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第三篇塑性变形材料学基础
第三篇塑性变形材料学基础
第5章金属的塑性
§5.1金属的塑性
金属塑性加工是以塑性为前提,在外力作用下进行的。
从金属塑性加工的角度出发,人们总是希望金属具有高的塑性。
但随着科学技术的发展,出现了许多低塑性、高强度的新材料需要进行塑性变形。
因此,研究提高金属的塑性问题具有重要意义。
5.1.1塑性的基本概念
所谓塑性,是指固体金属在外力作用下能稳定地产生永久变形而不破坏其完整性的能力。
因此,塑性反映了材料产生塑性变形的能力。
塑性的好坏或大小,可用金属在破坏前产生的最大变形程度来表示,并称其为“塑性极限”或“塑性指标”。
人们有时会把金属的塑性与柔软性混淆起来,其实它们是有严格区别的两种概念,前者是指金属的流动性能,指是否易于变形而言,后者则是指金属抵抗变形的能力,是指变形量的大小而言,即塑性好的金属不一定易于变形,因此变形抗力不一样,如铜的塑性好,并不像铅那样易于变形,因为铜的变形抗力较高。
而铅的柔软性,主要不是指它的塑性好,而是指它变形抗力很小。
所有的金属在高温下变形抗力都很小,可以说具有很好的柔软性,但绝对不能肯定它们必然有良好的塑性。
因为温度过高往往使其产生过热或过烧,在变形时,就容易产生裂纹,即塑性变坯。
可见,金属的塑性与柔软性是完全不同的概念。
研究金属塑性的目的是为了探索金属塑性的变化规律,寻求改善金属塑性的途径,以便选择合理的加工方法,确定最适宜的工艺制度,为提高产品的质量提供理论依据。
5.1.2塑性指标及其测量方法
1.塑性指标
为了便于比较各种材料的塑性性能和确定每种材料在一定变形条件下的加工性能,需要有一种度量指标,这种指标称为塑性指标,即金属在不同变形条件下允许的极限变形量。
由于影响金属塑性的因素很多,所以很难采用一种通用指标来描述。
目前人们大量使用的仍是那些在某特定的变形条件下所测出的塑性指标。
如拉伸试验时的断面收缩率及延伸率,冲击试验所得之冲击韧性;镦粗或压缩实验时,第一条裂纹出现前的高向压缩率(最大压缩率);扭转实验时出现破坏前的扭转角(或扭转数);弯曲实验试样破坏前的弯曲角度等等。
2.塑性指标的测量方法
(1)拉伸试验法
用拉伸试验法可测出破断时最大延伸率(
)和断面收缩率(
),
和
的数值由下式确定:
(5-1)
(5-2)
式中:
L0——拉伸试样原始标距长度;
Lh——拉伸试样破断后标距间的长度;
F0——拉伸试样原始断面积;
Fh——拉伸试样破断处的断面积
(2)压缩试验法
在简单加载条件下,因压缩试验法测定的塑性指标用下式确定:
(5-3)
式中:
——压下率;
H0——试样原始高度;
Hh——试样压缩后,在侧表面出现第一条裂纹时的高度
(3)扭转试验法
扭转试验法是在专门的扭转试验机上进行。
试验时圆柱体试样的一端固定,另一端扭转。
随试样扭转数的不断增加,最后将发生断裂。
材料的塑性指标用破断前的总扭转数(n)来表示,对于一定试样,所得总转数越高,塑性越好,可将扭转数换作为剪切变形(
)。
(5-4)
式中:
R——试样工作段的半径;
L0——试样工作段的长度;
n——试样破坏前的总转数。
(4)轧制模拟试验法
在平辊间轧制楔形试件,用偏心轧辊轧制矩形试样,找出试样上产生第一条可见裂纹时的临界压下量作为轧制过程的塑性指标。
上述各种试验,只有在一定条件下使用才能反映出正确的结果,按所测数据只能确定具体加工工艺制度的一个大致的范围,有时甚至与生产实际相差甚远。
因此需将几种试验方法所得结果综合起来考虑才行。
5.1.3塑性状态图及其应用
表示金属塑性指标与变形温度及加载方式的关系曲线图形,称为塑性状态图或简称塑性图。
它给出了温度——速度及应力状态类型对金属及合金塑性状态影响的明晰概念。
在塑性图中所包含的塑性指标越多,变形速度变化的范围越宽广,应力状态的类型越多,则对于确定正确的热变形温度范围越有益。
