第五章材料的形变和再结晶演示文稿

第五章材料的形变和再结晶演示文稿1现在是1页\一共有159页\编辑于星期四主要内容1.弹性变形的本质、特征、弹性模量等2.单晶体、多晶体、合金的塑性变形3.塑性变形对材料组织和性能的影响4.冷变形金属在加热时组织与性能的变化5.回复与再结晶6.晶粒长大7.再结晶退火与退火孪晶现在是2页\一共有159页\编辑于星期四金属材料的铸态组织存在的缺陷:晶粒粗大;组织不均匀(三晶区);成分不均匀(偏析);材质不致密(疏松)等.金属材料冶炼浇注后,绝大多数要塑性变形后使用,少数铸造后直接使用,如:机床床身、泵体、暖气片等。金属材料经压力加工（塑变）后：改变外形及尺寸；如：棒材、板材、型钢；组织变化，与组织有关的性能也发生变化；如：冷加工后，材料强度显著提高，塑性下降。经锻造后，强度提高不明显，塑性、韧性大为改善。现在是3页\一共有159页\编辑于星期四材料受力后要发生变形，外力较小时产生弹性变形；外力较大时产生塑性变形，而当外力过大时就会发生断裂。

研究材料的变形规律及其微观机制，分析了解各种内外因素对变形的影响，研究冷变形材料在回复再结晶过程中组织、结构和性能的变化规律，具有十分重要的理论和实际意义。现在是4页\一共有159页\编辑于星期四Compression（压缩）Tension(拉伸)Shear(剪切)Torsion(扭转)材料受外力F作用后产生的应力：应变：

F－载荷

A0－试样的原始截面面积

l0－试样的原始长度

l－试样变形后的长度在剪切变形的情况下，则有切应力：τ=F/Ao

切应变：=tan(100%)—应变角；扭转变形情况与剪切相似静载：转矩T；应变：转角现在是5页\一共有159页\编辑于星期四拉伸实验Tensile

Test测试仪器标准样品Fracture(断裂)TensileStrength(抗拉强度)Necking(颈缩)现在是6页\一共有159页\编辑于星期四拉伸实验Tensile

TestStandardstress-straincurveoflow-Csteel现在是7页\一共有159页\编辑于星期四退火低碳钢在拉伸力作用下的变形过程可分为弹性变形不均匀屈服塑性变形均匀塑性变形不均匀集中塑性变形四个阶段。现在是8页\一共有159页\编辑于星期四将拉伸力—伸长曲线的纵、横坐标分别用拉伸试样的原始截面积A0和原始标距长度L0去除，则得到应力—应变曲线。弹性极限、屈服强度和抗拉强度，是工程上具有重要意义的强度指标。现在是9页\一共有159页\编辑于星期四101.Initial2.Smallload3.UnloadElasticmeansreversible!ElasticDeformation（弹性变形）σ=EεHooke’sLaw现在是10页\一共有159页\编辑于星期四111.Initial2.Smallload3.UnloadPlasticmeanspermanent!PlasticDeformation（塑性变形）现在是11页\一共有159页\编辑于星期四第一节弹性和黏弹性材料在外力作用下发生变形。当外力较小时，产生弹性变形。弹性变形是可逆变形，卸载时，变形消失并恢复原状。弹性变形：指外力去除后能够完全恢复的那部分变形，可从原子间结合力的角度来了解它的物理本质。弹性变形的实质：晶格中原子自平衡位置产生可逆位移的反映。

一、弹性变形的本质现在是12页\一共有159页\编辑于星期四原子处于平衡位置时，相互作用力为零，这是最稳定的状态。原子间距为r0，位能U处于最低位置，原子受力后将偏离其平衡位置，原子间距增大时将产生引力；原子间距减小时将产生斥力。外力去除后，原子都恢复到原来的平衡位置，所产生的变形完全消失。弹性变形本质：现在是13页\一共有159页\编辑于星期四弹性变形的本质Highmodulus高模量Lowmodulus低模量distance,rWeaklybonded弱键结合Stronglybonded强键结合Force,F吸引力排斥力FN=0平衡位置r0attractiverepulsive原子之间的作用力！现在是14页\一共有159页\编辑于星期四二、弹性变形的特征和弹性模量式中，、分别为正应力和切应力；、分别为正应变和切应变；

E，G分别为弹性模量和切变模量

（1）可逆性：理想的弹性变形是加载时变形，卸载时变形消失并恢复原状。

弹性变形量比较小，一般不超过0.5％～1％。（2）在弹性变形范围内，其应力与应变之间保持线性函数关系，即服从虎克(Hooke)定律：弹性变形的特征现在是15页\一共有159页\编辑于星期四弹性模量是表征晶体中原子间结合力强弱的物理量，故是组织结构不敏感参数。式中，v为材料泊松比，表示侧向收缩能力。一般金属材料的泊松比在0.25～0.35之间。

弹性模量与切变弹性模量之间的关系为：现在是16页\一共有159页\编辑于星期四

弹性模量代表着使原子离开平衡位置的难易程度，是表征晶体中原子间结合力强弱的物理量。

对晶体材料而言，其弹性模量是各向异性的。在单晶体中，不同晶向上的弹性模量差别很大，沿着原子最密排的晶向弹性模量最高，而沿着原子排列最疏的晶向弹性模量最低。多晶体因各晶粒任意取向，总体呈各向同性。

弹性变形量随材料的不同而异。多数金属材料仅在低于比例极限的应力范围内符合虎克定律，弹性变形量一般不超过0.5%。在工程上，弹性模量是材料刚度的度量。现在是17页\一共有159页\编辑于星期四弹性模量与温度、原子结合键类型的关系

陶瓷（离子键）金属（金属键）聚合物（共价键）大小弹性模量现在是18页\一共有159页\编辑于星期四三、弹性的不完整性多数材料为多晶体甚至为非晶态或者是两者皆有的物质，其内部存在各种类型的缺陷。弹性变形时，可能出现加载线与卸载线不重合、应变的发展跟不上应力的变化等有别于理想弹性变形特点的现象，称之为弹性的不完整性。弹性不完整性的现象包括包申格效应弹性后效弹性滞后循环韧性现在是19页\一共有159页\编辑于星期四1．包申格效应

（BauschingerEffect)材料经预先加载产生少量塑性变形（小于4％），而后同向加载则e升高，反向加载则e下降。此现象称之为包申格效应。它是多晶体金属材料的普遍现象。包申格效应对于承受应变疲劳的工件很重要。

