东北大学物理冶金基础复习大纲

1、物理冶金基础课程主要内容第一章金属的晶体结构1、金属的通性1）良好的导电、导热性2）正的电阻温度系数3）不透明、金属光泽4）良好的延展性2、晶体与非晶体1）晶体含义晶体是由许多质点（包括原子、离子或分子）在三维空间作有规则的周期性重复排列而构成的固体，非晶体则不呈这种周期性的规则排列。2）晶体与非晶体的区别：根本区别：质点是否在三维空间作有规则的周期性重复排列。晶体熔化时具有固定的熔点,而非晶体无明显熔点,只存在一个软化温度范围。 晶体具有各向异性,非晶体呈各向同性。3）单晶体与多晶体 单晶体 质点按同一取向排列。由一个核心（称为晶核）生长而成的晶体 多晶体 通常由许多不同位向的小晶体(晶粒）

2、所组成。晶粒与晶粒之间的界面称为晶界, 多晶体材料一般显示出各向同性假等向性。3、空间点阵和晶胞1） 阵点 将构成晶体的实际质点（原子、离子、分子）抽象成纯粹的几何点称为阵点。2）空间点阵 阵点在空间呈周期性规则排列，并具有等同的周围环境的模型。3）晶格（空间格子）作许多平行的直线把阵点连接起来，构成一个三维的几何格架称为晶格。4）晶胞定义在空间点阵中，能代表空间点阵结构特点的小平行六面体。整个空间点阵可由晶胞作三维的重复堆砌而构成。晶胞参数 晶胞三条棱边的边长a、b、c及晶轴之间的夹角、称为晶胞参数。 4、晶面指数与晶向指数1）晶 向晶体中的某些方向，涉及到晶体中原子的位置，原子列方向，表示

3、的是一组相互 平行、方向一致的直线的指向。2）晶面晶体中原子所构成的平面。国际上通用的是用密勒指数表示晶面及晶向。 晶向指数晶面指数。enjeen3）金属的三种典型晶体结构 密排六方hcp：密排面为（0001） ABABAB 面心立方fcc：密排面为111 ABCABCABC 体心六方bcc：密排面为（100） ABABAB4）配位数和致密度配位数致密度5）晶体结构中的间隙八面体间隙四面体间隙6）同素异晶性（多型性） 当外界条件（温度、压力）改变时，元素的晶体结构可以发生转变，这种性能称作同素异晶性，或称多型性，这种转变则称为同素异晶转变或多型性转变，转变 的产物叫同素异晶体。第二章合金相结构

4、1、固 溶 体1）固溶体的类型置换固溶体间隙固溶体2）影响置换固溶体固溶度的因素 原子尺寸化学亲和力（电负性） 电子浓度（原子价）晶体结构有序化3）有序化对合金性能的影响： 通常提高硬度、强度、降低塑性有序强化； 电阻降低； 影响铁磁性； 影响弹性性质 2、固溶体的性质1）固溶强化固溶体的强度总是比组成它的纯组元高，且随溶质原子浓度增加，强度也增加。2）改变物理、化学性质 3）改变点阵常数4）金属间化合物（中间相）第三章空位与位错1、空位 空位和间隙原子经常是同时出现和同时存在的两类点缺陷，原子作热振动，一定温度下原子热振动能量一定，呈统计分布，在瞬间一些能量大的原子克服周围原子对它的束缚，迁

5、移至别处，形成空位。空位形成引起点阵畸变，亦会割断键力，故空位形成需能量，空位形成能（EV）为形成一个空位所需能量。2、空位的热力学分析 点缺陷与线、面缺陷的区别之一是后者为热力学不稳定的缺陷，而点缺陷是热力学稳定的缺陷。在一定温度下，晶体中有一定平衡数量的空位和间隙原子，其数量可近似算出。 3、空位的性质1）晶体中空位在热力学上是稳定的，一定温度T对应一平衡浓度C；2）C与T呈指数关系，温度升高，空位浓度大大增大 ；3）空位形成能EV大，空位浓度小 。4、过饱和空位 给定温度下，晶体中存在一平衡的空位浓度。5、产生过饱和空位条件 1）高温淬火2）塑性变形 3）高能粒子辐射 4）形成金属间化合

