材料科学基础-第五章 材料的形变和再结晶

第五章材料的形变和再结晶李怀勇聊城大学材料科学与工程学院1内容预报为什么要认识和掌握材料的形变和再结晶规律？材料在加工制备及应用过程中都要受到外力的作用材料受力要发生变形：弹性变形、塑性变形、断裂材料发生变形后材料的组织结构（性能）发生变化本章主要研究内容：一、材料的变形规律及其微观机制；二、研究变形后的材料在回复、再结晶过程中组织、结构和性能的变化规律。2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

3材料试验机示意图－拉伸位移载荷5.0材料力学性能测试1.拉伸实验装置4弹性极限抗拉强度屈服强度，会产生0.2%永久变形2.应力-应变曲线55.1弹性和粘弹性弹性－外力去除后形变能够完全恢复的性质线性（符合胡克定律）和非线性65.1.1弹性变形的特征和弹性模量一、特征：

（1）理想的弹性变形是可逆的。（2）实际材料，在弹性变形范围内，服从胡克定律：7二、弹性模量（广义的胡克定律）：晶体的各向异性，各个方向的弹性模量不相同8广义的胡克定律：刚度矩阵9柔度矩阵10对于均质各向异性弹性体，最一般的情况，弹性系数有36个，其中21个是独立的：

Cij=Cji，Sij=Sji而晶体也存在对称性，所以在某几个方向上原子排列是相同的，所以系数将会进一步减少。

立方晶系，有3个独立弹性系数；六方晶系，有5个独立弹性系数；正交晶系，有9个独立弹性系数；11三、体弹性模量K（压缩模量）1、定义：应力与体积变化率之比。2、对模量的讨论：（1）弹性模量代表了原子离开平衡位置的难易程度，也表征了原子间的相互作用。（2）对于晶体来说，也反应了不同方向原子（离子）排列的紧密程度。（见表5.2）（3）材料特别是复合材料由于组织结构的各同异性也会导致不同方向模量的不同12原子、离子间的相互作用力：平衡位置r0，系统的能量最低受外力偏离平衡位置，有变形，产生引力或斥力，能量升高当外力消失，原子将恢复到平衡位置，变形完全消失，能量下降5.1.2弹性变形的本质135.1.3弹性的不完整性理想的弹性体：理想的弹性体是不存在的，可能出现加载线与卸载线不重合、应变滞后于应力变化等弹性不完整性。包括包申格效应、弹性后效、弹性滞后和循环韧性等。

14一、包申格效应

预先加载产生少量塑性变形（小于4％）而后再同向加载则

e升高，但反向加载则

e下降。

15二、弹性后效

在加载或卸载时，应变的弛豫过程现象。在弹性极限

e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

16三、弹性滞后

应变落后于应力，

-曲线上加载线与卸载线不再是一条直线，而是形成一封闭回线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。

功175.1.4粘弹性（高分子材料）1、粘弹性：一些非晶或多晶体，在比较小的应力时可以同时表现出粘性和弹性。2、所谓粘性流动是指非晶态固体和液体在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。183、粘弹性是高分子材料的重要力学状态主链的内旋转，沿外力方向伸展；分子链之间发生相对滑移，产生粘性变形。4、粘弹性的特点：应变落后于应力。应力-应变回线，存在内耗Maxwell适用于应力松弛Voigt蠕变回复、弹性后效和弹性记忆195.2、晶体的塑性变形超过弹性极限后，开始屈服，出现塑性变形多晶材料中的变形行为也与各个小晶料的变形有关系205.2.1单晶体的塑性变形常温及低温下，塑性变形方式：滑移，孪生，扭折。高温下的形变的方式：扩散，蠕变等1、滑移当应力达到一定的大小时，晶体中一定方向的层片之间就会产生的相对滑移，大量的层片间滑动的累积，就成为宏观塑性变形。21单晶锌变形后产生的滑移带22（1）滑移线与滑移带

