁合金、合金钢和高温 合金等较难成形的金属材料的成形，尤其具有重 要意义。 一、超塑性的概念和种类 所谓超塑性，可以理解为金属和合金具有超 常 的均匀变形能力，一般有以下定义方式 v大伸长率：达到百分之几百、甚至百分之几 千 v拉伸时无颈缩 v无流动应力 v易成形 v基本上无加工硬化 分类 经常归纳为细晶超塑性和相变超塑性 v细晶超塑性：材料的晶粒必须超细化和等轴化， 并在成形期间保持稳定，晶粒细化的程度要求小 于10m，越小越好；恒温条件的下限温度约为0 5Tm。(Tm为绝对熔化温度)，一般为 0.50.7Tm；应变速率在10-110-5s-1范围内.由于 这种超塑性的特点是先使金属经过必要的组织结 构准备，又是在特定的恒温条件下出现的，故又 称为结构超塑性或恒温超塑性 分类 v动态超塑性（相变超塑性） 在一定的外力作用下，使金属或合金在相变温度 附近反复加热和冷却，使其充分相变或同素异构 转变，而获得很大的伸长率 两种超塑性的比较： v相变超塑性它不要求材料进行晶粒的超细化、等 轴化和稳定化的预先处理，这是其有利的一面 v但是相变超塑性必须给予动态热循环作用，这就 构成操作上的一大缺点，较难应用于超塑性成形 加工 二、细晶超塑性变形力学特征 1 由于没有加工硬化其应力-应变曲线变为如 下 2 流动应力对变形速率极其敏感 Y为真实应力K实验条件常数m应变速率敏感系数 为应变速率 三、影响细晶超塑性的主要因素 细晶超塑性材料对影响因素的影响相当敏感 ， 只在严格要求的条件下才表现出超塑性 v应变速率 v变形温度 v组织影响 四、超塑性时组织的变化和对力学性 能的影响 （一）组织变化 v晶粒会发生长大，但等轴度基本不变 v在最佳超塑性应变速率范围内，不形成亚结 构，也未发现位错 v许多合金会产生空洞 超塑性时组织的变化和对力学性能的 影响 （二）对力学性能的影响 v不存在织构，不产生各向异性，具有较高的 抗应力腐蚀性能 v不存在弹性畸变能，没有残余应力 v存在加工软化现象 v很高的疲劳强度 五、超塑性变形机理 A-V机理： 由阿希贝(Ashby)和 弗拉尔(Verral)提出的晶界 滑动和扩散蠕变联合机理( 简称AV机理)被认为能较 好地解释超塑性变形过程 ，该理论认为，在晶界滑 移的同时伴随有扩散蠕变 ，对晶界滑移起调节作用 的不是晶内位错的运动， 而是原子的扩散迁移。 2.4 金属在塑性加工过程中的塑性行 为 一、塑性的基本概念和塑性指标 v塑性是指固体材料在外力作用下发生永久变 形而不破坏其完整性的能力，它反映了材料 产生塑性变形的能力。 v 塑性指标是为了衡量金属塑性的高低而确 立的数量上的指标。通常用材料开始破坏时 的塑性变形量来表示。 常用的塑性指标 v伸长率（拉伸试验） v断面收缩率 （拉伸试验） 式中：L0拉伸试样原始标距长度； Lh拉伸试样破断后标距间的长度； F0拉伸试样原始断面积； Fh拉伸试样破断处的断面积 常用的塑性指标 v应变（在墩粗试验中） 式中： 压下率； H0试样原始高度； Hh试样压缩后，在侧表面出现第一条 裂纹时的 高度 常用的塑性指标 扭转试验：对于一定试样，所得总转数越高，塑 性越好，可将扭转数换作为剪切变形（ ） 式中：R试样工作段的半径； L0试样工作段的长度； n试样破坏前的总转数。 二、金属的化学成分和组织对塑性的 影响 （一）化学成分的影响（C、P、S、N、H、O） 碳:碳塑性 杂质:杂质塑性 磷冷脆性 硫热脆性 氮时效脆性 氢氢脆现象，白点 合金元素:合金元素加入塑性抗力 金属的化学成分和组织对塑性的影响 合金元素对钢的塑性的影响 v所有合金元素都能不同程度地溶入铁中形成固溶 体，由于合金元素的溶入(置换)，使铁原子的晶格 点阵发生不同程度的畸变，从而使钢的变形抗力 提高，而塑性也有不同程度的降低。 v许多合金元素如Mn、Cr、Mo、W、Nb、V、11 等会与钢中的碳形成硬而脆的碳化物，使钢的强 度提高，而塑性下降 v当合金元素与钢中的氧、硫形成氧化物或硫化物 夹杂时，会造成钢的热脆性，给热成形带来困难 金属的化学成分和组织对塑性的影响 合金元素对钢的塑性的影响 v合金元素会改变钢中相的组成，造成组织的多相 性，从而使钢的塑性降低 v有些合金元素会影响钢的铸造组织和钢材加热时 品粒长大的倾向，从而影响钢的塑性 v合金元素一般都使钢的再结晶温度提高、再结晶 速度降低，因而使钢的硬化倾向增加，塑性降低 v若钢中含有低熔点元素时，这些元素几乎都不溶 于基体金属，而以纯金属相存在于晶界，造成钢 的热腕性 金属的化学成分和组织对塑性的影响 （二）组织的影响 v相组成的影响：单相组织比多相组织塑性好 v晶粒度的影响：细晶组织比粗晶组织具有更 好的塑性 v铸造组织的影响：铸造组织使金属塑性降低 三、变形温度对金属塑性的影响 总的趋势是：随着温度的升高，塑性增加，但是 这种增加并非简单的线性上升；在加热过程的某 些温度区间，往往由于相态或晶粒边界状态的变 化而出现脆性区，使金属的塑性降低。在一般情 况下，温度由绝对零度上升到熔 点时，可能出现几个脆 性区，包括低温的、中 温的和高温的脆性区等