第3章　加工

3.1　塑性加工基础

3.1.1　塑性变形机制

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。

　　1.塑性的基本概念

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，因为变形抗力不一样，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，即塑性变坏。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，确定最适宜的加工工艺制度，为提高产品的质量提供理论依据。

　　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；冲击试验所得冲击韧性；镦粗或压缩实验时，第一条裂纹出现前的单向压缩率（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。

（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（δ）和断面收缩率（ψ），δ和ψ的数值由下式确定：

　　（3-1）

　　（3-2）

式中　L₀——拉伸试样原始标距长度；

L_h——拉伸试样破断后标距间的长度；

F₀——拉伸试样原始断面积；

F_h——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：

　　（3-3）

式中　ε——压下率；

H₀——试样原始高度；

H_h——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（γ）。

　　（3-4）

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。

　　3.塑性变形机制

塑性变形是指物体在外力的作用下产生形变，当施加的外力撤除或消失后该物体不能恢复原状的一种物理现象。

单晶体产生塑性变形的原因是原子的滑移错位，塑性变形的主要机制为滑移与孪生。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，晶粒之间由晶界相连，因而多晶体的变形比单晶体要复杂得多。

（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”，见图3-1。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。

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早晚也不同。如图3-2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。另外在多晶体内部力学性能不同的晶粒，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3-3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　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），此外还有其他缺陷，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、硬度也就越高。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。

（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3-4），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他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形式，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，能很快地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：（a）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；（b）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。

3.1.2　塑性变形及其影响因素

　　1.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。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：

σ=f₁σ₁+f₂σ₂　　（3-5）

式中　f₁、f₂——两个相的体积分数，f₁ +f₂ =1；

σ₁、σ₂——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：

ε=f₁ε₁+f₂ε₂　　（3-6）

式中　ε₁、ε₂——在给定应力下两个相的应变。

由式（3-5）和式（3-6）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较强合金相控制。

如两相合金中，一相是塑性相，而另一相为硬而脆的相时，则合金的力学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3-5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λ，这个临界参数有下列计算式：

　　（3-7）

式中　f——半径为r的球形质点所占体积分量。

对一般金属λ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体相的变形而“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。

　　2.塑性变形的影响因素

影响金属塑性变形的主要因素有两个方面，其一是变形金属本身的晶格类型，化学成分和组织状态等内在因素；其二是变形时的外部条件，如变形温度、变形速度和变形的力学状态等。因此，只要有合适的内、外部条件，就有可能改变金属的塑性行为。

（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他元素，这些杂质和加入的合金元素，对金属的塑性均有影响。

（a）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，其延伸率则只有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，将使热变形困难；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%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α+β两相黄铜中则不同，分散于晶界上的铅由于β⇔α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0.002%。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共晶的熔点分别为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。如在钢中加入少量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。氧可以在高温下强烈地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的半成品发生破裂。因此，规定氢在钛及其合金中的含量不得超过0.015%。

（b）合金元素　对塑性的影响，在本质上与前述杂质的作用相同，不过合金元素的加入，多数是为了提高合金的某种性能（为了提高强度、提高热稳定性、提高在某种介质中的耐蚀性等）而人为加入的。合金元素对金属材料塑性的影响，取决于加入元素的特性，加入数量，元素之间的相互作用。

当加入的合金元素与基体的作用（或者几种元素的相互作用）使在加工温度范围内形成单相固溶体（特别是面心立方结构的固溶体）时，则有较好的塑性，如果加入元素的数量及组成不适当，形成过剩相，特别是形成金属间化合物或金属氧化物等脆性相，或者使在压力加工温度范围内两相共存，则塑性降低。紫铜的塑性是很好的，如果往铜中加入适量的锌，组成铜锌合金-普通黄铜，则因黄铜是面心立方结构的α相固溶体组织，塑性仍然较好。但当加入的锌量超过39%～50%，就形成两相组织（α+β）或单相组织（β相）。β相是体心立方结构，其低温塑性较差，这可由铜—锌系状态图及铜锌合金的力学性能随锌含量变化的图3-6中看出。又如在锰黄铜中，由于锰可以溶于固态黄铜中，添加少量的锰对黄铜组织无显著影响，并可提高其强度而不降低塑性。当锰含量超过4%时，由于溶解度的降低，出现新的含锰量多的ζ相。ζ相是脆性相，使锰黄铜的塑性降低。

对于二元以上的多元合金，由于各元素的不同作用及元素之间的相互作用，对金属材料塑性的影响是不能一般而论的，图3-7说明Mg-Al-Zn系变形镁合金中的铝、锌含量对塑性和强度有影响。由图3-7（a）可知，随铝含量的增加，合金的塑性指标（δ）逐渐降低，当铝含量超过12%时，δ值几乎降低到零，而图3-7（b）表明，当含约5%以下的锌时，却能使合金的塑性得到改善。

②组织结构　金属与合金的组织结构是指组元的晶格、晶粒的取向及晶界的特征而言。

面心晶格的塑性最好（如Al、Ni、Pb、Au、Ag等），体心晶格次之（如Fe、Cr、W、Mo等），六方晶格的塑性较差（如Zr、Hf、Ti等）。

多数金属单晶体在室温下有较高的塑性，相比之下多晶体的塑性则较低。这是由于一般情况下多晶体晶粒的大小不均匀、晶粒方位不同、晶粒边界的强度不足等原因所造成的。如果晶粒细小，则标志着晶界面积大，晶界强度提高，变形多集中在晶内，故表现出较高的塑性。超细晶粒，因其近于球形，在低变形速度下还伴随着晶界的滑移，故呈现出更高的塑性，而粗大的晶粒，由于大小不容易均匀，且晶界强度低，容易在晶界处造成应力集中，出现裂纹，故塑性较低。

一般认为，单相系（纯金属和固溶体）比两相系和多相系的塑性要高，固溶体比化合物的塑性要高。单相系塑性高主要是由于这种晶体具有大致相同的力学性能，其晶间物质是最细的夹层，其中没有易熔的夹杂物、共晶体、低强度和脆性的组成物。而两相系和多相系的合金，其各相的特性、晶粒的大小、形状和显微组织的分布状况等无法一致，因而给塑性带来不良的影响。如在锡磷青铜中含P0.1%，磷与铜形成熔点为707℃的化合物Cu₃P（P占14.1%），此化合物又与锡青铜形成三元共晶，熔点为628℃；当磷含量超过0.3%时，磷以淡蓝色的磷化共析体夹杂析出；当含磷量大于0.5%时，磷化物在热加工温度条件下处于液态，其作用类似热加工单相铜合金时铅与铋的作用，造成热脆性，都使之不能进行热加工。

不仅相的特性对塑性有影响，第二相的形状、显微分布状况对塑性亦有重要影响。若第二相为硬相，且为大块均匀分布的颗粒，往往使塑性降低；若第二相为软相，则影响不大，甚至对塑性有利。如在两相黄铜中，若α相（软相）以细针状分布于β晶粒的基体中，则有较大的塑性；若α相以细小圆形夹杂物形态析出，则黄铜的塑性较低。含铝8.5%～11%的铜铝合金，在缓冷时β相分解成α+γ，并形成连续链状析出的γ相大晶粒，使合金变脆，加入铁，能使这种组织细化，消除其不利影响。钢中的碳化物，呈板状渗碳体，则加工性能不好，当经过球化热处理使其呈球状分布时，则提高了塑性。

