材基课件 7材料变形

第七章材料的塑性变形 材料学院武建军教授hbgdwjj 许多零件 结构 在制造或使用过程当中都要承受外力或负载的作用 如铝制飞机的机翼 陶瓷制成的飞机发动机热端部件 聚合物基复合材料制成的飞机蒙皮 材料在受力后 发生弹性变形 塑性变形甚至断裂 因而要求一定的力学性能本章在介绍变形规律的基础上 探讨影响材料力学性能的微观机制 7 1弹性变形和塑性变形 在外力作用下 材料会发生变形变形包括弹性变形和塑性变形当外力达到一定程度 超过原子间的作用力 发生断裂 1 弹性变形 外力卸除后 能够完全恢复的变形 普弹性相当于原子间键长或键角的变化弹性模量反映弹性变形的难易 取决于原子间的作用力 各向异性可由正应力 切应力引起 弹性变形的特点 可逆性 去除外力变形恢复 立即或逐渐 变形量小 1 普弹性 应力 应变大致服从虎克定律弹性模量对组织不敏感 各向异性 2 塑性变形 塑性变形是外力去除后不能恢复的永久变形 永久变形源于原子发生了有秩序的永久位移 原子已经到达新的平衡位置 因而不能恢复 塑性变形量可以很大 如塑性加工 应力与变形 正应力分量只能引起弹性变形和断裂切应力分量才是引起塑性变形的动力 3 应力与应变 工程应力 工程应变变形较大时 不反映实际情况 如伸长1倍 然后再恢复原始长度 真应力与真应变 伸长一倍e ln2 压缩至1 2时e ln2一次大变形 与若干次小变形累计达到同一长度时 真应变相同 拉伸时 0 S 压缩时 0 S 流变曲线 均匀塑性变形阶段的S e曲线称为流变曲线 近似用经验公式表示n 加工硬化指数 介于0 1之间 若n 0 完全塑性状态 若n 1 完全弹性状态一般金属 n 0 1 0 5 材料通常是多晶体 多晶体的变形与其中各个晶粒的变形行为密切相关 研究单晶体的塑性变形 能使我们掌握晶体变形的基本过程及实质 有助于进一步理解多晶体的变形 7 2单晶体的塑性变形 塑性变形的微观机制主要有滑移 孪生 晶界滑动 扩散性蠕变等 滑移是最普遍的变形机制 孪生只在滑移不易进行的时候才发生 如低温快速变形 多晶hcp晶体变形等 后两种是多晶体在高温变形时的主要机制 室温下不发生 7 2 1滑移 滑移现象滑移系 滑移几何学临界分切应力滑移时晶体的转动多滑移和交滑移 1 滑移现象滑移带 抛光单晶金属在拉伸变形后 发现平行线条 称为滑移带 滑移带与滑移线 在电子显微镜下 每个滑移带实际是由许多聚集在一起的相互平行的滑移线组成 这些滑移线实际上是晶体表面产生的小台阶 滑移线之间的距离为几十nm 而沿每一滑移线的滑移量 即台阶高度 可达几百nm 滑移模型 滑移是以一定晶面为界晶体的一部分相对于另一部分沿着 界面 晶面上的一定方向发生平移滑动滑移是金属塑性变形的基本形式滑移后不改变晶体内部原子排列规律性 结构与方向 2 滑移系 实验观察结果发现滑移线不是任意排列的 而是相互平行或互成一定角度 说明滑移是沿着特定的晶面和晶向进行的由于晶体中滑移阻力 Peierls Nabarro力 是各向异性的 晶体容易滑移的晶面 简称滑移面 和易滑移方向是相对固定的 滑移面和面上的一个滑移方向构成一个滑移系 slipsystem 滑移系取决于晶体结构 常见的滑移系 滑移方向总是晶体的密排方向 滑移面一般是晶体的密排面 滑移阻力小 每一种晶格类型的金属都具有特定的滑移系 Fcc 111 12个 Hcp 0001 3个 Bcc 110 112 123 48 