重要性及影响金属塑性的因素

影响金属塑性的因素很多，大致可分为两大类。一类是源于金属材料材质方面的内在因素，另一类是来自变形条件方面的外在因素。具体又可分为3个方面：金属的化学成分与组织，变形的温度—速度条件和变形的力学条件。下面分别予以阐述。

1.化学成分和组织状态对塑性的影响

1）化学成分的影响

金属材料中的化学元素种类繁多，各元素的含量、比例也各不相同。以钢为例，碳钢所含基本元素是Fe和C；合金钢中还有Si、Mn、Cr、Ni、W、Mo、V、Co、Ti等。此外，由于矿石、冶炼和加工方面的原因，钢中还含有P、S、N、H、O等杂质元素。这些元素对塑性的影响错综复杂。

通常，金属的塑性是随杂质含量的增加而降低的。例如，杂质含量为0.04%的铝，延伸率为45%，杂质含量为2%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。而那些使金属和合金产生脆化现象的杂质混入或其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。

下面以碳钢为例，讨论化学成分对塑性的影响。这些影响在其他各类钢中也大体相似。

（1）碳和杂质元素的影响：

碳 碳对碳钢的塑性影响最大。碳能固溶在铁里，形成铁素体和奥氏体，它们都具有良好的塑性。当含碳量增大时，超过铁的溶解能力，多余的碳和铁形成化合物渗碳体。它有很高的硬度，塑性几乎为零，渗碳体对基体的塑性变形起阻碍作用，因而使碳钢的塑性降低，强度提高。随着含碳量的增大，渗碳体的数量也增加，塑性的降低也更显著。图8-49所示是碳钢在退火状态下，塑性与抗力指标与含碳量的关系。由图可见，总的趋势是随着含碳量的增加，其塑性迅速降低。

图8-49　钢中含碳量对钢机械性能的影响

实践证明，含碳量小于1.49%的铸钢，可很好地进行锻造和轧制。高于1.4%时析出渗碳体和莱氏体，使塑性下降。具有1.4%～1.7%C的碳钢在很窄的温度范围内形成固溶体。而当含碳量高于1.7%时，其塑性将视钢中的渗碳体和莱氏体的影响程度而定。对于含碳量很高的铸铁，只有在特殊条件下才能进行塑性加工。

磷 磷是钢中的有害杂质。磷能溶于铁素体中，使钢的强度、硬度显著提高，塑性、韧性显著降低。磷严重地影响钢的冷变形能力，其影响效果与含磷量成正比，这就是所谓冷脆现象。当钢中的含磷量超过0.1%时，这种现象就特别显著，当含磷量大于0.3%时，钢已全部变脆。当然钢中含磷量不会如此之多，但磷具有极大的偏析能力，会使钢中局部区域达到较高的含磷量而变脆。磷对钢的热变形能力影响不大，对碳钢来讲，当含磷量高达1%～1.5%时仍不降低其塑性，这是因为磷已溶于铁的固溶体中。

硫 硫也是钢中的有害杂质。硫很少溶于固溶体内，多以FeS、MnS等硫化物夹杂的形式存在。如果在钢中含有合金元素时，还会形成镍、铂和其他合金元素的硫化物。硫化物共晶体和化合物的熔点温度较低，如FeS与FeO形成的共晶体，其熔点为985℃，当钢在1 000℃以上进行热加工时，由于晶界处的FeS-FeO共晶体熔化，导致锻件开裂，这种现象称为热脆（或红脆）性。特别是呈网状形式包围晶粒的硫化物的危害最大。例如，铁的硫化物与铁形成网状形式的易熔共晶体包围在初始晶粒的周围就是这样的。形成网状来包围初始晶粒的硫化物还有硫与镍形成的化合物，这种化合物的熔点比硫与铁和其他金属形成的化合物还要低。

钢中加Mn可减轻或消除S的有害作用，因为钢液中Mn可与FeS发生如下反应：

MnS在1 620℃时才熔化，而且在热加工温度范围内有较好的塑性，可以和基体一起变形。

氮 氮在奥氏体中溶解度较大，但随温度下降而减小。在590℃时溶解度约为0.1%，在室温时，即当奥氏体转变为铁素体时其溶解度降至0.001%。将含氮量高的钢由高温快速冷却时，由于来不及析出而形成过饱和固溶体。以后，在室温或稍高温度下，氮将以Fe4N形式析出，使钢的强度、硬度提高，塑性、韧性大为降低，这种现象称为时效脆性。若在300℃左右加工时，表现为断口呈蓝色的蓝脆现象。

氢 钢中溶解的氢含量较大时，钢的塑性会大大降低，引起所谓氢脆现象。如图8-50所示，氢在钢中的溶解度随温度降低而降低。当含氢量较高的钢锭经锻轧后较快冷却时，从固溶体析出的氢原子没有足够的时间向钢坯表面扩散，而集中在钢内缺陷如晶界、嵌镶块边界和显微空隙等处，形成氢气团，产生相当大的压力。此时，若上述压力再与组织应力、温度应力等内应力迭加，累加到一定程度会出现细小裂纹，即所谓白点。白点一般易在大型合金钢锻件中出现。

