东北大材料成型金属学课件02塑性变形机制

2.塑性变形机制PlasticDeformationMechanism晶体的塑性变形

PlasticDeformationofCrystal

－－金属的重要特性之一弹性变形（ElasticDeformation）：材料尺寸只发生暂时性改变。拉伸:σ=Eε，E-杨氏模数；剪切，τ=Gγ，G-切变模数。具有可逆性.

金属弹性变形的本质：金属原子自平衡位置产生可逆位移。塑性变形（PlasticDeformation）：应力超过弹性极限，材料发生的不可逆的永久变形。应力与应变的关系偏离虎克定律。先发生弹性变形，后发生塑性变形。形状和尺寸的不可逆变化是通过原子的定向位移实现的．塑性变形的主要机制:位错的运动塑性变形机制

MechanismofPlasticDeformation滑移(Slip)：最重要的变形方式孪生(Twinning)：

低温高速，对称性较低的密排六方金属不对称变形(AsymmetricalDeformation）：

变形协调机制非晶机制(AmorphousMechanism)：高温晶界滑移(GrainBoundarySlip)：高温2.1滑移（Slip）▲晶体的塑性变形，是通过平行于一定晶体学平面（即滑移面）的滑移引起的。▲滑移的机制就是位错在滑移面内的运动。▲塑性变形的结果，使原来光滑的单晶试样的表面变成台阶状，这些台阶是由大量位错(Dislocation)滑出晶体所形成的。这些线条称为滑移线，一系列滑移线聚成一束，组成滑移带．

在300℃拉伸的锌单晶体滑移线（SlipLine）：滑移带中的细线．

滑移层(SlipBand)：相邻滑移线间的晶体片层．

滑移量(

Slippage)：每条滑移线所产生的台阶高度．

滑移带示意图滑移(Slip):定义:晶体在外力作用下，其中一部分相对另一部分，沿一定的晶面和该晶面上的一定晶向产生的平移滑动.当应力超过晶体的弹性极限后，晶体中就会产生层片之间的相对滑移，大量的层片间滑动的累积就构成晶体的宏观塑性变形。滑移分别集中在某些晶面上，滑移带和滑移线间的晶体片层并未发生塑性变形，仅仅发生了相对滑动．滑移面(SlipPlane)和滑移方向(SlipDirection):塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动，晶体沿某些特定的晶面及方向相对错开，这些晶面和晶向分别称“滑移面”和“滑移方向”。滑移面与滑移方向称为滑移要素

滑移面和滑移方向是金属晶体中原子排列最密的晶面和晶向.

滑移系(SlipSystem):

■一个滑移面和此面上的一个滑移方向组成一个滑移系.

■滑移面数×滑移方向数=滑移系数。

■滑移系愈多，滑移过程可能采取的空间取向便愈多，滑移愈容易进行，塑性愈好。如：面心立方金属比密排六方金属塑性好.

■对一定结构晶体,滑移方向随变形温度不变,但滑移面随变形温度有所改变.如变形温度较高时，Al的滑移面可能改变为（100），Mg的滑移面可能变为。金属的主要滑移面、滑移方向和滑移系Schmid定律滑移系只提供了金属滑移的可能性，而金属在外力作用下滑移的驱动力是沿滑移面滑移方向上的分切应力。单晶体受力后，外力在任何晶面上都可分解为正应力和切应力。正应力只能引起弹性变形及解理断裂。只有在切应力的作用下金属晶体才能产生塑性变形。外力在晶面上的分解切应力作用下的变形锌单晶的拉伸照片临界切应力（CriticalShearStress):能够引起滑移系开动的分切应力,决定滑移系能否开动.

