第5章材料的形变和再结晶2

一、单晶体塑形变形（三种方式）：滑移、孪生、扭折。

1、滑移：在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面和晶向，相对于另一部分发生相对移动的一种运动状态。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，滑移带或滑移线之间的晶体层片未产生变形，只是彼此作相对位移。滑移系：一个滑移面和此面上的一个滑移方向合起来叫做一个滑移系。5,2晶体的塑形变形内容回顾

1目前一页\总数六十四页\编于五点只有当外力在某一滑移系中的分切应力达到一定临界值时，该滑移系方可发生滑移，该分切应力称为滑移的临界分切应力。晶体滑移并不是晶体的一部分相对于另一部分沿着滑移面作刚性整体位移，而是借助位错在滑移面上运动逐步进行。

位错在运动时会遇到点阵阻力，又称为派-纳（P-N）力：5,2晶体的塑形变形内容回顾

2目前二页\总数六十四页\编于五点2、孪生：在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面（孪晶面）和一定的晶向（孪生方向）相对于另一部分作均匀的切变、形成孪晶所产生的变形。

孪生的特点及与滑移的异同点。相同点：都是在切应力作用下产生的剪切应变过程。都不改变晶体结构。都存在临界分切应力。都是晶体中的一部分相对于另一部分沿一定的晶面和晶向的平移。5,2晶体的塑形变形内容回顾

3目前三页\总数六十四页\编于五点孪生的特点及与滑移的不同点：对塑性变形的贡献小，但是可以改变位向，进一步诱发滑移。孪晶的两部分晶体形成镜面对称的位向关系。滑移的机制是位错的产生和移动，而孪生是孪生区内的原子沿滑移方向的均匀切变，不全位错参与。孪生的临界分切应力大。晶体对称度越低，越容易发生孪生。变形温度越低，加载速度越高，越容易发生孪生。5,2晶体的塑形变形内容回顾

4目前四页\总数六十四页\编于五点3、扭折：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。

二、多晶体的塑性变形：多晶体中每个晶粒变形的基本方式与单晶体相同，但由于相邻晶粒之间取向不同，以及晶界的存在，因而多晶体的变形既需克服晶界的阻碍。1、晶粒取向的影响：各晶粒变形过程中的相互制约和协调性；多晶体塑性变形时要求每个晶粒至少能在5个独立的滑移系上进行滑移。55,2晶体的塑形变形内容回顾

目前五页\总数六十四页\编于五点2、晶界的影响：晶界对滑移具有阻碍效应。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。多晶体的强度随其晶粒细化而提高。多晶体的屈服强度s与晶粒平均直径d的关系可用著名的霍尔—佩奇（Hall-Petch）公式表示在多晶体材料中往往存在一“等强温度TE”，低于TE时，晶界强度高于晶粒内部的；高于TE时则得到相反的结果。65,2晶体的塑形变形内容回顾

目前六页\总数六十四页\编于五点三、合金的塑形变形：按合金组成相不同，主要可分为单相固溶体合金和多相合金。

1、单相固溶体合金的塑性变形：溶质原子对合金塑性变形的影响主要表现在（1）固溶强化作用；（2）提高了塑性变形的阻力；（3）有些固溶体会出现明显的屈服点和应变时效现象。75,2晶体的塑形变形内容回顾

目前七页\总数六十四页\编于五点屈服现象本质：（1）Cottrell气团理论：在固溶体合金中，溶质原子或杂质原子可以与位错交互作用而形成溶质原子气团，即所谓的Cottrell气团。上屈服点：挣脱Cottrel气团，需要较大的应力下屈服点：挣脱以后位错的运动就容易，应力下降（2）位错增殖理论8由位错理论得位错的平均运动速度5,2晶体的塑形变形内容回顾

目前八页\总数六十四页\编于五点2、多相合金的塑性变形：根据尺寸大小分为聚合型相差不多弥散型细小（1）聚合型合金的塑性变形：9（2）弥散分布型合金的塑性变形：1）不可变形粒子的强化作用2）可变形微粒的强化作用5,2晶体的塑形变形内容回顾