金属的塑性与滑移系数量有关Hcp的塑性不如bcc和fcc 金属的塑性还与滑移面原子密排程度及滑移方向数目等因素有关 Bcc结构金属的塑性不如fcc金属的塑性与温度有关 3 临界分切应力 外力较小时 只发生弹性变形由于存在晶格阻力 只有当作用于滑移面上沿着滑移方向的分切应力达到某一临界值时 晶体才开始滑动 塑性变形 这一应力对应于外界应力 屈服极限 临界分切应力是材料特性参数 与金属种类 晶体结构 纯度 温度等有关 一些金属的临界分切应力 临界分切应力的计算 晶体的屈服应力与取向 临界分切应力是材料常数 与滑移系位向无关 屈服应力与滑移系方向有关 软取向 有些滑移系与外力的取向接近45 角 处于易滑移的位向 s较小 称为 软取向 硬取向 有些滑移系与外力取向偏离45 很远 s较大 称为硬取向 4 滑移时晶面的转动 拉伸时 滑移方向及滑移面逐渐趋向于与外力方向平行 压缩时 晶面转动的结果是使滑移面逐渐趋于与压力轴线垂直 滑移过程中 由于晶体方向变化几何硬化 Schmid因子逐渐变小 使滑移逐渐变难 几何软化 Schmid因子逐渐变大 使滑移逐渐变易 5 多滑移与交滑移 若有几组滑移系相对于外力轴的取向相同 分切应力同时达到临界值 则滑移就在两组或多组滑移系上同时或交替进行 称为多滑移 复滑移或双滑移 如果滑移受到阻力 可以改变滑移系 如果滑移方向不变称为交滑移 螺型位错交滑移 发生多滑移时会出现几组交叉的滑移带 发生交滑移时 表现为波纹状滑移带 7 2 2孪生与扭折 滑移是金属变形的主要方式如果滑移不能 易 进行时 例如低温变形 如 Fe Cu在4 2K变形 快速成型 如爆炸变形 滑移系少的多晶体变形 如Mg Zn Cd等六方结构金属的变形滑移系上的分切应力很小等可能发生挛生等变形方式 孪生变形的物理现象 抛光面出现浮凸 如图 腐蚀 x射线衍射或偏振光照明也可观察到 说明孪生时晶体的方向发生了变化 孪晶 孪生变形 孪生是塑性变形的一种方式 变形后原来的单晶体形成镜像对称关系的一对晶粒 孪晶 1 孪生变形的特点 与滑移相似 孪生沿着特定的晶面 晶向变形孪生部分取向改变 滑移时晶体取向不变孪生是部分晶体的均匀切变 滑移是不均匀切变孪生部分原子位移正比于该层原子距离孪生面的距离 相邻原子面滑移量 原子间距 孪生变形的特点 孪生时应力 应变曲线锯齿状 孪生分为形核 长大两阶段形核 阻力大 0 1G 长大 10 4G孪生需要更大的驱动力 1 孪晶出现的频率和尺寸取决于晶体结构和层错能的大小 2 由于厚度限制 由孪生提供的形变量是很小的 特别是在六方结构晶体中 3 孪生可以改变晶体的方位 使某些滑移系处于有利位向 有利于滑移 2 孪生几何学 孪生是两部分晶体在一定的晶面 孪生面 沿着一定方向 孪生方向 相互移动而发生的孪生面和孪生方向与晶体结构有关 如Bcc 112 Fcc 111 Hcp 主要在 1012 孪生要素 第一 二不畸变面K1 K2孪生方向 1 2切变平面 垂直于K1并包含 1方向的平面 一些合金的孪生要素 孪生变形时原子位移 fcc 体心立方 从 110 面上观察K1 K2夹角 70 53 六方晶系 滑移系少 易于出现有原子扰动 3 孪生机制 孪生时 整个孪晶区发生均匀切变 各层原子相对位移可借助不全位错的移动实现例如fcc结构 孪生面 111 孪生方向 112 位移矢量实质就是一个肖克莱不全位错的移动 4 扭折 扭折是在滑移和孪生难以实现 或者在变形受到某种约束时才出现的 