第05章_塑性变形

1、第五章第五章 金属及合金的塑性变形金属及合金的塑性变形金属的变形特性 单晶体的塑性变形多晶体的塑性变形 合金的塑性变形塑性变形对组织性能的影响纳米铜的室温超塑性第一节第一节 金属的变形概述金属的变形概述 弹性变形弹塑性变形断裂eyIIIIIIIV4.11.变形过程中的名词概念变形过程中的名词概念1) 应力：作用在材料任一截面单位面积上的力。同截面垂直的称为“正应力”或“法向应力”，同截面相切的称为“剪应力”或“切应力”。2) 应变：物体形状尺寸所发生的相对改变。物体内部某处的线段在变形后长度的改变值同线段原长之比值称为“线应变”；物体内两互相垂直的平面在变形后夹角的改变值称为“剪应变”或“角应

2、变”；变形后物体内任一微小单元体体积的改变同原单位体积之比值称为“体积应变”。2. 变形过程 弹性变形阶段 I： s e，s-e为线性关系；屈服阶段 II弹塑性变形阶段 III：应力在se到sb之间发生均匀塑性变形；颈缩阶段 IV：sb之后；断裂：发生在K点。 eyIIIIIIIV3. 弹性变形弹性变形 Ip 变形可逆，去除外力后完全恢复，变形消失。 p 特点：服从胡克定律，即应力与应变成正比p E为弹性模量、G称为切变模量，反映材料对弹性变形的抗力，代表材料的“刚度” 。eyI IIIIIIV实质： 应力作用下，材料内部原子间距在较小的范围内偏离了平衡位置，但未超过其原子间的结合力。材料反应

3、为晶格发生了伸长(缩短)或歪扭。原子的相邻关系还未发生改变，故外力去除后，原子间结合力便可以使变形完全恢复。 4. 塑性变形 不能恢复的永久性变形叫塑性变形。当应力大于弹性极限时，材料不但发生弹性变形，而且还发生塑性变形，即在外力去除后，其变形不能得到完全的恢复，而具有残留变形或永久变形。5. 塑性变形过程II 屈服1) 屈服：材料开始发生塑性变形。 2) 屈服特点：即使外力不再增加，试样也会继续变形，这种变形属于塑性变形，在拉伸曲线上会出现锯齿状的平台。这是部分材料所具有的特征。 退火低碳钢的拉伸应力应变曲线eyI IIIIIIV屈服强度：材料对开始发生微量塑性变形的抗力，也称为屈服极限，用

4、y表示。对具有屈服现象的材料用屈服现象发生时对应的应力表示；对屈服现象不明显的材料，则以所产生的塑性应变达0.2%时的应力值表示。 eyIIIIIIIV5. 塑性变形过程塑性变形过程 III 均匀变形均匀变形在屈服后的变形阶段，试样整体进行均匀的塑性变形。如果不再增加外力，材料的变形将不能继续下去。eyIIIIIIIVeyIIIIIIIV原因：维持材料均匀变形的原因是材料发生了加工硬化。 已经发生变形处的强度提高，进一步变形困难，即变形要在更大的应力作用下才能进行。下一步的变形发生在未变形或变形相对较小的位置，达到同样变形后，在更大的应力作用下发生变形。5. 塑性变形过程塑性变形过程 IV颈缩

5、颈缩 1)颈缩：试样将开始发生不均匀的塑性变形，产生了颈缩，即塑性变形集中在一局部区域进行。 2)特点：颈缩发生后，宏观表现为外力在下降，工程应力在减小，但颈缩区的材料承受的真实应力依然在上升。3)极限强度：材料开始发生颈缩时对应的工程应力b ，这时试样出现失稳，颈缩真实应力依然在上升，但能承受的总外力在下降。eyIIIIIIIV5. 塑性变形过程 K断裂 1) 变形量大至K点，试样发生断裂。2) 断裂的实质是原子间承受的力超出最大吸引力，原子间的结合受到破坏而分离。eyIIIIIIIV韧性断裂：在断裂前有明显塑性变形后发生的断裂叫“韧性断裂”。在晶体构成的材料中，内部的晶粒都被拉长成为细条状