目前九页\总数六十四页\编于五点四、塑性变形对材料组织与性能的影响：1、显微组织的变化：晶粒内部结构出现大量的滑移带或孪晶带；晶粒外观结构将逐渐沿其变形方向伸长；当变形量很大时，出现纤维组织。2、亚结构的变化：随着变形度的增大，晶体中的位错密度迅速提高，出现胞状亚结构。3、性能的变化：加工硬化及其他物理化学性能的变化。4、形变织构：晶面转动使多晶体中原来取向互不相同的各个晶粒在空间取向上呈现一定程度的规律性，这一现象称为择优取向，这种组织状态则称为形变织构。丝织构；板织构。由于取向，造成了材料性能的各向异性。105,2晶体的塑形变形内容回顾

目前十页\总数六十四页\编于五点5．残余应力（储存能）：外力做的功中一部分储存在材料内部。根据范围大小，分三种：宏观残余应力：各部分宏观变形不均匀引起占总的储存能很少，约0.1%；微观残余应力：晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀引起，可能引起微裂纹；点阵畸变：作用范围是几十至几百纳米，由于工件在塑性变形中形成的大量点阵缺陷（如空位、间隙原子、位错等）引起的，占储存能的绝大部分（80-90%）。115,2晶体的塑形变形内容回顾

目前十一页\总数六十四页\编于五点12本章章节结构5.1弹性和粘弹性5.2晶体的塑性变形5.3回复和再结晶5.4热变形与动态回复、再结晶5.5陶瓷材料变形的特点5.6高聚物的塑性变形目前十二页\总数六十四页\编于五点5.3回复和再结晶金属经过一定程度冷塑性变形后，组织和性能都发生了明显的变化，由于各种缺陷及内应力的产生，导致金属晶体在热力学上处于不稳定状态，有自发向稳定态转化的趋势。通过适当的加热和保温过程，这种趋势就会成为现实。这种变化的表现就是一系列组织、性能的变化。根据其显微组织及性能的变化情况，可将这种变化分为三个阶段：回复、再结晶和晶粒长大。13目前十三页\总数六十四页\编于五点5.3.1冷变形金属在加热时的组织和性能变化1.显微组织变化回复（recovery):新的无畸变晶粒出现前所产生的亚结构和性能变化的阶段，在金相显微镜中无明显变化；再结晶：指出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的过程；晶粒长大：指再结晶结束后晶粒的长大过程。14目前十四页\总数六十四页\编于五点加热时冷变形金属显微组织发生变化15目前十五页\总数六十四页\编于五点性能变化

冷变形金属在退火过程中的性能和能量变化：16目前十六页\总数六十四页\编于五点1.力学性能(1)硬度（hardness）和强度（strength）:回复阶段,变化不大,再结晶下降较大。(2)塑性:回复阶段,变化不大;再结晶阶段上升；粗化后下降。2.物理性能(1)电阻（resistance）:回复阶段，电阻率明显下降。(2)密度（density）:回复阶段变化不大，再结晶阶段上升。17目前十七页\总数六十四页\编于五点3.内应力:回复阶段基本消除宏观应力,而微观应力消除需再结晶后才能完成；4.亚晶粒尺寸：回复前期变化不大，后期显著增大；5.储存能释放（releaseofstoredenergy）。18目前十八页\总数六十四页\编于五点5.3.2回复（一）回复动力学

在回复阶段，材料性能的变化是随温度和时间的变化而变化，相同变形程度多晶体铁在不同温度下的回复动力学曲线。纵坐标为余应变硬化率(1－R)。R为屈服强度回复率，

σm、σ

r和σ0分别代表变形后、回复后和完全退火后的屈服强度。屈服强度回复程度R愈大，则剩余应变硬化率(1－R)越小。

19目前十九页\总数六十四页\编于五点

回复过程是一个驰豫过程，具有以下特点：①回复过程在加热后立刻开始，没有孕育期；②回复开始的速率很大，随着时间的延长，逐渐降低，直至趋于零；③加热温度越高，最终回复程度也越高；④变形量越大，初始晶粒尺寸越小，都有助于加快回复速率。20目前二十页\总数六十四页\编于五点