图8-50　氢的溶解度

氧 氧与硫类似，也会使钢出现热脆（或红脆）现象，氧在金属中存在的主要形式是FeO、A12O3、SiO2等氧化物。多数氧化物的熔点高于轧制或锻造前的加热温度，但也有不少氧化物和共晶体的熔点在加热温度范围内或更低。因此，这些熔点较低、分布在晶界上的共晶体，由于其软化或熔化使晶间联系削弱，使物体在热变形时出现热脆（或红脆）。

（2）合金元素的影响：

在金属材料中加入特定的合金元素，不仅改善金属材料的使用性能，如提高了强度、热稳定性、耐腐蚀性等，同时也改变了金属材料的塑性，其对塑性的影响取决于加入元素的特性、加入元素的数量、元素之间的相互作用等。下面就合金元素对钢的塑性影响机制略作阐述。

固溶体的影响 合金元素无论是溶入奥氏体还是溶入铁素体中形成固溶体后，都将使铁的晶格发生不同程度的畸变，从而使其抗力提高，塑性降低。当Si、Mn的含量大于1%时，铁素体的塑性指标明显下降，如图8-51所示，所以Si、Mn含量大的钢在冷态时的塑性较差，不宜进行塑性变形。如深拉深用板材一般分别控制Si、Mn含量在0.04%和0.5%之下，而变压器用硅钢片则控制Si含量在3.5%以下。相对Si、Mn而言，Cr、Ni、W、Mo等合金元素对铁素体塑性的影响则不显著。

图8-51　合金元素对铁素体伸长率的影响

碳化物的影响 合金元素若与钢中的碳形成硬而脆的碳化物，如碳化铬、碳化钨、碳化钼、碳化钒、碳化钛等，会使钢的强度提高，塑性降低。不过碳化物的影响还与其形状、大小和分布情况相关。

冷态下，Nb、Ti、V含量少时，其碳化物呈极小颗粒高度分散而起弥散强化作用，使钢的强度大幅提高，但对塑性影响不大。而诸如高速钢等高合金钨钢由于晶界上含有大量共晶化合物，塑性很差。

热变形时，大量碳化物溶入奥氏体形成固溶体，削弱了碳化物对钢的强化作用，改善了钢的塑性。但对含有大量W、Mo、V、Ti、Cr和C等元素的高合金钢，在热成形温度范围内，碳化物并非全部溶入奥氏体，而是分布于奥氏体之外，使其高温抗力比碳含量同的碳钢高出许多，塑性也明显降低。

硫、氧化物的影响 合金元素与钢中的氧、硫形成氧化物和硫化物夹杂，造成钢的热脆性，降低了钢的热塑性。例如，在钼钢或镍基合金中，较高含量的硫与钼或镍化合，生成硫化钼或硫化镍的低熔点共晶产物，分布于晶界上削了弱晶粒间的结合力，产生热脆效应。不过还应注意到，锰、钛等元素也能与硫化合，但形成的是熔点高于FeS的硫化物，反而使钢的热塑性提高，有利于热成形的进行。

总之，若合金元素与硫、氧形成共晶低熔点化合物时将引起热脆；反之，若合金元素与硫、氧形成共晶高熔点化合物时将改善钢的热塑性。

相的影响 合金元素可以改变钢中相的组成，造成组织的多相性，从而使钢的塑性下降。例如铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢均为单相组织，在高温时具有良好的塑性，但如成分调配不当则会在铁素体不锈钢中出现第二相，因两相的高温性能和再结晶速度的不同，引起变形不均而降低塑性。

组织与晶粒的影响 合金元素也可通过影响钢的铸造组织与晶粒大小来改变钢材的塑性，如Si、Ni、Cr等会促使铸钢中柱状晶长大，降低塑性；V能细化铸造组织，对提高钢的塑性有利；W、V、Ti等元素对钢材加热时的晶粒长大有强烈阻碍作用，可起到细化晶粒的效果，从而提高高温塑性。Si、Mn等会促使奥氏体晶粒在加热过程中粗大化，亦即对过热的敏感性很大，因而使塑性降低。

低熔点元素的影响 若钢中含有Sb、Pb、Sn、As、Bi等低熔点元素，这些元素几乎不溶于基体金属，而以纯金属相存在于晶界，故造成钢的热脆性。如图8-52所示是锡与铅对含碳量为0.2%～0.25%钢的热成形性的影响情况。

图8-52　锡与铅对钢热成形性影响情况

“稀土元素”的影响 稀土元素在铁、镍、铬基合金及其他合金中的溶解度并不大，但这些少量的元素对钢及其合金的性能影响却非常显著。大量实验数据表明，如把稀土元素铈和镧加入到Ni-Cr-Mo、Ni-Cr-W和Ni-Cr-Mo-Cu钢中均会明显改善其热塑性。但需严格控制稀土元素加入量，只有加入的稀土元素量恰好抵消杂质的有害作用才能达到预期效果，加入过多或过少都不会明显改善其塑性。