现在是20页\一共有159页\编辑于星期四

微观本质预塑性变形，位错增殖、运动、缠结；同相加载，位错运动受阻，残余伸长应力增加；反向加载，位错被迫作反向运动，运动容易，残余伸长应力降低。包申格效应的危害及防止方法交变载荷情况下，显示循环软化（强度极限下降）预先进行较大的塑性变形，可不产生包申格效应。第二次反向受力前，先使金属材料回复或再结晶退火。现在是21页\一共有159页\编辑于星期四2．弹性后效一些实际晶体，在弹性极限范围内，应变滞后于外加应力并和时间有关的现象称为弹性后效或滞弹性。

a´b=c´d滞弹性应变现在是22页\一共有159页\编辑于星期四3.弹性滞后由于应变落后于应力，在-曲线上使加载线与卸载线不重合而形成一封闭回线，称之为弹性滞后。弹性滞后表明加载时消耗于材料的变形功大于卸载时材料恢复所释放的变形功，多余的部分被材料内部所消耗，称之为内耗，其大小即用弹性滞后环面积度量。

现在是23页\一共有159页\编辑于星期四弹性滞后环

a)单向加载弹性滞后环(b)交变加载（加载速度慢）弹性滞后环c)交变加载（加载速度快）弹性滞后环（d）交变加载塑性滞后环现在是24页\一共有159页\编辑于星期四

物理意义：加载时消耗的变形功大于卸载时释放的变形功。回线面积为一个循环所消耗的不可逆功。这部分被金属吸收的功，称为内耗。循环韧性若交变载荷中的最大应力超过金属的弹性极限，则可得到塑性滞后环。金属材料在交变载荷下吸收不可逆变形功的能力，叫循环韧性。循环韧性又称为消振性。循环韧性不好测量，常用振动振幅衰减的自然对数来表示循环韧性的大小。循环韧性的应用减振材料（机床床身、缸体等）；乐器要求循环韧性小。现在是25页\一共有159页\编辑于星期四四、黏弹性除弹性变形、塑性变形外还有一种变形是黏性流动。黏性流动：指非晶态固体和液体在很小外力作用下便会发生没有确定形状的流变，并且在外力去除后，形变不能回复。一些非晶体，甚至多晶体，在比较小的应力时可以同时表现出弹性和黏性，即黏弹性现象。现在是26页\一共有159页\编辑于星期四应变落后于应力。当加上周期应力时，应力—应变曲线就成一回线，所包含的面积即为应力循环一周所损耗的能量，即内耗。黏弹性变形是既与时间有关，又具有可恢复的弹性变形，即具有弹性和黏性变形量方面特征。黏弹性变形是高分子材料的重要力学特性之一。黏弹性变形的特点现在是27页\一共有159页\编辑于星期四第二节晶体的塑性变形当施加的应力超过弹性极限时，材料发生塑性变形，即产生不可逆的永久变形。通过塑性变形，不但可使材料获得预期的外形尺寸，而且可使材料内部组织和性能产生变化。现在是28页\一共有159页\编辑于星期四屈服、屈服强度Yieldstrength（b）一些钢中典型的应力-应变曲线，表现屈服点现象。塑性变形弹性变形ye上屈服点下屈服点y（a）（b）（a）典型的金属应力-应变曲线，弹性极限e点

划分弹性和塑性变形。采用0.002(0.2%)偏移法确定屈服强度y。屈服点弹性极限现在是29页\一共有159页\编辑于星期四屈服点确定

屈服点对应于开始产生永久变形；有些应力-应变曲线容易确定屈服区域（如A）；有些应力-应变曲线不容易确定屈服区域（如B），则采用0.002偏移法来确定。现在是30页\一共有159页\编辑于星期四一、单晶体的塑性变形

单晶体塑性变形的两个基本方式为滑移和孪生。滑移和孪生都是切应变，而且只有当外加切应力分量大于晶体的临界分切应力tc时才能开始。其中，滑移是不均匀切变，孪生为均匀切变。在常温和低温下，单晶体的塑性变形主要通过滑移方式进行的，此外，还有孪生和扭折等方式。扩散性变形及晶界滑动和移动等方式主要存在于高温形变中。现在是31页\一共有159页\编辑于星期四(1)滑移a．滑移线与滑移带1.单晶体的滑移滑移：在切应力作用下，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。现在是32页\一共有159页\编辑于星期四

由大量位错移动而导致晶体的一部分相对于另一部分，沿着一定晶面和晶向作相对的移动，即晶体塑性变形的滑移机制。滑移的显微观察现在是33页\一共有159页\编辑于星期四对滑移线的观察表明：晶体塑性变形的不均匀性，滑移只是集中发生在一些晶面上，而滑移带或滑移线之间的晶体层片则未产生变形，只是彼此之间作相对位移而已。滑移带：光学显微镜观察到的塑变后单晶试样表面形成的滑移条纹。滑移线：组成滑移带的平行线条。现在是34页\一共有159页\编辑于星期四滑移带slipbands的形成

弹性变形－外力克服单晶原子间的键合力，使原子偏离其平衡位置，试样开始伸长。晶面滑移－当外力大于屈服极限后，沿单晶的某一特定晶面原子产生相对滑移。随应力的增加，发生滑移的晶面增加，塑性变形量加大。滑移带的数目、宽度、带间距离以及每条带中的滑移线的数目随金属和合金的不同、变形温度、变形速度及晶体表面状况的不同而不同。滑移带观察：试样预先抛光（不腐蚀），进行塑性变形，表面上出现一个个台阶，即滑移带。现在是35页\一共有159页\编辑于星期四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。单晶体滑移特点

不改变晶体的取向；不改变晶体的点阵类型；在晶体表面产生台阶。现在是36页\一共有159页\编辑于星期四塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动。这些晶面和晶向分别称为“滑移面”和“滑移方向”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。·一个滑移面和此面上的一个滑移方向组成一个滑移系晶体结构不同，其滑移面和滑移方向也不同。b．滑移系现在是37页\一共有159页\编辑于星期四SlipplaneSlipline滑移的晶体学滑移面（密排面）滑移方向（密排方向）滑移系：一个滑移面和该面上一个滑移方向的组合。滑移系的个数＝滑移面个数×每个面上所具有的滑移方向的个数