沿滑移面滑移方向上的分切应力

外力在滑移方向的分切应力横截面A0上的正应力:滑移面A上的全应力:滑移面上沿滑移方向的分切应力:滑移面上的正应力:cosψcosλ称取向因子（或Schmid因子）Schmid定律:

金属在一定变形温度和变形速度条件下,开始发生滑移变形所需的临界切应力为常数,与取向因子无关.室温下铁单晶体切应力切应变曲线a、b…i表示从不同方向对铁单晶体的拉伸取向因子越大，分切应力也越大．时,达到时,最小,且等于与趋近此方位称为有利方位或软取向;远离此方向称为不利方向或硬取向;处于软取向的滑移首先发生滑移.拉伸时Mg单晶体的取向因子与屈服应力的关系影响临界切应力的因素滑移的物理本质:晶体中的位错在切应力作用下逐步移动。所有造成位错移动阻力的因素均会使临界切应力提高。影响因素：

1)金属的种类(晶体的类型)：原子间结合力↑，位错移动的点阵阻力↑；

2)化学成分：溶质原子产生固溶强化，位错运动受阻；不同溶质原子固溶强化效应不同；

3)变形温度：温度↑，↓，因为原子动能增大，原子间结合力减弱；但高温时，温度↑，不变；

4)变形速度：速度↑，↓，因为单位时间内更多位错线移动，加工硬化率较快；速度与依赖性极弱；

5)变形方式、组织结构（加工和处理状态）等。几种常见金属临界分切应力临界切应力，×10MPa固溶原子(原子)，％固溶原子对铜单晶临界分切应力的影响三类常用金属的临界应力随温度变化的关系化学成分和温度对纯铜的临界分切应力的影响镉速率的关系单晶的临界切应力与温度和应变(X比+应变速率大100倍)滑移时晶体的转动（RotationofCrystal)

滑移面上最大分切应力与滑移方向一致时，晶体的转动滑移面上最大分切应力与滑移方向不一致时，拉伸时晶体的转动▲压缩时晶面的转动：

与拉伸时相反,滑移面逐渐转向与压力轴线垂直.

▲几何硬化:

原晶体位向是处于软取向,经滑移和转动后,取向因子变小,σs增大,使滑移困难,产生硬化效果。

▲几何软化:反之。

压缩时晶体转动示意图滑移的基本类型单滑移(SingleSlip)：外加切应力>τc,开动一组滑移系；特征：表面平行的滑移线;

发生在滑移系较少或塑性变形开始阶段。多滑移(MultipleSlip)：外力轴与几个滑移系取向相同,多个滑移系同时开动；由于位错交割、缠结，导致加工硬化。特征：两组或多组交叉的滑移线；交滑移(CrossSlip)：螺位错滑移受阻时，离开原滑移面沿另一晶面继续滑移；b不变，所以滑移方向和大小不变。变形温度越高，变形量越大，交滑移越显著。特征：折线或波纹状滑移线。Cu的单滑移,x500Al的多滑移,x145Al单晶的交滑移,x260多系滑移对于具有多组滑移系的晶体，滑移首先在取向最有利的滑移系（其分切应力最大）中进行，但由于变形时晶面转动的结果，另一组滑移面上的分切应力也可能逐渐增加到足以发生滑移的临界值以上，于是晶体的滑移就可能在两组或更多的滑移面上同时进行或交替地进行，从而产生多系滑移。滑移的位错机制实际测得晶体滑移的临界分切应力值较理论计算值低3～4个数量级，表明晶体滑移并不是晶体的一部分相对于另一部分沿着滑移面作刚性整体位移，而是借助位错在滑移面上运动来逐步地进行的。发生多系滑移时，在抛光表面看到不止一组的滑移线，而是两组或多组交叉的滑移线。由于多个滑移系开动，位错交截产生割阶及位错带着割阶运动等原因使位错运动阻力增加，因而强度也增加。2.2孪生(Twinning)

孪生(Twinning):

塑性变形的另一种重要方式,常作为滑移不易进行时的补充.

形成孪晶的过程.晶体在切应力的作用下,一部分沿一定的晶面和一定的晶向相对于另一部分发生的均匀切变.孪晶(Twins):

相对某一特定晶面两边原子排列成镜像对称的一对晶体.

