第八章材料的變形與斷裂

第八章材料的變形與斷裂第1頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月金屬變形概述彈性變形－塑性變形－斷裂屈服強度（開始塑性變形的應力）抗拉強度（極限承載能力的標志）頸縮第2頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月金屬的彈性變形彈性變形：變形可逆；應力應變呈線性關系。彈性模量：原子間結合力的反映和度量。S0＝dF/dr=d2u/dr2金屬材料的彈性變形量很小，所以原子間距只在ro附近變化F＝s0（r－r0）單位面積內原子鍵數(shù)為1/r02Fr02=s0r0r-r0r0σ=S0r0ε即E＝S0/r0第3頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月滑移與孿晶變形

常溫下塑性變形的主要方式：滑移、孿晶。一滑移1滑移：在切應力作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿著一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）產生相對位移，且不破壞晶體內部原子排列規(guī)律性的塑變方式。光鏡下：滑移帶（無重現(xiàn)性）。2滑移的表象學電境下：滑移線。第4頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月滑移機制位錯：已滑移的部分與未滑移的部分的分界。位錯寬度：分界不鮮明，有一個過渡區(qū)。－－－－－是兩種能量平衡的結果（界面能與彈性畸變能）。1）位錯寬度窄，界面能小，但彈性畸變能高2）位錯寬度大，每個原子列偏離其平衡位置較小，彈性畸變能減小，同時界面能增加。位錯寬度是影響位錯是否容易運動的重要參數(shù)。位錯寬度越大，位錯就越易運動。第5頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月派－納力派－納力：理想晶體中位錯在點陣周期場中運動時所需克服的阻力。（公式見P327)一些定性結果：1）從本質上說，派－納力（τp-n）的大小，主要取決于位錯寬度W，位錯寬度w越小，τp-n越大，材料就難以變形，相應地屈服強度越高。2）位錯寬度主要決定于結合鍵的本性和晶體結構。對于方向性很強的共價鍵，其鍵角和鍵長度很難改變，故τp-n高；而金屬鍵沒有方向性，位錯有較大的寬度，故τp-n是很低的。3）位錯在不同的晶面和晶向上運動，其位錯寬度是不一樣的。只有沿原子排列最緊密的面及原子密排方向上運動，τp-n才最小。第6頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月滑移面和滑移方向滑移的晶體學滑移面（密排面）（1）幾何要素滑移方向（密排方向）

第7頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月滑移的晶體學（2）滑移系滑移系：一個滑移面和該面上一個滑移方向的組合。滑移系的個數(shù):(滑移面?zhèn)€數(shù)）×（每個面上所具有的滑移方向的個數(shù)）第8頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月晶體結構滑移面滑移方向滑移系數(shù)目常見金屬面心立方{111}×4<110>×312Cu,Al,Ni,Au

{110}×6×212Fe,W,Mo體心立方{121}×12<111>×112Fe,W

{123}×24×124Fe

{0001}×1×33Mg,Zn,Ti{1010}<1120>3Mg,Zr,Ti

{1011}

6Mg,Ti密排六方滑移系

滑移系數(shù)目與材料塑性的關系：一般滑移系越多，塑性越好；與滑移面密排程度和滑移方向個數(shù)有關；與同時開動滑移系數(shù)目有關。第9頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月孿晶變形晶體在切應力作用下沿著一定的晶面和晶向，在一個區(qū)域內發(fā)生連續(xù)變化順序的切變，變形的結果使這部分的晶體取向改變了（晶體結構和對稱性并未改變），但是已變形的晶體部分與未變形的晶體部分保持著鏡面對稱關系，這個對稱鏡面就叫孿晶面。第10頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月孿生：在外力作用下，以切變生成孿晶而發(fā)生塑性變形方式稱為“孿生”。產生條件：孿生僅在滑移困難時才會發(fā)生。一般孿生出現(xiàn)在滑移系很少的晶體結構的材料中(如密排六方晶格金屬)；此外在某些容易發(fā)生滑移的晶格材料僅在較低溫度或受沖擊時因來不及滑移又有較大的應力作用時才可能產生孿生。

第11頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月滑移與孿生在晶體表面變化第12頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月單晶體的塑性變形一.施密特定律

直接推動滑移的是在滑移方向上的分切應力。在同一外加應力作用下，不同的滑移系因自己的取向不同，對應的分切應力也不相同。圖示一單晶體單向拉伸，滑移面法線方向與外力的夾角為φ，滑移方向和拉力軸的夾角為λ，注意到滑移方向、拉力軸和滑移面的法線三者一般不在一平面，即