一般滑移系越多，塑性越好；滑移系数目与材料塑性的关系：与滑移面密排程度和滑移方向个数和同时开动滑移系数目有关现在是38页\一共有159页\编辑于星期四滑移发生在晶体的密排面上，并沿密排方向进行。密排面的d最大，点阵阻力最小，最容易滑移密排晶向原子间距最小，单位滑移量小；相互作用力最大，滑移原子间距保持不变。滑移系slipsystems滑移系=滑移面*滑移方向现在是39页\一共有159页\编辑于星期四三种典型金属晶格中的主要滑移系：现在是40页\一共有159页\编辑于星期四面心立方：滑移面{111}4个，滑移方向<110>3个，滑移系4×3=12个现在是41页\一共有159页\编辑于星期四体心立方：变形温度为0.5～0.25Tm，滑移面为{110}（最可能的）；变形温度为<0.25Tm，滑移面为{112}；变形温度为0.8Tm，滑移面为{123}。滑移方向为<111>。{110}有6个，每个面上有2个<111>方向，6×2=12{112}有12个，每个面上有1个<111>方向，12×1=12{123}有24个，每个面上有1个<111>方向，24×1=24可能潜在的滑移系共有：12+12+24=48，其中只有前12个滑移系较普遍。现在是42页\一共有159页\编辑于星期四密排六方：c/a＞1.633：滑移面{0001}1个，滑移方向<1120>3个，滑移系1×3=3c/a≤1.633：滑移面{1010}和{1011}，滑移方向<1120>由于hcp金属滑移系数目较少，密排六方金属的塑性通常都不太好。现在是43页\一共有159页\编辑于星期四一些常见金属滑移面与滑移方向现在是44页\一共有159页\编辑于星期四

每个滑移系表示：金属晶体在进行滑移时可能采取的一个空间取向，在其它条件相同时，滑移系越多，滑移时可能采取的空间取向越多，金属的塑性越好。滑移方向对塑性作用大于滑移面。密排六方金属塑性最差，面心立方金属塑性最好，体心立方介于中间。启动滑移系：开始发生滑移的滑移系；潜在滑移系：没有发生滑移的滑移系。现在是45页\一共有159页\编辑于星期四C.滑移的临界分切应力晶体的滑移是在切应力作用下进行的。许多滑移系并非同时参与滑移，当外力在某一滑移系中的分切应力达到一定临界值时，该滑移系首先发生滑移时的分切应力称为滑移的临界分切应力。滑移的临界分切应力是一个真实反映单晶体受力起始屈服的物理量。其数值与晶体的类型、纯度及温度等因素有关，还与该晶体的加工和处理状态、变形速度及滑移系类型等因素有关。

现在是46页\一共有159页\编辑于星期四（1）设有一截面积为A的圆柱形单晶体受轴向拉力F的作用，Φ

为滑移面法线与外力F中心轴的夹角，为滑移方向与外力F的夹角。滑移面的面积为

作用在此滑移面上的应力

—滑移面法线与外力中心轴的夹角外力在滑移方向的分切应力

现在是47页\一共有159页\编辑于星期四宏观起始拉伸应力取向因子orientationfactor施密特因子Schmidfactor滑移方向与外力的夹角应力可分解为两个分应力：垂直于滑移面的分正应力和平行于滑移面的分切应力。分切应力τ作用在滑移方向上，使晶体产生滑移，其大小为：slipdirectionslipdirection是材料常数，与晶体取向无关！其大小取决于位错在滑移面上运动时所受的阻力。只有当τ≥τK时，才能开始滑移现在是48页\一共有159页\编辑于星期四临界分切应力定律：晶体滑移时，必须在滑移面上沿滑移方向上的分切应力达到一个临界值时，才能开始滑移。看出：当分切应力达到一个临界值时，晶体便沿确定的滑移系发生滑移，与作用在该滑移系的正应力无关。σS=τK/cosλcosφ由于τK与外力方向无关，则cosλcosφ改变时，相应晶体发生塑性变形的屈服应力也要改变。对于确定的晶体τK是常数，单晶体的屈服应力随取向因子的变化而改变。现在是49页\一共有159页\编辑于星期四50需要了解cosλcosφ的变化范围：cosλcosφ=(1/2)sin2φ当φ=45°，cosλcosφ=1/2，τ最大，最易滑移。把这样的位向称为“软取向”。软取向：取向因子较大的位向；当φ=0、90°，cosλcosφ=0，τ=0，无论施加多大外力也不能滑移。把这样的位向称为“硬取向”硬取向：取向因子较小的位向；所以φ大于或小于45°都不利滑移现在是50页\一共有159页\编辑于星期四d．拉伸和压缩时晶体的转动（1）拉伸：单晶体滑移时，除滑移面发生相对位移外，往往伴随着晶面的转动有约束时--导致转动无约束时现在是51页\一共有159页\编辑于星期四分正应力：拉伸作用在中间一层金属上下两面的作用力σ可分为两个分应力：分正应力σ1、σ2

垂直于滑移面，成力偶，使晶块滑移面朝外力轴方向转动。现在是52页\一共有159页\编辑于星期四分切应力：分切应力与滑移方向不一致时，可分解为平行于滑移方向和垂直于滑移方向的两个分力。前一分力产生滑移，后一分力构成力偶，使滑移方向转至最大切应力方向。拉伸时，在产生滑移的过程中，晶体的位向在不断改变，不仅滑移面在转动，而且滑移方向也改变位向。现在是53页\一共有159页\编辑于星期四（2）压缩

压缩时晶体的滑移面，力图转至与压力方向垂直的位置。

现在是54页\一共有159页\编辑于星期四（1）对只有一组滑移面的晶体：几何软化：使滑移系转向容易滑移的软取向。几何硬化：使滑移系转向不容易滑移的硬取向，造成形变抗力增加。（2）对有多组滑移面的晶体：多个滑移系滑移。晶体转动的结果使φ和λ角发生变化，取向因子变化，导致：现在是55页\一共有159页\编辑于星期四e．多系滑移单滑移：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。有多组滑移系的晶体，滑移首先在取向最有利的滑移系中进行，由于变形时晶面转动，另一组滑移面上的分切应力也可能逐渐增加到足以发生滑移的临界值以上，于是晶体的滑移就可能在两组或更多的滑移面上同时进行或交替地进行，从而产生多系滑移。

位错交互运动使位错运动受阻，材料得到强化现在是56页\一共有159页\编辑于星期四

（1）滑移的分类

多滑移：在多个（>2）滑移系上同时或交替进行的滑移。双滑移：单滑移：（2）等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向与力轴夹角分别相等的一组滑移系。现在是57页\一共有159页\编辑于星期四

（3）.交滑移交滑移：晶体在两个或多个不同滑移面上沿同一滑移方向进行的滑移。机制螺位错的交滑移：螺位错从一个滑移面转移到与之相交的另一滑移面的过程；螺位错的双交滑移：交滑移后的螺位错再转回到原滑移面的过程。现在是58页\一共有159页\编辑于星期四f．滑移的位错机制

