工程材料教案3金属的塑性变形与再结晶.docx

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工程材料教案3金属的塑性变形与再结晶

课程名称：

《工程材料》第周，第讲次

摘要

授课题目

（章、节）

第三章金属的塑性变形与再结晶

第一节金属的塑性变形

第二节塑性变形对金属组织和性能的影响

第三节变形组织在加热时的组织和性能变化

第四节金属的热加工

第五节超塑性

本讲目的要求及重点难点：

【目的要求】1.了解金属的塑性变形过程；

　　　　　　2.掌握加工硬化现象；

　　　　　　3.熟悉冷变形金属在加热过程中组织与性能的变化；

　　　　　　4.掌握冷加工与热加工的区别。

【重点】1.金属塑性变形本质；

　　　　　　2.冷塑性变形对金属材料的组织和性能的影响；

3.经冷变形的金属，在加热时的组织和性能的变化；

4.冷加工与热加工的区别；

【难点】加工硬化产生的原因及在生产中的利弊，回复和再结晶现象，细晶粒钢强度高、

塑性好的原因。

内容

【本讲课程的引入】

在工业生产中，许多金属零件都要经过压力加工，如锻造、轧制、拉丝、挤压、冲压和切削成形，压力加工的一个基本特点就是金属或合金在外力作用下，都能或多或少地发生变形，去除外力后，永远残留的那部分变形叫塑性变形。

生产中常利用塑性变形对金属材料进行压力加工；了解金属的塑性变形过程中组织和性能的变化规律，不仅对改进金属材料的加工工艺，而且对发挥材料的性能潜力，提高产品质量都具有重要意义。

金属的塑性变形可分为冷塑性变形和热塑性变形两大章，在这章里我们主要讲金属的冷塑性变形。

【本课程的内容】

第一节金属的塑性变形

大家都知道实际金属材料都为多晶体，为了解多晶体金属材料的塑性变形过程，不防先看一下单晶体是怎样发生塑性变形的。

一、单晶体的滑移变形

金属单晶体的塑性变形有“滑移”与“孪生”等不同方式，但一般大多数情况下都是以滑移方式进行的。

下面我们具体看一下单晶体塑性变形的基本方式——滑移。

1.滑移的表象

发生了滑移的金属试样从表面上看是什么样？

图3-1滑移

如果将一个单晶体金属试样表面抛光后，经过伸长变形，再在光学显微镜下观察，可以看到试样表面出现许多条纹，这些条纹就是晶体在切应力的作用下，一部分相对于另一部分沿着一定的晶面（滑移面）和一定的晶向（滑移方向）滑移产生的台阶，这些条纹称为“滑移线”，在更高倍的电子显微镜下观察，一个滑移台阶实际上是一束滑移线群的集合体，称为“滑移带”。

同时还能看到滑移带在晶体上的分布是不均匀的,如图3-1所示。

所以说，单晶体变形时，滑移只在晶体内有限的晶面上进行，是不均匀的。

因此单晶体金属的塑性变形在表面上看出现了一系列的滑移带，其塑性变形就是众多大小不同的滑移带的综合效果在宏观上的体现。

2.滑移的机理

前面分析已经知道，晶体的塑性变形是晶体内相邻部分滑移的综合表现。

但晶体内相邻两部分之间的相对滑移，不是滑移面两侧晶体之间的整体刚性滑动，而是由于晶体内存在位错，因位错线两侧的原子偏离了平衡位置，这些原子有力求达到平衡的趋势。

当晶体受外力作用时，位错（刃型位错）将垂直于受力方向，沿着一定的晶面和一定的晶向一格一格地逐步移动到晶体的表面，形成一个原子间距的滑移量，如图3-2所示。

一个滑移带就是上百个或更多位错移动到晶体表面所形成的台阶。

图3-2滑移机理示意图

3.晶体的滑移面、滑移方向及滑移系

前面的分析知道，晶体上的滑移带分布是不均匀的，即塑性变形时，位错只沿一定的晶面和一定的晶向移动，（并不是沿所有的晶面和晶向都能移动的），这些一定的晶面和晶向分别称为滑移面和滑移方向，并且这些晶面和晶向都是晶体中的密排面和密排方向，因为密排面之间和密排方向之间的原子间距最大，其原子之间的结合力最弱，所以在外力作用下最易引起相对的滑动。