回复特征通常可用一级反应方程来表达，即：（1）

式中t为恒温下的加热时间，x为冷变形导致的性能增量经加热后的残留分数，c为与材料和温度有关的比例常数，c值与温度的关系具有典型的热激活过程的特点：

（2）

式中Q为激活能，R为气体常数(8.31×10-3J/kg·mol·K)，c0为比例常数，T为绝对温度。将式（2）代入方程（1）中并积分，以x0表示开始时性能增量的残留分数，则得：

21目前二十一页\总数六十四页\编于五点

在不同温度下如以回复到相同程度作比较，即上式左边为常数，这样对两边同时取对数：

于是，通过作图所得到的直线关系，由其斜率即可求出回复过程的激活能Q。铁的回复实验表明，短时间回复时，其激活能与空位迁移激活能相近，长时间回复时，其激活能与铁的自扩散激活能相近。因此对于冷变形金属的回复不能用单一机制描述。

22目前二十二页\总数六十四页\编于五点(二)回复机制

（1）低温回复温度较低，原子活动能力有限，一般局限于点缺陷的运动，通过空位迁移至晶界、位错或与间隙原子结合而消失，使冷变形过程中形成的过饱和空位浓度下降。对点缺陷敏感的电阻率此时发生明显下降。（2）中温回复温度升高，原子活动能力增强，除点缺陷运动外，位错也被激活，在内应力作用下开始滑移，部分异号位错发生抵消，位错密度略有降低。（3）高温回复变形金属在较高温（～0.3Tm）下，变形金属的回复机制主要与位错的攀移运动有关。这时同一滑移面上的同号刃型位错在本身弹性应力场作用下，还可能发生攀移运动，最终通过滑移和攀移使得这些位错从同一滑移面变为在不同滑移面上竖直排列的位错墙以降低总畸变能，并产生亚晶（多边化结构）。23目前二十三页\总数六十四页\编于五点

多边化过程的驱动力主要来自应变能的下降，产生的条件:(1)塑性变形使晶体点阵发生弯曲。(2)在滑移面上有塞积的同号刃型位错。(3)需加热到较高温度使刃型位错能产生攀移运动。多边化前后刃型位错的排列情况下图所示：24目前二十四页\总数六十四页\编于五点5.3.3再结晶

再结晶是指经冷变形金属加热到一定温度时，通过形成新的等轴晶粒并逐步取代变形晶粒的过程。与回复过程主要区别：再结晶是一个光学显微组织完全改变的过程，随着保温时间的延长，新等轴晶数量及尺寸不断增加，直至原变形晶粒全部消失为止，再结晶过程结束。25目前二十五页\总数六十四页\编于五点(一)再结晶过程

再结晶过程是形核和长大,但无晶格类型变化。

1.形核

实验表明，再结晶通常在变形金属中能量较高的局部区域优先形成无畸变的再结晶晶核，其形核机制有：

(1)晶界弓出形核(凸出形核机制)

对于变形度较小（<20%）的金属；26目前二十六页\总数六十四页\编于五点假设弓出形核核心为球冠型，球冠半径为L，晶界界面能为γ，冷变形金属中单位体积储存能为Es，若界面由I推进至II，其扫过的体积为dV，界面的面积为dA，若dV体积内全部储存能都被释放，则此过程中的自由能变化为：

27目前二十七页\总数六十四页\编于五点若晶界为球面，设其半径为r，则若晶界弓出段两端a、b固定，且γ值恒定，则开始阶段随ab弓出弯曲，r逐渐减小、ΔG值增大。当r达到最小值(r＝ab/2＝L)时，ΔG将达到最大值。若继续弓出，r的增大使ΔG减小，晶界将自发地向前推移。因此，一般段长为2L的晶界，其弓出形核的能量条件为Δ

G<0，即：

Es≥2γ/L28目前二十八页\总数六十四页\编于五点(2)亚晶形核

对于变形度较大的金属,再结晶形核方式有：

亚晶合并机制：某些取向差较小的相邻亚晶界上的位错网络通过解离、拆散并转移到其它亚晶界上，导致亚晶界的消失而形成亚晶间的合并，通常在变形度大,而层错能低的金属中。29目前二十九页\总数六十四页\编于五点亚晶迁移（boundarymigration）机制：某些取向差较大的亚晶界具有较高的活性，可以直接吞食周围亚晶，并逐渐转变为大角晶界，实际上是某些亚晶的直接长大，在变形度大,而层错能低的金属中。30目前三十页\总数六十四页\编于五点