2）组织的影响

一定化学成分的钢，其组织状态不同，其塑性亦有很大区别。

（1）相组成的影响。属单相系的纯金属和固溶体比多相系的塑性好，原因是由于单相系晶体具有较均匀的力学性能，晶间物质是较细的夹层，且少见易熔的夹杂物、共晶体或低强度的脆性相等。而两相以上的多相系合金的塑性较差，原因是各相的特性、晶粒的大小、形状和显微组织的分布状况等参差不齐，因而使塑性变差，如在锡磷青铜中含磷量为0.1%时，磷与铜形成熔点为707℃的化合物Cu3P，此化合物又与锡青铜形成熔点为628℃的三元共晶体；当含磷量超过0.3%时，磷形成磷化共析体夹杂而析出；当含磷量大于0.5%时，磷化物在热加工温度时熔化而成为液态，各晶粒的晶界结合力大为降低，造成热脆性，使热塑性变形难以进行。

综上，单相组织的塑性比多相组织的好，且多相组织中相与相之间性能差越小越好。两相若变形性能相近，则其组合后的塑性介于两相之间；若一塑性相与一脆性相组合，则变形主要在塑性相进行，脆性相则起阻碍变形的作用。另外，相的形状、分布状况对塑性亦有较大影响。若组合中的脆性相呈网状分布于晶界，其影响作用最大，这时组合体的塑性完全决定于脆性相；若组合中的脆性相呈片或层状分布于晶粒内部，则影响较小；若组合中的脆性相呈粒状均布于晶内，则几乎不产生影响。

（2）晶粒大小的影响。金属和合金的晶粒越细小，塑性越好。其原因是：

①变形分散进行：晶粒越细，同一体积内晶粒数目越多，于是在一定变形量下，变形分散到许多晶粒内进行，每一晶粒分摊的变形量减小，这样比起粗晶粒的材料，由于某些局部区域应力集中而出现裂纹以致断裂这一过程会发生得迟些，即在断裂前可以承受较大的变形量。

②晶界作用深化：金属和合金晶粒越细化，每一闭合晶界所包围的材料量越少，晶界的影响越易遍及整个晶粒，于是晶粒中部的应变和晶界处的应变差异就越小。

③有利位向晶粒数多：晶粒越细，晶粒数目越多，塑性变形时位向有利于滑移的晶粒数也越多，可同时滑移变形的晶粒数越多，变形能越易均匀地分摊给更多的晶粒。

3）铸造组织的影响

由于铸锭的成分和组织不均匀，所以导致其塑性变形能力低。归纳其原因，有如下几方面：

（1）非连续组织的存在。如铸锭的端部和中心部位存在的宏观和微观孔洞、裂纹，沸腾钢则因脱氧反应而产生皮下气泡等，这些均使铸锭的密度降低。

（2）不均匀组织的存在：如用普通熔炼方法获得的铸锭，其硫、磷等有害杂质偏析倾向较大；大钢锭中的枝晶偏析现象严重；两相以上的钢与合金中，通常第二相粗大的夹杂物会分布在晶界上。

（3）不利附加应力的存在。加工时产生不均匀变形，出现有害的附加拉应力或剪切应力，助长宏观或微观孔隙、脆性相以及液态相开裂。

2.变形温度、速度、程度对塑性的影响

1）变形温度的影响

变形温度对金属的塑性有着重大影响。塑性加工因温度选择不当而造成诸如开裂等失败的事件屡见不鲜。

对大多数金属和合金来说，变形温度对塑性影响的总趋势是：随着温度升高，塑性增加。其增加趋势并不是单调的，在某些温度区间，某些合金的塑性还可能降低。由于金属和合金的种类繁多，加热温度范围又较大，所以很难用一种简单的模式来概括。下面以碳钢的塑性随温度的变化为例作一说明。碳钢的塑性随着温度的升高出现了“三起三落”现象，即3个塑性较好的区，4个脆性区，如图8-53所示。

图8-53　碳钢的塑性随温度的变化曲线

在大约-100℃以下的超低温脆性区Ⅰ，原子的热运动几乎被完全冻结，所有可能的塑性变形形式都不能发生，其表现为钢的塑性几乎为零，此时钢呈现出极大的脆性。也有学者认为，低温脆性的出现与晶粒边界的某些组织成分随温度降低而脆化有关。例如，含磷高于0.08%和含砷高于0.3%的钢轨，在-40～-60℃时已经变得很脆。

在100～200℃的区域，塑性呈增加趋势。一般认为原因有两个：首先是由于温度的升高使原子的热运动复苏并加剧；其次是变形使原子动能增加。这些现象均有利于塑性变形的发生。

在200～400℃的低温脆性区Ⅱ，塑性出现了第一次较大的降低，此时碳钢脆性断裂的断口呈蓝色，俗称蓝脆区。其原因有多种，一般认为是氮化物、氧化物等脆性相以沉淀形式析出于晶界、滑移面上所致，其效果类似于时效硬化。

在700～800℃的区域，由于再结晶和扩散现象发生，有利于塑性的改善，所以在这个区域，塑性又呈增加趋势。

在800～950℃的高温脆性区Ⅲ，由于在相变区有铁素体和奥氏体共存，产生了变形的不均匀性，出现附加拉应力；在晶界区又出现了低熔点的硫化共晶体产物，所以碳钢的塑性出现了第二次较大的降低，此区俗称红脆（热脆）区。