晶体的滑移必须在一定的外力作用下才能发生，这说明位错的运动要克服阻力。位错运动的阻力首先来自点阵阻力。由于点阵结构的周期性，当位错沿滑移面运动时，位错中心的能量也要发生周期性的变化。位错滑移时核心能量的变化1和2为等同位置，当位错处于这种平衡位置时，其能量最小，相当于处在能谷中。当位错从位置1移动到位置2时，需要越过一个势垒，这就是说位错在运动时会遇到点阵阻力。由于派尔斯（Peierls）和纳巴罗（Nabarro）首先估算了这一阻力，故又称为派纳（P-N）力。现在是59页\一共有159页\编辑于星期四滑移是通过滑移面上的位错的运动来实现的。多脚虫的爬行滑移不是刚性滑动现在是60页\一共有159页\编辑于星期四派-纳（P-N）力式中，b为滑移方向上的原子间距，d为滑移面的面间距，ν为泊松比，W=d/(1-ν)代表位错宽度位错宽度越大，则派一纳力越小，这是因为位错宽度表示了位错所导致的点阵严重畸变区的范围．宽度大则位错周围的原子就能比较接近于平衡位置，点阵的弹性畸变能低，故位错移动时其他原子所作相应移动的距离较小，产生的阻力也较小。现在是61页\一共有159页\编辑于星期四位错运动的阻力与晶体的强化点阵阻力；位错与位错的交互作用产生的阻力；运动位错交截后形成的扭折和割阶，尤其是螺型位错的割阶将对位错起钉扎作用，致使位错运动的阻力增加；位错与其他晶体缺陷如点缺陷，其他位错、晶界和第二相质点等交互作用产生的阻力；对位错运动均会产生阻力，导致晶体强化。现在是62页\一共有159页\编辑于星期四小结滑移是不均匀的切变，发生在某些特定晶面和晶向上；滑移使两部分晶体产生相对移动，移动距离为nb，滑移之后总是保持着原来晶体学的一致性；滑移总是沿着一定的晶向和晶面进行，滑移系比较多的材料具有优良的塑性；滑移是在切应力作用下进行，分切应力大于临界分切应力才会发生；滑移同时滑移面和滑移方向会产生转动；滑移的实质是位错沿着滑移面运动的结果。现在是63页\一共有159页\编辑于星期四2.单晶体的孪生当面心立方晶体在切应力作用下发生孪生变形时，晶体内局部地区的各个（111）晶面沿着[11-2]方向（AC′），产生彼此相对移动距离为a/6[11-2]的均匀切变。这样的切变并未使晶体的点阵类型发生变化，但它却使均匀切变区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体呈镜面对称的取向。这一变形过程称为孪生。变形与未变形两部分晶体合称为孪晶；均匀切变区与未切变区的分界面（即两者的镜面对称面）称为孪晶界；发生均匀切变的那组晶面称为孪晶面（即（111）面）；孪生面的移动方向（即[11-2]方向）称为孪生方向。a.孪生变形过程现在是64页\一共有159页\编辑于星期四现在是65页\一共有159页\编辑于星期四（1）孪生变形也是在切应力作用下发生的，并通常出现于滑移受阻而引起的应力集中区，因此，孪生所需的临界切应力要比滑移时大得多，例如：99.999%Cd，滑移的临界分切应力为30g/mm2；孪生的临界分切应力为422g/mm2

（2）孪生是一种均匀切变，即切变区内与孪晶面平行的每一层原子面均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定的距离，且每一层原子相对于孪生面的切变量跟它与孪生面的距离成正比。（3）孪晶的两部分晶体形成镜面对称的位向关系。（4）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。（5）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。（6）不改变晶体的点阵类型b.孪生特点现在是66页\一共有159页\编辑于星期四（8）孪晶生长要求通过基体的其它塑变方式（滑移、扭折）进行协调。（9）孪生时可以听到声音，并在应力—应变曲线上出现锯齿状的波动。（10）孪生对总变形量贡献不大（提供7—10%）。但孪生是滑移的补充，当滑移不能进行时，孪生改变晶体取向，使滑移继续。（7）孪晶为条带状（可以是平直的、透镜状），可以平行，也可以交成一定角度。金属锌在拉伸中形成的孪晶现在是67页\一共有159页\编辑于星期四现在是68页\一共有159页\编辑于星期四c．孪晶的形成在晶体中形成孪晶的主要方式有三种：一是通过机械变形而产生的孪晶，也称为“变形孪晶”或“机械孪晶”，它的特征通常呈透镜状或片状；其二为“生长孪晶”，它包括晶体自气态（如气相沉积）、液态（液相凝固）或固体中长大时形成的孪晶；其三是变形金属在其再结晶退火过程中形成的孪晶，也称为“退火孪晶”，它往往以相互平行的孪晶面为界横贯整个晶粒，是在再结晶过程中通过堆垛层错的生长形成的。它实际上也应属于生长孪晶，系从固体中生长过程中形成。现在是69页\一共有159页\编辑于星期四

(a)退火孪晶示意图(b)纯铜的退火孪晶现在是70页\一共有159页\编辑于星期四密排六方金属滑移系少，容易进行孪生变形。体心立方室温只有在冲击载荷下发生孪生变形。在室温以下由于滑移不易进行，可以孪生方式变形。面心立方在极低温度（4-78K）下，滑移极为困难时产生----滑移难以进行时才发生孪生。发生孪生变形的条件现在是71页\一共有159页\编辑于星期四

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。现在是72页\一共有159页\编辑于星期四• fcc：{111}<112>• bcc:{112}<111>hcp:{1012}<1011>• 不同晶体结构往往有不同孪生面和孪生方向：变形孪晶的生长大致可分为形核长大两个阶段行的条件下才会发生。例如，Mg孪生所需cMPa,而滑移时c仅为0.49MPa。但孪晶的长大速度极快（与冲击波的速度相当）有相当数量的能量被释放出来，故常可听见明显可闻“咔、嚓”声，也称孪生吼叫。孪生临界切应力比滑移的大得多，只有在滑移很难进现在是73页\一共有159页\编辑于星期四