孪生的产物.孪生的形成方式:

1)晶体生长,如退火孪晶;2)塑性变形,称变形孪晶.现象:透镜状或片状.(a)拉伸试验中产生的孪晶(b)拉伸试验后长大的孪晶变形Zn中的透镜状孪晶a)b)1μm000110110201100110（a）（b）（c）（d）（e）twinstwinstwinstwinstwins(a)0%;(b)23%;(c)35%;(d)46%;(e)59.7％（fractured）动态Hall-Petch效应形变孪生微观原子排列显示出孪生关系宏观外形看不出孪生或对称关系面心立方晶体的孪生变形（a）孪晶面和孪生方向（b）孪生变形时原子的移动FCC晶体的孪生面是（111），孪生方向是[11-2]。fcc中孪生时每层晶面的位移是借助于一个不全位错（b=a/6[11-2]）的移动造成的，各层晶面的位移量与其距孪晶面的距离成正比。如：面心立方晶体中，有一个垂直穿过（111）面的螺位错，柏氏矢量为a/3[111]（（111）面的面间距）。此位错使（111）面变成一个螺旋面。若位于（111）面上有一柏氏矢量为a/6[112]的肖克莱不全位错，其一端被极轴位错固定，则不全位错只能绕极轴转动。当它在（111）面上扫过一周后，产生a/6[112]的滑移量，相当于产生一个单原子层的孪晶，同时又沿螺旋面上升一层。如此继续转动，就会形成一个孪晶区。当此不全位错依此沿（111）面扫过后，密排面的堆垛顺序就会由原来ABCABCABC变为ABCABACBA，这样就使上部分晶体变成与未变形部分晶体成对称的孪晶区。孪生的位错机制孪生的位错机制

▲孪生与滑移最大的区别在于孪生要引起堆垛层错的改变.

▲孪晶形成的位错机制:

由肖克莱不全位错运动扫过相继的层面造成的均匀切变.

发生孪生的条件

■不同结构金属:

fcc、bcc:易滑移,难孪生,低温、高速；

hcp：易孪生.

■孪生难于滑移.

孪生前有滑移产生,即在已产生一定形变的情况下才开始:

孪生位错是在一定内应力下由部分滑移位错转变而成.

孪晶应力高于滑移.

■产生孪晶的应力随层错能提高而增加。

■在高应力下形核后在远小于孪晶萌生的应力下沿孪生面和垂直孪生面两方向同时极快(声速)扩展.

■切变量随孪生区的增长而增大.弹性应变大,需要其他变形机制协调,否则出现裂缝,变形终止.

■加载方式以冲击最有利

孪生的一般特点:

1)均匀切变,即切变区内与孪晶面平行的每一层原子面均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定的距离。

2)具有晶体学要素:孪生面和孪生方向,统称孪生系;3)作用:调整晶体位向(孪晶面两侧晶体形成镜面对称),激发进一步滑移,使滑移与孪生交替进行,从而获得较大变形。

4)不改变晶体的点阵类型;5)相邻层间相对切变量相等且小于一个原子间距,每层总切变量与它和孪生面的距离成正比;6)所产生的形变较小,但便于随后的变形;7)具有可逆性:应力反向时,去孪,且去孪易于孪生。滑移系数量滑移系多的立方晶系金属易于滑移，不易孪生。应力水平当滑移已强烈进行并受到阻碍时，在高度应力集中处诱发孪生。孪生所需要的切应力要比滑移大很多。例如镁晶体孪生临界切应力5~35MPa，滑移临界切应力仅0.5MPa。协调机制孪生在高应力下形核后，在远小于孪晶萌生的应力下，以声速沿孪生面和垂直孪生面的两个方向同时扩展。由于孪生时，每层原子的切变量正比于孪生面的距离，因此切变量随孪生区的增长而增大。此过程会引起基体相当大的弹性应变，这就需要其他变形机制（滑移或扭折）协调，否则出现裂缝，变形终止。孪生与滑移的区别孪生滑移临界切应力大小切变均匀性均匀不均匀切变量原子间距的非整数倍原子间距的整数倍位的变化改变不变抛光后浸蚀后可见不可见发生难易程度不易（低温、高速）易2.3不对称转变2.3.1扭折带（Kinkband）■扭折：是滑移受到约束或阻碍时,为适应外力作用而产生的一种不均匀变形方式。■扭折是局部晶格绕某一轴旋转产生,其出现是突然的.■扭折带：相对于母晶取向发生不对称变化的晶体区域。■扭折带晶体位向的突然改变是滑移受阻引起的位错堆积.从未变形区到扭折带的过渡是由一系列同号刃型位错排列的结果。■是能量较低的结构形式。■扭折带的产生与晶体纯度、变形温度、晶体取向有关。■现象：表面上滑移线呈S形。■扭折带作用：