在950～1 250℃的区域，一方面，钢的组织转化为均匀一致的奥氏体，高温奥氏体的塑性优于低温时的铁素体和其他组织；另一方面，实验表明，包围在晶粒外面的硫化物薄膜在此温度段熔化而扩散到晶粒内部，其对塑性的不利影响得以消除。这两方面的原因均使钢的塑性得到提高。

在大于1 250℃的超高温脆性区Ⅳ，碳钢已接近于熔化状态，此时晶粒迅速长大，晶间强度大幅削弱，继续加热将产生“过热”和“过烧”现象，使碳钢的塑性出现了第三次较大的降低，此时的钢几乎完全失去了塑性变形的能力。

对于不同结构与组织的金属和合金而言，温度变化引起的物理化学状态变化不尽相同，所以温度对其塑性的影响规律也差别较大。但归纳塑性因温度升高而增加的共性原因有以下几方面。

（1）温度的升高导致了回复和再结晶。回复能使变形金属的晶格畸变等得到缓解，再结晶则能完全消除变形金属的加工硬化，使金属和合金的塑性显著提高。

（2）温度的升高使临界剪切应力降低、能启动的滑移系增加。因为温度升高使原子的热运动能量增大，原子间的结合力就降低，从而使临界剪切应力降低。同时，在高温时还可能激发新的滑移系。例如，具有面心立方结构的铝及其合金，在室温时滑移面为（111），当升温至400℃时，（100）面也开始发生滑移，所以在450～550℃的温度范围内，铝的塑性最好；但继续加热至600℃以上时，滑移面（111）又停止作用了，再加上“过热”现象的发生，所以铝的塑性反而大幅下降。再如，镁是密排六方晶格，在低温时只有一个滑移面（0001），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。

（3）金属的组织结构发生变化。如由多相组织变为单相组织，或由滑移系个数少的晶格变为滑移系个数多的晶格。例如，碳钢在950～1 250℃范围内塑性好，这与此时处于单相组织和转变为面心立方晶格有关。又如，钛在室温时呈密排六方晶格，只有3个滑移系，当温度高于882℃时，转变为体心立方晶格，有12个滑移系，塑性有明显提高。

（4）扩散塑性变形形式的发生。当温度升高时，原子热振动加剧，晶格中的原子处于不稳定的状态。当晶体受外力作用时，原子就沿应力场梯度方向，非同步、连续地由一个平衡位置转移到另一个平衡位置，使金属产生塑性变形。这种转移不像滑移一样沿着一定的晶面和晶向进行，所以称为扩散塑性变形或热塑性变形。

扩散塑性变形是非晶体发生变形的唯一方式，对晶体来说则是一种附加方式。扩散塑性变形较多地发生在晶界和亚晶界，晶粒越细，温度越高，扩散塑性变形的作用越大。在回复温度以下，扩散塑性变形对金属塑性变形所起的作用并不明显，只有在很低的变形速度下才有可能发生。

（5）晶界滑动作用的增强。加热时晶界的性质发生了变化，既有利于晶间滑移变形的发生，也有利于消除晶间的破坏。因为不规则排列的晶界原子处于不稳定状态，有利于其移动和扩散的进行。当金属多晶体的温度较高时，晶界的强度低于晶粒本身；这不仅减小了晶界对晶内变形的阻碍作用，而且晶界本身更易于发生滑动变形。另外，在高温时由于原子扩散能力提高，塑性变形过程中被破坏了的晶界在很大程度上得到修复。这些现象均使金属和合金在高温下具有较好的塑性。

归纳大量实验事实，考虑材质和温度因素，金属和合金的可锻性可概括为8种类型，如图8-54所示。图中的曲线表示可锻性变化的情况。可锻性包括变形抗力和塑性两个方面，变形抗力小、塑性大的材料，可以认为其可锻性好。由图可见，与前述相同，随着温度升高，塑性一般呈增加趋势，但也可能是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，使塑性在某些温度区间出现回落。

图8-54　可锻性的8种类型

1—纯金属和单相合金，如铝、钽合金、铌合金；
2—晶粒成长敏感的纯金属和单相合金，如铍、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，如含有硒的不锈钢；
4—含有形成固溶性化合物元素的合金，如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，如高铬不锈钢；
6—加热时形成低熔点第二相的合金，如含硫铁、含有锌的镁合金；
7—冷却时形成韧性第二相的合金，如低碳钢、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，如镍-钴-铁超合金、磷氢不锈钢（根据H.J.Henning，F.W.Boulger论述）

2）变形速度的影响

变形速度是指单位时间内的应变，通常称为应变速率，其单位是s-1。塑性成形的工作速度是单位时间内的位移，其单位是m/s或cm/s。塑性成形的工作速度虽然不等于变形速度，但在很大程度上决定变形速度的大小，所以工作速度的差别将导致工件变形时的变形速度差别。

常见的塑性成形工艺的工作速度差别很大，速度较低的材料试验机不超过1cm/s、水压机为1～10cm/s、机械压力机为30～100cm/s，速度中等的通用锻锤为500～900cm/s、高速锤为1 200～1 800cm/s，速度较高的爆炸成形为1 200～7 000m/s、电液成形为6 000m/s、电磁成形为3 000～7 000m/s。