综上所述，合金中的组元及所含杂质越多，其显微组织与宏观组织越不均匀，则塑性越低，单相系具有最大的塑性。金属与合金中，脆性的和易熔的组成物的形状及它们分布的状态，也对塑性有很大影响。

（2）影响塑性的外部因素

①变形温度　金属的塑性可能因为温度的升高明显而得到改善。因为随着温度的升高，原子热运动的能量增加，那些具有明显扩散特性的塑性变形机构（晶间滑移机构、非晶机构、溶解沉淀机构）都发挥了作用。同时随着温度的升高，在变形过程中发生了消除硬化的再结晶软化过程，从而使那些由于塑性变形所造成的破坏和显微缺陷得到修复的可能性增加；随着温度的升高，还可能出现新的滑移系，滑移系的增加，意味着塑性变形能力的提高。如铝的多晶体，其最大的塑性出现在450～550℃的温度范围内，此时不仅可沿着（111）面滑移，而且还可以沿着（001）面及其他方向进行滑移。

实际上，塑性并不是随着温度的升高而直线上升的，因为相态和晶粒边界随温度的波动而产生的变化也对塑性有显著的影响。在一般情况下，温度由绝对零度上升到熔点时，可能出现三个脆性区：低温脆性区、中温脆性区和高温脆性区（图3-8）。

低温脆性区主要指具有六方晶格的金属在低温时易产生脆性断裂的现象。如镁合金冷加工性能就不好。因为镁是六方晶格，在低温时只有一个滑移面，而在300℃以上时，由于镁合金晶体中产生了附加滑移面，因而塑性提高了。故一般镁合金在350～450℃的温度范围内可进行各种压力加工。

低温脆性区的出现是由于沿晶粒边界的某些组织组成物随温度的降低而脆化了。某些金属间的化合物就具有这种行为。如Mg-Zn系中MgZn、MgZn₂是低温脆性化合物，它们随着温度的降低而沿晶界析出，使低温塑性降低。

中温脆性区的出现是由于在一定温度-速度条件下，塑性变形可使脆性相从过饱和固溶体中沉淀出来，引起脆化；晶间物质中个别的低熔点组成物因软化而强度显著降低，削弱了晶粒之间的联系，导致热脆；在一定温度与应力状态下，产生固溶体的分解，此时可能出现新的脆性相。

高温脆性区则可能是由于在高温下周围气氛和介质的影响结果引起脆化、过热或过烧。如镍在含硫的气氛中加热、钛的吸氢。晶粒长大过快，或因晶间物质熔化等，也显著降低塑性。

上述三个典型的脆性区，是指一般而言，对于具体的金属与合金，可能只有一个或两个脆性区。总之，出现几个脆性区及塑性较好的区域，要视温度的变化，金属及合金内部结构和组织的改变而定。碳钢的脆性区有四个，塑性较好的区域有三个，各区的温度范围详见图3-9。

对于具体的金属与合金，其塑性随温度而变化的曲线图，称为塑性图。图3-10是几种铝和铜合金的塑性图。

塑性图表明了该金属最有利的加工温度范围，是拟定热变形规程的必备资料之一。如从铝合金LC4的塑性图看出，在370～420℃的温度范围内进行热轧时，不但塑性较好，而且变形抗力也较小，又如黄铜H68的塑性图，表示在300～500℃范围内塑性差，有明显的中温脆性区。而在690～830℃的温度区间内塑性则较好，显然，应该选定这个温度范围作为热轧的区间，对于QSn6.5-0.4锡磷青铜，因有明显的高温脆性区，所以它是难以进行热轧的。

根据许多实验证明，温度对各种金属与合金塑性的影响规律并不是一致的，若从材质和温度出发，概括起来可能有八种类型，见图3-11。图中的曲线也可表示热加工性能变化的情况。金属的加工性能包括变形抗力和塑性两个方面，变形抗力小、塑性大的材料，可以判断其加工性能好。

图3-11中所示，1—纯金属和单相合金：铝合金、钽合金、铌合金；2—晶粒成长快的纯金属和单相合金：铍、镁合金、钨合金、β单相钛合金；3—含有形成非固溶性化合物元素的合金、含有硒的不锈钢；4—含有形成固溶性化合物元素的合金，含有氧化物的钼合金，含有固溶性碳化物或氮化物的不锈钢；5—加热时形成韧性第二相的合金，高铬不锈钢；6—加热时形成低熔点第二相的合金：含硫铁、含有锌的镁合金；7—冷却时形成韧性第二相的合金：低碳钢、低合金钢、α-β及α钛合金；8—冷却时形成脆性第二相的合金：镍-钴-铁超合金、磷氮不锈钢。

由图可见，由于晶粒粗大化以及金属内化合物、析出物或第二相的存在、分布和变化等原因，出现塑性不随温度上升而提高的各种情况。

②变形速度　变形速度对塑性的影响比较复杂。当变形速度不大时，随变形速度的提高塑性是降低的；而当变形速度较大时，塑性随变形程度的提高反而变好。这种影响还没有找到确切的定量关系。一般可用图3-12所示的曲线概括。

塑性随变形速度的升高而降低（Ⅰ区），可能是由于加工硬化及位错受阻力而形成显微裂纹所致；塑性随速度的升高而增长（Ⅱ区）可能是由于热效应使变形金属的温度升高，硬化得到消除和变形的扩散过程参与作用，也可能是位错借攀移而重新启动的缘故。

变形速度的增加，在下述情况下降低金属的塑性，在变形过程中，加工硬化的速度大于软化的速度（考虑到热效应的作用）；由于热效应的作用使变形物体的温度升高到热脆区。

变形速度的增加，在下述情况下提高金属的塑性，在变形过程中，硬化的消除过程比其增长过程进行的快；由于变形速度增加，热效应的作用使金属的温度升高，由脆性区转变为塑性区。

变形速度对塑性的影响，实质上是变形热效应在起作用。所谓热效应，即金属在塑性变形时的发热现象。因为，供给金属产生塑性变形的能量，将消耗于弹性变形和塑性变形。耗于弹性变形的能量造成物体的应力状态，而耗于塑性变形的那部分能量的绝大部分转化为热。当部分热量来不及向外放散而积蓄于变形物体内部时，促使金属的温度升高。

塑性变形过程中的发热现象是个绝热过程，即在任何温度下都能发生。不过在低温条件下，表现的明显些，发出的热量相对的多些。

冷变形过程中因软化不明显，金属的变形抗力随变形程度的增加而增大。若只稍许提高一些变形速度，对变形金属本身的影响是不大的。但当变形速度提高到足够大的程度时（譬如高速锤击），由于变形温度显著的升高，可能使变形金属发生一些恢复现象，而可较为明显的降低金属的变形抗力，并提高其塑性变形能力。因此，在冷变形条件下，提高工具的运动速度（亦即增大变形速度），对于塑性变形过程本身是有益的。