6、物 6、空位的迁移 空位在晶体中的分布是一个动态平衡，其不断地与周围原子交换位置，使空位移动所必需的能量，叫空位移动能Em。空位移动所造成的原子迁移，即金属晶体中的自扩散。自扩散激活能相当于空位形成能与移动能的总和。 7、空位对金属性能的影响 1）对电阻的影响 （空位引起点阵畸变，使传导电子受到散射，产生附加电阻）2）对力学性能的影响3）对高温蠕变的影响 8、位错的基本类型及特征1）刃型位错特征：刃型位错有一额外半原子面 ；位错线不一定是直线，可以是折线或曲线，但刃型位错线必与滑移矢量垂直，且滑移面是位错线和滑移矢量所构成的唯一平面； 位错周围的点阵发生弹性畸变，既有正应变，又有切应变 ；位错

7、是一管道 。2）螺型位错特征： 螺型位错无额外半原子面，原子错排呈轴对称 ；螺型位错与滑移矢量平行，故一定是直线 ；位错线的移动方向与晶块滑移方向互相垂直。3） 混合位错 位错线上任一点的滑移矢量相同，但两者方向夹角呈任意角度 。4）柏氏矢量b的物理意义 表征位错线的性质 b表征了总畸变的积累 b表征了位错强度 同一晶体中b大的位错具有严重的点阵畸变，能量高且不稳定。 位错的许多性质，如位错的能量，应力场，位错受力等，都与b有关。 5）位错的运动 位错移动阻力点阵阻力，又叫派纳力（Peirls- nNabarro），此阻力来源于周期排列的晶体点阵。刃型位错的运动方式：滑移、攀移 影响攀移因素：

8、A、温度：温度升高，原子扩散能力增大，攀移易于进行。 B、正应力：垂直于额外关原子面的压应力，促进正攀移，拉应力，促进负攀移 。6） 螺型位错的运动特点螺位错无多余半原子面，只能作滑移。7）混合位错的运动9、位错的应力场（位错的弹性行为）位错的存在，在其周围的点阵发生不同程度的畸变。中心部分畸变程度最为严重，为位错中心区，这部分超出了弹性应变范围，不讨论，仅讨论中心区以外的弹性畸变区，借助弹性连续介质模型讨论位错的弹性性质。 1） 螺型位错应力场G为切变模量 切应力 亦可用直角坐标表示： 特征：只有切应力，无正应力 的大小与r呈反比，与G、b呈正比 与无关，所以切应力是轴对称的 2） 刃型位错

9、应力场G为切变模量，v为泊松比 采用圆柱坐标表示，则为： 应力场特点应力的大小与r呈反比，与G、b呈正比 有正、切应力，同一地点|xx|yy|，yy较复杂，不作重点考虑 y0, xx0，为压应力 y0，为拉应力 y=0, xx=yy=0，只有切应力 y=x，只有xx、zz3） 位错的应变能 位错的存在在其点阵周围产生弹性应变与应力，储存的能量包括：螺型位错的应变能 刃型位错应变能 混合位错的应变能任何一个混合位错都可分解为一刃型位错和一个螺型位错，设其柏氏矢量b与位错线交角为，则 : 刃位错 =900 螺位错 =00实际晶体中，r0约为埃的量级（约为10-8cm）；R约为亚晶尺寸，约为10-3

10、-10-4cm，v取1/3 可得单位长度位错应变能E=KGb2 ，从以上讨论可得： A、E与b2呈正比，b小则应变能低，位错愈稳定 。B、E随R增大而增加，说明位错长程应力场的能量占主导作用，中心区能量小，可忽略 。C、在晶体中最易于形成螺型位错。 D、两点间以直线最短，所以直线位错比曲线位错能量小，位错总有伸直趋势。位错存在导致内能升高，同时位错的引入又使晶体熵值增加。由F=E内-TS，通过估算得出，因应变能而引起系统自由能的增加，远大于熵增加而引起系统自由能的减小。故位错与空位不同，它在热力学上是不稳定的。 10、位错的受力 1） 位错的线张力 为了降低能量，位错有由曲变直，由长变短的倾向

11、。线张力T表示增加单位长度位错线所需能量，在数值上等于位错应变能。 位错在受力弯曲时， 单位长度位错线弯曲所需外力为 2） 外力场中位错所受的力作用于单位长度位错线上力为： 可见平衡条件下，曲率半径R越小，即位错越弯曲，所需与之平衡的切应力越大。 11、位错与晶体缺陷的相互作用1）两平行螺型位错间的交互作用 =450，Fr最大 b，b同号，Fr为正值，两位错相互排斥 b，b异号，Fr为负值，两位错相互吸引2）两个平衡刃型位错之间的相互作用滑移力 攀移力 根据以上两式可推断出，在不同位置所受到的攀移力和滑移力。 Fy与y轴方向一致，Fy为正，即指向上，为负即指向下。故可推知，两位错沿y轴方向是互