不同金属的晶体结构不同，其滑移面和滑移方向的数目和位向不同，一个滑移面和在这个滑移面上的一个滑移方向组成一个“滑移系”，所以不同晶体结构的金属，其滑移系的数目不同，如体心立方12个，面心立方12个，密排六方12，且滑移系的数目越多则金属的塑性愈好，反之滑移系数愈少，塑性不好，且相同滑移系数目相同时，滑移方向数越多，越易滑移，塑性越好。

每种晶体中都有不止一个的滑移系，受力以后哪个滑移系先滑动呢？

研究表明，只有与外力接近45°取向的滑移系，才具有较大的切应力，这样的滑移系在外力作用下易于优先产生滑移，通常把这种处于有利的滑移位向称为“软取向”，反之，远离45°的滑移系称为“硬取向”。

4.晶体在滑移过程中的转动

可见在滑移过程中，由于晶体的转动，晶体的位向会发生变化，原来处于软取向滑移系，逐渐转向硬取向，使滑移困难，这种现象“取向硬化”，相反，原来的硬向的滑移系，将逐步趋于软位向，易于滑移，称为“取向软化”。

可见在滑移过程中“取向软化”和“取向硬化”是同时进行的。

二、多晶体金属的塑性变形

工程上使用的金属材料大多为位向、形状、大小不同的晶粒组成的多晶体，因此多晶体的变形是许多单晶体变形的综合作用的结果。

多晶体内单晶体的变形仍是以滑移和孪生两种方式进行的，但由于位向不同的晶粒是通过晶界结合在一起的，晶粒的位向和晶界对变形有很大的影响，所以多晶体塑性变形较单晶体复杂。

多晶体金属的塑性变形与单晶体比较，并无本质的差别，即每个晶粒的塑性变形仍以滑移等方式进行。

但由于晶界的存在和每个晶粒中晶格位向不同，故在多晶体中的塑性变形比单晶体复杂得多。

1.晶界和晶粒位向的影响

图3-4拉伸试样变形示意图

有人利用仅由两个晶粒构成的试样来进行拉伸试验，经过变形后会出现明显的所谓“竹节”现象（如图3-4），即试样在远离夹头和晶界的晶粒中部会出现明显的缩颈，而在晶界附近则难以变形。

该明晶界附近变形抗力大。

原因在于晶界附近为两晶粒晶格位向的过渡之处，晶格排列紊乱，加之该处的杂质原子也往往较多，也增大其晶格畸变，因而使该处在滑移时位错运动的阻力较大，难以发生变形。

此外，不仅晶界的存在会增大滑移抗力，而且因多晶体中各晶粒晶格位向的不同，也会增大其滑移抗力，因为其中任一晶粒的滑移都必然会受到它周围不同晶格位向晶粒的约束和障碍，各晶粒必须相互协调，相互适应，才能发生变形。

因此多晶体金属的变形抗力总是高于单晶体。

可见，金属的塑性变形抗力，不仅与其原子间的结合力有关，而且还与金属的晶粒度有关，即金属的晶粒愈细，金属的强度便愈高。

因为金属的晶粒愈细，其晶界总面积愈大，每个晶粒周围不同取向的晶粒数便愈多，对塑性变形的抗力也愈大。

此外，金属的晶粒愈细不仅强度愈高，而且塑性与韧性也较高，因为晶粒愈细，金属单位体积中的晶粒数便越多，变形时同样的变形量使可分散在更多的晶粒中发生，产生较均匀的变形，而不致造成局部的应力集中，引起裂纹的过早产生和发展，因此，在工业上通过压力加工和热处理使金属获得细而均匀的晶粒，是目前提高金属材料性能的有效途径之一。