2.长大再结晶晶核是依靠晶界的迁移而长大的。以弓出方式形成的晶核，当r>rc便会借助于界面向高畸变区域长大。以亚晶迁移机制形成的晶核，一旦形成大角度晶界就可迅速移动,扫除其遇到的位错,留下无应变的晶体。晶界迁移的驱动力为新、旧晶粒之间的自由能差。迁移方向总是背向曲率中心，向着畸变区推进，直到完全形成无畸变晶粒。31目前三十一页\总数六十四页\编于五点(二)再结晶动力学

再结晶动力学：取决于形核率N和长大速率G的大小。纵坐标表示已再结晶晶粒分数，横坐标表示保温时间。其特点：

(1)

恒温动力学曲线呈“S”形

(2)

有一孕育期

(3)等温下,再结晶速度呈现“慢、快、慢”的特点32目前三十二页\总数六十四页\编于五点(三)再结晶温度

再结晶温度：冷变形金属开始进行再结晶最低温度。测定方法：金相法：显微镜中出现第一颗新晶粒温度

硬度法：硬度下降50%时的温度一般工业上所说的再结晶温度是指经较大冷变形量（>70%）的金属，在1h完成再结晶体积分数95%所对应的温度。

实际生产上确定方法：一般TR=（0.35～0.40）Tm33目前三十三页\总数六十四页\编于五点一些金属的再结晶温度34目前三十四页\总数六十四页\编于五点影响再结晶的因素

1.变形程度：变形度增大、开始TR下降，等温退火再结晶速度越快，而大到一定程度，TR趋于稳定。2.原始晶粒尺寸：其它条件相同时，金属原始晶粒细小，则变形抗力大，形变储存能高，则TR越低，同时形核率和长大速度均增加，有利于再结晶。3.微量溶质原子：溶质原子偏聚于位错和晶界处，起阻碍作用，使TR提高。35目前三十五页\总数六十四页\编于五点4.第二相粒子：其作用是两方面的,这主要取决于分散相粒子大小与分布。第二相粒子尺寸较大,间距较宽（>1微米），促进再结晶。第二相粒子尺寸较小且又密集分布时阻碍再结晶形成。5.退火工艺参数：加热速度过于缓慢或极快时，TR上升；当变形程度和保温时间一定，退火温度越高，再结晶速度快；在一定范围内延长保温时间，TR降低。36目前三十六页\总数六十四页\编于五点(四)再结晶后晶粒大小

再结晶晶粒的平均直径d与形核率N及长大速度G之间的关系如下：

d=常数（G/N）1/4

影响再结晶后晶粒大小的因素：

1.

变形程度的影响变形度很小时，晶粒尺寸为原始晶粒尺寸；

临界变形度εc时，晶粒特别粗大，一般金属εc=2～8%;当变形度大于εc时，随变形度增加，晶粒逐渐细化。

37目前三十七页\总数六十四页\编于五点2.退火温度：对刚完成再结晶时的晶粒尺寸影响较小，若T升高，再结晶速度快，εc值变小。再结晶完成后，温度越高，晶粒长大越快，晶粒越粗。

3.原始晶粒尺寸当变形度一定时，原始晶粒越细，D越小。38目前三十八页\总数六十四页\编于五点（六）再结晶全图

再结晶全图是表示变形程度、退火温度及再结晶后晶粒大小关系的立体图形。39目前三十九页\总数六十四页\编于五点5.3.4.晶粒长大

再结晶结束后，材料的晶粒一般比较细小(等轴晶)，若继续升温或延长保温时间，晶粒会继续长大。晶粒长大是一个自发过程。晶粒长大驱动力来自总的界面能的降低。根据再结晶后晶粒长大特点，分为:

（1）正常晶粒长大:均匀长大（2）异常晶粒长大:不均匀长大，又称二次再结晶；把通常说的再结晶称为一次再结晶。40目前四十页\总数六十四页\编于五点（一）晶粒正常长大

1.晶粒长大的方式：长大是通过大晶粒吞食小晶粒，晶界向曲率中心的方向移动进行的。2.驱动力：来源于晶界迁移后体系总的自由能的降低，即总的界面能的降低，即晶界凸侧晶粒不断长大,凹侧晶粒不断缩小。3.晶粒大小:平均晶粒直径与保温时间关系:Dt=ct1/2恒温下发生正常晶粒长大时，平均晶粒直径随保温时间的平方根而增大。当金属中存在阻碍晶界迁移的因素(如杂质)时,t的指数项小于1/2。41目前四十一页\总数六十四页\编于五点4.影响因素

(1)温度

T升高，晶粒长大速度也越快，越易粗化。

(2)分散相微粒

当合金中存在第二相微粒时,粒子对晶界的阻碍作用使晶粒长大速度降低。正常长大停止时晶粒平均尺寸称为极限平均晶粒尺寸，其值为式:

Dlim=4r/3φ极限平均晶粒尺寸决定于分散相粒子的尺寸及所占的体积分数。当φ一定、r越小时,极限平均晶粒尺寸越小。42目前四十二页\总数六十四页\编于五点（3）晶粒间位向差

一般小角度晶界或具有孪晶结构的晶界迁移速度很小；大角度晶界迁移速度一般较快。（4）杂质与微量元素

阻碍晶界的迁移。43目前四十三页\总数六十四页\编于五点(二)晶粒异常长大晶粒异常长大(二次再结晶、不连续晶粒长大)：1.驱动力：来自界面能的降低。2.长大方式：少数晶粒突发性地迅速地粗化，使晶粒间的尺寸差别显著增大，不需重新形核。3.条件：组织中存在使大多数晶粒边界比较稳定或被钉扎，而只有少数晶粒边界易迁移的因素。445.3.5再结晶退火后的组织自学了解目前四十四页\总数六十四页\编于五点5.4热变形与动态回复、再结晶

金属的热加工和冷加工冷加工：在再结晶温度以下的变形加工.热加工：在再结晶温度以上的变形加工.45目前四十五页\总数六十四页\编于五点动态回复和动态再结晶

若提高金属变形的温度,使金属在热变形的同时也发生回复和再结晶，这种与金属变形同时发生的回复与再结晶称为动态回复(dynamicrecovery)和动态再结晶(dynamicrecrystallization)。46目前四十六页\总数六十四页\编于五点（一）动态回复

1.

动态回复时的真实应力-真实应变曲线曲线分为三段：第Ⅰ阶段—微应变阶段:应力增加很快,但应变量不大(小于1%),加工硬化开始出现。第Ⅱ阶段—均匀变形阶段:金属材料开始均匀塑性变形，伴随加工硬化作用的加强,开始出现动态回复并逐渐加强,其造成的软化逐渐抵消加工硬化作用,使曲线的斜率下降并趋于水平。第Ⅲ阶段—稳态流变阶段:由变形产生的加工硬化与动态回复产生的软化达到动态平衡,流变应力不再随应变的增加而增大,曲线保持水平状态。达到稳态流变时应力值与变形温度和应变速率有关,增高变形温度或降低应变速率,都将使稳态流变应力降低。47目前四十七页\总数六十四页\编于五点2.动态回复机制随着应变量的增加，位错通过增殖密度升高，形成位错缠结和胞状亚结构。热变形温度较高，为回复提供了热激活条件。通过刃型位错的攀移、螺型位错的交滑移、位错结点的脱钉，异号位错的抵销，位错密度不断减小。位错的增殖速率和消亡速率平衡，应力-应变曲线转为水平的稳态流变阶段。48目前四十八页\总数六十四页\编于五点（二）动态再结晶

1.