为了合理制订塑性成形时的速度规范，正确利用由普通材料试验机获取的材料塑性指标，讨论变形速度对塑性的影响是非常必要的。

（1）热效应和温度效应。为了讨论变形速度对材料塑性的影响，先要了解一下热效应现象。塑性变形体所吸收的能量，将转化为弹性变形位能和塑性变形热能。这种塑性变形过程中变形能转化为热能的现象，称为热效应。

据有关资料介绍，在室温下压缩镁、铝、铜、铁等金属，变形体所吸收能量的85%～90%转化为塑性变形热能，而这些金属相应的合金则有75%～85%转化为塑性变形热能，可见热效应现象十分可观。

塑性变形产生的热能一部分散发到周围介质中，其余部分将使变形体温度升高。这种由于塑性变形过程中产生的热量使变形体温度升高的现象，称为温度效应。

温度效应首先决定于变形速度，变形速度越高，单位时间内的变形量越大，所产生的热量则越多，热量的散失相对来说便少，因而温度效应也就越大。在塑性成形生产实践中，常可以看到这样的现象，锻造时使锻锤重击快击，毛坯温度不仅不会降低反而会升高。其次，变形体与工具接触面、周围介质的温差越小热量散失就越少，温度效应也就越大。此外，温度效应与变形温度有关。温度越高，材料变形抗力越低，单位体积的变形能减小，温度效应自然也减小。相反，在冷塑性变形时，因材料变形抗力高，单位体积变形功大，温度效应也就高。(www.xing528.com)

（2）变形速度对塑性的影响。变形速度对塑性的影响，实质上是变形热效应在起作用。因为，使金属产生塑性变形的能量，将消耗于弹性变形和塑性变形中。消耗于弹性变形的能量造成物体处于应力状态，而消耗于塑性变形的能量绝大部分转化为热量。当部分热量来不及向外扩散而停留于变形体内部时，促使金属的温度升高。

变形速度对塑性的影响机制比较复杂，各种资料中的观点是不完全相同的，有时甚至是有矛盾的。整理已有研究结果，通常认为随着变形速度的提高，塑性指标变化的一般趋势如图8-55所示。

图8-55　变形速度对塑性的影响示意图

在变形速度不大的ab段，增加变形速度将使塑性降低。这是由于加工硬化及位错受阻而形成内裂所引起的，本阶段虽然也发生了可促进软化的热效应现象，但加工硬化发生的速度超过软化进行的速度，塑性降低效应大于温度效应引起的塑性增加效应。在变形速度较大的bc段，由于温度效应显著，其引起的塑性增加基本上抵消了加工硬化所引起的塑性降低，所以使塑性不再随变形速度的增加而降低。在变形速度很大的cd段，由于温度效应的显著作用，使加工硬化得到全面消除，而且变形的扩散机制也参与作用，加上位错能借攀移而重新启动，变形金属塑性上升的速度完全超过了变形硬化造成的塑性下降速度，于是在本阶段出现了塑性回升的现象，这种现象特别有利于塑性较差材料的塑性成形。而在变形速度更大的de段，温度效应的发生促进了过热、过烧等脆化现象的发生，所以塑性指标再次出现了回落，这个变形速度段是不适宜进行塑性变形的。应该指出，图8-55所示的变化趋势并没有任何定量的意义，只是定性地说明塑性与变形速度之间的关系。

目前，在普通设备上进行塑性加工时，变形速度一般在0.8～300cm/s左右，仅在个别情况下可达1 000cm/s以上。由于高能成形，特别是爆炸成形等新工艺的出现，金属的变形速度得到大幅提高，比常规的塑性成形的变形速度高出1 000倍。如在爆炸时的冲击波作用下，钛和不锈钢等一般不易加工的耐热合金表现出了良好的塑性。有些资料认为，在这样高的变形速度下，金属可能具有符合流体动力学原理的流体性质。另外，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个特殊的限定时间——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到最低，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形及高速锤锻的工作效果好的原因。

事实上，变形速度对塑性成形工艺有广泛的影响。提高变形速度还有下列影响：第一，降低摩擦系数，从而降低变形抗力，改善变形的不均匀性，提高工件质量；第二，减少热加工时的热量散失，从而减少毛坯温度的下降和温度分布的不均匀性，这有利于诸如具有薄壁、高筋等形状复杂或材料的锻造温度范围较狭窄的工件的成形；第三，提高变形速度，会由于“惯性作用”，使复杂工件易于成形，例如锤上模锻时上模型腔容易充填。

在分析变形速度对金属塑性的影响时，还应考虑变形温度的因素，因为在变形过程中所引起的金属组织结构变化，是两者综合作用的结果。C.И.布拉特等总结了不同变形温度条件下变形速度对各种钢与合金的塑性影响的规律，如图8-56所示。此图将有助于全面了解温度与变形速度的综合影响机制。

图8-56　在不同的相对温度下变形速度对金属塑性的影响示意图

1—绝热的升温；2—超塑性材料；3、4—高塑性钢；5—有热脆性的钢与合金；6—在温变形区有弥散强化的钢与合金；7—面心立方晶格的钢与合金；8—体心立方晶格的钢与合金