12、相排斥的。 滑移力Fx变化规律为： A、x2y2, Fx指向外，即排斥B、x2max，位错才能不断向外扩张，源源不断产生位错环，起到增殖作用。 13、实际晶体中的位错 实际晶体简单立方结构中的位错，其 b 总是等于点阵矢量。实际晶体中根据柏氏矢量的不同，可把位错分为以下几种形式：1） b 等于单位点阵矢量的称为“单位位错”。 2） b等于单位点阵矢量的整数倍的为“全位错”。 3） b 不等于单位点阵矢量或其整数倍的为“不全位错”或称“部分位错” 。Fcc : bcc ： hcp ： 14、层错堆垛顺序发生局部错乱，出现堆垛层错， 层错是一种晶体缺陷，它破坏了晶体排列的周期性，引起能量升高。产生

13、单位面积的层错所需能量为“层错能”。但层错的影响仅表现在次近邻关系，仅引起很少的点阵畸变，故层错能相对晶界能很小，层错能愈小，出现层错的几率愈大。层错的边界即为不全位错。 1）不全位错 层错区与完整晶体的交界处，为“不全位错” 2）肖克莱（Shockley）不全位错特征： ， 且垂直于位错线，为纯刃型，也可为纯螺型或混合型 可滑移，不能攀移，即可在具有堆垛层错的111面上滑移，引起层错面的扩散或收缩，但不能离开层错面3）弗兰克（Frank）不全位错特征： 在fcc晶体中插入或抽走一层（111）面，就会形成堆垛层错。若插入或抽走的只是一部分，层错与完整晶体边界即所谓“Frank位错”。正弗兰克位

14、错可由填隙原子聚集成园盘而形成 ，负弗兰克位错可由空位盘崩塌而形成。 ，b与层错面和位错线垂直，故是纯刃型 只能攀移，而攀移必须借助原子的扩散，故运动困难，称为固定位错。15、位错反应与扩展位错1）位错反应 几何条件：反应前各位错柏氏矢量之和应等于反应后各 之和即 前= 后 能量条件：能量降低的过程2）扩展位错b 1= b 2+ b 3+层错16、位错的束集扩展位错不能交滑移，要交滑移， 必先收缩成螺型全位错，此即束集（Constriction）。束集必对抗两个不全位错间斥力作功，故层错区愈宽，愈不易束集，愈难于交滑移。 17、铃木气团溶质原子与扩展位错之间会发生化学交互作用，产生铃木气团。由

15、于扩展位错的层错区具有与周围基体不同的晶体结构（如fcc中层错区属hcp），为保持热力学平衡，溶质原子在层错区浓度与在基体中浓度不同，有的原子偏聚于层错区，减小表面能，使层错区宽度d增大，不易于束集，难于交滑移，从而提高合金强度，这种由化学交互作用而产生溶质原子在层错区偏聚，构成了“铃木气团”。 与科垂耳气团比较: 1）铃木气团与温度无关 2）铃木气团与位错类型无关 18、Lomer-Cottrell位错fcc晶体中一种很重要的位错反应. 三个不全位错和两片层错所构成的组态，为“Lomer-Cottrell位错”（面角位错）。它对fcc金属加工硬化起重要作用，其中 110位错又叫“压杆位错”。

16、第四章表面与界面1、表面1）表面的结构 表面原子一侧没有固体原子与之键合，有较高能量几个原子层厚，与周围气相或液相接触的面结构、性能与晶体内部不相同 2）表面能3）晶体表面 4）表面吸附 2、晶界、亚晶界1）大角晶界：相邻晶体位向差100 2）小角度晶界：位向差为2-100（位错模型解释） 3）亚晶界：位向差20 4） 晶界能 5）第二相6）晶界的其它特性晶界熔点低，易过烧 晶界是易扩散通道 晶界易形核 晶界易受腐蚀晶界常温下强化，高温下弱化3、相界：不同结构的两固相间界面，有共格，半共格，非共格1)共格相界：界面完全有序，无错配区域，界面是两相点阵的共有点阵面，仅在少数情况下出现，如钴相变中