在扭折带中 晶体位向有突变 有可能使该区域内的滑移系处于有利的位置 从而产生滑移 5 形变带 晶粒局部转动使晶体从单一的取向分裂成两种互补的取向的局部区域 铝单晶压缩时形成的形变带如图 7 3晶体滑移的位错机制7 3 1位错与晶体滑移 晶体滑移是位错滑移的结果 第二章 理论与实验都证明 滑移不是两部分晶体的刚性滑动 而是借助于滑移面上位错的滑移实现的 滑移的位错机制 位错的柏氏矢量就是晶体的滑移方向 位错线的位置是已滑移区与未滑移区的边界 晶体的 易 滑移面为密排面 位错的滑移面就是晶体的滑移面刃型位错的滑移面是唯一的 由 与位错线共同决定 螺型位错的滑移面不是唯一的 是包含 的某个晶面 可动位错与固定位错 如果位错的滑移面是晶体的易滑移面 称为可动位错 如果位错的滑移面不是晶体的易滑移面 称为固定位错 如fcc中的Frank不全位错 滑移面垂直于 111 因而为固定位错 Lomerdislocation 111 面上C1位错 111 面上C2位错 在应力作用下运动相遇时 反应生成新位错C3 滑移面为 001 为固定位错 LomerCottrellDislocation 7 3 2位错增殖 滑移时位错移出晶体 随着变形进行 晶体中的位错密度如何变化 实验发现变形后晶体中位错的密度显著提高说明位错滑移时伴随位错的增殖过程位错增殖机制很多 如 源 源 双交滑移等 Frank Read源 AB两端固定的一段位错线 在均匀切应力作用下 单位长度位错线受力位错线各点线速度相等 将会发生弯曲 反号位错运动方向相反 相遇时抵消 7 3 3多滑移与交滑移 如果处于不同滑移系的几个位错受到的分切应力同时达到临界值 就可以发生多系滑移 对于螺型位错 如果滑移受到阻力 可以改变滑移面 称为交滑移 只有螺型位错才能交滑移 交滑移前后滑移方向 柏氏矢量 不变 双交滑移也可以成为一种位错源 只有纯螺型位错才能交滑移 例如 由于位错反应单位螺位错成为扩展位错 则只能在层错面上滑移 但是 如果外力较大 可能重新束集成为单位螺位错 就可以交滑移 层错能 温度 应力较高容易交滑移 交滑移时产生波纹状滑移带 否则平行滑移带 铜和铝的滑移带 7 3 4位错交割 在发生多滑移系滑移时 在不同滑移面上运动的位错 会发生相互交割 相互交割时 在位错线上将出现割阶 位错线上的弯折割阶的出现有时候会影响位错的可动性 例如螺型位错上的刃型割阶 当滑动位错 甲 扫过另一位错 乙 时 乙位错必然随着晶体一起移动 一般会变成一条折线 割阶的大小和方向等于甲位错的柏氏矢量 运动是相对的 甲位错上也会产生割阶 台阶的长度和方向等于乙位错的柏氏矢量 刃型位错相交 螺型位错相交 刃型位错与其它位错交割 形成的割阶不会影响位错的可动性 螺型位错与其它位错交割 形成的割阶可能影响位错的可动性 7 3 5单晶体的应力应变曲线 立方晶系单晶体的应力 应变曲线与外力轴的方向有关 P取向曲线分为三段I 斜率 10 4G 单系滑移 位错阻力小 II 线性硬化阶段 斜率 3 10 3G 位错阻力逐渐增大 位错增殖 交割 塞积 可动性降低 III 抛物线硬化阶段 位错由于交滑移等恢复可动性 外力轴为A B C取向时一开始就发生多系滑移 没有第一阶段 当应力超过其屈服点后即显示出强烈的硬化效应而进入第二阶段 并且整个变形过程中的总变形量也比较小 密排六方金属如 镁 由于通常只沿一组滑移面进行单系滑移 几乎只有第一阶段 第II阶段尚未充分发展就已断裂 