φ+λ≠900。第13頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月施密特定律

滑移方向上的分切應力為：

其中稱為取向因子或施密特因子。當φ+λ=900，取向因子有最大值0.5。第14頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月施密特定律

滑移方向上的分切應力為：

稱為施密特定律，τc是一常數(shù)，但材料的屈服強度σs則隨拉力軸相對于晶體的取向不同而不同，即晶體材料存在各向異性。第15頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月臨界分切應力與首開滑移系

臨界分切應力：當外力在某個滑移面的滑移方向上的分切應力達到某一臨界值時，這個滑移系開始出現(xiàn)滑移，材料開始發(fā)生塑性變形，這個切應力值叫臨界分切應力，它是決定材料強度的直接因素。首開滑移系:在某一外力作用下，取向因子最大的滑移系將有最大的分切應力，外力加大，它將首先達到臨界分切應力，開始發(fā)生滑移，所以把取向因子最大的滑移系稱為這個外力下的首開滑移系。等效滑移系:在某一外力作用下，取向因子相同的滑移系將有相同分切應力，外力加大，它將同時達到臨界分切應力，開始發(fā)生滑移，所以把取向因子相同滑移系稱為這個外力下的等效滑移系。

第16頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月單滑移、多滑移和交滑移當只有一個滑移系統(tǒng)上的分切應力最大并達到了臨界分切應力－單滑移。當拉力軸在晶體的特定取向上，可能會使幾個滑移系上的分切應力相等，在同時達到了臨界分切應力時，就會發(fā)生多滑移。當一個滑移系啟動后，另一滑移系的滑動就必須穿越前者，兩個滑移系上的位錯會交互作用，產生交割和反應。交滑移是螺型位錯在兩個相交的滑移面上的運動，當螺型位錯在一個滑移面上運動遇有障礙，會轉到另一滑移面上繼續(xù)滑移，滑移方向不變。－交滑移的滑移線不是平直的，有轉折和臺階。第17頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月第18頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月多晶體的塑性變形晶界和晶體位向對塑性變形的影響多晶體的變形概括起來有兩個特點：（1）變形的傳遞當一個晶粒的位錯在某一滑移系上動作后，在位錯遇到晶界時便塞積起來，位錯在晶界處的塞積產生了大的應力集中，當應力集中能使相鄰晶粒的位錯源開動，相鄰取向不利的晶粒也能開始變形，相鄰晶粒的變形也使位錯塞積產生的應力集中得以松弛，原來變形的晶?？梢赃M一步的變形，這就是滑移的傳播過程。

第19頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月（2）變形的協(xié)調多晶體在變形時各個晶粒的自身變形都像單晶體一樣，彼此獨立變形互相不受約束，那么在晶界附近變形將是不連續(xù)的，會出現(xiàn)空隙和裂縫，為了適應變形協(xié)調，不僅要求鄰近晶粒的晶界附近區(qū)域有幾個滑移性動作，就是已變形的晶粒自身，除了變形的主滑移系統(tǒng)外，在晶界附近也要有幾個滑移系統(tǒng)同時動作。實驗也觀察到在晶界附近的滑移系是較多的。第20頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月晶粒大小對材料強度的影響 材料的塑性變形抗力，不僅與其原子間的結合力有關，而且還與材料的晶粒度有關，即材料的晶粒愈細，材料的強度愈高。因為材料晶粒愈細，晶界總面積愈大，晶界對變形的阻礙作用愈明顯，對塑性變形的抗力也便愈大。對純金屬、單相合金或低碳鋼都發(fā)現(xiàn)室溫屈服強度和晶粒大小有以下關系：式中的d為晶粒的平均直徑，k為比例常數(shù)。這是個經(jīng)驗公式，但又表達了一個普遍規(guī)律。該公式常稱為霍爾-佩奇(Hall-Petch)關系。第21頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月晶界位錯塞積模型位錯運動至晶界受阻，便塞積起來，位錯塞積使頭部產生了應力集中。在同樣的外加切應力作業(yè)下，在晶界附近塞積的位錯數(shù)為粗晶粒多細晶粒少。位錯塞積后便對晶粒中心的位錯源有一反作用力，隨塞積的數(shù)目而增大，增大到某一數(shù)值時，位錯源停止動作。細晶粒的反作用力大，因為離位錯源近，導致細晶粒的位錯數(shù)目小。由于粗晶粒晶界處塞積的位錯數(shù)多，產生的應力集中就更大，由前面所講的變形傳遞過程，更加容易使相鄰晶粒的位錯源開動，因而粗晶粒的屈服強度較低，即在較低的外力下就開始塑性變形。第22頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月純金屬的變形強化加工硬化：在金屬拉伸時的應力－應變曲線中可以看出，要繼續(xù)變形只有不斷增加外力。一.位錯的交割第23頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月二.位錯的反應兩個滑移面上的位錯相遇，在一定條件下可發(fā)生位錯反應，形成一個不可動搖的位錯。新位錯不可動，通常稱之為梯桿位錯。這種位錯結合，稱為洛麥爾－柯垂爾鎖（L-C鎖）。由于面角位錯鎖的存在，使得兩個滑移面上隨后運動的位錯受到阻塞，這是引起加工硬化的一個可能原因，它特別對低層錯能的面心立方金屬的變形強化影響較大。第24頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月三.位錯的增殖塑性變形的過程中，盡管位錯移出晶體產生滑移臺階，但位錯的數(shù)量(位錯密度)卻在不斷的增加，這是因為在外應力作用下發(fā)生塑性變形時位錯會發(fā)生增殖。