17、fcc相与hcp相的相界 2)半共格相界：与小角度晶界类似，错配区为界面上位错，如两种结构相同的晶体，点阵参数或夹角有少量差异. 相界上只存在点阵参数差异，在界面上引进刃型位错，使位错在单位距离内造成的等于相界上点阵平移的相对差值，松驰晶格中共格弹性畸变相界上原子排列成斜方网络时，若界面上原子仍呈平行，可用刃型位错描述，若相界两侧原子排列夹角上有差异，则可用螺型位错描述。第五章金属的塑性变形1、 单晶体金属的塑性变形1）滑移 单晶体金属的塑性变形-滑移 滑移变形是不均匀的，常集中在一部分晶面上，而处于各滑移带之间的晶体没有产生滑移，滑移带的发展过程，首先是出现细滑移线，后来才发展成带，而且，滑

18、移线的数目随应变程度的增大而增多，它们之间的距离则在缩短。2）滑移的晶体学特征 滑移面 晶体的滑移通常是沿着一定的晶面发生的，此组晶面称为滑移面； 滑移方向 滑移是沿着滑移面上一定的晶向进行的，此晶向称为滑移方向；滑移面与滑移方向大致是最密排面和最密排方向，因为此时派纳力最小。 滑移系 3）临界分切应力2、多系滑移与交滑移1）单系滑移 只有一个特定的滑移系处于最有利的位置而优先开动时，形成单滑移。 2）多系滑移由于变形时晶体转动的结果，有两组或几组滑移面同时转到有利位向，使滑移可能在两组或更多的滑移面上同时或交替地进行，形成“双滑移”或“多滑移”。如果发生双滑移或多系滑移，会出现交叉形的滑移带

19、 3）交滑移 交滑移是指两个或多个滑移面共同沿着一个滑移方向的滑移。交滑移的实质是螺位错在不改变滑移方向的情况下，从一个滑移面滑到交线处，转到另一个滑移面的过程。 交滑移是纯螺位错的运动，当螺位错分解为扩展位错时，欲交滑移，必须先束集为全螺位错，此过程与层错能有关（层错能越低，越难束集，难以发生交滑移），还可因热激活而得到促进。3、孪生 1）孪生的晶体学 孪生是以晶体中一定的晶面（称为孪晶面）沿着一定的晶向（孪生方向）移动而发生的。在切变区域内，与孪晶面平行的各层晶面的相对位移是一定的。 2）孪生的特点 孪生是一部分晶体沿孪晶面相对于另一部分晶体作切变，切变时原子移动的距离是孪生方向原子间距的

20、分数倍；孪生是部分位错运动的结果；孪晶面两侧晶体的位向不同，呈镜面对称；孪生是一种均匀的切变；孪晶浸蚀后有明显的衬度，经抛光与浸蚀后仍能重现。孪晶的萌生一般需要较大的应力，但随后长大所需的应力较小，其拉伸曲线呈锯齿状。孪晶核心大多是在晶体局部高应力区形成。 变形孪晶一般呈片状。 变形孪晶经常以爆发方式形成，生成速率较快。形变孪晶常见于密排六方和体心立方晶体（密排六方金属很容易产生孪生变形），面心立方晶体中很难发生孪生孪生本身对金属塑性变形的贡献不大，但形成的孪晶改变了晶体的位向，使新的滑移系开动，间接对塑性变形有贡献。 4、多晶体的塑性变形 1)晶界阻滞效应：90%以上的晶界是大角度晶界，其结

21、构复杂，由约几个纳米厚的原子排列紊乱的区域与原子排列较整齐的区域交替相间而成，这种晶界本身使滑移受阻而不易直接传到相邻晶粒。 2)取向差效应：多晶体中，不同位向晶粒的滑移系取向不相同，滑移不能从一个晶粒直接延续到另一晶粒中。5、多晶体金属塑性变形的特点1)各晶粒变形的不同时性和不均匀性。 2)各晶粒变形的相互协调性，需要五个以上的独立滑移系同时动作。 3)滑移的传递，必须激发相邻晶粒的位错源。 4)多晶体的变形抗力比单晶体大，变形更不均匀。 5)塑性变形时，导致一些物理、化学性能的变化。 6)时间性6、晶粒大小对机械性能的影响1)晶粒大小对金属室温机械性能的影响 晶粒越细，室温强度（s，b，-