滑移孪生相同点1切变；2沿一定的晶面、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所需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分位错运动的结果现在是74页\一共有159页\编辑于星期四d.孪生的位错机制由于孪生变形时整个孪晶区发生均匀切变，故其各层晶面的相对位移是借助一个不全位错运动而造成的。单位位错伯氏矢量等于单位点阵矢量全位错伯氏矢量等于点阵矢量或其整数倍的位错不全位错伯氏矢量不等于点阵矢量整数倍的位错部分位错伯氏矢量小于点阵矢量的位错肖克利不全位错现在是75页\一共有159页\编辑于星期四以面心立方晶体为例：如在某{111}滑移面上有一个全位错a/2<110>扫过，则滑移面两侧将产生一个原子间距的相对滑移量，并且{111}面堆垛次序不变（ABCABCABC）；而当在相互平行且相邻的一组{111}滑移面上有一个不全位错扫过时，各滑移面间相对位移就不是一个原子间距，由于晶面发生层错而使堆垛顺序由原来的ABCABCABC变为ABCACBACB，这样就在晶体的上半部分形成一片孪晶。现在是76页\一共有159页\编辑于星期四位错增殖极轴机制：如图OA，OB，OC三条位错相交于结点O，OA，OB不在滑移面上，属于不动位错(极轴位错)，OC为可动的不全位错（扫动位错），且只能绕极轴转动，每当它在（111）面上扫过一圈，就产生一个单原子层孪晶，同时又沿着螺旋面上升一层，这样不断转动，上述过程逐层地重复进行，就在晶体中形成一个孪晶区。现在是77页\一共有159页\编辑于星期四通过单纯孪生达到的变形量是极为有限的，如Zn单晶，孪生只能获得7.2～7.4％伸长率，远小于滑移所作的贡献。但是孪生变形改变了晶体的位向，从而可使晶体处于更有利于发生滑移的位置，激发进一步的滑移，获得很大变形量，故间接贡献却很大。孪生的机制：孪生时每层晶面的位置是借助一个不全位错（肖克莱）的移动而成的，是借助位错增殖的极轴机制来实现的。d.孪生形变的意义现在是78页\一共有159页\编辑于星期四为了使晶体的形状与外力相适应，当外力超过某一临界值时晶体将会产生局部弯曲，这种变形方式称为扭折，变形区域则称为扭折带。扭折变形与孪生不同，它使扭折区晶体的取向发生了不对称性的变化。扭折是一种协调性变形，它能引起应力松弛，使晶体不致断裂。

3.单晶体的扭折现在是79页\一共有159页\编辑于星期四扭折带组成：扭折曲区ADCB：有清晰的界面，上下界面有符号相反的两列刃位错组成；弯曲区在折曲区的两侧：由同号刃位错堆积而成，取向逐渐过渡且左右两侧的位错符号相反。扭折区晶体的位向发生了不对称的变化，有可能使该区内的滑移系处于有利取向，从而产生滑移。扭折也是晶体松弛应力的方式之一。现在是80页\一共有159页\编辑于星期四多晶体形变的特点不同于单晶；每一晶粒的取向“软”和“硬”不同，形变先后及形变量也不同。为保持整体的连续性，每个晶粒的形变必受相邻晶粒所制约。空洞重叠二、多晶体的塑性变形

多晶体与单晶体比较：相邻各晶粒之间存在晶界；相邻晶粒位向不同。多晶体塑变：每个晶粒变形基本方式同单晶体；有特殊性。现在是81页\一共有159页\编辑于星期四（1）取向差效应：

由于各相邻晶粒位向不同，当一个晶粒发生塑性变形时，为了保持金属的连续性，周围的晶粒若不发生塑性变形，则必以弹性变形来与之协调。这种弹性变形便成为塑性变形晶粒的变形阻力。由于晶粒间的这种相互约束，使得多晶体金属的塑性变形抗力提高。1.影响多晶体塑性变形的因素多晶体变形要受到晶界和相邻不同位向晶粒的约束。周围晶粒同时发生相适应的变形来配合。一般多晶体为多系滑移，高的加工硬化率，变形抗力增大，强度显著提高，应力-应变曲线无Ⅰ只出现Ⅱ、Ⅲ阶段。现在是82页\一共有159页\编辑于星期四外力F作用下变形不均匀为保持连续性，周围晶粒变形必须相互制约，相互协调处于有利取向晶粒先开始滑移处于不利取向晶粒还末开始滑移分切应力——滑移分正应力——晶粒发生转动，软取向→硬取向；每个晶粒的变形必须与周围的晶粒相互协调，自身需要多个滑移系同时滑移，协调变形，保持晶体连续性。每个晶粒除了要有自身的主滑移外，还需要其它滑移系(5个)启动以协调相邻晶粒的变形。参与滑移变形的晶粒越来越多，宏观上处于均匀变形阶段。滑移传递需激发相邻晶粒位错源开动；现在是83页\一共有159页\编辑于星期四晶粒之间变形的协调性（1）原因：各晶粒之间，位向不同变形具有非同时性。（2）要求：各晶粒之间变形相互协调。（独立变形会导致晶体分裂）（3）条件：多晶体塑性变形时要求至少有5个独立的滑移系进行滑移动。（保证晶粒形状的自由变化）

fcc,bcc滑移系多→塑性好hcp滑移系少→塑性差现在是84页\一共有159页\编辑于星期四（2）晶界阻滞效应：90%以上的晶界是大角度晶界，其结构复杂，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。现在是85页\一共有159页\编辑于星期四多晶体金属的塑性变形过程首先发生滑移的是滑移系与外力夹角等于或接近于45°的晶粒。当塞积位错前端的应力达到一定程度，加上相邻晶粒的转动，使相邻晶粒中原来处于不利位向滑移系上的位错开动，从而使滑移由一批晶粒传递到另一批晶粒，当有大量晶粒发生滑移后，金属便显示出明显的塑性变形。铜多晶试样拉伸后形成的滑移带σσ现在是86页\一共有159页\编辑于星期四

形成亚晶（位错胞）：各晶粒不能同时变形，各晶粒的变形量不同，且同一个晶粒内的不同区域有不同的滑移系开动，其滑移量、旋转方向和弯曲程度不同。结果，晶粒的形状改变的同时，晶粒也逐渐碎化形成亚晶，就是由位错缠结作为胞壁所形成的形变胞变形前：等轴晶粒变形后：拉长晶粒现在是87页\一共有159页\编辑于星期四现在是88页\一共有159页\编辑于星期四多晶体试样经拉伸后，每一晶粒中的滑移带都终止在晶界附近；在变形过程中位错难以通过晶界被堵塞在晶界附近；这种在晶界附近产生的位错塞积群会对晶内的位错源产生一反作用力。此反作用力随位错塞积的数目n而增大；当它增大到某一数值时，可使位错源停止开动。使晶体显著强化。因此，对多晶体而言，外加应力必须大至足以激发大量晶粒中的位错源动作，产生滑移，才能觉察到宏观的塑性变形。τ0为作用于滑移面上外加分切应力；L为位错源至晶界之距离；k为系数，螺位错k=1，刃位错k=1-v。位错塞积数目现在是89页\一共有159页\编辑于星期四需要注意几点晶界本身的强度对多晶体加工硬化的贡献并不是很大，主要来源于晶界两侧晶粒的位相差；晶界的阻碍作用只在早期比较大，与位错密度有关；晶界阻碍作用大小与晶体结构密切相关，密排六方滑移系少，所以晶界阻碍作用比面心立方和体心立方明显。现在是90页\一共有159页\编辑于星期四三、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，包括σs，σb较大，塑性较好，称为细晶强化。例：10#钢σs与晶粒大小的关系