例如1）F-R源（弗蘭克－瑞德源）第25頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月位錯的增殖

利用Fnak-Read源說明增殖的過程。若滑移面上有一段位錯，CD兩點釘住不可滑移，在外力作用下位錯應向右移動，這段位錯將彎曲、擴張，相遇為異號位錯相消，產生一位錯環(huán)，內部CD段還存在。反復可生成一系列的位錯環(huán)，擴展到晶體外的產生滑移臺階可為柏氏矢量的整數(shù)倍。

第26頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月2）雙交滑移機制高層錯能的面心立方和體心立方，變形時的位錯增殖主要是靠雙交滑移。見書上P342第27頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月合金的變形與強化固溶強化：合金在形成單相固溶體后，變形時的臨界切應力都高于純金屬。

置換式的溶質原子，考慮溶質原子與溶劑原子尺寸的差別。尺寸相差越大，溶解度越小，強化效果越大。原子尺寸差別（或稱錯配）所引起的晶格畸變，會產生一內應力場，位錯在這內應立場中運動會受到阻力。對一些合金還考慮彈性模量的差別。如尺寸上沒有差別，溶質原子切變模量較大，對位錯有斥力，反之切變模量較小時則有吸力。第28頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月間隙式的溶質原子對于間隙式的溶質原子，當其溶于體心立方中，會造成不對稱畸變。這時，溶質原子不僅和刃型位錯，也和螺型位錯有強烈的交互作用，因而產生了很強的固溶強化效果。第29頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月低碳鋼的屈服和應變時效

現(xiàn)象：上下屈服點、屈服延伸（呂德斯帶擴展）。

預變形和時效的影響：去載后立即加載不出現(xiàn)屈服現(xiàn)象；去載后放置一段時間或200℃加熱后再加載出現(xiàn)屈服。

原因：柯氏氣團的存在、破壞和重新形成。

第30頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月第二相對合金變形的影響1結構：基體＋第二相。2性能（1）兩相性能接近：按強度分數(shù)相加計算。（2）軟基體＋硬第二相

第二相網(wǎng)狀分布于晶界（二次滲碳體）；a結構

兩相呈層片狀分布（珠光體）；

第二相呈顆粒狀分布（三次滲碳體）。

第31頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月（2）軟基體＋硬第二相

彌散強化：位錯繞過第二相粒子(粒子、位錯環(huán)阻礙位錯運動)b強化

沉淀強化：位錯切過第二相粒子（表面能、錯排能、粒子阻礙位錯運動）

第32頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月冷變形金屬的組織與性能冷變形金屬的力學性能第33頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月冷變形金屬的組織

晶粒拉長;形成纖維組織

雜質呈細帶狀或鏈狀分布。

晶粒拉長;形成纖維組織

雜質呈細帶狀或鏈狀分布。第34頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月形成形變織構（1）形變織構：多晶體材料由塑性變形導致的各晶粒呈擇優(yōu)取向的組織。