1)协调变形:适应变形条件的约束,能引起应力松弛，使晶体不致断裂。

2)促进变形:改变取向,有可能处于软取向,促进滑移,进一步激发变形。伴随孪晶的形成而产生的协调扭折带的示意图（a)孪生的作用使试样端部趋于产生相对位移；（b)协调扭折带的形成容许试样适应试验条件的约束2.3.2形变带(DeformationBand)点阵相对原来点阵发生转动而形成.取向转动不同于扭折带,不是突变,而是渐变.转动程度取决于变形量.形貌不同于滑移带,形状不规则:边界弯曲,并沿主变形方向延伸.由于晶界的阻碍易在一个晶内引起取向的不同,因此多晶材料形成形变带的倾向大.α-Fe的形变带Al的形变带形变带的位错机制:

平行滑移面内的异号刃型位错（EdgeDislocation)交互作用的结果(位错塞积).形变带形成的位错示意图各种变形机制常常联合发生作用:

孪生与扭折;

滑移与孪生交替2.4其他变形机制非晶机制晶界滑动2.5多晶体(polycrystal)塑性变形的特点2.5.1变形的不均匀性（Inhomogeneous）▲多晶体的特点:

1)晶粒间存在晶界(GrainBoundary);2)每个晶粒与相邻晶粒的取向(Orientation)不同.▲多晶体变形的特点:1)受到晶界的阻碍和位向不同的晶粒的影响;2)任何一个晶粒的塑性变形都不处于独立的自由变形状态,需要其周围的晶粒同时发生相适应的变形来配合,以保持晶粒之间的结合和整个物体的连续性.▲多晶体变形的不均匀性：

同一晶粒不同位置及不同晶粒间实际变形量都不同:

晶界附近变形量小,晶粒内部变形量大.

几个晶粒多晶体拉伸时的竹节现象多晶体Al的几个晶粒各处的应变量

虚线：晶界；线上数字：总变形量多晶体变形的重要条件－－连续性（a)变形前（b)变形后◆每个晶粒的变形都要受到相邻晶粒的制约，并与相邻晶粒相协调。

晶界在晶体学上是不连续的，但应变要求保持材料的连续性。不同位向晶粒不同方向变形结果:晶界空洞或裂缝.

◆多滑移协调邻近晶粒的形变。

宏观应变：εij共6个自由分量。

体积不变：△V＝ε11＋ε22＋ε33＝0

剩5个独立量，至少需5个滑移系同时开动。

◆滑移系多少反映多晶体协调能力强弱：

fcc的协调能力强于hcp,因此塑性高；(fcc)(hcp)(hcp)a-滑移面对拉伸轴线的倾角；×－断裂点2.5.2晶界的作用及晶粒大小的影响滑移首先在取向有利的晶粒中发生→扩展到其他晶粒→终止在晶界。原因:晶界和晶粒间取向差共同作用.相邻晶粒取向差↑，晶界处原子排列紊乱↑，畸能↑，阻碍↑。相邻晶粒取向差↑，滑移转入相邻晶粒时阻力↑。多晶体屈服的实质：滑移越过晶界。多晶体屈服条件：滑移从一个晶粒传到另一晶粒。Cu-4Ti合金中位错被堵塞在晶界附近1-Al;2-钢；3-Ni;4-碳钢（0.05C);5-碳钢（0.2%C）；6-Mo◆屈服强度与晶粒直径的关系Hall－Petch关系式根据位错塞积理论导出－晶内变形阻力，相当于单晶体屈服应力；－晶界性质影响的阻力系数；

d

－晶粒直径大小。结论:晶粒越细，屈服强度越高。→细晶强化

应用实例:超级钢(SuperSteel)