22、1）较大，塑性较好，称为细晶强化 Hall-Petch公式：S=i+Kd-1/2 大量实验表明，Hall-Petch公式不仅适用于屈服强度，同时也适用于整个流变范围以至断裂强度。2)晶粒大小对高温强度的影响 高温下晶界在应力作用下会产生粘滞性流动，发生晶粒沿晶界的相对滑动；另外，还可能产生“扩散蠕变”，所以，细晶粒组织的高温强度反而较低。 7、合金的塑性变形 1）固溶强化 溶质原子溶入基体金属后,使变形抗力提高，应力-应变曲线升高，变形能力下降，这就是固溶强化。对于同一溶质，固溶体的屈服强度一般与其含量成直线关系。 固溶强化的机制 弹性交互作用 化学交互作用 电交互作用 几何交互作用 2）屈服

23、点现象 试样开始屈服时对应的应力称为上屈服点载荷首次降低的最低载荷或不变载荷称为下屈服点，试样继续伸长，应力保持为定值或有微小的波动，在拉伸曲线上出现一个应力平台区，试样在此恒定应力下的伸长称为屈服伸长。3）吕德斯带 在发生屈服延伸阶段，试样的应变是不均匀的， 在试样表面可观察到与纵轴约呈45度交角的应变痕迹，称为吕德斯（Lders）带。吕德斯带会造成拉伸和深冲过程中工件表面不平整。 4）屈服现象的解释 ：与金属中微量的溶质原子有关。 溶质原子与位错的应力场发生弹性交互作用，形成气团钉扎位错运动，必须在更大的应力作用下才能产生新的位错或使位错脱钉，表现为上屈服点；一旦脱钉，使位错继续运动的应力

24、就不需开始时那么大，故应力值下降到下屈服点，试样继续伸长，应力保持为定值或有微少的波动。 ：位错运动与增殖的结果。 应变速率 mbv 其中：应变速率，可通过试验机人为控制成固定不变的速度, m ：位错密度，b：柏氏矢量 ,而位错运动速度v=（/0）m 其中：0 ：位错作单位速度运动时所需的应力 m ：应力敏感指数， ：外加有效应力 开始变形时，m低，欲使应变速率固定，需要较大的v值，故需要较高的应力，表现为上屈服点；一旦塑性变形开始后，位错迅速增殖，m 增加，必然导致v的突然下降（为保持应变速率固定），所以所需的应力 突然下降，产生了屈服现象。是否产生屈服点现象还与材料的m 值有关，m小的材料

25、，如Ge，Si，Li，Fe等出现显著的上下屈服点。 5）应变时效 将低碳钢试样拉伸到产生少量预塑性变形后卸载，然后重新加载，试样不发生屈服现象，但若产生一定量的塑性变形后卸载， 在室温停留几天或在低温（如150）时效几小时后再进行拉伸，此时屈服点现象重新出现，并且上屈服点升高，这种现象即应变时效。应变时效原因： 室温长期停留或低温时效期间，溶质原子C、N又聚集到位错线周围重新形成气团所致。 6）解决由于吕德斯带造成的工件表面不平整的措施 加入少量能夺取固溶体合金中的溶质原子，使之形成稳定化合物的元素。 板材在深冲之前进行比屈服伸长范围稍大的预变形（约0.5%-2%变形度），使位错挣脱气团的钉扎

26、，然后尽快进行深冲。 8、复相合金的塑性变形主要变形方式仍然是滑移与孪生。 通常按第二相粒子的尺寸将合金分成两大类：如果第二相粒子尺寸与基体晶粒尺寸属同一数量级，称为聚合型；如果第二相粒子十分细小，并且弥散地分布在基体晶粒内，称为弥散分布型。 1）如果两个相都具有塑性，则合金的变形决定于两相的体积分数。 等应变理论 ：假定塑性变形过程中两相应变相等。合金产生一定应变的平均流变应力：a = f1 1 + f2 2其中：f1、f2为两个相的体积分数f1+ f2=1 ，1、2为两个相在此应变时的流变应力 等应力理论 ：假定塑性变形过程中两相应力相同。对合金施加一定应力时，平均应变a= f11+f 2

27、2 其中：f1、f2为两个相的体积分数1,2为此应力下两相的应变 2）如果两相中一个是塑性相，而另一个是硬脆相时，则合金的机械性能主要取决于硬脆相的存在情况。 第二相粗大变形只在机体中，第二相易破碎或周围产生裂纹，合金强度塑性不好 第二相连续分布在晶界上，合金很脆 9、弥散分布型两相合金的塑性变形当第二相以细小弥散的微粒均匀分布在基体相中时，将产生显著的强化作用，通常将微粒分成不可变形的和可变形的两类。 1）不可变形微粒的强化作用奥罗万机制（位错绕过机制） 适用于第二相粒子较硬并与基体界面为非共格的情形。 2)弥散分布型两相合金的塑性变形奥罗万机制（位错绕过机制） 减小粒子尺寸或提高粒子的体积