2.多晶体金属的变形过程

多晶体金属在外力的作用下，处于软取向的晶粒优先产生滑移变形，处于硬取向的相邻晶粒尚不能滑移变形，只能以弹性变形相平衡。

由于晶界附近点阵畸变和相邻晶粒位向的差异，使变形晶粒中位错移动难以穿过晶界传到相邻晶粒，致使位错在晶界处塞积。

只有进一步增大外力变形才能继续进行。

随着变形加大，晶界处塞积的位错数目不断增多，应力集中也逐渐提高。

当应力集中达到一定程度后，相邻晶粒中的位错源开始滑移，变形就从一批晶粒扩展到另一批晶粒。

同时，一批晶粒在变形过程中逐步由软取向转动到硬取向，其变形愈来愈困难，另一批晶粒又从硬取向转动到软取向，参加滑移变形。

所以，多晶体的塑性变形，是在各晶粒互相影响，互相制约的条件下，从少量晶粒开始，分批进行，逐步扩大到其它晶粒，从不均匀的变形逐步发展到均匀的变形。

第二节塑性变形对金属组织和性能的影响

经过塑性变形，可使金属的组织和性能发生一系列重大的变化，这些变化大致可以分为如下四个方面。

1.晶粒沿变形方向拉长，性能趋于各向异性

经过塑性变形，随着金属外形的变化，其内部的晶粒形状也会发生相应的变化，即随着金属外形的压扁或拉长，其内部晶粒的形状也会被压扁或拉长，一般大致与金属外形的改变成比例，当变形量很大时，各晶粒将会被拉长成为细条状或纤维状，晶界变得模糊不清，此时，金属的性能将会具有明显的方向性，如纵向的强度和塑性远大于横向等，这种组织通常叫做“纤维组织”。

2.晶粒破碎，位错密度增加，产生加工硬化

随着变形的增加，晶粒逐渐被拉长，直至破碎，这样使各晶粒都破碎成细碎的亚晶粒，变形愈大，晶粒破碎的程度愈大，亚晶界的量便愈多，亚晶界又是由刃型位错组成的位错墙，这样使位错密度显著增加；同时细碎的亚晶粒也随着晶粒的拉长而被拉长。

因此，随着变形量的增加，由于晶粒破碎和位错密度的增加，金属的塑性变形抗力将迅速增大，即强度和硬度显著提高，而塑性和韧性下降产生所谓“加工硬化”现象。

如图3-5。

图3-5含碳0.3%的钢冷加工后机械性能的变化图3-6冲压示意图

金属的加工硬化现象会给金属的进一步加工带来困难，如钢板在冷轧过程中会越轧越硬，以致最后轧不动。

另一方面人们可以利用加工硬化现象，来提高金属强度和硬度，如冷拔高强度钢丝就是利用冷加工变形产生的加工硬化来提高钢丝的强度的。

3.织构现象的产生

随着变形的发生，不仅金属中的晶粒会被破碎拉长，而且各晶粒的晶格位向也会沿着变形的方向同时发生转动，转动结果金属中每个晶粒的晶格位向趋于大体一致，即出现了所谓“织构现象”。

由于织构现象的出现会使金属的性能发生怎样的变化呢？

单晶体金属：

晶格取向一致，各个晶面和晶向上的原子排列不尽相同，使得沿各不同排列的晶面和晶向上的晶体性能不同，具有“各向异性”的特点。

多晶体金属：

由许多不同取向的小晶体（晶粒）组成，虽然每个晶粒具有“各向异性”的特点，但在整个多晶体的性能就是不同取向的晶粒性能的综合表现，不具备“各向异性”的特点，各个方向上性能相同。

由于织构现象的产生，使多晶体金属出现了晶格取向趋于大体一致的现象，导致出现各向异性的特点，这在大多数情况下都是不利的，而且变形织构甚至在退火时也难以消除。

4.残余内应力

在冷压力加工过程中由于材料各部分的变形不均匀或晶粒内各部分和各晶粒间的变形不均匀，金属内部会形成残余的内应力，这在一般情况下都是不利的，会引起零件尺寸不稳定，如冷轧钢板在轧制中就经常会因变形不均匀所残留的内应力使钢板发生翘曲等等。

此外，残余内应力还会使金属的耐腐蚀性能降低，所以金属在塑性变形之后，通常都要进行退火处理，以消除残余内应力。

第三节变形金属在加热时的组织和性能变化

在变形金属中，由于晶粒破碎拉长及位错等晶格缺陷大量增加，内部的组织和结构发生很大变化，使金属很难进一步加工，而且使其内能升高，处于不稳定的状态，故一旦对其进行加热造成一定的原子活动能力的条件，就必然会发生一系列的组织和性能的变化。