塑性图可用来选择金属及合金的合理塑性加工方法及制订适当的冷热变形规程,是金属塑性加工生产中不可缺少的重要的数据之一,具有很大的实用价值。
由于各种测定方法只能反映其特定的变形力学条件下的塑性情况,为确定实际加工过程的变形温度,塑性图上需给出多种塑性指标,最常用的有
、
、
、
、n等。
此外,还常给出
曲线以作参考。
下面以MB5塑性图为例,分析选定该合金加工工艺规程的原则和方法。
MB5塑性图如图5-1所示。
试验温度,℃
图5-1MB5合金的塑性图
—冲击韧性;
—慢力作用下的最大压缩率,
—冲击
力作用下的最大压缩率;
—断面收缩率,
—弯曲角度
MB5属变形镁合金,其主要成分为Al5.5~7.0%,Mn0.15~0.5%,Zn0.5~1.5%。
根据镁铝二元相图(图5-2)可以看出,铝在镁中的溶解度很大,在共晶温度437℃时达到最大,为12.6%,随着温度的降低,溶解度急剧下降,镁铝合金中铝含量对合金性能的影响,如图5-3所示。
随着铝含量的增加,强度虽缓慢上升,但塑性却显著下降。
因为在平衡状态下的镁铝合金显微组织是由
-固溶体和析出在晶界上的金属化合物
相(Mg4Al3或Mg17Al12)组成。
相随铝含量的增加而逐渐增多,当Al含量达15%时,则形成封闭的网状组织,使合金变脆。
图5-2Mg-Al二元系状态图图5-3镁合金中铝含量对合金机械性能的影响
从状态图中可见,该合金成分如图中虚线所示。
在530℃附近开始熔化,270℃以下为
二相系,因此,它的热变形温度应选在270℃以上的单相区。
如在慢速下加工,当温度为350~400℃时,
值和
都有最大值,因此不论是轧制或挤压,都可以在这个温度范围内以较慢的速度进行。
假若在锻锤下加工,因
在350℃左右有突变,所以变形温度应选择在400~450℃。
若工件形状比较复杂,在变形时易发生应力集中,则应根据
曲线来判定。
从图中可知,
在相变点270℃附近突然降低,因此,锻造或冲压时的工作温度应在250℃以下进行为佳。
以上是一个应用塑性图,并配合合金状态图选择加工温度及加工方法的实例,必须指出,各种试验方法都是相对于其特定受力状况和变形条件所测定的塑性指标,因此仅具有相对和比较意义。
况且由于塑性图的研究并未完善,比较适用和全面的塑性图也不多,所以对加工工作者来说,仍有继续深入研究和积累经验的必要。
§5.2金属多晶体塑性变形的主要机制
工业上实际使用的金属和合金绝大部分都是多晶体,多晶体是由大小、形状和位向不同的晶粒组成,晶粒之间有晶界相连,因而多晶体的变形比单晶体要复杂得多。
5.2.1多晶体变形的特点
1.变形不均匀
多晶体内的晶界及相邻晶粒的不同取向对变形产生重要的影响。
如果将一个只有几个晶粒的试样进行拉伸变形,变形后就会产生“竹节效应”(图5-4)。
此种现象说明,在晶界附近变形量较小,而在晶粒内部变形量较大。
(a)变形前(b)变形后
图5-4多晶体塑性变形的竹节现象图5-5多晶体塑性变形的不均匀性
多晶体塑性变形的不均匀性,不仅表现在同一晶粒的不同部位,而且也表现在不同晶粒之间。
当外力加在具有不同取向晶粒的多晶体上时,每个晶粒滑移系上的分切应力因取向因子不同而存在着差异。
因此,不同晶粒进入塑性变形阶段的起始早晚也不同。
如图5-5所示,分切应力首先在软取向的晶粒B中达到临界值,优先发生滑移变形;而与其相邻的硬向晶粒A,由于没有足够的切应力使之滑移,不能同时进入塑性变形。
这样硬取向的晶粒将阻碍软取向晶粒的变形,于是在多晶体内便出现了应力与变形的不均匀性。
另外在多晶体内部机械性能不同的晶粒,由于屈服强度不同,也会产生类似的应力与变形的不均匀分布。
图5-6是粗晶铝在总变形量相同时,不同晶粒所承受的实际变形量。
由图可见,不论是同一晶粒内的不同位置,还是不同晶粒间的实际变形量都不尽相同。
因此,多晶体在变形过程中存在着普遍的变形不均匀性。