塑性变形过程中，因金属发热而促使温度升高的效应，称为温度效应。

变形过程中的温度效应，不仅决定于因塑性变形功而排出的热量，而且也取决于接触表面摩擦功作用所排出的热量。在某些情况下（在变形时不仅变形速度高而且接触摩擦系数也很大），变形过程的温度效应可能达到很高的数值。由此可见，控制适当的温度，不但要考虑导致热效应的变形速度这一因素，还应充分估计到，金属压力加工工具与金属的接触表面间的摩擦在变形过程中所引起的温度升高。

由表3-1可见，热效应显著地改变了金属的实际变形温度，其作用是不可忽视的。一般说来，合金的实际变形抗力越大，挤压系数越高，挤压速度越快，则发热越严重。所以在挤压生产中，一定要把变形温度和变形速度联系起来考虑，否则容易超过可加工温度范围出现裂纹。

对于热加工，利用高速度变形来提高塑性并没有意义，因为热变形时变形抗力小于冷加工时的变形抗力，产生的热效应小。但采用高速变形方式可以提高生产率，并可保证在恒温条件下变形。

一般压力加工的变形速度为0.8～300mm/s，而爆炸成型的变形速度却比目前的压力加工速度高约1000倍之多。在这样的变形速度下，难加工的金属钛和耐热合金可以很好的成型。这说明爆炸成型可使金属与合金的塑性大大提高，从而也节省了能量。

关于高速变形能够使能量节省，并且不致使金属在变形中破裂的原因，罗伯特做过这样的假设，即假定形变硬化与时间因素也有关系，对于一种金属或合金在一定温度下存在一特殊的限定时间-形变硬化的“停留时间”。总可以找到一个尽量短的时间，使塑性变形在此时间内完成，这样就可以使变形的能量消耗降为最低限度，并且可以保证变形过程在裂纹来不及传播的情况下进行。似乎可以用此假说来解释爆炸成型及高速锤锻的工作效果好的原因。

③变形程度　变形程度对塑性的影响，是同加工硬化及加工过程中伴随着塑性变形的发展而产生的裂纹倾向联系在一起的。

在热变形过程中，变形程度与变形温度-速度条件是相互联系着的，当加工硬化与裂纹胚芽的修复速度大于发生速度时，可以说变形程度对塑性影响不大。

对于冷变形而言，由于没有上述的修复过程，一般都是随着变形程度的增加而降低塑性。至于从塑性加工的角度来看，冷变形时两次退火之间的变形程度究竟多大最为合适，尚无明确结论，还需进一步研究。但可以认为这种变形程度是与金属的性质密切相关的。对硬化强度大的金属与合金，应给予较小的变形程度即进行下一次中间退火，以恢复其塑性；对于硬化强度小的金属与合金，则在两次中间退火之间可给予较大的变形程度。

对于难变形的合金，可以采用多次小变形量的加工方法。实验证明，这种分散变形的方法可以提高塑性2.5～3倍。这是由于分散小变形可以有效地发挥和保持材料塑性的缘故。对于难变形合金，一次大变形所产生的变形热甚至可以使其局部温度升高到过烧温度，从而引起局部裂纹。

在热加工变形中采用分散变形可以使金属塑性提高的原因可以作如下的说明：由于在分散变形中每次所给予的变形量都比较小，远低于塑性指标。所以，在变形金属内所产生的应力也较小，不足以引起金属的断裂。同时，在各次变形的间隙时间内由于软化的发生，也使塑性在一定程度上得以恢复。此外，也如同其他热加工变形一样，对其组织也有一定的改善。所有这些都为进一步加工创造了有利的条件，结果使断裂前可能发生的总变形程度大大提高。

对于容易产生过热和过烧的钢与合金来讲，在高温时采用分散小变形对提高塑性更有利。这是因为采用一次大变形不仅所产生的应力较大，而且主要的是在变形中由于热效应使变形金属的局部温度升高到过热或过烧的温度。相反，多次小变形产生的应力小，在变形中呈现的热效应也小。所以，在同样的试验温度下，多次小变形时，金属的实际温度就不易达到过热或过烧的温度。

④应力状态　应力状态种类对塑性的影响，从卡尔曼经典的大理石和红砂石试验中可清楚地看出。卡尔曼用白色卡拉大理石和红砂石做成圆柱形试样，将其置于专用的仪器（图3-13）内镦粗，在仪器中可以产生轴向压力和附加的侧向压力（把甘油压入试验腔室内）。

当只用一个轴向压力实验时，大理石与砂石表现为脆性。如果除轴向压力外再附加上侧向压力，那么情况就发生了变化，大理石和红石可产生塑性变形，并且随着侧向压力的增加，变形能力也加大，如图3-14所示。卡尔曼利用侧面压力使大理石得到8%～9%的压缩变形。其后，M.B.拉斯切加耶夫也对大理石进行了变形试验，在侧压力下拉伸时，得到25%的延伸率，在进行镦粗试验时，产生78%的压缩率时仍未破坏。

从上述情况中可以看出，金属在塑性变形中所承受的应力状态对其塑性的发挥有显著的影响，静水压力值越大，金属的塑性发挥得越好。

按应力状态图的不同，可将其对金属塑性的影响顺序做这样的排列：三向压应力状态图最好，两向压一向拉次之，两向拉一向压更次，三向拉应力状态图为最差。在塑性加工的实际中，即使其应力状态图相同，但对金属塑性的发挥也可能不同。例如，金属的挤压，圆柱体在两平板间压缩和板材的轧制等，其基本的应力状态图皆为三向压应力状态图，但对塑性的影响程度却不完全一样。这就要根据其静水压力的大小来判断。静水压力越大，变形金属所呈现的塑性越大。

静水压力对提高金属塑性的良好影响，可由下述原因所造成。

（a）体压缩能遏止晶粒边界的相对移动，使晶间变形困难。因为在塑性加工实际中，有时是不允许晶间变形存在的。在没有修复机构（再结晶机构和溶解沉积机构）时，晶间变形会使晶间显微破坏得到积累，进而迅速地引起多晶体的破坏。

（b）体压缩能促进由于塑性变形和其他原因而破坏了晶内联系的恢复。这样，随着明显的体压缩的增加，使金属变得更为致密，其各种显微破坏得到修复，甚至其宏观破坏（组织缺陷）也得到修复。而拉应力则相反，它促使各种破坏的发展。

（c）体压缩能完全或局部地消除变形物体内数量很小的某些夹杂物甚至液相对塑性的不良影响。反之，在拉应力作用下，将在这些地方形成应力集中，促进金属的破坏。

（d）体压缩能完全抵偿或者大大降低由于不均匀变形所引起的拉伸附加应力，从而减轻了拉应力的不良影响。

在塑性加工中，人们通过改变应力状态来提高金属的塑性，以保证生产的顺利进行，并促进工艺的发展。例如，在加工低塑性材料时，曾有人用包套的办法（图3-15）增加径向压力（包套用塑性较高的材料制成）。用此法可使淬火后变得很脆的材料能够产生塑性变形。类似这种方法，也可用包套轧制低塑性材料，用作外套的材料和其厚薄需选择适当，否则会因外套变形大，对芯材产生很大的附加拉应力，反而拉裂低塑性芯材。另外，在制造加工设备时也采取了许多措施，以增加三向压应力中应力球张量的比重，提高材料的塑性，减少开裂现象，譬如利用限制宽展孔型或Y型三辊轧机来轧制型材，用三辊轧机穿孔和轧管来生产管材，用四个锤头高速对打（冲击次数为400次/分以上）进行旋转精锻（图3-16）等均可提高材料的塑性，以防裂纹产生。