3）变形程度的影响

变形程度是一次变形的总量，变形量与金属变形过程中的塑性行为密切相关，原因有以下几点。

（1）变形量与加工硬化程度相关。热变形过程中，若加工硬化速度小于软化速度、微裂纹的修复速度大于发生速度，则变形程度对塑性的影响不显著。但在冷变形时，由于没有微裂纹的修复效应，所以随着变形量的增加，塑性总是要降低。

冷变形时两次退火间的变形量与金属的性质密切相关，对硬化现象严重的金属与合金，应在下一次中间退火前选择较小的变形量，以便于恢复其塑性；对于硬化现象轻微的金属与合金，则可以在两次中间退火之间选择较大的变形程度。

对于难变形的Cr23Ni13、CrNi77TiAl等耐热钢与合金钢，可以采用增加道次、减小单次变形量的加工方法。事实证明，如此分散变形的方法可以提高塑性2.5～3倍，原因是分散的小变形可以充分发挥并保持材料的塑性。

（2）变形量与热脆现象相关。在加工难变形金属与合金时，一次大变形可使热效应产生的变形热甚至可以使其局部温度升高到过烧温度，从而引发热脆现象。所以增加道次、减小单次变形量的做法有改善难变形金属与合金塑性的效果。

（3）变形量与变形内应力相关。若变形量大，则变形不均匀倾向大，变形金属内所产生的内应力也大，内应力将促进微裂纹的成长而引起变形金属的断裂。

所以在热变形中也可采用分散变形，以减小单次变形量，使单次变形的塑性要求远低于塑性指标。另外，还可以减小变形金属内所产生的应力，使其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。

3.变形力学条件对塑性的影响

1）应力状态的影响

应力状态即变形体中某立方微元体3个面上的应力大小和方向，如果微元体3个面的法线方向和3个主方向相同，则3个面上表示的是主应力，称主应力图。习惯上用主应力图来定性表示变形体的应力状态。

如图8-57所示，主应力图共有9种，即两种单向主应力图——单向受拉和单向受压；3种二向主应力图——二向受拉、二向受压和一向受拉一向受压；4种三向主应力图——三向受拉、三向受压、二向受拉一向受压和二向受压一向受拉。在二向和三向主应力图中，各向主应力符号相同时，称同号主应力图；符号不同时，称异号主应力图。

应力状态不同对塑性的影响也不同，通常主应力图中的压应力个数越多，且数值越大，即静水压力越大，则金属的塑性越好；反之，拉应力个数越多，数值越大，即静水压力越小，则金属的塑性越差。实践证明，单向压缩可达到的变形程度比单向拉伸大许多；三向压应力状态的挤压比二向压缩一向拉伸的拉拔更有利于材料塑性的发挥；同样是三向压应力状态的镦粗和挤压变形，后者的塑性好，这是因为其压应力数值比前者大。所以，主应力图8-57中，左下角的三向压应力状态塑性最好，右下角的三向拉应力状态塑性最差。

图8-57　九种主应力图

德国的卡尔曼在20世纪初对大理石和红砂石进行过一次著名的试验，其试验结果可以清楚地说明应力状态对塑性影响的原因。卡尔曼把圆柱形大理石和红砂石试样置于如图8-58所示的试验装置中进行压缩，同时从底部压入甘油对试样施加侧向压力。记录的试验结果如图8-59所示，当没有侧向压力作用即图中的σ2=0时，大理石和红砂石显示完全的脆性；在有侧向压力作用时，却表现出一定的塑性；而且侧向压力越大，塑性越高。限于当时的实验条件，卡尔曼所得到大理石的最大压缩程度如图8-59（a）所示，当σ2=1 650×105Pa时，为8%～9%；红砂石如图8-59（b）所示，当σ2=2 475×105Pa时，为6%～7%。后来，拉斯切加耶夫在更大的侧向压力下进行了大理石的压缩实验，结果获得高达78%的变形程度，并在很大的侧向压力下拉伸大理石试样，得到了25%的延伸率，还出现了与金属试样相似的缩颈现象。

图8-58　卡尔曼试验装置

1—压力柱塞；2—试样；3—试验腔室；4—高压液体注入处

图8-59　大理石和红砂石三向受压的试验结果

（a）大理石；（b）红砂石

对金属和合金的试验也出现类似的结果。例如，通常的静力拉伸试验是在大气压力下进行的，如果把试样放在高压室内进行，则试样除受到轴向拉伸外，还受到周围高压介质的作用，即增加了静水压力，这时测得的塑性指标就大为提高。类似的资料还有很多，这些资料都充分证实了上述应力状态对塑性的显著影响。

静水压力越大，金属的塑性就越高，其原因可以解释如下：

（1）拉伸应力促进晶间变形，加速晶界破坏，压缩应力抑制或减少晶间变形。随着三向压缩作用的增强，晶间变形越加难以进行，因而改善了金属的塑性。

（2）压应力有利于抑制或消除晶体中由于塑性变形引起的各种微观损伤，而拉应力则相反，它促使各种损伤发展、扩大。如图8-60所示，某晶粒滑移面上因滑移面产生的损伤点在拉应力作用下将分离并扩大，在压应力作用下将收缩甚至消除。