23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

24（2）滑移系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”。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。不同的晶体结构，其滑移面和滑移方向也不同。同一晶体结构，也会有不同的滑移面和滑移方向。25思考：滑移面及滑移方向上的原子排布密度上有什么特征？1、面与面之间的结合力2、密排面和密排方向26面心立方晶体中的滑移{111}滑移面<110>滑移方向27体心立方晶体中{110}滑移面{112}滑移面{123}滑移面<111>滑移方向28滑移面和滑移方向往往是金属晶体中原子排列最密的晶面和晶向。原子密度大－－面间距大－－点阵阻力最小，因而容易沿着这些面发生滑移；至于滑移方向为原子密度最大的方向是由于最密排方向上的原子间距最短，即位错b最小。体心立方滑移面有三组，原因是没有特别突出的密排面。六方密排，滑移方向一般为<1120>，而滑移面除{0001}之外还与其轴比(c/a)有关，当c/a<1.633时，密排面可能为{1011}或{1010}等晶面（3）关于滑移系的讨论29在其他条件相同时，晶体中的滑移系愈多，取向便愈多，滑移容易进行，它的塑性便愈好。面心立方晶体的滑移系共有{111}4<110>3=12体心立方晶体，滑移系共有{110}6<111>2+{112}12<111>1+{123}24<111>1=48密堆六方晶体的滑移系仅有(0001)1

<1120>

3=3由于滑移系数目太少，hcp多晶体的塑性不如fcc或bcc的好。30思考题今有纯Ti，Al二种铸锭，试判断它们在室温（20℃）轧制的难易顺序？已知：Ti熔点为1672℃，在883℃以下为密排六方，在883℃以上为面心立方；Al的熔点为660℃，面心立方。31外加应力两个角度32位错的滑移是实现塑性变形的一种方式33晶体什么时候开始屈服(开始有塑性形变)？有滑移系开动!!这么多滑移系到底是哪个滑移？看哪个先达到其临界分切应力此时的应该称为屈服强度34外力方向、法线、滑移方向不一定共面35coscos：取向因子或施密特因子因子大：软取向

因子小：硬取向当=90º时：滑移面平行于外力方向当=90º时：滑移面垂直于外力方向不滑移当外力方向、法线、滑移方向共面，且+

=90º,=45º时，取向因子最大0.536滑移的临界分切应力的影响因素真实反映了单晶体的一个物理量大小晶体结构（类型及缺陷）温度变形速度见表5.437对密排六方的单晶体拉伸只有一个滑移面(0001)，如果垂直或者平行此面进行拉伸，会不会产生滑移？不会所以对于单晶材料来说，拉伸试样的晶格取向决定了其屈服强度!381、材料什么时候屈服？

有一滑移系达到临界分切应力2、取向因子与什么有关系？

各滑移系(滑移面及滑移方向)与F的位置关系思考39滑移时晶面的转动40拉伸时旋转机制最大切应力

’滑移

’’旋转旋转效果：使滑移方向转至最大切应力方向，从而更容易滑移41受压时的旋转结果，使滑移面逐渐趋于与压力轴线相垂直42滑移面转动，滑移方向不断改变滑移面上的分切应力也会发生变化。

越造近45°，越有利于滑移。反之，不利于滑移。43多系滑移多个滑移系：在外力增加时，谁先达到临界值，谁先滑移；滑移过程中各滑移系上的分切应力会不断变化；一组不能滑移时，另一组滑移系有可能达到临界值；所以有可能两组或者更多组滑移面上同时进行滑移，或交替进行。44交滑移现象：两个或多个滑移面沿着共同的滑移方向同时或者交替滑移。强化机制：在多系滑移过程中，不同滑移系的位错相互交割，而使位错移动困难，从而起到强化的作用。45FCC结构中确定滑移系统

－－镜像法则找到加载方向所在的取向三角形根据位置确定先开始的滑移系46Example:Given:BCCcrystalhaving{110}<111>slipsystemDetermineactiveslipsysteminresponsetotensileloadingalong.

Solve:①Drawastandardprojection.②Labeltheloadingdirectioninstandardprojection.