Quantitativeassessment

s=

s0+kccm

y=

0+kGd-1/2Fe-26Mn-xAl-1C2.塑性变形机制（2）PlasticDeformationMechanism滑移(Slip)：最主要的变形方式孪生(Twinning)：低温、高速，对称性较低的密排六方金属不对称变形(AsymmetricalDeformation)：变形协调机制非晶机制(AmorphousMechanism)：高温晶界滑移(GrainBoundarySlip)：高温（a）孪晶面和孪生方向（b）孪生变形时原子的移动形变孪晶面心立方晶体的孪生变形面心立方晶体孪晶的高分辨率电镜照片实验证实1.1研究高锰钢不锈钢无磁钢耐磨钢新领域岩石破碎机（颚式）

加入到颚式破碎机破碎腔（由固定颚板和可动颚板组成的空间）中的物料，由于动颚板作周期性往复摆动，当动颚板靠近固定颚板时，物料受到压碎、劈裂和弯曲折断的作用而被破碎。

颚板也叫齿板，是颚式破碎机中的关键耐磨件。一套颚板通常由两部分组成:动颚板和定颚板。早期的颚板材质有铸铁和普通的硬化钢材。这些材料不仅硬度低、耐磨性差、寿命短，而且韧性不好，时常断裂。直到十九世纪末，英国人Hadfield成功发明了高锰钢（Mn13）后，这种性能优良的耐磨材料一直做为颚板这个舞台上的头号主角，风光了一百多年，至今魅力不减当年。颚式破碎机颚板Hadfield钢耐磨材料“水韧处理”-奥氏体钢英国人Hadfield在1882年9月发明了耐磨高锰钢(又称Hadfield高锰钢)。主要成分:12.76Mn-1.35C-0.69Si(％).在Mn13的基础上，又发展了中锰钢（6～8）Mn％-（0.9～1.2）Mo(％)和Mn17系列高锰钢（16～19）Mn(％)。20世纪80年代后期，国外已开发成功多种牌号的中锰钢。同时，国外还开发了Mn3％～5％的合金化锰钢。安全

减重、环保

解决办法合理结构设计高性能发动机新型替代能源新型结构材料研究思路加入新的化学成分，新的成分配比挖掘新的应用领域，具有广泛的应用潜景新的应用领域新成分研究塑性变形中，新的强化机制，优越的力学性能新的强化机制ThreekeyadvantagesthatindicatestronginterestingSay!,Stay!,Strive!“高强塑性高锰钢”高Mn/高Al钢(Fe-Mn-Al-C)G.FrommeyerDepartmentofMaterialsTechnology,Max-Planck-Institute，Germany高MnTRIP/TWIP钢（Fe-Mn-Al-Si)

Compositionofthesteels(mass,%)No.MnAlSiCFe114.83.02.80.03balanced218.82.92.90.04balanced323.82.73.00.06balanced431.13.93.30.06balanced533.02.93.00.06balanced力学性能抗拉强度伸长率No.3No.1No.2No.4力学行为/显微组织No.2steel(18.8Mn)TRIP效应

(a)0%;(b)4%;(c)17%;(d)34%;(e)49％;(f)72.25%(fractured)（a）（b）（c）（d）（e）（f）twinstwinstwinstwinstwinstwins2(o)

No.4steel31.1%MnNo.1No.2No.5Ak/JImpacttesting冲击实验

No.2steelXRD(b))γ(111)α(211)α(110)γ(200)α(200)γ(220)α(220)γ(311)Diffractionangle2θ/°Intensit0.5μm(a))γ(200)γ(220)γ(311)γ(111)γ(222)Diffractionangle2θ/°IntensitNo.5steelXRD(b))γ(220)γ(311)γ(222)γ(200)γ(111)Diffractionangle2θ/°)Intensit

20μm(a)

20μm(b)0.5μm(a))γ(111)α(110)γ(200)γ(220)γ(212)γ(311)Diffractionangle2θ/°IntensitT/℃

低密度钢Fe-(26-28)Mn-(8-12)Al-(0.8-1.2)C特点：轻质（~减重15%）高强/优异的塑性/高的应变硬化率组织：两相/三相（Duplex/Triplex）：奥氏体+（铁素体）+纳米级碳化物粒子剪切带诱发塑性(shearbandinducedplasticity,SIP)

FrommeyerG,BruxU.steelresearchint.,MicrostructuresandMechanicalPropertiesofHigh-StrengthFe-Mn-Al-CLight-WeightTRIPLEXSteels