2.晶界的作用及晶粒大小的影响
图5-6多晶铝的几个晶粒各处的应变量。
垂直虚线是晶界,线上的数字为总变形量
多晶体的塑性变形还受到晶界的影响。
在晶界中,原子排列是不规则的,在结晶时这里还积聚了许多不固溶的杂质,在塑性变形时这里还堆积了大量位错(一般位错运动到晶界处即行停止),此外还有其它缺陷,这些都造成了晶界内的晶格畸变。
所以,晶界使多晶体的强度、硬度比单晶体高。
多晶体内晶粒越细,晶界区所占比率就越大,金属和合金的强度、硬质也就越高。
此外,晶粒越细,即在同一体积内晶粒数越多,塑性变形时变形分散在许多晶粒内进行,变形也会均匀些,与具有粗大晶粒的金属相比,局部地区发生应力集中的程度较轻,因此出现裂纹和发生断裂也会相对较迟,这就是说,在断裂前可以承受较大的变形量,所以细晶粒金属不仅强度、硬度高,而且在塑性变形过程中塑性也较好。
多晶体由于晶粒具有各种位向和受晶界的约束,各晶粒的变形先后不同、变形大小不同,晶体内甚至同一晶粒内的不同部位变形也不一致,因而引起多晶体变形的不均匀性。
由于变形的不均匀性,在变形体内就会产生各种内应力,变形结束后不会消失,成为残余应力。
5.2.2多晶体的塑性变形机构
多晶体的塑性变形包括晶内变形和晶间变形两种。
晶内变形的主要方式是滑移和孪生。
晶间变形包括晶粒之间的相对移动和转动、溶解——沉积机构以及非晶机构。
冷变形时以晶内变形为主,晶间变形对晶内变形起协调作用。
热变形时则晶内变形和晶间变形同时起作用,这里主要讨论晶间变形机构。
1.晶粒的转动与移动
多晶体变形时,由于各晶粒原来位向不同,变形发生、发展情况各异,但金属整体的变形应该是连续的、相容的(不然将立刻断裂),所以在相邻晶粒间产生了相互牵制又彼此促进的协同动作,因而出现力偶(图5-7),造成了晶粒间的转动,晶粒相对转动的结果
可促使原来位向不适于变形的晶粒开始变形,或者促使原来已变形的晶粒能继续变形。
另外,在外力的作用下,当晶界所承受的切应力已达到(或者超过了)阻止晶粒彼此间产生相对移动的阻力时,则将发生晶间的移动。
晶粒的转动与移动,常常造成晶间联系的破坏,出现显微裂纹。
如果这种破坏完全不能依靠其它塑性变形机构来修复时,继续变形将导致裂纹的扩大与发展并引起金属的破坏。
由于晶界难变形的作用,低温下晶间强度比晶内大,因此低温下发生晶界移动与转动的可能性较小,晶间变形的这种机构只能是一种辅助性的过渡型式,它本身对塑性变形贡献不大,同时,低温下出现这种变形,又常常是断裂的预兆。
在高温下,由于晶间一般有较多的易熔物质,并且因晶格的歪扭原子活泼性比晶内大,所以晶间的熔点温度比晶粒本身低,而产生晶粒的移动与转动的可能性大。
同时伴随着产生了软化与扩散过程,能很快的修复与调整因变形所破坏的联系,因此金属借助晶粒的移动与转动能获得很大的变形,且没有断裂的危险。
可以认为,在高温下这种变形机构比晶内变形所起的作用大,对整个变形的贡献也较多。
2.溶解——沉积机构
在研究高温缓慢变形条件下两相合金的塑性变形时确定了这个机构。
该机构的实质是一相晶体的原子迅速而飞跃式的转移到另一相的晶体中去。
为了完成原子由一相转移至另一相,除了应保证两相有较大的相互溶解度以外,还必须具备下列条件。
(1)因为原子的迁移,最大可能是从相的表面层进行,故应随着温度的变化或原有相晶体表面大小及曲率的变化,伴随有最大的溶解度改变。
(2)在变形时,必须有利于进行高速溶解和沉积产生的扩散过程,也就是说应具备足够高的温度条件。
溶解——沉积机构的重要特点是塑性变形在两相间的界面上进行,又由于金属的沉淀很容易在显微空洞和显微裂纹中进行,则原子的相间转移可使这些显微空洞和裂纹消除,起着修复损伤的作用,从而可使金属的塑性显著增大。
3.非晶机构
非晶机构是指在一定的变形温度和速度条件下,多晶体中的原子非同步的连续的在应力场和热激活的作用下,发生定向迁移的过程。