③DeterminetheactiveS.SbyReflectionRule.47

④locateinsidetheorientationtriangle(),singleslip.locateattheedgeoftheorientationtriangle(),double(duplex)slip.locateatthecorneroftheorientationtriangle,multipleslip.Whentheaxisofloadisintheedgeorcorneroftheorientationtriangle,muli-slipoccurs.F1F2F348三角形内部－－1个滑移系开动三角形边界－－2个滑移系开动{110}顶点上－－4个滑移系开动{111}顶点上－－6个滑移系开动{001}顶点上－－8个滑移系开动49例：例：对一个FCC单晶棒，沿[215]方向拉伸，请确定哪个滑移系先开动。首先：画出晶体的(001)标准投影图，然后找到所在的取向三角形[101]-[111]-[001]按照镜像法则，FCC晶体的滑移面应该是(111)的镜像(111)，滑移方向应该是[101]的镜像[011]。所以，滑移系(111)[011]先开动。50滑移的位错机制滑移不是面与面之间做刚性运动，而是通过位错的移动逐步进行的。一个位错移动到表面，会产生一个b的滑移，大量的位错移动到表面就会产生宏观的塑性变形。位错运动是有阻力的，所以滑移的容易与否，与位错滑移的阻力有很大的关系。51派-纳(P-N)力位错滑移要克服点阵周期性阻力与d和b之间的关系52讨论一下P-N力与d和b的关系

d大，b小，力小，容易滑移而d大的面，是密排面，d小是密排方向这也解释了为什么滑移面是密排面，滑移方向是密排方向53位错的运动不是整齐划一地前进，而是有前有后，存在扭折现象。可以进一步降低滑移所需的应力。54所有阻碍位错运动的因素，都会导致强化位错应力场之间的相互作用位错交割后产生的扭折和割阶位错运动过程中，与晶界和第二相质点的相互作用552、孪生常作为滑移的救星a、孪生变形过程一系列(111)沿[111]按abcabc堆垛56(110)上的原子排布(111)[112]57变形与未变形两部分晶体合称为孪晶切变区与未切变区的分界面为孪晶界发生均匀切变的那组晶面称为孪晶面孪生面的移动方向称为孪生方向均匀切变58b、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。59b、孪生的特点及与滑移的异同点不同点：对塑性变形的贡献小，但是可以改变位向，因此可以进一步诱发滑移。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。一般，晶体对称度越低，越容易发生孪生。变形温度越低，加载速度赵高，也越容易发生孪生。60c、孪生的形成变形孪晶（机械孪晶）呈片状生长孪晶退火孪晶横贯整个晶粒，堆垛层错61变形孪晶形核和长大极快爆发（有时有响声）出薄片孪晶

需较大的应力，发生在滑移受阻的应力集中区孪晶界扩展来增宽

所需的应力则较小，所以长大速度快62六方：滑移系少，容易出现孪生变形体心立方：在低温，形变速度快，滑移受阻时，也会出现孪生现象。面心：滑移系较多，形变孪晶很少，较多的是退火孪晶。孪生的变形量虽然少，但是他可以改变滑移系的方位，由不利转为有利位置，从而进一步滑移。两者相辅相成，有时交替进行。63d、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，其各层晶面的相对位移是借助一个不全位错（肖克莱不全位错）运动而造成的。643、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。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。65与孪晶不同扭折区晶体的取向不对称性。会使滑移系的方位发生变化，从而进一步滑移。66还会伴随孪晶的出现67多晶体的塑性变形1、晶粒取向的影响：多晶体由很多小单晶组成，晶粒取向各不相同，变形影响因素复杂。变形时要保持整体的连续性，所以要相互配合。各晶粒不一定在最有利于滑移的方向进行滑移。68铜多晶试样拉伸后形成的滑移带,×173倍(采自C.Brady,美国国家标准局)6970一个多晶体是否能够塑性变形，决定于它是否具备有5个独立的滑移系来满足各晶粒变形时相互协调的要求面心、体心多晶体塑性好密排六方晶体塑性差712、晶界的影响晶粒取向各不相同，存在晶界结构特征两侧，晶粒取向不同，滑移方向和滑移面不一致滑移很难跨过晶界延续所以在室温下，晶界对滑移具有阻碍作用晶界变形量小72位错的塞积（交通堵塞）晶界附近产生塞积群；对位错源产生一反作用力。阻止新位错的产生；要继续塑性变形，必须加大应力，使另一取向晶粒中位错源的开始动作；对多晶体来说，外加应力必须满足大部分晶粒的滑移要求，才能产生宏观的塑性变形。73晶界的数量与晶粒大小有直接关系晶粒尺寸↓晶界数量↑霍尔－佩奇公式：多晶体的屈服强度