2006,77(9-10):627-631.显微带诱发塑性(microbandinducedplasticity,MBIP)JeDooYoo,Kyung-TaePark，Microband-inducedplasticityinahighMn-Al-Clightsteel,

Mater.Sci.Eng.A,2008,496:417-424Thecompositionofthesteels(mass,%)steel/SFE(mJ/m2)CMnAlFe6Al/611.0026.035.84balanced12Al/960.9725.6511.76balancedFe-26Mn-(0,3,6,8,10,12)Al-1COpticalmicrostructures(a)6Al;(b)12Al(a)(b)MicrostructuresunderTEM(a)6Al;(b)12Al(a)(b)固溶+淬火真理和谬误只差一步Engineeringstress-straincurvesofthesteelswithdifferentAlconcentrationsFe-26Mn-xAl-1CAl：晶粒细化（位错/晶界）Mn、Al、C

固溶强化（溶质原子/位错）第二相（铁素体）强化纳米级碳化物强化（位错/第二相粒子）变形过程中组织演变(6Al)Microstructuresofsolutiontreated6Alsteeldeformedto10%

平面滑移(planarslip):在面心立方金属的变形过程中，位错滑移变形并不是每一个原子层上均匀地发生，而是周期性的每隔一定距离才产生一个位错滑移面。Microstructuresofsolutiontreated6Alsteeldeformedto30%06Al实验钢拉伸变形后的X射线衍射图06Al实验钢1100℃固溶处理拉断后微观组织(a)microbands;(b)mechanicaltwinning层错能较高：抑制了TRIP效应；部分抑制TWIP效应。变形过程中组织演变(12Al)Microstructuresofsolutiontreated12Alsteeldeformedto10%单方向(a)和两个方向的滑移带(b)Microstructuresofsolutiontreated12Alsteeldeformedto30%密集的滑移带(a)；在退火孪晶内也发生变形(b)高Mn钢层错能关键→变形机制/滑移模式/断裂TRIP/TWIP/Slip层错能-合金设计SFETemperatureStackingfaultenegry96mJ/m212Al6Al:slip+twinningRef.K.T.Park,etal.Met.Mater.Int.,16(1)2010:1.高温变形机理粘性液体和非晶体的流动。对于多晶体金属，在一定的变形温度和速度条件下，也可发生。原子在应力场和热激活的作用下，发生定向迁移，引发塑性变形。间隙原子、置换原子和空位的运动。非晶机制高温条件下多晶体金属相邻晶粒在切应力的作用下沿着晶粒间界的相对移动（以晶界为界，两侧晶粒发生滑动）。晶粒尺寸越小，单位体积内的晶界面积越大，晶界滑动的作用越大，即对总变形量的贡献越大。材料为整体，需要有协调机制（扩散蠕变或位错滑移）。测量：划痕法晶界滑动(GBS)在一定的驱动力下，晶界可以迁移。微观机制：涉及晶界邻域的原子过程。受晶界结构、外界条件（温度和作用于晶界的力）及点缺陷（溶质和空位）等因素的影响。小角晶界：位错的滑移和攀移；大角晶界：原子从一侧热激活跳动到另一侧。驱动力：晶界两侧的化学势差。晶界迁移温度很高（空位运动活跃）、应力很低（位错很少）时，蠕变速度与应力成正比，与位错关系不大，此时的形变主要是由应力作用下物质的定向流动造成的。

材料内部的空位浓度差是产生蠕变的主要原因。

带来的问题：设备或构件的失效扩散蠕变σσ起始状态中间状态终了阶段ІІІ

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。与经典的扩散过程相比，这个模型的扩散渠道多，路程短，物质的迁移量少，因而在相同的应力下，可以获得更大的应变速率；而且所有晶粒保持等轴原样，只是发生转动换位。

1973年,由Ashby和Verrall提出的晶界滑动和扩散蠕变联合机理，简称A-V机理。1）A-V变形机理2）伴随位错蠕变的晶界滑移机理

在滑动晶界的顶端存在着起障碍作用的晶粒，故在该处引起应力集中，并在此障碍晶粒内部产生位错源。位