动态再结晶的应力金属在一定温度下以不同应变速率变形并发生动态再结晶的曲线，三个阶段：第一阶段-加工硬化阶段：应力随应变上升很快，金属出现加工硬化（0<ε<εc）。第二阶段-动态再结晶开始阶段：应变达到临界值εc，动态再结晶开始，其软化作用随应变增加而上升；当σ>σmax，动态再结晶的软化作用超过加工硬化，应力随应变增加而下降（εc<ε<εs）。第三阶段-稳定流变阶段：随真应变的增加，加工硬化和动态再结晶引起的软化趋于平衡，流变应力趋于恒定。但当ε以低速率进行时，曲线出现波动，其原因主要是位错密度变化慢引起。49目前四十九页\总数六十四页\编于五点2.动态再结晶的机制

动态再结晶通过形核和长大完成。

应变速率较低时，动态再结晶通过原晶界的弓出机制形核；

应变速率较高时，通过亚晶聚集长大方式进行。505.4.2热加工对组织和性能的影响自学了解目前五十页\总数六十四页\编于五点蠕变早期，人们对金属材料强度的认识不足，设计金属构件时仅以短时强度作为设计依据。不少构件，即使使用应力低于弹性极限，使用一段时间后仍然会发生因塑性受形而失效或因破断而失效的现象。随着金属材料的使用温度逐步提高，这就使人们进一步认识到材料强度与使用期限之间尚有密切的联系，从而相继开拓了蠕变、蠕变断裂、松弛、疲劳、断裂力学等长时强度研究领域。蠕变则是其中研究最早、内容较丰富而成果较显著的一个领域，成为其他几个研究领域的基础。51目前五十一页\总数六十四页\编于五点在一定温度下，金属受持续应力的作用而产生缓慢的塑性变形的现象称为金属的蠕变。引起蠕变的这一应力称蠕变应力。在这种持续应力作用下，蠕变变形逐渐增加，最终可以导致断裂，这种断裂称蠕变断裂。52目前五十二页\总数六十四页\编于五点1.蠕变曲线在恒定温度下，一个受单向恒定载荷(拉或压)作用的试样，其变形ε与时间t的关系可用典型的蠕变曲线表示，斜率表示蠕变速率，曲线可分下列几个阶段：第I阶段：减速蠕变阶段(图中ab段)，在加载的瞬间产生了的弹性变形ε0，以后随加载时间的延续，变形连续进行，但变形速率不断降低；第II阶段：恒定蠕变阶段，曲线bc段，此阶段蠕变变形速率随加载时间的延续而保持恒定，且为最小蠕变速率；第III阶段：曲线上从c点到d点断裂为止，也称加速蠕变阶段，随蠕变过程的进行，蠕变速率显著增加，直至最终产生蠕变断裂。53目前五十三页\总数六十四页\编于五点2.蠕变机制蠕变主要形变机理有3种：（1）位错蠕变：一般情况，滑移面上的位错运动受阻产生塞积，滑移受阻，只有在更大的切应力才能使位错重新开动增殖。高温下，刃型位错借助热激活攀移到邻近的滑移面而继续滑移，攀移减小了位错塞积产生的应力集中，使加工硬化减弱了，回复过程得以进行，当蠕变引起的加工硬化速率和高温回复的软化速率相等时-蠕变第二阶段；（2）扩散蠕变：当温度很高和应力很低时，蠕变是靠空位的移动造成的；（3）晶界滑动蠕变：在高温蠕变条件下，晶界上的原子易于扩散，受力后易于产生滑动，故促进蠕变进行。54目前五十四页\总数六十四页\编于五点超塑性材料在一定条件下进行热变形，可获得延伸率达到500%－2000%的均匀塑性变形，且不发生缩颈现象，材料的这种特性，称为超塑性。

55目前五十五页\总数六十四页\编于五点1.产生超塑性的条件：①材料具有等轴细小的组织，晶粒直径小于10μm，而且在超塑性变形过程中晶粒不显著长大；②超塑性变形温度范围在(0.5－0.65)Tm范围内进行。③低应变速率，一般在10-2－10-4s-1范围内，以保证晶界扩散过程顺利进行。56目前五十六页\总数六十四页\编于五点2.超塑性的特征在高温下，材料的流变应力不仅是应变和温度T的函数，而且对应变速率也很敏感。存在以下关系：

σ(ε，T)=Kε’m

K为常数，m为应变速率敏感指数，