⑤变形状态　关于变形状态对塑性的影响，一般可用主变形图来说明。因为压缩变形有利于塑性的发挥，而延伸变形有损于塑性，所以主变形图中压缩分量越多，对充分发挥金属的塑性越有利。按此原则可将主变形图排列为：两向压缩一向延伸的主变形最好，一向压缩一向延伸次之，两向延伸一向压缩的主变形图最差。

关于主变形图对金属塑性的影响可做如下的一般解释：在实际的变形物体内不可避免的或多或少存在着各种缺陷，如气孔、夹杂、缩孔、空洞等。如图3-17所示，这些缺陷在两向延伸一向压缩的主变形的作用下，就可能向两个方向扩大而暴露弱点。但在两向压缩一向延伸的主变形条件下，此缺陷可成为线缺陷，使其危害减小。

由于主变形图会影响到变形物体内杂质的分布情况，所以在实际的塑性加工中往往会因加工方法的不同（主变形图不同），而使变形金属产生各向异性。例如，在拉拔和挤压的变形过程中，因主变形图为两压一拉，所以随着变形程度的增加，其内部的塑性夹杂物会被拉成条状或线状，脆性夹杂物会被破碎成串链状，这时会引起横向的塑性指标和冲击韧性下降。在镦粗和带延展的轧制时，其主变形图为两向延伸一向压缩，这会造成杂质沿厚度方向成层排列，而使厚度方向的性能变坏。

⑥尺寸因素　尺寸因素对加工件塑性的影响，基本规律是随着加工件体积的增大而塑性有所降低。

实验表明，小体积试件的塑性总是较高的，例如，在室温下，当其他条件相同时，用平锤头压缩锌试件，试件尺寸为ϕ20mm×20mm时，最大压下量（即出现第一条宏观裂纹时的变形量）约为35%～40%；而试件尺寸为ϕ10mm×10mm时，最大压下量可达75%～80%。对于黄铜柱体塑压的尺寸为ϕ20mm×20mm，最大压下量是50%；而ϕ10mm×10mm时，最大压下量是70%～75%。

产生上述结果的原因，可作如下解释：实际金属的单位体积中平均有大量的组织缺陷，体积越大，不均匀变形越强烈，在组织缺陷处容易引起应力集中，造成裂纹源，因而引起塑性的降低。就铸件来说，小铸件容易得到相对致密细小和均匀的组织，大铸件则反之。

图3-18示出尺寸因素对金属塑性的影响。一般是随着物体体积的增大，塑性下降，但当体积增大到一定程度后，塑性不再减小。

在研究尺寸因素对塑性的影响时，应从两方面考虑：a.组织因素的影响。在实际的变形金属内，一般都存在大量的组织缺陷。这些组织缺陷在变形物体内是不均匀分布的。在单位体积内平均缺陷数量相同的条件下，变形物体的体积越大，它们的分布越不均匀，使其应力的分布也越不均匀，因而引起金属塑性的降低。因此，大铸锭的塑性总比小铸锭的塑性低。b.表面因素的影响。表面因素可用物体的表面积与体积之比来表示，有时也采用接触表面积与体积之比来表示。变形物体的体积越小，上述比值越大，对塑性越有利。

表面因素对塑性和变形抗力的影响也取决于金属表面层和内层的力学状态和物理-化学状态。例如，一般来说，大锭的表面质量较差，会使其塑性降低。此外，周围介质对塑性也会产生影响，此问题下面讨论。

⑦周围介质　周围介质对变形体塑性的影响表现为如下几方面。

（a）周围介质和气氛能使变形物体表面层溶解并与金属基体形成脆性相，因而使变形物体呈现脆性状态。

镍及其合金在煤气炉中直接加热，热轧时易开裂是由于炉内气氛中含有硫，硫被金属吸收后生成Ni₃S₂，此化合物又与Ni形成低熔点（625～650℃）共晶，并呈薄膜状分布于晶界，使镍及其合金产生红脆性。若盖上铁皮加热，可避免含硫气氛的直接作用。当镍及其合金在600℃以上加热时，要特别注意气氛中是否含有硫。

钛，在铸造和在还原性气氛中加热以及酸洗时，均能吸氢而生成TiH₂，使其变脆。因此，钛在加热和退火时要防止在含氢的气氛中进行。对于已经吸氢的钛，应在900℃以上的真空炉中退火，以降低其含氢量，提高其塑性。

周围介质的溶解作用，通常在应力作用下加速，并且作用的应力值越大，溶解作用进行得越显著。因此，对于易与外部介质发生作用而产生不良影响的金属与合金，不仅加热、退火时要选用一定的保护气氛，而且在加工过程中也要在保护气氛中进行。

（b）周围介质的作用能引起变形物体表面层的腐蚀以及化学成分的改变，使塑性降低。

黄铜的脱锌腐蚀与应力腐蚀都和周围介质有关。黄铜在加热、退火，以及在温水、热水、海水中使用时，锌优先受腐蚀溶解，使工件表面残留一层海绵状（多孔）的纯铜而损坏。这种脱锌现象，在α相和β相中都能发生，当两相共存时，β相将优先脱锌，变成多孔性纯铜，这种局部腐蚀，也是黄铜腐蚀穿孔的根源。加入少量合金元素（砷、锡、铝、铁、锰、镍）能降低脱锌的速度。

（c）有些介质（如润滑剂）吸附在变形金属的表面上，可使金属塑性变形能力增加。

金属塑性变形时，滑移的结果可使表面呈现许多显微台阶，润滑剂活性物质的极性，沿着台阶的边界或者沿着由于表面扩大而形成的显微缝隙向深部渗透，使滑移束细化，正好像把表面层锄松了一样。因此可以使滑移过程来得更顺利，不仅可以提高金属的塑性，而且可以使变形抗力显著降低。

3.1.3　加工过程中的组织变化

　　1.冷变形时金属显微组织的变化

变形温度低于回复温度，在变形中只有加工硬化作用而无回复与再结晶现象，通常把这种变形称为冷变形或冷加工。冷变形时金属的变形抗力较高，且随着所承受的变形程度的增加而持续上升，金属的塑性则随着变形程度的增加而逐渐下降，表现出明显的硬化现象。

（1） 纤维组织

多晶体金属经冷变形后，用光学显微镜观察抛光和浸蚀后的试样，会发现原来等轴的晶粒沿着主变形的方向被拉长。变形量越大，拉长的越显著。当变形量很大时，各个晶粒已不能很清楚地辨别开来，呈现纤维状，故称纤维组织。图3-19为冷轧变形前后的晶粒形状的改变。冷变形金属的组织，只有沿最大主变形方向取样观察，才能反映出最大变形程度下金属的纤维组织。