通常将冷变形金属在加热时组织和性能的变化分为三个阶段

一、回复阶段

即在加热温度较低时，原子的活动能力不大，这时金属的晶粒大小和形状没有明显的变化，只是在晶内发生点缺陷的消失以及位错的迁移等变化，因此，这时金属的强度、硬度和塑性等机械性能变化不大，而只是使内应力及电阻率等性能显著降低。

因此对冷变形金属进行的这种低温加热退火只能用在保留加工硬化而降低内应力改善其它的物理性能的场合。

比如冷拔高强度钢丝，利用加工硬化现象产生的高强度，此外，由于残余内应力对其使用有不利的影响，所以采用低温退火以消除残余应力。

二、再结晶

1.变形金属的再结晶

通过回复，虽然金属中的点缺陷大为减少，晶格畸变有所降低，但整个变形金属的晶粒破碎拉长的状态仍未改变，组织仍处于不稳定的状态。

当它被加热到较高的温度时，原子也具有较大的活动能力，使晶粒的外形开始变化。

从破碎拉长的晶粒变成新的等轴晶粒。

和变形前的晶粒形状相似，晶格类型相同，把这一阶段称为“再结晶”。

再结晶过程同样是通过形核和长大两个过程进行的，首先在变形晶粒的晶界处或变形最强烈的晶粒中的滑移带上形成晶核，然后通过晶核逐渐长大，变形晶粒消失，再结晶过程结束。

再结晶过程中，随着温度升高，金属的显微组织不断变化，因而其性能也发生相应变化，硬度降低，塑性、韧性升高。

再结晶结束后，金属中内应力全部消除，显微组织恢复到变形前的状态，其所有性能也恢复到变形前的数值，消除了加工硬化。

所以再结晶退火主要用于金属在变形之后或在变形的过程中，使其硬度降低，塑性长高，便于进一步加工。

2.再结晶温度

再结晶温度通常是指经大变形度（70-80%）的变形后，在规定时间内完成再结晶的最低温度。

纯金属的最低再结晶温度与熔点有一定关系：

式中

分别为金属的再结晶温度和熔点的绝对温度。

因此，熔点的温度越高，再结晶温度也越高。

3.影响再结晶粒大小的因素

影响因素重要有：

变形度、加热温度和时间、成分、杂质、原始的晶粒度等。

这里重点讨论加热温度和变形度的影响。

1）变形度影响

当变形量很小时，由于晶格畸变很小，不足以引起再结晶，故加热时无再结晶现象，晶粒度仍保持原来的大小，当变形度达到某一临界值时，由于此时金属中只有部分晶粒变形，变形极不均匀，再结晶晶核少，且晶粒极易相互吞并长大，因而再结晶后晶粒粗大，这变形度即为临界变形度，当变形度大于临界变形度时，随变形量的增加，越来越多的晶粒发生了变形，变形愈趋均匀，晶格畸变大，再结晶的晶核多，再结晶后晶粒愈来愈细，可见冷压加工应注意避免在临界变形度范围内加工，以免再结晶后产生粗晶粒。

