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应力一应变曲线的另一特点是，体心立方金属的明显屈 服效应、动态形变时效现象。
原因是晶界附近最容易偏析杂质原子，由于溶质原子特 别是间隙原子与位错的相互作用强烈，柯垂尔气团对 位错的钉扎很牢，应力一应变曲线出现屈服效应现象。 当温度从室温上升时，出现动态形变时效，上下屈服 点反复出现，这种现象称为波特纹一李一沙特里效应。
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二、晶界的本质
1、晶界处点阵畸变较大，存在着晶界能； 2、晶界处的原子排列的不规则性； 3、晶界处的原子偏离其平衡位置，具有较高的
动能； 4、晶界处存在有较多的空位、位错等缺陷； 5、晶界处原子的扩散速度较大； 6、晶界的熔点较低。
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三、晶界对晶体强度的影响
多晶体与单晶体变形的区别主要表现在以下两 个方面： 1）多晶体材料存在晶界； 2）多晶体中各晶粒的取向不同。
在各种结构的金属中，面心立方金属的硬化机 理研究得比较深入，下面重点以FCC金属为例 加以说明。
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一、FCC晶格单晶体的塑形变形 1、应力一应变曲线
图3.2 面心立方单晶体典型的应力-应变曲线
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典型曲线的三个阶段特征：
第一阶段特征：
1）加工硬化率（ Ⅰ）很低； 2）滑移线细而长且均匀分布；
图3.8 在不同的温度下区域精炼铁的应 力-应变曲线
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BCC晶格金属的屈服理论:
BCC晶格金属与HCP晶格和FCC晶格金属相比 ，温度在低于0.2Tm左右时对屈服应力影响很 大，而且屈服应力也明显地与应变速率有关。 很清楚，要解释这种现象，就需要阐述与温度 密切相关的位错钉扎或位错阻碍作用的机理。
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二、 BCC晶格单晶体的塑性变形
高纯度的BCC金属室温的应力应变曲线与FCC 金属的曲线相似。 如果含有微量杂质原子或在低温形变时，将产 生明显的屈服现象而得不到三个阶段的硬化曲 线。
图3.4 铌单晶体的加工硬化
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三、HCP晶格单晶体的塑性变形
HCP金属的应力应变曲线的第Ⅰ阶段硬化率 θⅠ与FCC金属相近，但通常限于一组基面滑移 ，出现很长的第Ⅰ阶段，远远超过其他结构的 晶体，以致其第Ⅱ阶段还未充分发挥时试样就 已经断烈了。但条件合适时也会出现完整的三 个阶段。
流动应力随着晶粒尺寸的减小而增大并不是由 于晶界存在本身的原因，而是由于被晶界分割 开的晶粒之间的交互作用。
变形接力传递的可能性随晶粒尺寸的减小而增 大。
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五、影响多晶体应力-应变曲线的主要因素
1.点阵类型和金属种类影响
体心立方金属的硬化速率大体相同，比面心立 方金属的硬化效果差。但同是面心立方晶体的 金属，其硬化速率差别却比较大 。 原因是：由于体心立方金属的滑移系统较多， 易于产生交滑移，是其硬化速率较低的主要原 因之一。面心立方晶体的金属所表现出来的硬 化速率差别较大的现象，可能是由于其层错能 不同所致。
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• 晶界对塑性变形过程的影响，主要是在温度较 低时晶界阻碍滑移进行引起的障碍强化作用和 变形连续性要求晶界附近多系滑移引起的强化 作用。
1.晶界的障碍强化作用
• 由于晶界两侧晶粒取向不同，滑移从一个晶粒 延伸到下一个晶粒是不容易的，晶界存在着阻 碍塑性变形进行的作用。
• 要实现塑性变形从一个晶粒传递到下一个晶粒， 就必须外加以更大的力，这就是晶界的障碍强 化作用。
Cottrell和Stoke发现，如纯铝在90K变形至 第二阶段，继之升高温度，于室温下再进行实 验时，就有明显的屈服降落。这说明低温时的 硬化会部分地突然去除，显然低温变形时形成 的位错结构是不稳定的，到室温时发生某种变 化。由此证明，铝在室温下出现的屈服点，并 不是由于点缺陷的扩散或杂质原子偏聚到位错 线，钉扎了位错所造成的。
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2）金属的层错能和纯度的影响
层错能的高低影响到第Ⅲ阶段前的变形发展。 室温下的层错能高的金属，扩展位错很容易束 集及产生交滑移，Ⅱ值不超过4％-5％，应力 应变曲线很快进入第Ⅲ阶段；层错能低的金属， 因为扩张位错不易束集，位错交割困难，不易 产生多系滑移，则 Ⅱ可能超过20％以上。 杂质原子明显地影响到第Ⅰ阶段的长度。主要 从杂质原子对层错能影响和形成弥散的第二相 两个方面。
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一、晶界在塑性变形中的作用
为了显示晶界对变形的影响，可将由几个晶粒 组成的大晶体承受变形并观察和测量它的变形 分布情况。如下图：
图3.6 总变形量相同时多晶铝的几个晶粒各处的实际变形量