28、分数，都使合金的强度提高。3）可变形微粒的强化作用切割机制 适用于第二相粒子较软并与基体共格的情形。强化作用主要决定于粒子本身的性质以及其与基体的联系，主要有以下几方面的作用： 位错切过粒子后产生新的界面，提高了界面能。 若共格的粒子是一种有序结构，位错切过之后，沿滑移面产生反相畴，使位错切过粒子时需要附加应力。由于粒子的点阵常数与基体不一样，粒子周围产生共格畸变，存在弹性应变场，阻碍位错运动。 由于粒子的层错能与基体的不同，扩展位错切过粒子时，其宽度会产生变化，引起能量升高，从而强化。由于基体和粒子中滑移面的取向不一致，螺型位错线切过粒子时必然产生一割阶，而割阶会妨碍整个位错线的移动。 增大

29、粒子尺寸或增加体积分数有利于提高强度。 10、金属塑性变形后的组织与性能1）组织的变化 晶粒内出现大量的滑移带，进行了孪生变形的金属还出现孪晶带纤维组织和带状组织胞状组织 2）胞状组织的形成因素： 变形量：变形量越大，胞的数量增多，尺寸减小，跨越胞壁的平均取向差也逐渐增加。 材料类型：层错能高的金属（如Al、Fe）等，当变形程度较高时，出现明显的胞状组织；低层错能金属，不易形成位错缠结，冷变形后的胞状组织不明显。 3）加工硬化 金属经冷加工变形后，其强度、硬度增加、塑性降低。4)单晶体的典型加工硬化曲线：- 曲线的斜率=d/d 称为“加工硬化速率”，曲线明显可分为三个阶段： 易滑移阶段：发生单

30、滑移，位错移动和增殖所遇到的阻力很小，I 很低。 线性硬化阶段：发生多系滑移，位错运动困难，II 远大于I，并接近于一常数抛物线硬化阶段：与位错的多滑移过程有关，III 随应变增加而降低，应力应变曲线变为抛物线。5)影响单晶体加工硬化曲线的因素 晶体结构类型 杂质含量 晶体位向 6)多晶体的加工硬化 其应力应变曲线不出现第一阶段，且加工硬化率明显高于单晶体。 细晶粒的加工硬化率一般大于粗晶粒金属 合金比纯金属的加工硬化率要高，溶质原子的加入，在大多数情况下增大加工硬化率。7)加工硬化的实际意义 使金属基体具有一定的抗偶然过载的能力。 加工硬化和塑性变形适当配合可使金属进行均匀塑性变形。 是强化

31、金属的重要手段之一。可降低塑性，改善材料，如低碳钢的切削加工性能。11、变形后金属中的残余应力 金属塑性变形时，外力所作的功除了转化为热量之外，还有一小部分被保留在金属内部，表现为残余应力。按照残余应力平衡范围的不同，通常将其分为三类： 1)第一类内应力，又称宏观残余应力 2)第二类内应力， 属微观内应力 3)第三类内应力，即晶格畸变应力第一类内应力又称宏观残余应力，作用范围为整个工件，它是由金属材料（或零件）各个部分（如表面和心部）的宏观形变不均匀而引起的。 第一类内应力使工件尺寸不稳定，严重时甚至使工件在受力之下变形产生断裂。 第二类内应力 属微观内应力 ,作用尺度与晶粒尺寸为同一数量级，

32、往往在晶粒内或晶粒之间保持平衡，是由于晶粒或亚晶粒之间变形不均匀而引起的。第二类内应力使金属更容易腐蚀，以黄铜最为典型，加工以后由于内应力存在，于春季或潮湿环境下发生应力腐蚀开裂。 第三类内应力即晶格畸变应力，属微观内应力,塑性变形时产生大量空位和位错，其周围产生了点阵畸变和应力场，此时的内应力是在几百或几千个原子范围内保持平衡，其中占主要的又是由于生成大量位错所形成的应力。第三类内应力是产生加工硬化的主要原因。12、变形织构1)定义：多晶体中位向不同的晶粒取向变成大体一致，这个过程称为“择优取向”。择优取向后的晶体结构称为“织构”，由变形引起的织构称为变形织构。 2)丝织构 在拉丝时形成，使