（3）当变形体内原来存在脆性杂质、微观裂纹、液态相等缺陷时，三向压应力能抑制这些缺陷，全部或部分地消除其危害性。而在拉应力作用下，如图8-61所示，将使这些缺陷发展，形成应力集中，促使金属被破坏。

图8-60　滑移面上的损伤与应力性质的关系

图8-61　晶粒内部缺陷引起的应力集中

（4）三向压应力能抵消由于变形不均匀所引起的附加拉应力，从而减轻附加拉应力所造成的拉裂作用。例如，圆柱体镦粗，侧表面可能出现附加切向拉应力，施加侧向压力后，能抵消此附加拉应力而防止裂纹的产生。

由此可见，静水压力越大，则塑性越高。因此在塑性加工中，常常通过改变应力状态，增大变形时的静水压力来提高金属的塑性。例如，在加工某些有色合金或耐热合金等低塑性材料时，如图8-62（a）所示，用塑性较高的材料制成包套来进行压缩成形，以增加径向压力，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，也可用到如图8-62（b）所示的挤压工艺中，但用做包套的材料及其厚薄需选择适当，否则会因包套变形大，对被包材料反而产生很大的附加拉应力，以致拉裂低塑性的被包覆材料。

图8-62　用包套增加静水压力的成形方法

（a）包套压缩；（b）包套挤压

另外，在成形装备方面也采取了许多措施，以增加三向压应力中应力球张量的数值，提高材料的塑性，减少开裂现象。如图8-63（a）所示，利用V型砧座和锤头拔长合金钢棒材时，与传统的平砧拔长相比，由于工具侧面的压力作用，减小了毛坯中心的拉应力，有效防止了毛坯中心裂纹的产生；如图8-63（b）所示，用4个锤头以400次/分以上的速度高速对击，进行旋转精锻等均可提高材料的塑性，防止裂纹产生。

图8-63　增加三向压应力的工艺措施

（a）V型砧拔长棒坯；（b）高速精锻机

2）应变状态的影响

与讨论应力状态对塑性影响的做法相同，应变状态对塑性的影响也可用主应变图来说明。由于压缩变形有利于塑性的发挥，而拉伸变形则有损于塑性，所以主应变图中压缩分量越多，对于充分发挥材料的塑性越有利。按此原则可将主应变图排列为：二向压缩一向拉伸的主应变形式最有利于塑性；一向压缩一向拉伸次之；二向拉伸一向压缩的主应变形式最有损于塑性。

下面以图8-64为例解释一下主应变形式对塑性的影响。图8-64（a）所示是某变形体内存在的杂质缺陷。此杂质缺陷在如图8-64（b）所示的二向压缩一向延伸的主应变形式作用下，可被压缩成线缺陷，抑制了对塑性的损害。而在如图8-64（c）所示的二向延伸一向压缩的主应变形式影响下，杂质缺陷向两个方向扩展而由点缺陷变为面缺陷，增大了对塑性的损害。

图8-64　主应变图对金属缺陷形态的影响

（a）变形前；（b）二压一拉变形后；（c）一压二拉变形后

另外，由于主应变形式影响变形体内的杂质分布状态，这将使金属呈各向异性。以拉拔、挤压等成形工艺为例，其主应变形式是二向压缩一向延伸，随着变形程度的增加，变形体中诸如MnS等塑性夹杂将被延伸成连续的条状或线状。而如Al2O3等脆性夹杂物将被拉伸成断续的串链状，这将会引起横向的塑性指标和冲击韧性下降。而镦粗和带宽展的轧制等成形工艺的主应变形式是二向延伸一向压缩，变形程度的增加将使杂质沿厚度方向以层状排列，从而使厚度方向的性能被削弱，如轧制厚度大于25mm的沸腾钢钢板时，不论是塑性指标还是强度指标在板厚方向都将大幅降低，其中强度的降低幅度为15%以上，而塑性的降低幅度将高达80%以上。因此，当轧制厚度大于25mm的厚板时，一般多用偏析较少的镇静钢。

综合应力、应变状态对塑性的影响机制可知，三向压缩主应力状态和二向压缩一向延伸的主应变状态相组合是对塑性最有利的塑性加工方法。但还应指出，三向压应力状态有益于金属塑性的发挥，却同时也使变形抗力呈增加趋势。因此，为选择合适的成形方法，还要具体分析。比如，加工低塑性材料时，提高金属塑性是主要目标，则应采用三向压应力的塑性加工工艺，至于变形抗力大的问题可用增加设备能力的方法来解决。而在冷轧低碳板带钢时，材料的塑性不是问题，如何减少变形抗力是此类工艺的问题所在，此时则需要采用张力、异步轧制等措施。

4.尺寸因素对塑性的影响

研究金属的塑性时，一般都是针对小的变形体或标准试样。而工程实践中所用的变形体要大得多，有的重达十几吨，甚至几百吨。因此要把实验室的结果用在实际生产上，还需要讨论变形体的大小，即尺寸因素对塑性的影响。