（2） 亚结构

随着冷变形的进行，金属中的位错密度迅速提高。经强烈冷变形后，位错密度可由原来退火状态的10⁶～10⁷/cm²增至10¹¹～10¹²/cm²。经透射电子显微镜观察，这些位错在变形晶粒中的分布是很不均匀的。只有在变形量比较小或者在层错能低的金属中，由于位错难以产生交滑移和攀移，在位错可动性差的情况下，位错的分布才是比较分散和比较均匀的。在变形量大而且层错能较高的金属中，位错的分布是很不均匀的。纷乱的位错纠结起来，形成位错缠结的高位错密度区（约比平均位错密度高五倍），将位错密度低的部分分隔开来，好像在一个晶粒的内部又出现许多“小晶粒”似的，只是它们的取向差不大（几度到几分），这种结构称为亚结构。亚结构实际上是位错缠结的空间网络，其中高位错密度的位错缠结形成了胞壁，而胞内晶格畸变较小，位错密度很低。通常在10%左右的变形时，就很明显地形成了胞状亚结构，当变形量不太大时，随着变形量的增大，胞的数量增多，尺寸减小，而壁的位错变得更加稠密，胞间的取向差也逐渐增加。如经强烈的冷变形，胞的外形也沿着最大主变形方向被拉长，形成大量的排列很密的长条状的“形变胞”。

亚晶的大小，完整的程度和亚晶间的取向差，随材料的纯度、变形量和变形温度而异。当材料含有杂质和第二相时，在变形量大和变形温度低的情况下，所形成的亚晶小，亚晶间的取向差大，亚晶的完整性差（即亚晶内晶格的畸变大），在相反的情况下所产生的亚晶，其完整性好且尺度较大。

冷变形过程中形成亚结构是许多金属（如铜、铁、钼、钨、钽、铌等）普遍存在的现象。一般认为亚结构对金属的加工硬化起重要作用，由于各晶块的方位不同，其边界又为大量位错缠结，对晶内的进一步滑移起阻碍作用。因此，亚结构可提高金属和合金的强度。利用亚晶来强化金属材料是措施之一。

对于低层错能金属，如不锈钢和黄铜等，由于扩展位错很宽，位错灵活性差，这些材料中易观察到位错的塞积群，不易形成胞状亚结构。

经冷变形的金属的其他晶体缺陷（如空位、间隙原子以及层错等）也会有明显增加。

（3） 变形织构

多晶体塑性变形时，各个晶粒滑移的同时，也伴随着晶体取向相对于外力有规律的转动。尽管由于晶界的联系，这种转动受到一定的约束，但当变形量较大时，原来为任意取向的各个晶粒也会逐渐调整，使取向大体趋于一致叫做“择优取向”。具有择优取向的多晶体，其组织称为“变形织构”。

金属及合金经过挤压、拉拔、锻造和轧制以后，都会产生变形织构。塑性加工方式不同，可出现不同类型的织构。通常，变形织构可分为丝织构和板织构。

①丝织构　丝织构系在拉拔和挤压加工中形成，这种加工都是在轴对称情况下变形，其主变形图为两向压缩一向拉伸。变形后晶粒有一共同晶向趋向与最大主变形方向平行。以此晶向来表示丝织构。如图3-20所示，金属经拉拔变形后其特定晶向平行于最大主变形方向（即拉拔方向），形成丝织构。实验资料表明，对面心立方金属如金、银、铜、镍等，经较大变形程度的拉拔后，所获得的织构为<111>和<100>。这两种丝织构的组成变化是与试样内杂质、加工条件及材料内原始取向有关。对体心立方金属，不论其成分和纯度如何，其丝织构一般是相同的。经过拉丝后的铁、铝、钨等金属具有<110>丝织构。

②板织构　板织构是某一特定晶面平行于板面，某一特定晶向平行于轧制方向（图3-21），因此，板织构用其晶面和晶向共同表示。例如体心立方金属，当其（100）晶面平行于轧面，［011］晶向平行于轧向时，此板织构可用（100）［011］来表示。据某些实验资料，面心立方金属如铜、铝、金、镍等，其变形织构为{110}<112>+{112}<111>+{123}<634>。体心立方金属的硅钢片，二次冷轧织构为（100）［011］+（112）［10］+（111）［11］。

具有冷变形织构的材料进行退火时，由于晶粒位向趋于一致，总有某些位向的晶粒易于形核及长大，故往往形成具有织构的退火组织，金相组织观察为等轴的晶粒，但它们的取向又是一致的。这种退火后的择优取向，称再结晶织构。

各类金属主要滑移系，变形织构及再结晶织构，如表3-2所示。

从表3-2可看出，滑移系与变形织构往往不同，这是由于当变形程度较大时（一般是变形程度越大，越易产生织构），产生了复杂的滑移所致。例如密排六方晶格金属的滑移方向，开始时是［20］方向，当变形程度大时，出现沿着［20］方向的双滑移，两者联合作用的结果，即出现了沿着［100］的丝织构，如图3-22（a）所示。又如体心立方滑移系为（110）［111］，但其丝织构为［110］，很少为［100］。因为在滑移面（110）上有两个可能的滑移方向［111］，当产生双滑移后，则由于两者联合作用的结果，合力方向为［110］或［100］；但是［110］与［111］的夹角小，合力较大，故多半是沿着［110］方向而形成丝织构，如图3-22（b）所示。

冷变形金属中形成变形织构的特性，取决于变形程度，主变形图和合金的成分与组织等。变形程度越大，变形状态越均匀，则织构表现得也越明显。

（4）晶内及晶间的破坏

在冷变形过程中不发生软化过程的愈合作用，因滑移（位错的运动及其受阻、双滑移、交叉滑移等），双晶等过程的复杂作用以及各晶粒所产生的相对转动与移动，造成了在晶粒内部及晶粒间界处出现一些显微裂纹、空洞等缺陷使金属密度减少，是造成金属显微裂纹的根源。

　　2.热变形对金属组织性能的影响

所谓热变形（又称热加工）是指变形金属在完全再结晶条件下进行的塑性变形。一般在热变形时金属所处温度范围是其熔点绝对温度的0.75～0.95倍，在变形过程中，同时产生软化与硬化，且软化进行的很充分，变形后的产品无硬化的痕迹。

（1）热变形对铸态组织的改造

一般来说，金属在高温下塑性高、抗力小，加之原子扩散过程加剧，伴随有完全再结晶时，更有利于组织的改善，故热变形多作为铸态组织初次加工的方法。

铸态组织的不均匀，可从铸锭断面上看出三个不同的组织区域，最外面是由细小的等轴晶组成的一层薄壳，和这层薄壳相连的是一层相当厚的粗大柱状晶区域。其中心部分则为粗大的等轴晶。从成分上看，除了特殊的偏析造成成分不均匀外，一般低熔点物质、氧化膜及其他非金属夹杂，多集结在柱状晶的交界处。此外，由于存在气孔、分散缩孔、疏松及裂纹等缺陷，使铸锭密度较低。组织和成分的不均匀以及较低的密度，是铸锭塑性差、强度低的基本原因。

在三向压缩应力状态占优势的情况下，热变形能最有效地改变金属和合金的铸锭组织。给予适当的变形量，可以使铸态组织发生下述有利的变化。

①一般热变形是通过多道次的反复变形来完成。由于在每一次道次中硬化与软化过程是同时发生的，这样变形而破碎的粗大柱状晶粒通过反复的改造而使之锻炼成较均匀、细小的等轴晶粒，还能使某些微小裂纹得到愈合。