它包括间隙原子和大的置换式溶质原子将从晶体的受压缩的部位向宽松部位迁移;空位和小的置换式溶质原子将从晶体的宽松部位向压缩部位迁移。
大量原子的定向迁移将引起宏观的塑性变形,其切应力取决于变形速度和静水压力。
在受力状态下,由温度的作用产生的这种变形机制,又称热塑性。
这种机制在多晶体的晶界进行得尤其激烈。
这是因为,晶界原子的排列是很不规则的,畸变相当严重,尤其当温度提高至0.5T熔以上时,原子的活动能力显著增大,所以原子沿晶界具有异常高的扩散速度。
这种变形机制即使在较低的应力下,也会随时间的延续不断地发生,只不过进行的速度缓慢些。
温度越高,晶粒越小,扩散性形变的速度就越快,此种变形机制强烈地依赖于变形温度。
5.2.3合金的塑性变形
生产中实际使用的金属材料大部分是合金,合金按其组织特征可分为两大类:
1)具有以基体金属为基的单相固溶体组织,称单相合金。
2)加入合金元素数量超过了它在基体金属中的饱和溶解度,其显微组织中除了以基体金属为基的固溶体以外,还将出现新的第二相构成了所谓多相合金。
1.单相固溶体合金的变形
单相固溶体的显微组织与纯金属相似,因而其变形情况也与之类同,但是在固溶体中由于溶质原子的存在,使其对塑性变形的抗力增加。
固溶体的强度、硬度一般都比其溶剂金属高,而塑性、韧性则有所降低,并具有较大的加工硬化率。
在单相固溶体中,溶质原子与基体金属组织中的位错产生交互作用,造成晶格畸变而增加滑移阻力。
另外异类原子大都趋向于分布在位错附近,又可减少位错附近晶格的畸变程度,使位错易动性降低,因而使滑移阻力增大。
2.多相合金的变形
多相合金中的第二相可以是纯金属、固溶体或化合物,其塑性变形不仅和基体相的性质,而且和第二相(或更多相)的性质及存在状态有关。
如第二相本身的强度、塑性、应变硬化性质、尺寸大小、形状、数量、分布状态、两相间的晶体学匹配、界面能、界面结合情况等等。
这些因素都对多相合金的塑性变形有影响,下面将按最常见的两种第二相分布方式来分别讨论。
(1)聚合型两相合金的塑性变形
合金中第二相粒子的尺寸与基体晶粒的尺寸如属同一数量级,就称为聚合型两相合金。
在聚合型两相合金中,如果两个相都具有塑性,则合金的变形情况决定于两相的体积分数。
假设合金的各相在变形时应变是相等的,则对于一定应变时合金的平均流变应力为:
(5-5)
式中:
f1、f2——两个相的体积分数,f1+f2=1
、
——两个相在给定应变时的流变应力。
如假定各相在变形时受到的应力是相等的,则对于一定应力时的合金的平均应变为:
(5-6)
式中:
、
——在给定应力下两个相的应变。
由上两式可知,并非所有的第二相都能产生强化作用。
只有当第二相为较强的相时,合金才能强化,当合金发生塑性变形时,滑移首先发生于较弱的一相中;如果较强的相数量很少时,则变形基本上是在较弱相中进行;如果较强相体积分数占到30%时,较弱相一般不能彼此相连,这时两相就要以接近于相等的应变发生变形;如较强相的体积分数高于70%时,则该相变为合金的基体相,合金的塑性变形将主要由元素控制。
如两相合金中,一相是塑性相,而另一相为硬而脆的相时,则合金的机械性能主要决定于硬脆相的存在情况。
当发生塑性变形时,在硬而脆的第二相处将产生严重的应力集中并且过早地断裂。
随着第二相数量的增加,合金的强度和塑性皆下降。
在这种情况下,滑移变形只限于基体晶粒内部,硬而脆的第二相几乎不能产生塑性变形。
(2)弥散分布型两相合金的塑性变形
两相合金中,如果第二相粒子十分细小,并且弥散地分布在基体晶粒内,则称为弥散分布型两相合金。
在这种情况下,第二相质点可能使合金的强度显著提高而对塑性和韧性的不利影响可减至最小程度。
第二相以细小质点的形态存在而合金显著强化的现象称弥散强化。
弥散强化的主要原因如下:
当第二相在晶体内呈弥散分布时,一方面相界(即晶界)面积显著增多并使其周围晶格发生畸变,从而使滑移抗力增加。
但更重要的是这些第二相质点本身成为位错运动的障碍物。
