多晶体的塑性变形

的，有弹性相互作用、化学相互作用和静电相互作用。主
要为弹性相互作用和化学相互作用。
弹性相互作用是溶质原子在刃型位错周围聚集分布，形成 柯氏气团。 化学相互作用是溶质原子在层错中的偏聚形成铃木气团。 柯氏气团和铃木气团都对位错的运动起到钉扎作用，阻碍 了位错运动，因此起到了强化合金作用。
（2）屈服现象与应变时效
图为低碳钢拉伸应力应变曲线，在这根曲线上出现了明显
的上下屈服点和屈服伸长。
产生吕德斯带后，应力应变曲线正常规律变化。
屈服现象及原因
屈服现象是指某些金属尤其是体心立方金属在拉伸时，存 在明显的、确定的上、下屈服极限。 在拉伸应力小于上屈服极限时完全是弹性变形，应力应变
曲线成直线。
而在拉伸应力达到上屈服极限时发生明显的塑性变形，且
多晶体试样经拉伸后，每一晶粒中的滑移带都终止
在晶界附近。
因此对多晶体而言，要使第二晶粒滑移，外加应力
必须大至足以激发大量晶粒中的位错源动作，产生
滑移，才能觉察到宏观的塑性变形。
由于晶界可以阻碍位错运动，因此晶界的存在可以使多 晶体抵抗塑性变形的外力也增加，即增加材料的强度。 晶界数量直接决定于晶粒的大小，晶粒越小，晶界越多。 实践证明，多晶体的强度随其晶粒细化而提高。多晶体
此外在高温时，多晶体还可能出现另一种称为扩散性蠕
变的变形机制，这个过程与空位的扩散有关。多晶体的晶粒 越细，扩散蠕变速度就越大。 扩散性蠕变和晶界滑动是多晶体高温时的主要变形方式。
问题：说明多晶体金属变形过程的特点？
（1）多晶体可以通过多种方式发生塑ห้องสมุดไป่ตู้变形，除了滑移和 孪生外，在高温下，还有晶界滑动和迁移、点缺陷的扩散性 蠕变。
吕德斯带与滑移带不
同，吕德斯带会导致
薄板在冲压成型时使 表面粗糙不平。
它是由许多晶粒协调变形的结果，即吕德斯带穿
过了试样横截面上的每个晶粒，而其中每个晶粒
内部仍按各自的滑移系进行滑移变形。
屈服现象最初是在低碳钢中发现的，进一步研究发现，
在其它一些晶体，如钼、铌、钛等一些金属以及铜晶须和硅、
锗、LiF晶体中都发现了屈服现象。
①弹性交互作用
溶质原子在刃型位错周围聚集分布，形成溶质原子气团，
即柯氏气团，它对位错的运动起阻碍作用。
由于位错的存在，位错线周围产生弹性应力场，系统能量升
高。
原子尺寸较大的溶质原子易于存在于滑移面下方；尺寸较小
的易于存在于滑移面上方。其结果是位错线周围的弹性应变
能降低并在位错线周围形成“柯氏气团”。 如果在这种情况下推动位错运动，或者首先挣脱气团的束缚， 或者拖着气团一起前进，无论如何都要作更多的功，降低了 位错的移动性，从而强化了材料。
一位向的晶粒数目越多，在相同的外力作用下，处于滑移有
利方向的晶粒数也会越多，参与滑移的晶粒数越多，变形就
越均匀，而不至于开裂，从而提高材料的塑性和韧性。
在高温时，晶粒越小，强度和硬度越低，塑性 韧性越高。 在高温下，会发生晶界滑动、迁移，晶界上会 出现点缺陷的扩散性蠕变。 因此即使施加很小的应力，也会发生晶粒沿晶 界的相对滑动，促进塑性变形。
是在晶粒内进行，阻碍塑性变形
（3）起裂作用：由于低温或室温下晶界阻碍滑移，因此在晶
界处往往有应力集中，同时由于杂质和缺陷比较集中，第二相
（指脆性的）往往优先分布于晶界，使晶界变脆。 （4）促进作用：晶界在高温下会发生变形，因此即使施加很 小的应力，也会发生晶粒沿晶界的相对滑动，促进塑性变形。
这是因为形变过程可用六个应变分量（正应变和切应变各
三个）来表示，因为塑性变形体积不变（即三个正应变之
和为零），因此有五个独立的应变分量。
而每个独立应变分量需要一个独立的滑移系来产生，这说
明只有相邻晶粒的五个独立滑移系同时启动，才能保证多 晶体的塑性变形，这是多晶相邻晶粒相互协调性的基础。
晶体中一点的应力状态需用九个应力分量来描述， 构成一个应力张量 。
也增加材料塑性的强化方式。
但是由于细晶强化所依赖的前提条件是晶界阻 碍位错滑移，这在温度较低的情况下是存在的。
晶界本质上是一种缺陷，当温度升高时，随着原子活动 性的加强，以及原子沿晶界的扩散速率加快，晶界也变得逐 渐不稳定，这时晶界对变形的阻力也大为减弱。 即使施加很小的应力，只要作用时间足够长，也会发生 晶粒沿晶界的相对滑动，成为多晶体在高温时一种重要的变 形方式。
当继续变形时，由于位错数
量的大大增加，导致应力又
出现升高的现象，所以应力
应变曲线又按正常规律变化。
吕德斯带
在屈服过程中，试样中各处的 应变是不均匀的，当应力达到 上屈服点时，首先在试样的应
力集中处开始塑性变形， 这时能在试样表面观察到与拉伸轴成45°的应变痕迹，