②由于应力状态中静水压力分量的作用，可使铸锭中存在的气泡焊合，缩孔压实，疏松压密，变为较致密的结构。

③由于高温下原子热运动能力加强，在应力作用下，借助原子的自扩散和互扩散，可使铸锭中化学成分的不均匀性相对减少。

上述三方面综合作用的结果，可使铸态组织改造成变形组织（或加工组织），它比铸锭有较高的密度、均匀细小的等轴晶粒及比较均匀的化学成分，因而塑性和抗力的指标都明显提高。

（2）热变形制品晶粒度的控制

在热变形过程中，为了保证产品性能及使用条件对热加工制品晶粒尺寸的要求，控制热变形产品的晶粒度是很重要的。热变形后制品晶粒度的大小，取决于变形程度和变形温度（主要是加工终了温度）。第二类再结晶全图，是描述晶粒大小与变形程度及变形温度之间关系的，如图3-23所示。根据这种图即可确定为了获得均匀的组织和一定尺寸晶粒时，所需要保持的加工终了温度及应施加的变形程度。

由再结晶全图可知，在完全软化的温度范围内加工这种合金时，为了获得均匀细小的晶粒，其每道次的变形量应大于10%，同时，通过比较两种情况下的再结晶图，也可看出变形速度的作用，LY2的临界变形程度，冲击变形时（即变形速度大时）为2%～8%，在压力机上压缩时（变形速度较小），增大至10%。因此，在压力机上加工这种合金时，应采用比在锻锤上加工时大一些的道次变形程度。

（3）热变形时的纤维组织

金属内部所含有的杂质、第二相和各种缺陷，在热变形过程中，将沿着最大主变形方向被拉长、拉细而形成纤维组织或带状结构。这些带状结构是一系列平行的条纹，也称为流线。由于流线总是平行于主变形方向，因此根据流线即可推断金属加工过程。

形成纤维组织有各种原因，最常见的是由非金属夹杂或化合物所造成。这种夹杂物的再结晶温度较高，在热变形的过程中难于发生再结晶，同时在高温下它们也可能具有一定的塑性，沿着最大延伸变形方向被拉长，因此完工后可以保持原来的被拉长状态，形成连续的长带（条）状的纤维。纤维组织一般只能在变形时通过不断地改变变形的方向来避免，很难用退火的方法去消除。当夹杂物（或晶间夹杂层）数量不多时，可用长时高温退火的方法，依靠成分的均匀化，和组织不均匀处的消失以去除。在个别情况下，当这些晶间夹杂物能溶解或凝聚时，纤维组织也可以被消除。

多相合金在热变形时也会形成一定的带状结构，这主要是由于各相的分布不均匀，它们的塑性变形能力也不同所致。

金属中的空穴（包括凝固时的缩孔和气眼等），在变形时也会被拉长，当变形量很大、温度足够高时，这些孔穴可能被压紧、焊合，如果变形量不够大，这些孔穴就形成了头发状的裂纹称为“发裂”。

显著的纤维组织也能引起分层，使变形金属得到层状或板状的断口，例如HPb59-1，QAl10-3-1.5的层状断口，消除的方法是铸造时细化晶粒，改善铅、Al₂O₃分布状况，防止氧化吸气以减少Al₂O₃的生成。

纤维组织对材料性能是有影响的，一般是沿纤维方向的强度高于垂直方向的强度。其原因是在纵向断面上，杂质、第二相、缺陷等性脆、低强度部分的相对面积小。纤维组织的材料用作承受很大载荷或承受冲击和交变载荷的零件时要加以注意，应使纤维出于合理的方位，尽可能使纤维方向符合承受重载荷的方向，即用流线方向承载。如图3-24所示，锻制的曲轴将比由切削方法所生产的曲轴有更高的力学性能。

另外，热变形时也可能同时产生变形织构及再结晶织构，它们使热变形材料出现方向性。

3.1.4　塑性加工力学

　　1.受力变形体的概要

压力加工过程就是变形物体在外力作用下，通过工具和物体的边界传递到内部，变形体内部产生应力和应变，并通过力与变形的一定关系产生新变形。

外力作用的形式有：压力和拉力，剪切力，扭转力，弯曲力。内力主要以应力状态的形式表示，由正应力（法向应力）和剪应力（切应力）9个应力分量组成。对于任意应力状态都可以通过旋转定坐标轴，得到主应力状态，也可转换成切应力和八面体应力状态。主应力状态包括单向应力状态、两向应力（平面应力）状态和三向应力（体应力）状态共9种。应力状态可分解为应力球分量和应力偏分量。应力球分量的作用只引起弹性变形，发生体积变化。应力偏分量对形状改变发生作用，是引起塑性变形的应力分量。应力状态有两种表示方法，即应力状态图和应力张量的表示方法。反映变形体内各应力分量间内在联系的方程，是力的微分平衡方程。在处理变形时，选取坐标的形式有直角坐标系、柱面坐标系、球面坐标系和任意坐标系。

变形状态（或应变状态）是与应力状态一一相对应的。也有九个分量，同样可分解为球分量和偏分量和各种关系的表示方法。应变状态可用应变张量的形式表示，应变与位移的关系称为几何方程，几何方程也可表示成增量的形式，或应变速度与位移速度的关系式。应力与应变的关系方程称本构方程，本构方程反映变形体材料的应力与应变关系的内在联系，亦称物理方程。弹性状态的物理本构方程即胡克定律。根据变形体必须是连续的特点，应变分量不能是任意的，它们必须满足变形协调方程，亦称变形连续方程，否则变形体将为不连续体。

已知应力状态和应变状态的张量，可以计算变形体发生变形所需要的功或功率。变形体在外力作用下发生变形，其变形功或变形功率必须与外力所做的功或功率相等，即能量守恒原理。所有应力状态、应变状态和应变速度状态，都可等效成单轴状态，称等效应力、等效应变和等效应变速度，或称相当应力、相当应变和相当应变速度。等效应力和等效应变的积为单位变形功，等效应力与等效应变速度的积，即单位变形功率。三个主应变或主应变的和等于零，即表示体积不能发生改变，称体积不变条件，这是发生塑性变形必须遵守的条件之一。在受力物体的边界上，必须满足力的边界条件，即边界上内外侧的法线应力必须相等，或满足边界的速度连续条件，即边界上内外侧的法线速度必须相等。