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由图可知： 1）总变形量相同时，在多晶体内，不仅各晶 粒所承受的实际变形量不同，而且每个晶粒内 部各处的实际变形程度也不一致。 2）在晶粒边界处变形程度都比晶粒内部小， 这既表明晶界处较难变形；也显示出晶界在促 进变形的不均匀分布上起很大作用。
第1阶段；用光学显微镜一般看不到滑移线。
第Ⅱ阶段：光学显微镜在暗场下可以看到滑移线， 线长随应变的增加而递减。电镜观察到的单个滑移 线比第1阶段的粗而短。
第Ⅲ阶段：出现滑移带，带中包括靠得很近的滑移 线。应变增加时，带间不再增加新线，形变集中在 原来的带中，带端出现了碎化现象。所谓碎化现象， 系指相互连接着的滑移带的侧向移动现象。
1）加工硬化率（ Ⅱ ）很高，且和应变量呈线 性关系；
2）加工硬化率对金属的种类或合金的成分（只 要为面心立方晶体）不敏感，对晶体的位向也不 敏感；
3）滑移线长度随应变量有如下规律：
l2
2
4）每根滑移线上位错数大致不变；
5）其位错结构缠结，形成胞状结构。
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第三阶段特征：
1）加工硬化速率（ Ⅲ ）降低，曲线呈抛物 线型；
0' P
最后是第二抛物线部分（第三阶段）：
0'' Bm
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2、BCC晶格多晶体的变形
许多体心立方晶格晶体金属，如果晶粒是细的 ，与面心立方晶格金属比较，则有明显的屈服 点。这个明显的屈服点，是由于像碳、氮、氧 杂质间隙原子有较小的富集所引起的。 大多数体心立方晶格的曲线低于面心立方晶格 金属的曲线，即体心立方晶格金属的加工硬化 速率实际上是低的。
图3.5 锌单晶的加工硬化
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3.2 金属多晶体的塑性变形
使用的大多数金属材料都是多晶体。多晶体是 通过晶界把取向不同、形状大小不同、成分结 构不同的晶粒结合在一起的集合体。多晶体的 塑性变形是许多单晶体塑性变形的集合。但是， 由于组成多晶体的各个晶粒取向不同，由于存 在着晶界及晶粒大小有差别，使得多晶体的塑 性变形和强化有许多不同于单晶体的特点。
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1、FCC晶格金属多晶体的变形
多晶体面心立方晶格金属典型的应力-应变曲 线通常用抛物线来描述。人们常常提出不同的 关系式予以一般性描述，典型的方程是：
0 An
图3.7 铝多晶体77K温度时的 应力-应变曲线
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第一段，1∽2%应变前，抛物线关系为：
0 An
接着是曲线的直线部分（第二阶段）：
• 当外力作用于多晶体时，由于晶粒取向不同，作 用于各晶粒的滑移系统上分切应力不同，因而各 个晶粒变形不一样。
• 在单个晶粒内，晶界附近难于变形，一般来说， 晶界变形要低于晶粒中心区域。
• 大小不同晶粒相比，细晶粒强化作用大。由于细 晶组织中晶界占的比例要大于粗晶组织中的晶界， 细晶组织的硬度普遍高于粗晶组织的硬度。
2）变形温度和层错能对第三阶段有影响；
3）该阶段是一个热激活过程，该阶段开始时 的应力随温度的增加而快速减少；
4）内部组织变化的特征是：出现了滑移带。 随着变形量的增加，滑移都集中于滑移带内， 在滑移带之间不再出现新的滑移痕迹，而在滑 移带内可以看到交滑移。
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加工硬化第三阶段有加工软化现象。
图3.9 钢的动态应变时效
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2.变形温度与应变速率的影响
温度对加工硬化有很大的影响。温度升高，硬化 系数降低，对应于一定变形程度的屈服应力值 也减小。
其原因：1）随温度升高，可能开动新的滑移系 统；2）随着温度升高，可在变形过程中出现回 复和再结晶的现象；3）随着温度升高，可能出 现新的塑性变形机理。
对于密排六方晶格金属的双晶体和多晶体的表
现的观察表明，它们的形变强化主要决定于沿
非基面滑移的存在。
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晶粒大小对六方晶格多晶体塑性和流动应力产
生影响。在密排六方晶格的金属和合金中，高
的Ky值是由滑移系局限性和大的取向因子m所 决定的。
大的取向因子m和 d 值表明对晶粒尺寸有强
烈的依存关系。
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体心立方晶体对温度的敏感性尤为突出。在低 温下，屈服应力上升是特别突出的。
原因是：1）体心立方晶体的点阵阻力对温度的 依赖性更明显，而由于体心立方晶体的位错宽 度较窄，其点阵阻力对屈服强度有重要作用。 2）体心立方晶体中的位错与溶质原子特别是 间隙原子的相互作用强烈。在低温下，体心立 方晶体的屈服应力值很高，很容易发生脆性断 裂，即体心立方晶体具有低温脆性。
• 在不同的晶体结构中，多系滑移强化和障碍强化所 起作用的大小是不同的。体心和面心立方晶体金属 中，滑移系统多，多系滑移强化效果比障碍强化大 得多；室温下变形的六方金属晶界的障碍强化是主 要的。
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3.多晶体变形的不均匀性
• 多晶体由于存在着晶界及晶界两侧晶粒取向有差 别，多晶体的塑性变形有着很大的不均匀性。
第3章 金属的塑性变形和加工硬化
3.1 单晶体的塑性变形
加工硬化-金属塑性变形中，变形程度增 加，其强度和硬度提高而塑性则降低。