6、，断口呈纤维状，灰暗无光。 脆性断裂：断裂前因并未经过明显塑性变形，故其断口常具有光泽，这种断裂叫“脆性断裂”。脆性断裂可沿晶界发生，称为“晶间断裂”，断口凹凸不平；脆性断裂也可穿过各个晶粒发生，称为“穿间断裂”，断口比较平坦。 6. 6. 塑性变形的方式塑性变形的方式材料在外力作用下发生塑性变形，依材料的性质、外界环境和受力方式不同，进行塑性变形的方式也不相同，通常发生塑性变形的方式有：滑移、孪生、滑移、孪生、蠕变、流动。蠕变、流动。滑移是晶体材料塑性变形的基本方式之一。非晶体材料原子为无规则堆积，像液体一样只能以流动方式来进行，衡量其变形的难易程度的参数为粘度。在重力作用下能发生流动的为液

7、体，可以维持自己形状为固体。第二节 单晶体的塑性变形 常温下塑性变形的主要方式：滑移、孪生2.1 滑移切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿着一定的晶面（滑移面）和晶向(滑移方向）产生相对位移，且不破坏晶体内部原子排列规律性的塑变方式叫滑移。Zn 单晶的滑移2.1.1 滑移的表象光学显微镜：滑移带电子显微镜：每条个滑移带由许多平行滑移线组成对于Al单晶：每根滑移线的滑移量为100200nm；两滑移线间距20nm；滑移带之间2000nm2.1.2 滑移变形过程 切应力的作用下，晶格发生弹性外扭，进一步将使晶格发生滑移。外力去除后，由于原子到了一新的平衡位置，晶体不能恢复到原来的形状，而保留永

8、久的变形。大量晶面的滑移将得到宏观变形效果，在晶体的表面将出现滑移产生的台阶。 作用在晶格上的正应力只能使晶格的距离加大，不能使原子从一个平衡位置移动到另一平衡位置，不能产生塑性变形；正应力达到破坏原子间的吸引力，晶格分离，材料则出现断裂。 材料在正应力作用下，在应力方向虽然不能发生塑性变形，但正应力的分量在另一方向就有切应力，可使晶格沿另外的方向上发生滑移。 2.1.3 滑移的晶体学特征l 滑移发生的晶面称为滑移面，通常为晶体的最密排晶面；l 滑移滑动的方向称为滑移方向，通常也为晶体的最密排方向；l 一个滑移面和该面上的一个滑移方向构成一个可以滑移的方式称为“滑移系”。 FCC62433滑移

9、系对性能的影响 晶体中滑移系愈多，晶体发生滑移的可能性便愈大，材料的塑性愈好。 滑移面密排程度高，滑移面上滑移方向个数越多，材料塑性越好。 bcc的a-Fe与fcc的Al及Cu，虽然都有12个滑移系，但其滑移面密排程度较面心立方晶格低，且滑移面上滑移方向少，所以塑性不如铜及铝；具有hcp晶格的Mg、Zn等，滑移系仅有3个，因此塑性较立方晶系金属差。 2.1.4 滑移的临界分切应力施密特定律 推动滑移的是在滑移方向上的分切应力。同一外加应力作用下，不同滑移系因取向不同，对应的分切应力也不相同。左图中单晶体受拉应力F作用，滑移面法线方向N与F夹角为f，滑移方向和F夹角为；注意：滑移方向S、拉力轴F

10、和滑移面的法线N三者不必在同一平面，即 f+900 。滑移方向上的分切应力为： 其中：称为取向因子或施密特因子。当 f+ = 900，取向因子有最大值0.5。 施密特定律当当t t达到某一临界值t tc时，晶体产生滑移变形，这时对应的正应力s s为单晶体的屈服应力s sy y，称为施密特定律。s sy = t tc c/cos/cosf f cos cosl l滑移方向上切应力t 为：tc c是一常数，称为临界分切应力。 t tc取决于金属的本性，不受f f、l l的影响；屈服强度s sy y则随拉力轴相对于晶体的取向不同而不同，即晶体材料存在各向异性。s sy = t= tc/ /cosf

11、fcosl lf f或l l9090 时，取向因子M最小，s sy ；这时的取向称为硬取向。f f，l l45 时，取向因子M最大，s sy y最小，晶体最易滑移；这时的取向称为软取向。2.1.5 临界分切应力与首开滑移系 l 当外力在某个滑移面的滑移方向上的分切应力达到临界值时，该滑移系开始滑移，材料开始发生塑性变形，这个切应力值叫临界分切应力。l 在外力作用下，取向因子最大的滑移系将有最大的分切应力，外力加大，将首先达到临界分切应力发生滑移，所以把取向因子最大的滑移系称为这个外力下的首开滑移系。l 在某一外力作用下，取向因子相同的滑移系分切应力相同。外力加大时它们将同时达到临界分切应力，开