　　2.张量及其关系式的表达式

（1）张量

a.应力张量

　　（3-8）

b.应变张量

　　（3-9）

c.应变速度张量

　　（3-10）

（2）边界条件

a.应力边界条件

　　（3-11）

　　（3-12）

或

p_j=σ_ijn_j　　（3-13）

b.速度边界条件　变形体与固定工具接触面的速度边界条件为v_i=0。运动工具接触面速度边界条件就为v_i=v₀，v₀为工具速度。刚塑性分界面速度边界条件为=，v_n为分界面上的法线速度。自由表面v_i≠0。

c.应变与位移、位移速度的关系

ⓐ 应变与位移的关系

　　（3-14）

式中　γ_xy，γ_yz，γ_zx——工程切应变；

ε_xy，ε_yz，ε_zx——数学切应变；

u_x，u_y，u_z——三个坐标的位移分量。

ⓑ 应变速度与位移速度的关系

　　（3-15）

式中　。

d.体积不变条件　直角坐标系体积不变条件可以用下面四种方式表示：

　　（3-16）

对于任意坐标系，如果位移速度矢量已知，则体积不变条件式，可用速度矢量的散度为零的条件来决定。即：

　　（3-17）

式中　——哈密顿（Hamilton）算子。

e.变形协调方程　如已知一点的ε_ij，要根据几何方程确定其三个位移分量时，六个应变分量应有一定的关系，才能保证物体的连续性。这种关系为变形连续方程或协调方程。

从几何方程可导出以下二组变形连续方程。

　　［3-18（a）］

　　［3-18（b）］

式［3-18（a）］是每个坐标平面内应变分量之间应满足的关系；式［3-18（b）］是不同平面内应变分量之间应满足的关系。

假如已知位移分量U_i，利用几何关系求得ε_ij，自然满足连续方程。如用其他方法求得的应变分量，则必须按式［3-18（a）］或式［3-18（b）］检验其连续性。在塑性加工中，有时用体积不变条件作近似检验，从而避免了偏微分运算。

f.微分平衡方程

直角坐标系

假设物体为连续介质。无限邻近二点的应力状态分别为σ_ij（x，y，z），σ_ij（x+dx， y+dy，z+dz）。假设σ_ij连续可导，则有：

　　（3-19）

列六面体力平衡，则有：

　　（3-20）

简记作：

=0或σ_ij，i=0　　（3-21）

柱面坐标系、球面坐标系、双极坐标系等，都可由式（3-13）变换得到。

g.本构方程

弹性变形的本构方程（广义胡克定律）：

　　（3-22）

或者：

　　（3-23）

以应变来表示应力时为：

　　（3-24）

式中　E——弹性模量；

G——剪切模量；

υ——泊桑系数；

δ_ij——克罗内尔符号，σ=σ_x+σ_y+σ_z，θ=ε_x+ε_y+ε_z。

弹性变形时的本构方程（Prandtl-Reuse理论）：

　　 （3-25）

塑性变形时的本构方程（Levy-Miscs流动法则）：

　　（3-26）

式中　dλ——瞬时正值比例常数。

h.等效应力、等效应变和等效应变速度

　　（3-27）

　　（3-28）

　　 （3-29）

i.变形功及功率

变形功为：

　　（3-30）

变形功率为：

　　（3-31）

　　3.正交曲线坐标

任意正交曲线坐标

在研究塑性加工变形问题时，有时根据加工的特点设置处理问题简便的坐标系。除基本的直角坐标系外，还可以采用柱面坐标系、球面坐标系、双曲椭圆坐标系等。这就需要建立任意正交曲面坐标系，再通过数学变换，就可简化得到所需要的表达式。

如果曲线坐标系β₁，β₂，β₃与直角坐标系x₁，x₂，x₃的关系为：

β_i=β_i（x₁，x₂，x₃）　　x_j=x_j（β₁，β₂，β₃）

以曲线坐标表示的矢量为：

当j=1、2、3时，则得到坐标变换系数（Lame系数）g_j（g₁，g₂，g₃）及其展开式如下：

　　（3-32）

有数学可知，对于任意曲线坐标系单元长度微分ds和微分体积dV可由下式计算：

　　（3-33）

　　（3-34）

如果任意正交曲线坐标系的应力张量已知，即九个应力分量已知，则曲线坐标系的微分平衡方程为应力张量的散度，不考虑体积力的展开通式为：

　　（3-35）

由塑性加工力学的条件可知，对于塑性变形应满足体积不变条件，其任意正交曲线坐标的通式为速度的散度等于零。当速度矢量为，则速度矢量的散度计算为：

　　（3-36）

式中　J——雅可比（Jacobin）行列式值，J=g₁g₂g₃；

——哈密顿（Hamilton）算子，表示式：

　　（3-37）

展开速度矢量的散度div，可得到任意曲线坐标系的体积不变条件通式为：

　　（3-38）

如果曲线坐标系的运动许可速度场为V=v₁i+v₂j+v₃k，则由式（3-29）展开得任意曲线坐标系的应变速度场为：

　　（3-39）

　　4.金属的变形抗力与塑性条件

（1）金属的变形抗力

①材料单向拉伸时的变形抗力　从单向拉伸试验曲线可以看到，材料开始变形是弹性阶段，之后出现延伸继续增加而载荷不增加的屈服平台，最后出现细颈而发生断裂。把屈服点的载荷（P_s）与试样原始面积（F₀）比叫屈服极限，亦称屈服强度（σ_s），是材料开始发生塑性变形的变形应力，通常叫材料的变形抗力，或理解为单应力作用下材料抵抗塑性变形的能力。对于无明显屈服点的材料，规定在产生0.2%变形时的公称应力为屈服强度（σ_0.2），或称该材料的变形抗力。把拉伸的最大载荷（P_max）与试样原始面积比叫抗拉强度（σ_b），亦称强度极限。载荷与原始面积的比叫公称应力，把载荷（P）与真实面积（f）的比叫真应力（S），以公式表示如下：

　　（3-40）

②加工硬化与变形抗力模型　金属材料在冷加工变形过程中，随着变形程度的增加，变形抗力不断地增加，而塑性指标不断降低，把这种现象叫做加工硬化。加工硬化是金属压力加工重要的、具有实际意义的概念，它不但改善金属的组织和性能，也是确定加工工艺规程的重要依据。

金属的变形抗力模型可由硬化曲线来表示，即变形抗力与变形程度的关系曲线。变形程度的表示方法有：伸长率、截面收缩率（简称面缩率）。硬化曲线也可以用真应力-真应变曲线或等效应力-等效应变曲线来表示。

实际金属材料的塑性变形力学问题十分复杂，它不单是应力与应变的函数，而且与变形的温度、速度以及变形的历史都有关。因此，在考虑变形程度、变形温度、变形速度的影响时，可采用下面通式：

　　（3-41）

式中　B和K——常数；

n和m——分别表示为变形材料的硬化指数和变形速度敏感系数；

T——绝对温度；

Q——材料的激活能常数。

刚塑性体线性硬化模型

σ_e=B+Kε　　（3-42）

线弹塑性硬化类型

σ_e=Kε　　（3-43）

弹塑性幂次化硬化模型

σ_e=Kεⁿ　　（3-44）

应变速度敏感材料硬化模型（即Backofen公式）

　　（3-45）

热加工时，只考虑温度、速度影响的硬化模型

　　（3-46）

变形抗力模型（亦即强化模型）的形式很多，在能量法中采用最多的是刚塑性强化模型，在有限元中采用较多的是弹塑性强化模型，超塑性材料，采用应变速度敏感强化模型，对于热轧时采用温度、速度敏感强化模型。在变形抗力的取值时，多采用平均应变抗力，即：

　　（3-47）

（2）塑性与塑性指标

断裂前金属发生塑性变形的能力叫塑性。塑性指标常用金属断裂时的最大相对塑性变形来表示。如拉伸变形时的伸长率δ和面缩率ψ，即单向拉伸试验，把试样相对伸长量（Δl=L₀-l）与原始长度（L₀）之比叫伸长率（δ），把变形前原断面积（F₀）与变形后断口面积（f）之差值被原面积除，称面缩率ψ。以公式表示为：