Hall-Petch公式：σS=σ0+Kd-1/2σ0，K：材料常数大量实验表明，Hall-Petch公式不仅适用于屈服强度，同时也适用于塑性材料流变应力，脆性材料脆断应力，及金属材料的疲劳强度等整个流变范围以至断裂强度。晶粒直径（μm）

400501052下屈服点KN/m2）

86121180242345现在是91页\一共有159页\编辑于星期四现在是92页\一共有159页\编辑于星期四常温下晶粒越细小，屈服强度越高，塑性越好。晶粒细小，位错源到晶界的距离小，发放的位错数目少，附加的切应力小，不易激发相邻位错源开动，滑移不易转到另一晶粒，屈服强度高。晶粒越细小，屈服强度越高的原因：现在是93页\一共有159页\编辑于星期四（1）晶粒越细小，晶内与晶界变形差异小，变形均匀，应力集中小，不易开裂；（2）晶粒越细小，单位面积晶粒数多，有利于变形的取向多；（3）晶粒越细小，晶界多且曲折，不利于裂纹的传播。当应力大于屈服极限开始变形时，晶粒细小，在开裂前承受的变形量大，塑性好。晶粒越细小，塑性越高的原因：所以，细晶强化是提高性能的途径之一。现在是94页\一共有159页\编辑于星期四2．晶粒大小对高温强度的影响低温时：晶界强度>晶内强度加上晶界两侧晶粒位向差影响晶界对滑移有阻滞作用高温时则不同，有两种不同的变形机制：（1）晶粒沿晶界滑动（晶界滑动机制）当T>Tm/2时，以晶粒沿晶界的相对滑移方式进行∵T↑扩散能力↑，且原子沿晶界扩散速率>>沿晶内的。故高温时晶界似流体一样，呈现粘滞性→变形抗力↓↓→沿晶界滑移（2）扩散性蠕变机制蠕变：在一定tºC（>300ºC）下，当应力大于某一值时，即使外力不再增加，而塑性变形随时间延长而会缓慢地增加现象。晶界薄弱地带现在是95页\一共有159页\编辑于星期四ABCD为多晶体中一晶粒，AB、CD晶界受拉，在其附近易于产生空位，空位浓度较高，AC、BD受压，空位浓度较低。存在空位浓度梯度导致空位向AC、BD定向移动，原子向AB、CD定向移动，从而使晶粒沿拉伸方向伸长，即使在恒应力情况下，随时间延长也会不断发生应变→扩散性蠕变扩散空位蠕变与有关现在是96页\一共有159页\编辑于星期四T<TE：晶界强度高于晶内，晶粒越细小，晶界越多，材料的强度越高；T>TE：晶界强度低于晶内，晶粒越细小，晶界越多，材料的强度越低。希望高温下使用的金属材料获得粗大的晶粒，以减少晶界。多晶体材料温度和强度关系：金属材料晶界、晶内强度与温度关系(a)低温；(b)高温多晶拉伸现在是97页\一共有159页\编辑于星期四第三节

合金的塑性变形

一、单相固溶体合金塑性变形的特点1．固溶强化单相固溶体合金组织与纯金属相同，其塑性变形过程也与多晶体纯金属相似。但随溶质含量增加，固溶体的强度、硬度提高，塑性、韧性下降，称固溶强化。现在是98页\一共有159页\编辑于星期四曲线整体水平提高；加工硬化率大；溶质原子不同，强化效果不同。可以看出：现在是99页\一共有159页\编辑于星期四影响固溶强化的因素①固溶体中溶质原子的含量；②溶质原子与基体金属的原子半径相差越大，强化作用也越大；③间隙型溶质原子比置换型溶质原子具有更大的固溶强化效果，且由于间隙型溶质原子在体心立方晶体中的点阵畸变属非对称性的，故其强化作用大于面心立方晶体的，但间隙原子的固溶度很有限，故实际强化效果也有限；④溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，固溶强化作用越显著，即固溶体的屈服强度随合金电子浓度的增加而提高。CuCuCuCuCuCuCuCuCuCuCuCuCuZnZn晶格畸变，阻碍位错运动现在是100页\一共有159页\编辑于星期四·固溶强化的机制：

弹性交互作用

化学交互作用

电交互作用

几何交互作用现在是101页\一共有159页\编辑于星期四弹性交互作用：位错的应力场与溶质原子的应力场交互作用，使溶质原子围绕位错形成溶质原子聚集区——柯氏气团。位错移动时必须挣脱气团的钉扎，或拖着气团一起行动，因此阻碍了位错运动，产生固溶强化。在位错线附近存在溶质原子偏聚，位错的滑移受到约束和钉扎作用，塑性变形难度增加，金属材料的强度增加。现在是102页\一共有159页\编辑于星期四铃木作用—溶质原子与扩展位错的化学交互作用，使溶质原子在堆垛层错区的偏聚。扩展位错运动时，堆垛层错必须跟着运动，由于层错内外溶质原子浓度不同，增加了扩展位错运动的阻力。当其它位错与扩展位错相交时，溶质原子在堆垛层错区的偏聚，增加层错宽度，扩展位错难以束集，不易交滑移，提高合金强度。化学交互作用：现在是103页\一共有159页\编辑于星期四位错周围畸变区对固溶体中电子云分布产生影响。由于位错区应力状态不同，溶质原子的额外电子从点阵的压缩区移向拉伸区。使得压缩区呈正电，拉伸区呈负电，形成局部静电偶极。导致电离程度不同的溶质原子与位错区发生短程的交互作用，使溶质原子或富集在拉伸区或富集在压缩区。产生固溶强化。静电交互作用：现在是104页\一共有159页\编辑于星期四几何交互作用：固溶体中溶质原子并非完全无序，而是存在某种短程有序或偏聚。当位错运动时，滑移面上下两个原子面间的短程有序或偏聚受到破坏，引起自由能升高，使位错运动受到阻碍。强化机制晶格畸变，阻碍位错运动；柯氏气团强化。现在是105页\一共有159页\编辑于星期四2．屈服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(屈服平台)。现在是106页\一共有159页\编辑于星期四

（1）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（cottrell气团，柯氏气团）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。·屈服现象的解释

通常把围绕位错而形成的溶质原子聚集物，称为“柯氏气团”，它可以阻碍位错运动，产生固溶强化效应。现在是107页\一共有159页\编辑于星期四（2）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。产生屈服点现象还与材料的m值有关，m小的材料，如Ge，Si，LiF，Fe等出现显著的上下屈服点。无位错的Cu晶须、低位错密度的共价键晶体Si、Ge及离子晶体也有不连续的屈服现象。现在是108页\一共有159页\编辑于星期四3．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柯氏气团所致。现在是109页\一共有159页\编辑于星期四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45º交角的应变痕迹，称为吕德斯（Lüders）带。吕德斯带会造成拉伸和深冲过程中工件表面不平整。注意：吕德斯带不是滑移带

解决由于吕德斯带造成的工件表面不平整的措施

A.