第二相质点以两种明显的方式阻碍位错的运动。
当位错运动遇到第二相质点时,质点或被位错切开(软质点)或阻拦位错而迫使位错只有在加大外力的情况下才能通过。
当质点小而软,或为软相时,位错能割开它并使其变形,如图5-8所示,这时加工硬化小,但随质点尺寸的增大而增加。
当质点坚硬而难于被位错切开时,位错不能直接越过这种第二相质点,但在外力作用下,位错线可以环绕第二相质点发生弯曲,最后在质点周围留下一个位错环而让位错通过。
使位错线弯曲将增加位错影响区的晶格畸变能,增加位错移动的阻力,使滑移抗力提高。
位错线弯曲的半径越小,所需外力越大。
因此,在第二相数量一定的条件下,第二相质点的弥散度越大(分散成很细小的质点),则滑移抗力越大,合金的强化程度越高(因为位错线的弯曲半径,取决于质点间距离,质点细化使质点数目增多而质点空间间距减小)。
但应注意,第二相质点细化,对合金强化的贡献是有一个限度的,当质点太细小时,质点间的空间间距太小,这时位错线不能弯曲,但可“刚性的”扫过这些极细小的质点,因而强化效果反而降低。
这就存在着一个能造成最大强化的第二相质点间距
,这个临界参数有下列计算式:
(5-7)
式中f——半径为r的球形质点所占体积份量。
对一般金属
值约为25~50个原子间距。
当质点间距小于这个数值时,强化效果反而减弱。
第二相呈弥散质点分布时,对合金塑性、韧性影响较小,因为这样分布的质点几乎不影响基体相的连续性,塑性变形时第二相质点可随基本相的变形而“流动”,不会造成明显应力集中,因此,合金可承受较大的变形量而不致破裂。
5.2.4变形机构图
金属发生塑性变形,当外在条件(例如应力、温度、应变速率)不同时,或者金属的组织结构(例如晶粒大小)不同时,将有不同的塑性变形机构起作用;或者在特定的条件下,起着作用的几种塑性变形机构中,将有某一种机构起控制作用。
确定在各种特定条件下,支配材料性能的变形机理对材料科技工作者和工程师们都是重要的。
可以通过解各种变形机理的本构方程(应力、温度、材料常数和应变速率关系的表达式)并分析各种变形机理的相互依赖或相互独立的关系,在应力——温度坐标上作出所谓的变形机理图来,揭示出某一种特定的变形机理在哪一个应力——温度范围内对应变速率起控制作用。
或者更广泛地说,可把在某一种变数范围内对应变速率起控制作用的变形机理表示出来,这就是变形机理图。
图5-9表示了纯银和锗的典型变形机理图。
其应力数值是相对切变模量归一化的数值。
此图给出了不同变形机制起控制作用的温度——应力区间。
两种材料的晶粒尺寸都是以32μm和10-8/s的应变速率来确定其边界线的。
最近的研究指出,最好能在变形机制图上表示出与特定温度-初始应力条件相联系的应变速率的影响。
这一点可以通过应变速率线来实现。
图5-10就是经过这样改进以后的变形机制图。
只要知道温度、应力和应变速率这三个参数中的任何两个,就可以从中获得第三个参数,用以控制变形机制。
这一点是非常有用的,它有助于我们了解实际压力加工过程或工程材料在实际使用情况下的温度-应力-变形速率范围内,哪种变形机制在起控制作用,以便采取相应措施根据实际需要来控制变形机制,促进变形或抑制变形。
一些研究者们进一步改进了变形机制图,把晶粒尺寸也作为一个控制参数。
如图5-11给出了固定温度下的变形机制的边界,它清楚地表明了每种变形机制对晶粒尺寸的依赖关系。
这种图解的主要价值,在于它们提供了一种介绍并形象化地表达各种变形机构之间复杂关系的方法,也是实验的结果与理论计算相比较的有益手段。
在某个区域中心,一个实验数据将极好地符合占优势的机构,而在某个区域的周边附近,则可意料到将产生一种复合机构。
最后,这种图解提供了选择工程应用某种材料的一种定量途径,也可指出该种材料变形的可能机构或者预见其效果。
此外,也能指出强化机构。
图5-9变形机制图(a)纯银和(b)锗给出不同
变形机制起控制作用的应力-温度区间,两种材料的晶粒尺寸都是32μm