12、始发生滑移，所以把取向因子相同的滑移系称为这个外力下的等效滑移系。 2.1.6 滑移时晶体的转动 2.1.6 滑移时晶体的转动 当外力作用于单晶体试样上时，它在某些相邻层晶面上所分解的切应力使晶体发生滑移，而正应力和垂直滑移方向的另一正应力因滑移错开组成一力偶，使晶体在滑移的同时向外力方向发生转动。 转动的趋势为滑移面趋于平行拉力方向，滑移方向也趋于平行拉力方向。2.1.7 滑移变形的主要特点 l 滑移只能在切应力的作用下发生。l 滑移常沿晶体中原子密度最大的晶面和晶向发生。因为在最密晶面之间的面间距最大，原子面之间的结合力最弱，沿最密晶向滑移步长最小，滑移所需外加切应力最小。 l 滑移时晶体

13、的一部分相对另一部分的滑移距离为原子间距的整数倍，在晶体表面形成台阶。 l 滑移的同时必然伴随有晶体的转动。 2.1.8 滑移的位错机制滑移的位错机制 滑移的实质是位错的运动 位错的增殖 位错的交割 位错的塞积加工硬化 A. 滑移的实质是位错的运动滑移的实质是位错的运动 大量的理论研究证明，滑移是由于滑移面上位错运动而造成的。上图分别表示一刃型和螺型位错在切应力的作用下的运动过程，通过一根位错从滑移面的一侧运动到另一侧便造成一个原子间距的滑移。 t tt tttB. 位错的受力 (1) 作用于位错上的力处于滑移面上的位错在切应力作用下发生滑移。位错的运动方向总与位错线垂直，因此可以设想有一个垂

14、直于位错线的力F推动位错前进。右图中，切应力作用下位错线运动一距离ds，此位错线段的运动将促使dA面上的晶块相对于下面的晶块错开了一个柏氏矢量b，此时移动此线段所作功为：W = Fds = tdldsb；所以：F/dl =t b方向：垂直于位错线，指向位错运动方向。性质：组态力，并非实际力位错线张力：T=aGb2，直线时a=1，曲线时a=0.5。单根位错趋于直线状；右图中位错线运动过程中，两端被障碍物钉住而弯曲成弧形，曲率为R。位错线受两种力:a.作用在位错线法向的力tb，推动(2) 位错的应变能与线张力单位长度位错的应变能：w=aGb2 2 22RGbRGbbtt或B. 位错的受力位错线向右

15、运动，使位错线弯曲； b. 接点处的线张力T ，使位错线平直；稳定时受力平衡有：t bds = 2Tsindq /2Tdq = Tds/R；将T=aGb2 (弯曲位错, a=0.5)代入得：可见R越小，位错线弯曲越厉害，所需与之平衡的切应力就越大。C. 位错的增殖 塑性变形的过程中，尽管位错移出晶体产生滑移台阶，但位错的数量(位错密度)却在不断的增加，这是因为在外应力作用下发生塑性变形时位错会发生增殖。 例如： 利用Frank-Read源说明增殖的过程。若滑移面上有一段位错，CD两点钉住不可滑移，在外力作用下位错应向右移动，这段位错将弯曲、扩张，相遇为异号位错相消，产生一位错环，内部CD段还存

16、在。反复可生成一系列的位错环，扩展到晶体外的产生滑移台阶可为柏氏矢量的整数倍。 C. 位错的增殖 C. 位错的增殖位错的增殖 L 2 22RGbRGbbtt或 前面提到,使一两端固定的位错线弯曲到曲率半径为R圆弧所需切应力为: F-R源模型中，直线时曲率半径为无穷大，使其弯曲所需应力很小，当半径为L/2时，曲率半径最小，所需应力最大，继续向外扩展时，曲率半径又增大，切应力又减小，因此开动F-R位错源所需的临界切应力为： LGbtD. 位错的交割 不在同一个滑移面上的两刃型位错运动的过程中可发生交割。图示例子表示如果位错AB向下运动扫过位错CD，由于扫过区间的晶体两边发生了柏氏矢量大小的滑移，在