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。

B．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，然后尽快进行深冲。当退火低碳钢薄板进行冲压时，其应力一旦接近屈服点，变形就会首先在应力集中的区域开始，并立即出现软化现象，应力下降。在这一应力作用下，变形在这个区域可以继续进行到一定程度，这时在变形区和未变形区的交界处会产生较大的应力集中和屈服，使得变形区逐渐向未变形区扩展。但是，在离变形区较远的地方，仍然不会发生变形，于是就形成了狭窄的条状区，即吕德斯带现在是110页\一共有159页\编辑于星期四二、复相合金的塑性变形

主要变形方式仍然是滑移与孪生。结构：基体+第二相

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。

现在是111页\一共有159页\编辑于星期四(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

σa=f1σ1+f2σ2

：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

εa=f1ε1+f2ε2其中：f1、f2为两个相的体积分数

ε1,ε2为对应应力下两相的应变σ1,σ2为对应应变时的流变应力1．聚合型两相合金的塑性变形现在是112页\一共有159页\编辑于星期四实际上，这两种假设都不完全正确。形变过程中各晶粒中的形变已是极不均匀的，第二相的存在更加大了这种不均匀性，所以，第一种应变相同的假设与实际不符；按第二种应力相同的假设，两相间应变必不连续分布，则在界面处会出现裂缝，这也是和实际不符。实际情况是，形变总是从较弱的相开始，随着形变量的增加，在某些界面处的应力集中导致较硬的相形变。在形变过程要求跨过相界面的应力和应变都要保持连续性。只有第二相为硬相，且分数大于30%的时候才能起到明显的强化作用。现在是113页\一共有159页\编辑于星期四（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。第二相呈连续网状分布在晶界上：强度下降，塑性也很低。原因：割裂了基体的连续性，晶粒变形受阻，导致很大的应力集中，造成过早断裂。第二相呈断续网状分布在晶界上：有一定的塑性和强度，但也降低塑性。第二相呈孤立的粒子分布在基体上：强度较低，塑性好。原因：在相同体积分数时，球的直径大，位错线与球体粒子交会的机会少。第二相以片状分布在基体上：增加了变形抗力，而且片间距越小，强度越高，塑性不降低。现在是114页\一共有159页\编辑于星期四1.2%C过共析钢0.77%C共析钢1.4%C过共析钢例：高C钢中碳化物，共析钢（0.8%C）=780MN/m2

过共析钢（1.2%C）=700MN/m2及铜中的少量Bi，镍合金中的S，均为薄膜状在晶界，可在铜中加入稀土，镍中加入微量Mg现在是115页\一共有159页\编辑于星期四2．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。位错线饶过粒子后留下位错环：增加了第二相粒子的有效尺寸，减小了粒子间距；位错环给予位错源一反向作用力，继续变形需增大应力。现在是116页\一共有159页\编辑于星期四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）·使位错线弯曲到曲率半径为R时，所需的切应力为

=Gb/(2R)设颗粒间距为，则=Gb/

，∴Rmin=/2只有当外力大于Gb/

时，位错线才能绕过粒子。减小粒子尺寸(在同样的体积分数时，粒子越小则粒子间距也越小)或提高粒子的体积分数，都使合金的强度提高。强化效果Δ与粒子体积分数f、粒子半径r的关系：粒子体积分数f一定，粒子半径r越小，强化效果Δ增大。粒子半径r一定，粒子体积分数f越多，强化效果Δ增大。现在是117页\一共有159页\编辑于星期四颗粒钉扎作用的电镜照片含铜钢中时效析出的颗粒现在是118页\一共有159页\编辑于星期四（2）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。位错切割第二相粒子示意图电镜观察现在是119页\一共有159页\编辑于星期四现在是120页\一共有159页\编辑于星期四可变形微粒的强化作用——切割机制·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：A．位错切过粒子后产生新的界面，提高了界面能。B.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。C．由于粒子的点阵常数、比体积与基体不一样，粒子周围产生共格畸变，存在弹性应变场，阻碍位错运动。D．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。E．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。在实际合金中，起主要作用的往往是1~2种。·增大粒子尺寸或增加体积分数有利于提高强度。

现在是121页\一共有159页\编辑于星期四强化效果Δ与粒子体积分数f、粒子半径r的关系：粒子体积分数f一定，粒子半径r越大，强化效果Δ增大。粒子半径r一定，粒子体积分数f越多，强化效果Δ增大。实线是优先发生的过程。---切过或绕过机制。交叉点为强度增量达最大值。现在是122页\一共有159页\编辑于星期四第四节

金属塑性变形后的组织与性能一、组织的变化显微组织：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。

200X现在是123页\一共有159页\编辑于星期四(a)正火态(b)变形40%(c)变形80%当变形量很大时，晶粒将被拉长为纤维状，晶界变得模糊不清。现在是124页\一共有159页\编辑于星期四2.亚结构胞状组织1、位错密度升高：由变形前退火态的106—107/cm2增至1011—1012/cm2。2、位错分布变化：（1）在形变量较小或形变量大但层错能低的合金中由于扩展位错宽，可动性差，位错较分散而均匀地形成复杂的网络；（2）在形变量大而层错能高的合金中由于扩展位错窄，易交滑移，位错的可动性好，位错形成位错缠结或形成胞状亚结构。30%plasticdeformation50%plasticdeformation变形量位错缠结位错胞(大量位错缠结在胞壁，胞内位错密度低)现在是125页\一共有159页\编辑于星期四胞状组织的形成与下列因素有关：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。现在是126页\一共有159页\编辑于星期四二、加工硬化

1．定义：金属经冷加工变形后，其强度、硬度增加、塑性降低。2．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”I.易滑移阶段：发生单滑移，位错移动和增殖所遇到的阻力很小，I很低，约为10-4G数量级。

II.线性硬化阶段：发生多系滑移，位错运动困难，II远大于I约为G/300，并接近于一常数。

III.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。现在是127页\一共有159页\编辑于星期四3．影响单晶体加工硬化曲线的因素(1)晶体结构：单晶体中：面心立方的加工硬化率大（易于多系滑移，位错互相阻碍）；密排六方的小。多晶体的加工硬化率大于单晶体。现在是128页\一共有159页\编辑于星期四（2）变形速率和变形温度塑变产生加工硬化，温度升高，原子热激活会发生软化。变形温度高，加工硬化率低；变形速率大，加工硬化率高。现在是129页\一共有159页\编辑于星期四（3）溶质原子加入溶质原子增大加工硬化率。原因：降低层错能，扩展位错不易交滑移；溶质原子的应力场与位错交互作用，改变位错类型，阻碍交滑移；阻碍回复进行（不易软化）。不同Mg含量溶入铝后的应力应变曲线合金元素对铜单晶临界切应力的影响现在是130页\一共有159页\编辑于星期四（4）晶粒大小细晶粒金属加工硬化率大于粗晶粒。现在是131页\一共有159页\编辑于星期四4．多晶体的加工硬化a.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。