以10-8/s的应变速率来确定弹性边界
图5-10晶粒尺寸为(a)1mm和(b)10μm的镍的变形机制图
图5-111400K温度下,在应力-晶粒尺寸坐标中50Fe-50Ni的变形机制图
§5.3影响金属塑性的因素
金属的塑性不是固定不变的,它受到许多内在因素和外部条件的影响。
同一种材料,在不同的变形条件下,会表现出不同的塑性。
因此,塑性是金属及合金的一种状态属性。
它不仅与其化学成分、组织结构有关,而且与变形速度、变形温度、变形程度、应力状态诸因素有关,下面分别加以讨论。
5.3.1影响塑性的内部因素
1.化学成分
化学成分对金属塑性的影响是很复杂的。
工业用的金属除基本元素之外大都含有一定的杂质,有时为了改善金属的使用性能还人为地加入一些其它元素,这些杂质和加入的合金元素,对金属的塑性均有影响。
(1)杂质
一般而言,金属的塑性是随纯度的提高而增加的。
例如纯度为99.96%的铝,延伸率为45%,而纯度为98%的铝,共延伸率则只有30%左右。
金属和合金中的杂质,有金属、非金属、气体等,它们所起的作用各不相同。
应该特别注意那些使金属和合金产生脆化现象的杂质。
因为由于杂质的混入或它们的含量达到一定的值后,可使冷热变形都非常困难,甚至无法进行,例如钨中含有极少量(百万分之一)的镍时,就大大降低钨的塑性。
因此,在退火时应避免钨丝与镍合金接触,又如纯铜中的铋和铅都为有害杂质,含十万分之几的铋,使热变形困难;当铋含量增加到万分之几时,冷热变形难于进行。
铅含量超过0.03%~0.05%时引起热脆现象。
杂质的有害影响,不仅与杂质的性质及数量有关,而且与其存在状态,杂质在金属基体中的分布情况和形状有关,例如铅在纯铜及低锌黄铜中的有害作用,主要是由于铅在晶界形成低熔点物质,破坏热变形时晶间的结合力,产生热脆性。
但在
两相黄铜中则不同,分散于晶界上的铅由于
的相转变而进入晶内,对热变形无影响,此时的铅不仅无害,而且是作为改善切削性能的添加元素。
通常金属中含有铅、锡、锑、铋、磷、硫等杂质,当它们不溶于金属中,而以单质或化合物的形式存在于晶界处时,将使晶界的联系削弱,从而使金属冷热变形的能力显著降低。
当其在一定条件下能溶于晶内时,则对合金的塑性影响较小。
在讨论杂质元素对金属与合金塑性的有害影响时,必须注意各杂质元素之间的相互影响。
因为某杂质的有害作用可能因为另一杂质元素的存在而得到改善。
例如铋在铜中的溶解度约为0.002%,若铜中含铋量超过了此数,则多余的铋能使铜变脆。
这是由于铋和铜之间的界面张力的作用,促使铋沿着铜晶粒的边界面扩展开,铜晶粒被覆一层金属铋的网状薄膜,显著降低晶粒间的联系而变脆,故一般铜中允许的含铋量不大于0.005%。
但若在含铋的铜中加入少量的磷,又可使铜的塑性得到恢复。
因为磷能使铋和铜之间的界面张力降低,改善了铋的分布状态,使之不能形成连续状的薄膜。
又如,硫几乎不溶于铁中,在钢中硫以FeS及Ni的硫化物(NiS,Ni3S2)的夹杂形式存在。
FeS的熔点为1190℃,Fe—FeS及FeS—FeO共晶的熔点分别为985℃和910℃;NiS和Ni—Ni3S2共晶的溶点分别为797℃和645℃。
当温度达到共晶体和硫化物的熔点时,它们就熔化、变形中引起开裂,即产生所谓的红脆现象。
这是因为Fe、Ni的硫化物及其共晶体是以膜状包围在晶粒外边的缘故。
如在钢加入少量Mn,形成球状的硫化锰夹杂,并且MnS的熔点又高(1600℃),因此,在钢中同时有硫和适量的锰元素存在而形成MnS以代替引起红脆的硫化铁时,可使钢的塑性提高。
气体夹杂对金属塑性的有害作用可举工业用钛为例来说明。
氮、氧、氢是钛中的常见杂质,微量的氮(万分之几)可使钛的塑性显著下降。
氧可以高温中强烈的以扩散方式渗入钛中,使钛的塑性变坏,氢甚至可以使存放中的钛及其合金
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