　　 （3-48）

镦粗与压缩时，以一定高度的圆环进行镦粗试验，把直至出现裂纹时的压缩率（ε）作为塑性指标。

　　 （3-49）

式中　Δh——绝对压下量；

H——试样原高度。

对于考虑实际变形速度影响时，采用冲击试验得到的冲击韧性指标（a_k）来作为塑性指标。

对于能反映剪切力作用下的材料，抵抗破坏能力的指标，采用冷、热扭转试验。以开始破坏的转数（n）来表示，也可转换成剪切变形（γ）来表示。即：

　　（3-50）

式中　R——试样半径；

L₀——试样工作段长度。

此外，有工艺弯曲试验和爱里克森试验，都是反映金属具有承受塑性变形能力的指标。

（3）塑性条件

金属材料在外力作用下，应力状态达到某一程度时，开始发生塑性变形，把这种发生塑性变形的应力条件称为塑性条件。它是塑性变形的物理方程之一，亦称塑性方程。

①米塞斯塑性条件　亦称变形能力不变条件，即认为：在任意应力状态作用下，发生塑性变形所需要的功，与单向拉伸状态下所需功相等。表达式为：

　　（3-51）

以主应力表示的形式为：

　　（3-52）

对平面变形状态的塑性条件为：

　　（3-53）

式中　K——平面变形抗力。

对平面应力状态的塑性条件为：

　　（3-54）

②最大剪应力塑性条件（Tresca屈服条件） 最大剪应力屈服条件认为：金属在一定条件下开始变形时，其最大剪应力是一定的，与应力状态类型无关。其表达式为：

　　（3-55）

式中规定：σ₁>σ₂>σ₃，τ_max——最大剪切应力。

③可压缩材料的屈服条件　一般式为：

　　 （3-56）

式中　——内摩擦。

④各向异性材料的屈服条件（平面应力）

Hill公式：

　　（3-57）

式中　Y_x——x方向的屈服应力。对于平面内各向同性时，B=1，Y_x=σ_x。

　　（3-58）

式中　——垂直异向性系数，取平面内的平均r值。

Bassani公式（以主应力表示）；

　　（3-59）

式中　n，m——材料常数。

（4）摩擦条件

摩擦两物体发生相对移动时，接触面上将产生机械阻力。摩擦有外摩擦和内摩擦，外摩擦就是变形金属与工具间的摩擦，相对滑动的界面将受到摩擦应力的作用，摩擦应力是应力边界条件的一种，它是计算变形力或剪切功的主要部分。内摩擦则是金属变形滑移时内部产生的摩擦。

①外摩擦规律　库仑摩擦规律：

τ_f=fp　　（3-60）

式中　τ_f——摩擦应力；

p——单位正压力；

f——摩擦系数。

因为f是常数，故称常摩擦系数规律。金属压力加工冷变形是采用这种摩擦规律。

常摩擦应力规律：

τ_f=k　　（3-61）

式中，k为变形材料的剪切屈服应力。常摩擦应力规律相当于库仑摩擦规律p=σ_s、f=0.5时的摩擦应力值，故称常摩擦应力条件，多用于热加工过程。

常摩擦因子规律：

τ_f=mk　　（3-62）

式中，m为摩擦因子，可由圆环压缩试验确定。m值一般在0～1.0之间。冷加工取小值，热加工取大值，全黏着时取1.0。

对于f和m之间的关系由采用塔尔诺夫斯基（Taphobckhh）经验公式确定。即：

　　（3-63）

　　（3-64）

式中　R，h——镦粗圆柱体的半径和高度；

n——l/h或之中的较小者；

l——轧制时的咬入弧长；

和——变形区的平均厚度和平均宽度。

如果平均单位压力已知，根据τ_f=mk=fp的关系可确定m值。式（3-55）适用于镦粗变形，式（3-56）适用于轧制变形。

②内摩擦　认为内摩擦就是金属间的内部产生剪切滑移的应力，它与常摩擦应力的规律是一致的，即：

τ_k=k　　（3-65）

3.1.5　塑性加工方法及分类

金属塑性加工的种类很多，基本的塑性加工方法有轧制、挤压、拉拔、锻造、冲压等几类。通常，轧制、拉拔、挤压是生产型材、板材、管材和线材等金属材料的加工方法，属于冶金工业领域，而锻造、冲压则通常是利用金属材料来制造机器零件的加工方法，属于机械制造工业领域。

塑性加工的种类很多，分类方法目前也不统一。本章主要按以下两方面进行分类：①按加工时工件的受力和变形方式；②按加工时工件的温度特征。

根据加工时工件受压力产生变形的方式有锻造、轧制和挤压。

锻造：是用锻锤锤击或用压力机的压头压缩工件。分自由锻（冶金厂常用的镦粗和延伸工序）和模锻。可生产几克重到200t以上的各种形状的锻件，如各种轴类、曲柄和连杆等。

轧制：坯料通过转动的轧辊受到压缩，使横断面减小、形状改变、长度增加。可分为纵轧、横轧和斜轧。用轧制法可生产板带材、简单断面和异型断面型材与管材、回转体（如变断面轴和齿轮等）、各种周期断面型材、丝杆、麻花钻头和钢球等。

挤压：把坯料放在挤压筒中，垫片在挤压轴推动下，迫使金属从一定形状和尺寸的模孔中挤出。分正挤压和反挤压。正挤压时挤压轴的运动方向和从模孔中挤出金属的前进方向一致；反挤压时挤压轴的运动方向和从模孔中挤出金属的前进方向相反。用挤压法可生产各种断面的型材和管材。

主要靠拉力作用使金属产生变形的方式有拉拔、冲压（拉延）和拉伸成型。

拉拔　用拉拔机的钳子把金属料从一定形状和尺寸的模孔中拉出，可生产各种断面的型材、线材和管材。

冲压　靠压力机的冲头把板料冲入凹模中进行拉延，可生产各种杯件和壳体（如汽车外壳等）。

主要靠弯矩和剪力作用使金属产生变形的方式有弯曲和剪切。

弯曲　在弯矩作用下成型，如半袋弯曲成型和金属材的矫直等。

剪切　坯料在剪力作用下进行剪切变形，如板料冲剪和金属的剪切等。

为了扩大品种和提高加工成型精度与效率，常常把上述这些基本加工变形方式组合起来，而形成新的组合加工变形过程。仅就轧制来说，目前已成功地研究出或正在研究与其他基本加工变形方式相组合的一些变形过程。诸如锻造和轧制组合的锻轧过程，可生产各种变断面零件以扩大轧制品种和提高锻造加工效率；轧制和挤压组合的轧挤过程，可以生产铝型材，纵轧压力穿孔也是这种组合过程，它可以对斜轧法难以穿孔的连铸坯进行穿孔，并可使用方坯代替圆坯。

按加工时的工件温度特征可分为热加工、冷加工和温加工。

热加工　在进行充分再结晶的温度以上所完成的加工。

冷加工　在不产生回复和再结晶的温度以下进行的加工。

温加工　介于冷、热加工之间的温度进行的加工。