s与晶粒平均直径d的关系室温下74晶粒细小的材料具有良好的的综合力学性能具有较高的强度、硬度良好的塑性和韧性75细化晶粒能够提高塑性的原因是：多晶体内各晶粒变形是不均匀的，其不均匀程度会因晶粒大小的不同而有很大差异。晶粒越细小，这种不均匀程度越小，因为晶粒越小，塞积在晶界的位错群所产生的应力场将很容易影响到相邻晶粒的整个体积，也就容易启动相邻晶粒的位错源而产生协调变形，是变形不均匀程度减小。所以不容易在晶粒中产生应力集中，继而达到塑性提高的效果。76高温下（＞0.5Tm）扩散快；晶界的相对滑动。高温蠕变等强温度TE，晶界强度与晶粒本身强度比较77航空发动机叶片(a)多晶，(b)柱状晶，(c)单晶高温下使用的合金应该具有高的熔点，高的弹性模量和大的晶粒。78合金的塑性变形工程上一般不使用纯金属材料，而是使用合金。为什么？和金属类似，但由于合金元素的存在，有新的特点可分为单相固溶体合金的塑性变形和多相合金的塑性变形

791、单相固溶体合金的塑性变形存在溶质原子固溶强化、明显的屈服点与应变时效。a、固溶强化80不同溶质原子所引起的固溶强化效果不同81影响固溶强化的因素溶质含量越高，作用越强；效果在低浓度区域明显与基体相差越大，强化作用越强。间隙型原子比置换型强化作用大；间隙原子在体心中的强化效果要强于面心中。但由于间隙固溶度小，所以作用也是有限。价电子数相差越大，固溶强化作用越显著。82b、屈服现象与应变时效吕德斯带形成扩展与滑移带区别多晶粒协作的结果贯穿截面每个晶粒每个晶粒内部按各自的滑移系滑移83屈服点上屈服点：试样发生屈服而试验力首次下降前的最大应力。下屈服点：屈服阶段的最小应力。采用下屈服点的理由：上屈服点σsu波动性很大，对试验条件的变化很敏感；而下屈服点σsl再现性较好。84为什么会存在这种明显的屈服现象！！！Cottrel气团在固溶体合金中，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如刃位错中，滑移面下有拉应力，间隙原子C，N等或尺寸大的原子会在此处偏聚以消除应力，

则位错的能量降低，趋于稳定，即位错被钉扎屈服的物理本质上屈服点：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85从位错的运动规律来解释屈服现象应变速率可动位错密度运动速度柏氏矢量受到的有效应力作单位速度运动所需应力应力敏感指数不变初始阶段：

m小，需要v大，则大开始后：m大，需要v小，则小86应变时效Cottrell气团872、多相合金的塑性变形第二相数量、尺寸、形状和分布根据尺寸大小分为聚合型相差不多弥散型细小88a、聚合型若全是塑性相时，塑性取决于两相的体积分数变形先发生在较软的相中89b、弥散分布型强化作用：弥散相对位错的阻碍作用弥散相是否可变形？不可变形（外加的）阻挡，弯曲反作用粒子愈多，强化作用越明显。减小粒子尺寸或提高体积分数都会提高合金强度90夹杂物对位错运动的阻碍91可变形（沉淀相）位错会切过粒子，强化作用取决于粒子本身的性质，以及与基体的联系，强化机制复杂打乱规则有序的排列出现新界面，界面能升高滑移面上，粒子与基体间晶格不同，阻力比体积（模量不同）不同，产生的应力场与位错相互作用925.2.4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，晶粒已难以分辨而呈现出一片如纤维状的条纹，称为纤维组织。方向即是材料流变伸展的方向。

