金属塑性变形对微观结构和力学性能的影响

1、金属塑性变形对微观结构和力学性能的影响金属塑性变形定义（plastic deformation of metals ） 金属零件在外力作用下产生不可恢复的永久变形。单晶体产生塑性变形的原因是原子的滑移错位。多晶体（实际使用的金属大多是多晶体）的塑性变形中，除了各晶粒内部的变形（晶内变形）外，各晶粒之间也存着变形（称为晶间变形）。多晶体的塑性变形是晶内 变形和晶内变形的总和。人类很早就利用塑性变形进行金属材料的加工成形，但只是在一百多年 以前才开始建立塑性变形理论。18641868年，法国人特雷斯卡（）在一系列论文中提出产生塑性变形的最大切应力条件。1911年德国卡门（Karman）在三向流体静

2、压力的条件下，对大理石和砂石进行了轴 向抗压试验；1914年彳惠国人伯克尔 ker）对铸锌作了同样的试验。他们的试 验结果表明：固体的塑性变形能力（即塑性指标）不仅取决于它的内部条件（如成分、组织），而且同外部条件（如应力状态条件）有关。1913年德国冯 米 泽斯Kises）提出产生塑性变形的形变能条件；1926年德国人洛德、1931年英国人泰勒和奎尼分别用不同的试验方法证实了上述结论。金属晶体塑性的研究开始于金属单晶的制造和 X射线衍射的运用。早期的研究成果包括在英国伊拉姆年）、德国施密特（1935年）、美国巴雷特年）等人的著作中。主要研究了金属晶体内塑性变形的主要形式一滑移以及 受显变形。

3、以后的工作是运用晶体缺陷理论和高放大倍数的观测方法研究塑 性变形的机理。塑性变形微观结构变化图1塑性变形中产生的滑移塑性变形中最基本的微观变化是位错滑移和滑移带的产生。分为单滑移，双滑移，多滑移等。另外，还有李生等现象的产生。图2 % Si-Fe单晶体中的平直滑移带多晶金属在塑性变形过程中，仍然保持着连续性。即每个晶粒的变形都要受到相邻 晶粒的制约，并与相邻晶粒的变形相协调。晶粒越细，屈服强度越高金属塑性变形的力学性能影响钢经形变处理后，形变奥氏体中的位错密度大为增加，可形变量愈大，位错密度愈高，金属的抗断强度也随之增高。随着形变程度增加不但位错密度增加而且位错排列方式也会发生变化由于变形温度

4、下，原子有一定的可动性，位错运动也较容易进行，因此在形变过程中及形变后 停留时将出现多边化亚结构及位错胞状结构。当亚晶之间的取向差达到几度时，就可象 晶界一样，起到阻碍裂纹扩展的作用，由霍尔一派奇公式，晶粒越小则金属强度越大。 由于亚结构的出现，相变时马氏体成核、长大过程均受到亚晶界的影响，生长的马 氏体片尺寸d减小，从而使相界增加，材料强度提高。由于形变奥氏体内位错密度增加，亚结构细化，从而为碳化物析出提供了处所，为碳的扩散开辟了通道，有利于碳化物弥散析出，起到了弥散硬化的作用，其强化效果与 析出粒子间距成反比：综上所述，形变处理的强化效果是位错强化、细晶强化、弥散硬化和相变强化的 综合表现

5、。超塑性变形对金属力学性能的影响材料在外力的作用下，产生变形，而外力过大会产生大素性变形，而这样的变形对材料的性能产生了巨大的影响，为了更加准确的研究材料的性能，将材料表面细化至纳米化或超细晶化。强塑性变形金属表面纳米化在外加载荷的重复作用下，材料表面的粗晶组织通过不 同方向产生的强烈塑性变形而逐渐细化至纳米量级。由表面 机械加工处理导致的表面自身纳米化的过程包括：材料表面 通过局部强烈塑性变形而产生大量的缺陷，如位错、挛晶、 层错和剪切带；当位错密度增至一定程度时，发生湮没、重 组，形成具有亚微米或纳米尺度的亚晶，另外随着温度的升 高，表面具有高形变储能的组织也会发生再结晶，形成纳米 晶；此

6、过程不断发展，最终形成晶体学取向呈随机分布的纳 米晶组织。样品表面采用高能振动喷丸技术来实现纳米化。图1是高能喷丸装置示意图。工作时，整个容器作垂直振动, 使弹丸从各方向与样品下表面发生大能量碰撞，使得样品表 面产生强烈塑性变形而导致晶粒细化。图1.1高能喷丸装置示意图形变诱发的纳米化机理：高层错能立方系纯铁的塑性变使晶粒尺寸不断减形方式为位错运动，在外力的作用下晶粒细化的过程包括： 在粗晶内部形成高密度的位错墙和位错缠结；通过不断地吸 收位错，位错墙和位错缠结逐渐演变成小角度亚晶界；小角 度亚晶界继续吸收位错而转变成大角度亚晶界；亚晶内部重复上述过程,小、取向差不断增大，最终形成等轴状、取向

7、呈随机分布的纳米晶组织。中等层错能立 方系金属纯铜的变形方式主要是位错运动，随着应变量的增 加依次形成了由较厚位错墙分割的等轴状位错胞、晶粒尺寸 逐渐减小，而取向差逐渐增大的亚微晶和取向呈随机分布的 纳米晶。机械挛生只发生在表面附近应变量较大的、晶体学 取向不适合位错运动的晶粒中，其作用主要是调整晶粒取向， 使晶粒碎化易于以位错运动方式进行。较低层错能立方系奥 氏体粗晶内部通过位错湮灭和重组形成位错胞；应变量和应 变速率的增加诱发机械挛生，形成片层状挛晶；挛晶内部通 过位错的运动使显微组织逐渐由片层状向等轴状转变，同时 晶粒尺寸逐渐减小、取向差逐渐增大；最终形成等轴状、取 向呈随机分布的纳米晶

8、组织。低层错能立方系不锈钢的位错 在面上滑移、并相互交割形成网格结构；单系挛晶形成并逐 渐过渡到多系挛晶；多系挛晶相互交割使晶粒尺寸不断减小，并在挛晶交叉处形成马氏体相；挛晶系增多与挛晶重复交割 强度加大使得碎化晶粒的尺寸进一步减小；最终在大应变量、 高应变速率等作用下，形成等轴状、取向呈随机分布的马氏 体相纳米晶组织。对于立方系金属，高层错能材料的塑性变 形一般通过位错运动；而具有低层错能的材料则为机械挛生； 对于层错能介于二者之间的材料，位错滑移和机械挛生两种 方式均可发生。对于结构对称性较低的金属，由于滑移面较 少，即使在层错能较高的材料中（如钛）也存在着机械挛生。 急剧塑性变形制备纳米/超细晶材料急剧塑性变形是具有强烈的细化晶粒的能力，甚至可以 将晶体加工成非晶。急剧塑性变可以在低温下使金属材料的 微观组织得到明显细化，从而大大提高其强度和韧性，近年 来的研究表明，SPD法可以制备出具有亚微米级甚至纳米级 微观结构的金属材料，因而日益受到人们的关注。急剧塑性 变常用的工艺形主要包括等通道角挤压法（ECAP）高压扭转法（SPTS）累积轧焊法（ARB多向锻造（MF）多向压缩（MC）和反复弯曲平法（RCS殍。图27.2等径角挤压工艺路径示意图急剧大塑性变形法制备块