33、各个晶粒的某一晶向转向与拉伸方向平行，以与线轴平行的晶向表示。3)板织构轧制时，使晶粒的某一晶向趋向于与轧制方向平行，某一晶面趋向于与轧制面平行，以与轧面平行的晶面hkl和与轧向平行的晶向表示，记为hkl。 4)变形量越大，择优取向的趋势越明显。5)织构利弊织构的形成使材料的性能出现各向异性。第六章回复再结晶与热加工1、 变形金属加热时组织性能变化的特点 储能是促使冷变形金属发生变化的驱动力。观察冷变形金属加热时的变化，从储能释放及组织结构和性能的变化来分析，可分为回复、再结晶和晶粒长大三个阶段。1）显微组织的变化 2）性能的变化2、回复 1)回复动力学曲线 回复过程没有孕育期，随着退火的开始

34、进行，发生软化。在一定温度下，初期的回复速率很大，以后逐渐变慢，直到最后回复速率为零。每一温度的回复程度有一极限值，退火温度越高，这个极限值也越高而达到此极限所需时间则越短。回复不能使金属性能恢复到冷变形前的水平。2)回复动力学方程 设P为冷变形后在回复阶段发生变化的某种性能，如临界切应力，P0为变形前该性能的值，P=P-P0为加工硬化造成的性能的增量，与晶体中晶体缺陷的体积浓度CP成正比。 3）回复机制一般认为是点缺陷和位错在退火过程中发生运动，从而改变了它们的组态和分布。 低温回复：回复的机制主要是过剩空位的消失，趋向于平衡空位浓度。 中温回复：其主要机制是位错滑移导致位错重新组合；异号位

35、错会聚而互相抵消以及亚晶粒长大。 高温回复：回复机制是包括攀移在内的位错运动和多边化，以及亚晶粒合并。4）回复退火的应用 主要用作去应力退火，使冷加工金属在基本上保持加工硬化的状态下降低其内应力，以稳定和改善性能，减少变形和开裂，提高耐蚀性。3、再结晶冷变形后的金属加热到一定温度后，在原来的变形组织中产生无畸变的新晶粒，而且性能恢复到变形以前的完全软化状态，这个过程称为再结晶，其驱动力为冷变形时所产生的储能。4、再结晶的形核与长大 形核 1）亚晶粒粗化的形核机制一般发生在冷变形度大时亚晶合并形核，适于高层错能金属 亚晶粒长大形核，适于低层错能金属 通过亚晶合并和亚晶长大，使亚晶界与基体间的取向

36、差增大，直至形成大角度晶界，便成为再结晶的核心。2）原有晶界弓出的形核机制一般发生在形变较小的金属中 长大 形核之后，无畸变核心与周围畸变的旧晶粒之间的应变能差是核心长大的驱动力，当各个新晶粒彼此接触，原来变形的旧晶粒全部消失时，再结晶过程即告完成。 5、再结晶动力学 1）恒温动力学曲线 冷轧60%的含Si3.25钢的等温再结晶具有S形特征，存在孕育期； 再结晶速率开始时很小，然后逐渐加快，再结晶体积分数约为0.5时，速度达到最大值，随后逐渐减慢 ；温度越高，转变速度越快。2）再结晶方程Johnson-Mehl（约翰逊梅厄）方程已再结晶体积分数 N：形核速度 G：长大速度 退火保温时间 Avr

37、ami（阿弗瑞米）方程： ：已再结晶体积分数 kn：系数t：退火保温时间 阿弗瑞米方程较约翰逊梅厄方程更为适用。6、影响再结晶速率与再结晶温度的主要因素 通常把再结晶温度定义为经过严重冷变形的金属（70%），加热1小时，再结晶体积占到总体积的95%的温度。另外，有的文献把保温30-60min，开始发生再结晶或完成50%再结晶的温度定义为再结晶温度，因此，引用再结晶温度时，必须注意它的具体条件。对于工业纯金属，其起始再结晶温度与熔点之间存在下列关系： T再=（0.3-0.4）T熔。1)退火温度 升高退火温度，将显著提高和G，再结晶速度加快。 2)变形程度 变形程度增高，再结晶速度加快，再结晶温度