称为吕德斯带。 然后这种变形带沿试样长度方向不断形成与扩展，当 吕德斯带扩展到整个试样截面后，这个平台延伸阶段就结束 了。 拉伸曲线上的波动表示形成新吕德斯带的过程。
破裂 。
为了使多晶体中各晶粒之间的变形得到相互协调与配合， 每个晶粒不只是在取向最有利的单滑移系上进行滑移，而必须
在几个滑移系其中包括取向并非有利的滑移系上进行，其形状
才能相应地作各种改变。
理论分析指出，多晶体塑性变形时要求每个晶粒至少能在
5个独立的滑移系上进行滑移。
为什么在多晶体中要求每个晶粒至少要有5个独立的 滑移系？
1．晶粒取向的影响（相邻晶粒的相互协调性）
当外力作用于多晶体时，由于晶体的各向异性，位向不
同的各个晶体所受应力并不一致。
处于有利位向的晶粒首先发生滑移，处于不利方位的
晶粒却还未开始滑移。 但多晶体中每个晶粒都处于其他晶粒包围之中，它的 变形必然与其邻近晶粒相互协调配合，不然就难以进行变形， 甚至不能保持晶粒之间的连续性，会造成空隙而导致材料的
②化学交互作用 这与晶体中的扩展位错有关，在面心立方金属中，全位
错可以分解为两个肖克莱分位错，中间夹以层错区，称为扩
展位错。
溶质原子在层错中的偏聚即称为“铃木气团”，对位错
的运动也起到钉扎作用，阻碍了位错运动，起到强化作用。 铃木气团不像柯氏气团那样产生点阵畸变，因此铃木气 团不属于弹性交互作用，而被认为是一种化学的交互作用。 铃木气团的阻力比较小，只有柯氏气团的1/10。但由于 其不受温度的影响，因此在高温形变中具有较重要的作用。
材料的塑性变形
一、晶体的弹性变形


二、单晶体的塑性变形
三、多晶体的塑性变形 四、合金的塑性变形 五、塑性变形对材料组织与性能的影响。
三、多晶体的塑性变形
实际使用的材料通常是由多晶体组成的。室温下，多 晶体中每个晶粒变形的基本方式与单晶体相同，但由于相 邻晶粒之间取向不同，以及晶界的存在，因而多晶体的变 形既需克服晶界的阻碍，又要求各晶粒的变形相互协调与 配合，故多晶体的塑性变形较为复杂。
③静电交互作用
电离程度不同的溶质离子与点阵畸变位错区发生
短程的静电交互作用，溶质离子或富集于点阵拉伸 区或富集在点阵压缩区均产生固溶强化。 研究表明，在钢中这种强化效果仅为弹性交互 作用的1/3—1/6，且不受温度影响。
问题：用位错理论分析固溶强化的机理。
答：固溶强化是由于溶质原子与位错之间的相互作用引起
相互间的协调，即一个多晶体是否能够塑性变形，决定于它
是否具备有5个独立的滑移系来满足各晶粒变形时相互协调的 要求。 这就与晶体的结构类型有关：滑移系甚多的面心立方和 体心立方晶体能满足这个条件，故它们的多晶体具有很好的 塑性；相反，密排六方晶体由于滑移系少，晶粒之间的应变 协调性很差，所以其多晶体的塑性变形能力可低。
在直角坐标系中：
xx yx zx
xy xz yy yz zy zz
由于物体处于平衡状态时，剪应力互等，故9个分量中只
有6个是独立的，因此只需要6个应力分量就可以决定任一点
的应力状态。
可见，多晶体的塑性变形是通过各晶粒的多系滑移来保证
说明晶粒大小对金属材料力学性能的影响。
答：晶粒大小对金属材料力学性能的影响主要是室温强化， 高温弱化。 室温时材料细小，材料的强度、硬度、塑性、韧性同时提高。 （1）晶粒粗细决定了晶界面积的大小；晶粒愈细，晶界愈多， 位错运动越困难，则金属材料的强度和硬度显著提高。
（2）多晶体的变形要求邻近晶粒互相配合，当晶粒越细，同
的屈服强与晶粒平均直径d的关系可用著名的霍尔—佩奇
（Hall-Petch）公式表示：
式中 0 反映晶内对变形的阻力，相当于单晶的屈服强度； K反映晶界对变形的影响系数，与晶界结构有关。
一般在室温使用的结构材料都希望获得细小而 均匀的晶粒。 因为细晶粒不仅使材料具有较高的强度、硬度， 而且也使它具有良好的塑性和韧性，即具有良好的 综合力学性能。 细晶强化是唯一的一种在增加材料强度的同时
溶质原子与位错交互作用的气团理论可以解释大部分晶
体中出现的屈服现象，但是一些无位错晶体、离子晶体或者
变时效现象。
（1）固溶强化
固溶强化：合金的强度、硬度提高，塑性和韧性下降。
溶质原子的加入通常同时提高了屈服强度和整个应力－应
变曲线的水平，并使材料的加工硬化速率增高 。
铝溶有镁后的应力－应变曲线
溶入合金元素对铜单晶临界分切应力的影响
不同溶质原子引起的固溶强化效果是不同的，主要有： ①溶质原子的浓度，浓度越高，一般其强化效果也越好，但 并不是线性关系，低浓度时显著。 ②原子尺寸因素，溶质与溶剂原子尺寸相差越大，其强化作
2、晶界的影响
从第3章得知，晶界上原子排列不规则，点阵畸变严重，
何况晶界两侧的晶粒取向不同，滑移方向和滑移面彼此不一致， 因此，滑移要从一个晶粒直接延续到下一个晶粒是极其困难的， 在室温下晶界对滑移具有阻碍效应。