如图3-8冷加工变形度对再结晶后晶粒大小的影响（纯铝片拉伸）。

图3-7变形度对晶粒大小的影响

图3-8冷加工变形度对再结晶后晶粒大小的影响（纯铝片拉伸）

2）再结晶温度的影响

再结晶是在一个温度范围内进行的，若温度过低不能发生再结晶；若温度过高，则会发生晶粒长大，因此要获得细小的再结晶晶粒，必须在一个合适的温度范围内进行加热。

再结晶退火温度必须在

以上，生产上实际使用的再结晶温度通常是比

高150-250℃，这样就既可保证完全再结晶，又不致使晶粒粗化。

如图3-9所示的工业纯铁在不同再结晶温度的显微组织比较能够进一步的得到再结晶温度对组织的影响。

图3-9工业纯铁60%变形时不同再结晶温度的组织

三、晶粒长大

再结晶结束后，若在继续升高温度或延长加热时间，便会出现大晶粒吞并小晶粒的现象，即晶粒长大，晶粒长大对材料的机械性能极不利，强度、塑性、韧性下降。

且塑性与韧性下降的更明显。

为了保证变形金属的再结晶退火质量，获得细晶粒，有必要了解影响再结晶晶粒大小的因素。

图3-10综合了回复、再结晶和晶粒长大三个阶段组织与性能之间的关系。

图3-10变形金属加热时组织和性能变化示意图

第四节金属的热加工

热加工：

将金属加热到再结晶强度以上一定温度进行压力加工。

在热加工中将同时发生加工硬化和再结晶软化两个过程。

再结晶温度是热加工与冷加工的分界线，高于再结晶温度的压力加工是热加工，低于再结晶温度的压力加工是冷加工。

比如：

钢的再结晶温度一般是600～700℃，在500℃对钢进行压力加工为冷加工，而铅和锡的再结晶温度在0℃以下，所以在室温的压力加工便是热压力加工。

热加工也会使钢的组织和性能发生很大的变化：

（1）通过热加工，可使铸态金属中的气孔焊合，从而使其致密度得以提高。

（2）通过热加工，可使铸态金属中的枝晶和柱状晶破碎，从而使晶粒细化，机械性能提高。

（3）通过热加工，可使铸态金属中的枝晶偏析和非金属夹杂分布发生改变，使它们沿着变形的方向细碎拉长，形成热压力加工“纤维组织”（流线），使纵向的强度、塑性和韧性显著大于横向。