17、位错CD上产生了EF转折，EF长度为AB的柏氏矢量，EF位错的柏氏矢量不发生变化，但滑移面已不在原滑移面上，虽然还是刃型位错，但其可动性已受影响。此外两垂直螺位错交截后产生不可动的刃型割阶，成为位错运动的阻碍，金属冷加工硬度、强度提高，塑性下降就与此相关，称为割阶强化。b1b2扭折E. 位错的塞积位错的塞积 位错运动时，在其前沿如果有障碍(如晶界、不可变形的硬质点)，就停留不能前进，若同一位错源不断产生一系列位错源源而来，在此将产生前密后疏的位错排列组态，称为“塞积群”。 障碍物位错源障碍物移动一距离dx，则外力做功为nt0bdx；同时障碍物也会给位错群一个反作用力t，一般假设其只施加短程力于

18、领先位错，则领先位错受到障碍物的作用力为tb；塞积群移动dx时障碍物对其作功为：tbdx。按虚功原理，外力功和反作用力作功相等，得：nt0bdx=tbdx 即：t=nt0可见位错塞积处产生很大应力集中，可能带来的后果有：螺位错可改变滑移面而发生交滑移；晶界处的应力可能迫使相邻晶粒中的位错运动来松弛应力；无法松弛就有可能在此处造成裂纹。 障碍物位错源外加切应力t0 作用在塞积群每个位错上的力为t0b，则加在塞积群中n个位错的作用力为nt0b。设整个塞积群向F. 加工硬化加工硬化 p 变形过程中，位错沿滑移面运动，各种位错会频繁相遇，发生一系列复杂的交割作用，出现位错的缠结等等现象，使位错的运动受

19、阻；p 位错源发出的位错受阻后产生塞积，造成位错密度的逐渐增大。变形量越大，位错密度就越大，变形抗力也越大。p 随着位错密度的升高，位错之间的平均距离减小，它们之间的相互干扰和交互作用进一步增强，因而强度和硬度也就越来越大。p 此外，塑性变形也会导致晶格畸变，使外力和滑移面的相对位向也会发生变化。使开动位错所需应力增大。2. 2 孪生变形孪生变形外力作用下，以切变生成“孪晶”而发生塑性变形方式称为“孪生”。晶体的一部分相对于一定的晶面(孪生面)，沿着一定的方向(孪生方向)发生切变，形成对称的晶格排列，发生切变部分叫做孪生带，或简称为孪晶。切变部分和未切变部分呈镜面对称，对称面为孪生面。( 1

20、0) 面A C E GAC E G孪生区域(111)孪晶面(10)AACCEEp 孪生需要的临界切应力很大，仅在滑移困难时才会发生。一般孪生出现在滑移系很少的晶体结构的材料中(如密排六方晶格金属)；p 某些容易发生滑移的立方材料仅在低温度滑移困难或受冲击时来不及滑移时才可能产生孪生。p 孪晶带中，每层原子面对于相邻原子面的移动量都相同，其移动量不是原子间距的整倍数(一般为原子间距的分数)，但它们在孪生后各自移动的距离和离孪生面的距离成正比。 2.2.1 孪生变形的特点p 孪生带的晶格位向发生了变化，抗腐蚀性和光学反射性与母体不同，变形孪晶呈薄片状或透镜片状。 p 孪生变形的速度很快，接近于声速

21、。孪生变形在晶体表面可形成浮凸。 p 孪生变形所产生的塑性变形总量不大，一般不超过10%。会在周围得晶格中引起很大的畸变。 p 孪生变形生成的孪晶改变了晶体的位向可能有助于滑移。p 孪生变形在未穿透晶体整个断面前，具有弹性特征，继续加载时，孪晶会增长变厚；相反，卸载时孪晶则逐渐变小，甚至消失。Zn中的变形孪晶TEM micrographs ( bright field ) of the as-PASed (Bi2Te3)0.2(Sb2Te3)0.8 滑 移孪 生相同点1.切变；2 沿一定晶面、晶向进行；3 不改变结构。不同点 晶体位向不改变（对抛光面观察无重现性）。改变，形成镜面对称关系(对抛