杂质可增大材料的硬化系数 第一阶段将随杂质含量的增加而缩短 甚至消失 单晶与多晶 Impedeslip asobstacles atR T andlowtemperature Coordinatethedeformationindifferentgrains Enhance assist theplasticdeformationathightemperaturethroughgrainboundarysliding ThereexistsanEquicohesiveTemperatureatwhich 晶界的作用 7 4多晶体的变形 多晶体金属在塑性变形时 每个晶粒内的塑性变形仍以滑移或孪生方式进行 但由于晶界的存在和每个晶粒中的晶格位向不同 故在多晶体中的塑性变形过程要比单晶体中复杂一些 7 4 1多晶体变形的特点 1 多晶体变形的不均匀性 由于每个晶粒的位向不同 每个晶粒中不同滑移系上所受到的分切应力不同 处于软位向的晶粒先发生滑移变形 而硬位向晶粒中所受到的分切应力很小 难以发生滑移 2 多晶体变形的协调性 为了保持材料的连续性 一个晶粒变形时 相邻晶粒必须同时进行相应的协调变形 为了产生需要的协调变形 晶体至少需要5个独立的滑移系 滑移系较多的立方晶格金属具有良好的塑性 具有密排六方晶格的镁 锌等金属 因其滑移系仅有3个 因此多晶镁 锌的塑性远不如两种立方晶格金属 多晶体材料的强度一般高于单晶体材料 3 多晶体变形过程 当首批处于软位向的晶粒发生滑移时 周围处于较硬位向的晶粒尚不能发生滑移 只能以弹性变形相适应 在首批变形晶粒的晶界附近造成位错的堆积随着外力的增大至应力集中达到一定程度 而后变形才会越过晶界 传递到另一批晶粒中位错滑移一般不会越过晶界 多晶体变形过程 随着滑移的发生 首批晶粒的位向同时也在发生转动 这也会使这些晶粒从软位向逐步转到硬位向 不能再继续发生滑移 而促使另一批晶粒开始滑移变形 多晶体的塑性变形总是一批一批晶粒逐步地发生 从少量晶粒开始逐步扩大到大量的晶粒 从不均匀变形逐步发展到比较均匀的变形 变形不均导致内应力 7 4 2晶粒度对力学性能的影响 1 晶粒尺寸与材料强度 多晶体中 晶界两侧晶粒的位向不同 晶体的滑移即位错的滑移一般不能越过晶界 位错滑移至晶界产生塞积 应力集中 根据位错塞积理论 晶界前塞积的n个位错对晶界 障碍物 的作用力大致等于一个位错作用力的n倍 晶粒细小时 塞积位错的数目n较小 应力集中较小 只有在较大的外力时才能开动相邻晶粒的滑移系 即强度较高 晶粒度对力学性能的影响 Hall Petch关系的推导 堆积位错个数n 2 晶粒尺寸与塑性 晶粒细小时 应力集中较小 容易释放 同时应力场均匀 可以在相邻晶粒中开动较多的滑移系 使变形均匀图表示Al Zn的应力应变曲线 7 4 3屈服现象 实验发现 在应力达到 su时 滑移已经传递到相邻晶粒 出现变形晶粒构成的塑性区 L ders带 然后应力下降至 sl 在应力几乎不变条件下 L ders带扩展至整个长度 随后应力逐渐上升 进入均匀变形阶段 不需要增加外力而出现的继续伸长 称屈服 yield 在bcc金属 fcc结构置换固溶体 Si Ge Cu晶须等低位错密度材料均发现了屈服现象Fcc hcp金属无明显屈服 应变时效 少量的预塑性变形可暂时消除屈服现象 将经过少量塑性变形的试样放置一段较长的时间然后再行拉伸 或经200 C左右短时加热后再行拉伸 则屈服点又复出现 