现在是132页\一共有159页\编辑于星期四b.细晶粒的加工硬化率一般大于粗晶粒金属

铝的应力应变曲线与晶粒大小的关系

1-0.034mm2-0.088mm3-0.24mm4-0.54mm现在是133页\一共有159页\编辑于星期四

c.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。Al-Mg合金中Mg含量对加工硬化的影响1-3.228%Mg2-1.617%Mg3-1.097%Mg4-0.544%Mg5-0%Mg现在是134页\一共有159页\编辑于星期四5．加工硬化的实际意义加工硬化的优点：（1）强化金属材料：特别是对不能通过热处理强化的材料。（2）是某些工件或半成品加工成形的重要因素：如冷拔钢丝，拉过模孔后，截面积减小，单位面积所受到的应力增加。如果金属不产生加工硬化提高强度，钢丝在出模后就可能被拉断。由于加工硬化，尽管断面减小，但强度增加，不再变形，使变形转到尚未拉过模的部分。拉伸示意图压缩示意图现在是135页\一共有159页\编辑于星期四（3）加工硬化还可提高零件或构件在使用过程的安全性：零件在使用中各部位受力不均匀，某些部位出现应力集中和过载，使该处产生塑变。若没有加工硬化，该处变形会越来越大，导致断裂。因为金属材料有加工硬化，这种过载部位的变形会自动停止，提高了零件的安全性。加工硬化的缺点：（1）变形抗力增加，进一步变形需增大设备功率；（2）产生加工硬化进一步变形易引起开裂，需增加中间软化退火，延长生产周期，增加成本。（3）使用中尺寸不稳定，易变形、易腐蚀。现在是136页\一共有159页\编辑于星期四产生加工硬化的原因：1、随变形量增加,位错密度增加，位错间发生交互作用，产生固定割阶、位错缠结、固定位错、林位错等，使位错运动困难。最本质原因位错密度与强度关系现在是137页\一共有159页\编辑于星期四其它原因:2、随变形量增加，亚结构细化，亚晶界对位错运动有阻碍作用；3、随变形量增加,空位密度增加，空位阻碍位错运动；4、由于晶粒由有利位向转到不利位向而发生几何硬化，因而变形抗力增加。位错选择在最易启动和运动的晶粒取向的晶粒进行，但是随着变形发生，晶粒要转动，逐渐离开原来的取向，因而偏离有利位向，而发生几何硬化，即位错难以启动和运动。现在是138页\一共有159页\编辑于星期四性能上出现各向异性由于组织上的方向性（晶粒沿变形方向伸长）和结构上的方向性（形变织构），导致性能上的方向性。各向异性对材料成型和使用性能的影响：（1）深冲板材出现“制耳”：各方向上变形不一致。（2）利用织构：变压器硅钢片获得<100>织构，磁感应强度最大，铁损最小。通过冷轧获得（110）[001]织构的硅钢片。现在是139页\一共有159页\编辑于星期四加工硬化是强化金属的重要手段之一由于加工硬化,有变形的地方就慢慢变得不能变形，而变形要转移到其它地方，致使最后均匀塑性变形。晶体：非晶体：具有加工硬化，产生塑性变形就没有塑性，很脆！现在是140页\一共有159页\编辑于星期四塑性变形的方式金属及合金强化途径滑移孪生扭折固溶强化细晶强化弥散强化加工硬化各自的特点和区别多晶体的塑性变形晶界和晶粒位相差的影响整个塑性变形的过程合金的塑性变形产生强化的本质原因现在是141页\一共有159页\编辑于星期四材料的强化理论

实际使用的结构材料一般是多晶体。从影响强度的各种因素看，最常见的强化方法有形变强化、固溶强化、第二相强化和细晶强化。材料的实际强化措施，如钢中的马氏体强化等，往往是上述强化手段的综合。现在是142页\一共有159页\编辑于星期四一.形变强化

金属材料经塑性变形后，其强度和硬度升高，塑性和韧性下降，这种现象称为形变强化。变形过程中，位错密度升高，导致形变胞的形成和不断细化，对位错的滑移产生巨大的阻碍作用，可使金属的变形抗力显著升高，这是产生形变强化的主要原因。现在是143页\一共有159页\编辑于星期四二.固溶强化

溶质原子溶入金属基体而形成固溶体，使金属的强度、硬度升高，塑性、韧性有所下降，这一现象称为固溶强化。例如单相的黄铜、单相锡青铜和铝青铜都是以固溶强化为主来提高合金强度和硬度的。固溶体合金的σ－ε曲线：由于溶质原子加入使σs和整个σ－ε曲线的水平提高，同时提高了加工硬化率n。固溶强化的实质是由于溶质原子造成了点阵畸变，其应力场将与位错应力场发生弹性交互作用、化学交互作用和静电交互作用，并阻碍位错运动，现在是144页\一共有159页\编辑于星期四三.第二相强化

只通过单纯的固溶强化，其强化程度毕竟有限，还必须进一步以第二相或更多的相来强化。当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体相中时，将阻碍位错运动,产生显著的强化作用。如果第二相微粒是通过过饱和固溶体的时效处理而沉淀析出并产生强化，则称为沉淀强化或时效强化；如果第二相微粒是通过粉末冶金方法加入并起强化作用，则称为弥散强化。现在是145页\一共有159页\编辑于星期四（一）沉淀强化

时效强化是个普遍现象，具有重要的实际意义，工业上广泛应用的时效硬化型合金，如铝合金、耐热合金、单相不锈钢、马氏体时效钢等，都是利用这一强化理论来调整性能的。

1.固溶处理:具有时效强化现象合金的最基本条件是在其相图上有固溶度变化，并且固溶度随温度降低而显著减小。如图所示。当组元B含量大于B0的合金加热到略低于固相线的温度，保温一定时间，使B组元充分溶解后，取出快速冷却，则B组元来不及沿CD线析出，而形成亚稳定的过饱和固溶体，这种处理称为固溶处理。

2.时效:经固溶处理的合金在室温或一定温度下加热保持一定时间，使过饱和固溶体趋于某种程度的分解，这种处理称为时效。在室温下放置产生的时效称为自然时效，加热到室温以上某一温度进行的时效称为人工时效。现在是146页\一共有159页\编辑于星期四3.时效状态时效时，在平衡的第二相析出之前还可能出现几个中间的过渡相，一般的析出顺序为:α3→