絲織構：某一晶向趨于與拔絲方向平行。（拉拔時形成）（2）常見類型

板織構：某晶面趨于平行于軋制面，某晶向趨于平行于主變形方向。（軋制時形成）

形成位錯胞變形量

位錯纏結

位錯胞（大量位錯纏結在胞壁，胞內位錯密度低。）

第35頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月殘余應力（約占變形功的10％）

第一類殘余應力（

Ⅰ）：宏觀內應力，由整個物體變形不均勻引起。1分類

第二類殘余應力（

Ⅱ）：微觀內應力，由晶粒變形不均勻引起。

第三類殘余應力（

Ⅲ）：點陣畸變，由位錯、空位等引起。80-90%。

利：預應力處理，如汽車板簧的生產。2利弊

弊：引起變形、開裂，如黃銅彈殼的腐蝕開裂。

3消除：去應力退火。

第36頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月金屬的斷裂理論斷裂強度利用原子間結合力的模型可以求出金屬的理論斷裂強度。實際斷裂強度金屬的實際斷裂強度要比理論計算的斷裂強度低得多。原因------------材料內部存在裂紋。裂紋多半是由不均勻和變形受到阻礙（如晶界、第二相等），產生了很大的應力集中，當應力集中達到了理論斷裂強度才開始萌生裂紋。第37頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月冷變形金屬的回復階段一回復與再結晶回復：冷變形金屬在低溫加熱時，其顯微組織無可見變化，但其物理、力學性能卻部分恢復到冷變形以前的過程。再結晶：冷變形金屬被加熱到適當溫度時，在變形組織內部新的無畸變的等軸晶粒逐漸取代變形晶粒，而使形變強化效應完全消除的過程。回復再結晶晶粒長大第38頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月二顯微組織變化（示意圖）回復階段：顯微組織仍為纖維狀，無可見變化；再結晶階段：變形晶粒通過形核長大，逐漸轉變?yōu)樾碌臒o畸變的等軸晶粒。晶粒長大階段：晶界移動、晶粒粗化，達到相對穩(wěn)定的形狀和尺寸?；貜驮俳Y晶晶粒長大第39頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月回復動力學（示意圖）1加工硬化殘留率與退火溫度和時間的關系ln(x0/x)=c0texp(-Q/RT)x0–原始加工硬化殘留率；x－退火時加工硬化殘留率；c0－比例常數(shù)；t－加熱時間；T－加熱溫度。第40頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月回復動力學（示意圖）2動力學曲線特點（1）沒有孕育期；（2）開始變化快，隨后變慢；（3）長時間處理后，性能趨于一平衡值。第41頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月二回復機理

1低溫回復（0.1－0.3Tm）移至晶界、位錯處點缺陷運動空位＋間隙原子消失缺陷密度降低空位聚集（空位群、對）第42頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月回復機理

2中溫回復

（0.3－0.5Tm）異號位錯相遇而抵銷位錯滑移位錯纏結重新排列位錯密度降低亞晶粒長大第43頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月二回復機理

3高溫回復（>0.5Tm）位錯攀移（＋滑移）位錯垂直排列（亞晶界）多邊化（亞晶粒）彈性畸變能降低。第44頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月冷變形金屬的再結晶一再結晶的形核與長大1形核亞晶長大形核機制（變形量較大時）亞晶合并形核亞晶界移動形核（吞并其它亞晶或變形部分）晶界凸出形核（變形量較小時）晶界弓出形核，凸向亞晶粒小的方向第45頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月一再結晶的形核與長大

驅動力：畸變能差2長大方式：晶核向畸變晶粒擴展，直至新晶粒相互接觸。注：再結晶不是相變過程。第46頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月二再結晶動力學（1）再結晶速度與溫度的關系v再＝Aexp(-QR/RT)（2）規(guī)律開始時再結晶速度很小，在體積分數(shù)為0.5時最大，然后減慢。第47頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月影響再結晶的因素在給定溫度下發(fā)生再結晶需要一個最小的變形量，這通常為臨界變形度。低于此變形度，不能再結晶。變形度越小，開始再結晶的溫度就越高。這也意味著臨界變形度隨著退火溫度的升高而減小。再結晶后的晶粒大小主要取決于變形程度。變形量越大，再結晶后的晶粒越細。第48頁，課件共54頁，創(chuàng)作于2023年2月4.微量雜質元素就可明顯地升高再結晶溫度或推遲再結晶過程的進行。阻礙位錯和晶界的運動，不利于再結晶。5.第二相的影響。當?shù)诙喑叽巛^大，間距較寬時，再結晶核心能在其表面產生。當?shù)诙喑叽绫容^小且較密集時，則會阻礙再結晶的進行。6.原始晶粒