且屈服应力提高 此现象通常称为应变时效 Orangeeffect 低碳钢板在冲压成形时会因屈服延伸区所产生的不均匀变形 吕德斯带 而使工件表面粗糙不平 将薄板在冲压之前先经过一道微量的冷轧 通常为1 2 压下量 使屈服点消除 随后进行冲压加工就可保证工件表面的平滑光洁 应力的变化反映了可动位错密度的变化开始变形时 由于可动位错密度 较小 因而位错平均速度较大 应力较高 当可动位错密度升高时 应力反而较低 m较小的材料屈服明显 而fcc hcp m 100 不明显 7 5合金的塑性变形 工业合金分为单相组织 复相组织 合金相包括固溶体 中间相两类 能够发生塑性变形的主要是固溶体 材料体系 单相合金 固溶体S 化合物C双相合金 S S1 S C C C1 7 5 1固溶体的塑性变形 变形机制与溶剂金属相同但是由于溶质原子与位错的作用 使得变形阻力 强度 硬度 增大 变形能力 塑性 降低 称为固溶强化 固溶强化效果 取决于固溶体类型 溶质的类型与含量 间隙溶质强化效果较大 固溶体的流变应力近似正比于溶质浓度 引起较大点阵畸变的溶质原子 溶解度较低 但是同样浓度时强化效果较大 反之 也成立 弹性交互作用 Cottrelleffect 由于溶质原子与基体原子半径不同 弹性模量不同 会造成晶格畸变 这个弹性畸变便与位错应力场发生作用 使溶质原子在位错周围分布 形成柯氏气团 降低位错的可动性 刃型位错而言 小的置换型原子处在压应力一侧 大的置换型原子和间隙型原子处在拉应力一侧 欲使位错启动 就需挣脱气团 克服溶质原子造成的附加阻力 铃木作用 化学作用 一些溶质原子可以偏聚在层错面附近 形成铃木气团 铃木气团增加扩展位错宽度 交滑移困难 铃木气团增大位错滑移阻力 移动时溶质扩散滞后 会增大层错能 化学作用没有弹性交互作用显著 但可以保留到较高的温度 有序作用 固溶体通常是呈短程有序或偏聚状态 即处于低能量的原子配置状态 塑性变形时 将使滑移面附近的原子配置情况因相对位移而受到扰乱 导致有序程度 或偏聚程度 下降 体系的能量升高 这就使位错移动所需的应力增大 电学作用 自由电子倾向于从点阵的受压地区移至受张地区 当溶质原子的价电子数高于基体时 额外的自由电子便移向位错 由于静电交互作用 促使溶质原子更倾向于在位错周围偏聚 显然 溶质原子与基体金属的价电子数相差越大 则固溶强化作用越强 这种作用效果较小 7 5 2复相合金的变形 复相合金的变形与组成相的性质 相对量 形状 分布有关 两大类极端情况 聚合型 两相的尺寸和体积分数相近 分散型 增强相弥散分布在母相基体上 两相性质差别不大 差别较大 1 第二相强化 两相的性能 尺寸和体积分数相近时 根据等应变模型 复合体的强度根据等应力模型 复合体的塑性 如两相中一个是塑性相 而另一是硬脆相 则合金的力学性能主要决定于硬脆相的多少及分布 2 弥散强化 体积分数较大的基体受力 变形 弥散分布的颗粒阻碍位错运动 如果第二相颗粒较大 位错线将绕过这些颗粒 长程力 位错绕过颗粒 将位错线弯曲时 单位长度位错线需要额外的力 f T R 因为f b 所以应力增量 T bR 由于弯曲位错需要附加的外力 构成Orowan强化弥散强化材料加工硬化率较高 颗粒的平均截面积因为 截面上第二相颗粒所占的面积分数等于颗粒的体积分数f 所以单位面积内颗粒数n颗粒平均距离 颗粒占据面积 2 所以 位错切过颗粒 如果颗粒较细 位错可能切过颗粒 短程作用 切过颗粒时界