事实上，已有的塑性成形实践表明，金属的塑性与变形体的尺寸、体积大小密切相关。例如，在同等实验条件下，用平锤头压缩锌试件，试件尺寸为10 mm×10 mm时，出现第一条宏观裂纹时的最大压下量可达75%～80%，当试件尺寸增大为20 mm×20 mm时，最大压下量减小为35%～40%。同样，压缩黄铜柱体，坯料尺寸为10 mm×10 mm时，最大压下量是70%～75%，当坯料尺寸增大至20 mm×20 mm时，最大压下量减小到50%。

深入讨论尺寸因素对金属塑性的影响机制，一般性结论如图8-65所示，随着变形体体积的增大，塑性总的趋势是降低，开始时降低得很显著，随后降低的幅度渐缓，到某一临界值后，体积对塑性的影响微乎其微。

图8-65　变形物体体积对力学性能的影响

1—塑性；2—变形抗力；×—临界体积点

究其原因，可分析如下：实际金属中有偏析、气孔、夹杂、缩孔和空洞等缺陷，体积越大，这些缺陷的绝对含量就越多，而在缺陷处易引起应力集中，造成裂纹源，因而引起塑性的降低。对于锭料来说，这种现象更显著。同样，对铸件来说，小铸件容易得到相对致密细腻和均匀的组织，大铸件则反之。

讨论尺寸因素对塑性的影响时，还应考虑组织因素和表面因素。

金属越趋向于脆性状态，则组织因素的影响越大。在实际的金属中，一般都存在大量的各种组织缺陷，它们也是引起应力集中的根源。这些组织缺陷在变形体内是不均匀分布的，在单位体积内平均缺陷数量相同时，变形物体的体积越大，其分布越不均匀，因而引起塑性降低，所以大铸锭的塑性总是比小铸锭的塑性差。

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中间的力学状态和物理-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。

表面因素的影响可用变形体的表面积与体积之比来表示，有时也用接触表面积与体积之比来表示。表面积与体积之比值越大，受加热介质气氛的影响将越大。大多数金属和合金在高温下容易受到周围气氛的侵入，这种侵入一般是通过氧化、溶解及扩散等方式进行的。周围介质和气氛能使变形体表面层溶解并与金属基体形成脆性相，因而使变形体呈现脆性状态。如在煤气炉中直接加热的镍及其合金，热轧时很容易开裂，这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形成熔点温度为625～650℃的低熔点共晶物，并呈薄膜状分布于晶界，使镍及其合金产生红脆性。又如钛及其合金在铸造或在还原性气氛中加热及酸洗时，均能吸氢而生成TiH2，使其变脆。周围介质的溶解作用，通常在有应力作用下加速，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。

5.提高金属塑性的对策

根据前述对塑性影响因素的分析，为了适应生产中对金属高塑性的要求，必须从影响金属塑性的主要因素出发，设法促进对塑性有利的因素，同时要减小或避免不利的因素。归纳起来，提高塑性的主要途径有以下几个方面。

1）提高材料的成分和组织的均匀性

合金铸锭的化学成分和组织通常很不均匀，若在变形前进行高温扩散退火，则能起到均匀化的作用，从而提高塑性。例如，将含铝5.5%～7.0%的镁合金加热到400℃时进行均匀化处理10h，在压力机上的压缩变形程度可达75%以上。如果不进行高温均匀化处理，容许的变形程度仅为45%左右。

另外，还可通过减少金属材料中如P、S等对塑性有害杂质元素的含量，添加Si、Mn等有益于塑性的合金元素等方法提高塑性。

2）合理选择变形温度和变形速度

根据金属与合金的塑性在不同温度时的表现，合理选择变形温度，如合金钢的始锻温度通常比同碳分的碳钢低，而终锻温度则较高，其始、终锻锻造温度差一般仅为100～200℃。若加热温度选择过高，则易使晶界处的低熔点物质熔化，而对有些铁素体钢其晶粒有过分长大的危险；若变形温度选择过低，则会使回复、再结晶等软化过程不能充分进行，这些均会导致金属塑性的降低，引起成形时的开裂。因此，必须合理选择变形温度，并保证毛坯的温度均匀分布，避免局部区域因与工具接触时间过长而使实际温度过分降低，或因热效应显著而使温度过分升高。对于具有速度敏感性的材料，要注意合理选择变形速度，例如前述的镁合金在变形速度较慢的压力机上成形顺利，但在变形速度较高的锤类设备上模锻时，则要先轻击后重击，逐次增加变形程度，方能完成成形。

3）选择三向受压较强的变形方式

由于静水压力越大，越有利于变形体塑性的发挥，所以同样的材料，挤压变形时的塑性高于开式模锻，而开式模锻又比自由锻时塑性高。为使低塑性材料能够便于成形，可采取一些增强三向压应力状态的措施，如前述的包套、对击等方法。

4）减少变形的不均匀性

金属不均匀变形会使塑性降低，促使裂纹产生。为此可采用各种措施，减少不均匀变形的程度。可使用适宜的润滑剂以减少外摩擦的有害影响，如钢热挤压时可用玻璃润滑剂，以减少金属内、外层向外流动的不均匀性，从而防止表面周期性裂纹的产生；低塑性材料镦粗时可用软金属垫代替润滑剂，同样可减少鼓形程度，防止侧面裂纹产生。合理确定变形工艺条件亦可减少不均匀变形，如优化工模具形状、采用铆锻叠锻等方法均可降低变形不均匀程度。