38、降低，并逐步趋于一稳定值。3)微量溶质原子或杂质 提高金属的再结晶温度，降低再结晶速度4)第二相可能促进，也可能阻碍再结晶，主要取决于基体上第二相粒子的大小及其分布。5)原始晶粒 原始晶粒细小使再结晶速 度增加，再结晶温度降低。 6)加热速度 极快的加热或加热速度过于缓慢时，再结晶速度降低，再结晶温度上升。 7)加热时间 在一定范围内延长加热时间会降低再结晶温度 。7、再结晶后晶粒大小的控制 再结晶后晶粒尺寸d与G和之间存在下列关系：上式表明：增大形核率或减小长大速率G可以得到细的再结晶晶粒1)变形程度对应于再结晶后得到特别粗大晶粒的变形程度称为“临 界变形度”，一般为 2-10%，当变形量超

39、过临界变形度以后， 随变形度增加，再结晶晶粒变细。 2)原始晶粒大小 原始晶粒越细，再结晶后晶粒越细。 3)退火温度 当变形程度和保温时间一定时，退火温度越高，所得到的晶粒越粗大。8、 晶粒长大晶粒长大的驱动力是晶界能的下降,即长大前后的界面能差值。1）晶粒的正常长大定义：指晶体中有许多晶粒获得长大条件，晶粒的长大是连续地，均匀地进行，晶粒长大过程中晶粒的尺寸是比较均匀的，晶粒平均尺寸的增大也是连续的。2）晶粒长大的方式弯曲的晶界总是趋向于平直化，即向曲率中心移动以减少界面积，同时，大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率。当晶界为三维空间的任意曲面时，作用在单位界面上的力P为：P：晶界迁

40、移的驱动力 ：晶界单位面积的界面能 R1、R2：曲面的两个主曲率半径 如果空间曲面为球面时，R1=R2 ， 即：晶界迁移的驱动力与其曲率半径R成反比，与界面能成正比。 晶界总是向角度较锐的晶粒方向移动，力图使三个夹角都等于120度。在二维坐标中，晶界边数少于6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失，而边数大于6的晶粒，晶界向内凹进，逐渐长大，当晶粒的边数为6时，处于稳定状态。 9、影响晶粒长大（即晶界迁移率）的因素 1）温度： 温度越高，晶粒长大速度越快，晶粒越粗大 2）第二相： 晶粒长大的极限半径 ， 第二相质点的数量越多，颗粒越小，则阻碍晶粒长大的能力越强。 3）可溶解的杂质或合金

41、元素阻碍晶界迁移，特别是晶界偏聚现象显著的元素，其阻碍作用更大。但当温度很高时，晶界偏聚可能消失，其阻碍作用减弱甚至消失。10、晶粒的异常长大（二次再结晶）定义：将再结晶完成后的金属继续加热至某一温度以上，或更长时间的保温，会有少数几个晶粒优先长大，成为特别粗大的晶粒，而其周围较细的晶粒则逐渐被吞食掉，整个金属由少数比再结晶后晶粒要大几十倍甚至几百倍的特大晶粒组成。 1)驱动力：同正常晶粒长大一样，是长大前后的界面能差 2)产生条件：正常晶粒长大过程被弥散的第二相质点或杂质、织构等所强烈阻碍。 3)对性能的影响：得到粗大组织，降低材料的室温机械性能，大多数情况下应当避免。 11、金属的热加工将

42、金属或合金加热至再结晶温度以上进行的压力加工称为热加工。 热加工时，硬化过程与软化过程是同时进行的，按其特征不同，可分为下述五种形式：1) 动态回复 2) 动态再结晶 3) 亚动态再结晶 4) 静态再结晶 5) 静态回复 12、动态回复和动态再结晶 1）动态回复 （真应力真应变曲线）微应变阶段 动态回复的初始阶段 稳态变形阶段2）组织结构的变化 热加工后的晶粒沿变形方向伸长，同时，晶粒内部出现动态回复所形成的等轴亚晶粒。亚晶尺寸与稳态流变应力成反比，并随变形温度升高和变形速度降低而增大。 3）动态回复的机制是位错的攀移和交滑移，攀移在动态回复中起主要的作用。层错能的高低是决定动态回复进行充分与否的关键因素，动态回复易在层错能高的金属，如铝及铝合金中发生。4）动态再结晶 （真应力真应变曲线）加工硬化阶段 （0c) 动态再结晶的初始阶段 （c0.5T熔 等轴、复相的极细晶粒（d10m） 5）（组织）超塑性变形后的组织变化 晶粒保持为等轴状，但产生粗化; 有明显的晶界滑动和晶粒转动，没有明显的晶内滑移，也没有位错密度的显著升高，看不到晶内亚结构;不产生织构。6）组织超塑性变形的机制 目前倾向于认为是晶界滑动和晶粒回转为主，