且如果合理利用热加工流线，尽量使流线与零件工作时承受的最大拉应力方向一致，而与外加切应力或冲击力相垂直，可提高零件使用寿命。

可见通过热加工可使铸态金属的组织和性能得到一系列重大的改善，如图3-11所示。

因此工业上凡受力复杂，负荷较大的重要工件大多数要经过热加工的方式来制造。

但是也一定要注意热加工的工艺，工艺不当会带来不利的影响，如加工的温度过高，晶粒粗大，若温度过低，引起加工硬化残余内应力等，还会形成带状组织使性能变坏。

图3-11锻件剖面的流线分布示意图

第五节超塑性

超塑性合金是指那些具有超塑性的金属材料。

超塑性是一种奇特的现象。

具有超塑性的合金能像饴糖一样伸长10倍、20倍甚至上百倍，既不出现缩颈，也不会断裂。

金属的超塑性现象，是英国物理学家森金斯在1982年发现的，他给这种现象做如下定义：

凡金属在适当的温度下（大约相当于金属熔点温度的一半）变得像软糖一样柔软，而应变速度10毫米秒时产生本身长度三倍以上的延伸率，均属于超塑性。

最初发展的超塑性合金是一种简单的合金，如锡铅、铋锡等。

一根铋锡棒可以拉伸到原长的19.5倍，然而这些材料的强度太低，不能制造机器零件，所以并没有引起人们的重视。

60年代以后，研究者发现许多有实用价值的锌、铝、铜合金中也具有超塑性，于是前苏联、美国和西欧一些国家对超塑性理论和加工发生了兴趣。

特别在航空航天上，面对极难变形的钛合金和高温合金，普通的锻造和轧制等工艺很难成形，而利用超塑性加工却获得了成功。

到了70年代，各种材料的超塑性成型已发展成流行的新工艺。

现在超塑性合金已有一个长长的清单，最常用的铝、镍、铜、铁、合金均有10～15个牌号，它们的延伸率在200～2000％之间。

如铝锌共晶合金为1000％，铝铜共晶合金为1150％，纯铝高达6000％，碳和不锈钢在150～800％之间，钛合金在450～1000％之间。

实现超塑性的主要条件是一定的变形温度和低的应变速率，这时合金本身还要具有极为细小的等轴晶粒（直径五微米以下），这种超塑性称为超细晶粒超塑性。

还有一些钢，在一定的温度下组织中的相发生转变，在相变点附近加工也能完成超塑性，称为相变超塑性。

超塑加工具有很大的实用价值，只要很小的压力就能获得形状非常复杂的制作。

试想一下，金属变成了饴糖状，从而具有了可吹塑和可挤压的柔软性能，因此过去只能用于玻璃和塑料的真空成型、吹塑成型等工艺被沿用过来，用以对付难变形的合金。

而这时所需的压力很小，只相当于正常压力加工时的几分之一到几十分之一，从而节省了能源和设备。

使用超塑性加工制造零件的另一优点是可以一次成型，省掉了机械加工、铆焊等工序，达到节约原材料和降低成本的目的。

在模压超塑性合金薄板时，只需要具备一种阴模或阳模即可，节省一半模具费用。

超塑性加工的缺点是加工时间较长，由普通热模锻的几秒增至几分钟。

超塑性的铝合金已经商品化，如英国的Supral100（Al—6Cu—0.4Zr）和加拿大的Alcan08050（Al—5Ca—5Zn）。

铝板可在300～600℃时利用超塑性成型为复杂形状，所用模具费用降低至普通压力加工模具费用的十分之一，因此它具有和薄钢板、铝压铸件及塑料模压件相竞争的能力。

据推测，最近超塑性成形工艺将在航天、汽车、车厢制造等部门中广泛采用，所用的超塑性合金包括铝、镁、钛、碳钢、不锈钢和高温合金等

1.微细晶粒超塑性

 一般所指超塑性多属这类超塑性，其特点是材料具有微细的等轴晶粒组织。

在一定的温度区间（Ts≥0.5Tm，Ts和Tm分别为超塑变形和材料熔点温度的绝对温度）和一定的变形速度条件下（应变速率

在

之间）呈现超塑性。

这里指的微细晶粒尺寸，大都在微米级，其范围在0.5～5μm之间。

一般来说，晶粒越细越有利于塑性的发展，但对有些材料来说（例如Ti合金）晶粒尺寸达几十微米时仍有很好的超塑性能。

还应当指出，由于超塑性变形是在一定的温度区间进行的，因此即使初始组织具有微细晶粒尺寸，如果热稳定性差，在变形过程中晶粒迅速长大的话，仍不能获得良好的超塑性。

2.相变超塑性（或第二类超塑性）

这类超塑性，并不要求材料有超细晶粒，而是在一定的温度和负荷条件下，经过多次的循环相变或同素异形转变获得大延伸。

例如碳素钢和低合金钢，加以一定的负荷，同时于

温度上下施以反复的一定范围的加热和冷却，每一次循环发生（α

γ）的两次转变，可以得到二次条约式的均匀延伸。

研究者采用AISI1018、1045、1095、52100等钢种试验表明，延伸率可达到500%以上，这样变形的特点是，初期时每一次循环的变形量（△ε∕N）比较小，而在一定次数之后，例如几十次之后，每一次循环可以得到逐步加大的变形，到断裂时，可以累积为大延伸。

有相变的金属材料，不但在扩散相变过程中具有很大的塑性，并且淬火过程中奥氏体向马氏体转变，即无扩散的脆性转变过程（γ→a）中，也具有相当程度的塑性。

同样，在淬火后有大量残余奥氏体的组织状态下，回火过程，残余奥氏体向马氏体单向转变过程，也可以获得异常高的塑性。

另外，如果在马氏体开始转变点（Ms）以上的一定温度区间加工变形，可以促使奥氏体向马氏体逐渐转变，在转变过程中也可以获得异常高的延伸，塑性大小与转变量的多少，变形温度及变形速度有关。

这种过程称为"转变诱发塑性"。

即所谓"TRIP"现象。

Fe-Ni合金，Fe-Mn-C等合金都具有这种特性。

3.其它超塑性（或第三类超塑性）：

在消除应力退火过程中在应力作用下可以得到超塑性。

Al-5%Si及Al-4%Cu合金在溶解度曲线上下施以循环加热可以得到超塑性，根据Johnson试验，在具有异向性热膨胀的材料如U，Zr等，加热时可有超塑性，称为异向超塑性。

有人把a-U在有负荷及照射下的变形也称为超塑性。

球墨铸铁及灰铸铁经特殊处理也可以得到超塑性。

也有人把上述的第二及第三类超塑性称为动态超塑性或环境超塑性。