22、光面观察有重现性)位移量滑移方向上原子间距的整数倍，较大。小于孪生方向上的原子间距，较小。对塑变的贡献很大，总变形量大。有限，总变形量小。变形应力有一定的临界分切压力临界分切应力远高于滑移变形条件一般先发生滑移滑移困难时发生变形机制全位错运动的结果不全位错运动的结果3.1 蠕变蠕变 蠕变是指材料在高温下(高于0.3Tm)的变形不仅与应力有关，而且和应力作用的时间有关。 蠕变过程可分为三个阶段。由蠕变速率(d/d)逐渐减慢的第一阶段到恒速蠕变的第二阶段。在蠕变过程后期，蠕变速率加快直至断裂，视为蠕变第三阶段。随着温度与应力的提高，蠕变的第二阶段渐短，金属的蠕变很快由第一阶段过渡到第三阶段，使高温

23、下服役的零件寿命大大减少。 第三节 其它塑性变形方式 蠕变机理蠕变过程是一热激活过程，蠕变现象可看作为应力作用下原子流的扩散。原子的定向流动本身可造成材料的变形。借助原子的扩散会发生位错的攀移，位错滑移产生的加工硬化和由位错攀移产生的高温回复，这两个过程的速率相等，便形成了恒定的蠕变速率过程。所有影响自扩散系数的因素均按相同的方式影响蠕变速率。 3.2 粘滞性流动 在外力作用下，在固态下处于非晶态的材料可以视为过冷液体，当外力能克服黏度的阻力时，非晶态材料可以象液体那样发生塑性流动，其形状和尺寸发生变化，材料的性质未发生改变，可视为一种塑性变形。 第四节 多晶体的塑性变形 4.1 变形的传递当

24、一个晶粒的某一滑移系发生滑移动作，即位错发生运动，遇到晶界时，由于各个晶粒的位向不同，不能直接从一个晶粒移动到另一晶粒，便塞积起来；加之晶界处的杂质原子也往往较多，增大其晶格畸变，在滑移时位错运动的阻力较大，难以发生变形，可见晶界的存在可以提高材料的强度。位错在晶界处的塞积产生了大的应力集中，当应力集中能使相邻晶粒的位错源开动，相邻取向不利的晶粒也能开始变形，相邻晶粒的变形也使位错塞积产生的应力集中得以松弛，原来变形的晶粒可以进一步的变形，这就是滑移的传播过程。 位错在晶界塞积应力集中相邻晶粒位错源开动相邻晶粒变形塑变4.2 变形的协调T 原因：各晶粒之间变形具有非同时性。T 要求：各晶粒之间

25、变形相互协调。 （独立变形会导致晶体分裂）T 条件：独立滑移系5个。 （保证晶粒形状的自由变化）面心和体心立方金属容易满足变形协调条件；但密排六方金属滑移系一般只有三个，有两种方式可以实现变形协调：一种是在晶界附近区域，除了有基面滑移外，可能有柱面或棱锥面等较难滑移的晶面作为滑移面；另一种则是产生孪晶变形，孪晶和滑移结合起来，连续地进行变形。 4.3 塑性变形过程的不均匀性p 由于每个晶粒的位向不同，同一外力作用下，每个晶粒中不同滑移面和滑移方向上所受的分切应力亦不同。p 滑移面和滑移方向处于或接近于与外力成45o，即施密特因子较大的晶粒，必将首先发生滑移变形，通常称这种位向的晶粒为处于“软位

26、向”；p 滑移面或滑移方向处于或接近于与外力相平行或垂直，即施密特因子较小(接近0)的晶粒则处于“硬位向”，它们所受的分切应力将较小，较难发生滑移。p 由此可见，多晶体金属中的塑性变形将会在不同晶粒中逐批发生，是个不均匀的塑性变形过程。 4.4 晶粒位向的影响分批滑移：外力作用下，当首批处于软位向的晶粒发生滑移时，由于晶界影响及其周围处于硬位向的晶粒尚不能发生滑移而只能以弹性变形相适应，便会在首批晶粒的晶界附近造成位错堆积，随着外力增大至应力集中达到一定程度，形变才会越过晶界，传递到另一批晶粒中。晶粒的转动：随着滑移的发生，伴随晶粒的转动，其位向同时也在变化，有的位向在硬化，有的位向在软化，软

27、位向的晶粒开始滑移变形。所以，多晶体的塑性变形是一批批晶粒逐步地发生，从少量晶粒开始逐步扩大到大量的晶粒，从不均匀变形逐步发展到比较均匀的变形，比单晶体中复杂得多。 4.5 晶粒大小对材料强度的影响材料晶粒愈细，晶界总面积愈大，晶界对变形的阻碍作用愈明显，对塑性变形的抗力也便愈大。对纯金属、单相合金或低碳钢都发现室温屈服强度和晶粒大小有以下关系： 式中的d为晶粒的平均直径，k为比例常数。这是个经验公式，但又表达了一个普遍规律。该公式常称为霍尔-佩奇(Hall-Petch)关系。 4.6 晶粒大小对材料塑性的影响晶粒大小对材料塑性的影响 晶粒愈细，不仅强度愈高，而且塑性与韧性也较高。晶粒愈细，单

28、位体积中晶粒数量愈多，变形时同样的形变量便可分散在更多的晶粒中发生，晶粒转动的阻力小，晶粒间易于协调，产生较均匀的变形，不致造成局部的应力集中，而引起裂纹的过早产生和发展。因而断裂前便可发生较大的塑性形变量，具有较高的冲击载荷抗力。所以都通过各种方法(凝固、压力加工、热处理)使材料获得细而均匀的晶粒，细化晶粒是目前提高材料力学性能的有效途径之一。 第五节：合金的塑性变形(1) 固溶强化固溶强化：固溶体材料随溶质含量提高其强度、 硬度提高而塑性、韧性下降的现象。(2) 强化机制强化机制: a. 晶格畸变，阻碍位错运动； b. 柯氏气团强化。5. 1 固溶体的塑性变形p 溶质原子含量越多，强化效果

29、越好；p 溶剂与溶质原子半径差越大，强化效果越好；p 价电子数差越大，强化效果越好；p 间隙式溶质原子的强化效果高于置换式溶质原子。（3）固溶强化的影响因素5.2 多相合金的塑性变形5.2.1 合金中两相性能相近如果合金中两相相差不大，且变形性能相近，则合金的变形性能为两相的平均值。此时合金的强度可以用下式表示：sjasa+ jbsbsa、sb分别是两相的强度；ja、jb分别是两相的体积分数。可见合金强度随较强一相含量增多而提高。5.2.2 合金中两相性能相差很大A. 硬脆第二相在塑性相晶界连续网状分布l 脆性相在空间上分割塑性相，从而使塑性相的变形能力无从发挥，经少量变形后，即沿连续的脆性相

30、开裂，使合金的塑性和韧性急剧下降。l 脆性相越多，网越连续，合金塑性就越差。l 过共析钢的二次渗碳体在晶界上呈网状分布时，钢的脆性增加、强度和塑性下降。可通过热加工和热处理的相互配合来破坏和消除其网状分布。. 脆性相在塑性相中呈片状或层状分布钢中珠光体即为此例。位错的移动被限制在渗碳体片之间的很短距离内，此时位错运动至障碍物渗碳体片之前时，形成位错平面塞积群，当其应力集中足以诱发临近铁素体中位错源开动时，相邻的铁素体才开始变形。因此其屈服也可用Hall-Petch公式描述：sF为铁素体的屈服强度，d为珠光体片间距，为常数。可见珠光体片间距越薄，则强度越高，且其变形越均匀，且变形能力增加。对于细

31、珠光体，渗碳体片甚至也能滑移弯曲变形。因此细珠光体不仅强度高，塑性也好。21-+=KdFyss. 硬脆第二相在塑性相中呈颗粒状分布位错绕过第二相粒子弥散强化L LGbt可见，第二相粒子间距越小，强化作用越明显。位错切过第二相粒子沉淀强化若第二相粒子硬度不太高，尺寸较小且可变形时，运动的位错与其相遇时将切过粒子，与基体一起变形，如右图。由于位错切过第二相粒子产生新的表面，将额外作功，消耗能量，因而可以强化材料。一般从过饱和固溶体中沉淀析出的共格粒子属于这种情况，因此这种强化也称沉淀强化。第六节 塑性变形对组织性能的影响6.1 塑性变形对组织和结构的影响 1) 形成纤维组织晶粒延变形方向被拉长或压扁; 杂质呈细带状或链状分布。(1) 形变织构： 多晶体材料由塑性变形导致的各晶粒呈 择优取向的组织。(2) 线(丝)织构： 某一晶向趋于与变形方向平行。 (如拉拔时形成) 面(板)织构： 某晶面趋于平行于轧制面，某晶向趋于平