93942、亚结构的变化塑性变形是借助位错在应力作用下运动和不断增殖。变形度↑，晶体中的位错密度↑胞状亚结构953、性能的变化a、加工硬化96加工硬化曲线，三阶段易滑移阶段线性硬化阶段抛物线阶段不同晶系单晶97晶粒尺寸多晶与单晶同样伸长率下，多晶体所需拉应力要高？多晶体曲线无第I阶段98加工硬化的决定性因素位错密度：流变应力与位错密度的平方根成线性关系钉扎作用b、其他性能的变化物理性能：电阻↑，热导率↓化学性能：自由焓↑，化学活性↑994、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。

丝织构板织构取向的程度与材质，变形量，温度，工艺都有关系。用变形金属的极射赤面投影图来描述由于取向，造成了材料性能的各向异性。100初始晶粒随机取向晶粒定向择排列c-轴<0001>与受力方向平行1015、残余应力储存能：外力做的功中一部分储存在材料内部残余应力：相互牵制，自相平衡状态根据范围大小，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：占储存能的绝大部分（80-90%）102由于储存能的存在，使材料的自由焓高，是热力学不稳定的状态所以在某些情况下（加热等）会回复、再结晶。1035.3、回复和再结晶5.3.1、冷变形金属在加热时的组织与性能变化

三个阶段104三个阶段回复：无畸变晶粒出现之前，亚结构和性能变化阶段再结晶：从畸变最大的区域开始产生无畸变的晶粒核心，最终取代变形晶粒的过程。晶粒长大：是指再结晶结束之后晶粒的继续长大105冷变形38％黄铜再结晶和晶粒长大各个阶段的金相照片，放大倍数为75580℃×3秒106580℃×4秒580℃×8秒黄铜再结晶和晶粒长大各个阶段的金相照片，放大倍数为75107580℃×15分700℃×10分黄铜再结晶和晶粒长大各个阶段的金相照片，放大倍数为75108(1)强度与硬度：与位错密度有关。(2)电阻：与点缺陷有关。(3)内应力宏观和微观内应力(4)亚晶粒尺寸(5)密度与缺陷有关。(6)储能的释放109回复点缺陷密度明显减小－－电阻减小！大部分或者全部的宏观应力消失。再结晶位错密度明显下降－－密度升高，强度和硬度下降，电阻率明显减小。微观应力消失。110一根冷变形的金属棒，如果将其一端加热，一端放入冰水中，经过一段时间以后，其强度分布曲线？1115.3.2回复1、回复动力学112回复是一个弛豫过程。没有孕育期回复速率从大，逐渐变慢，直到为0每个T有一个极限值，T↑剩余↓，达到极限所需时间↓预变形大，回复速率快；晶粒尺寸小，有利于回复113实验表明：回复的不同时段的回复机制是不同的。短时间：空位长时间：自扩散1142、回复机制温度不同，机制也不相同：低温

点缺陷迁移，使点缺陷密度下降。中温

位错滑移，相遇相消高温刃位错可以攀移：位错墙和多边化结构115多边化结构过程：点阵弯曲滑移面上有塞积的同号刃较高温度，能攀移最终形成亚晶界中高温下的回复，本质上就是位错的滑移和攀移亚晶界116回复的应用：黄铜弹壳，冷冲压后，有残余应力，会发生沿晶开裂。所以要在260℃退火回复，以消除应力1175.3.3再结晶再结晶的驱动力是回复后未被释放的储存能（90％）在实际生产中，通过再结晶退火可消除冷加工的影响冷变形38％580℃×3秒580℃×4秒580℃×8秒黄铜再结晶的金相照片，放大倍数为75118再结晶过程形核和长大不是生成新相产生无畸变再结晶晶核逐渐长大形成等轴晶粒取代全部变形组织119a、形核高能区域，以多边化形成的亚晶为基础(1)晶界弓出形核(变形度较小的＜20%)A：变形小，位错密度小，能量低B：变形大，位错密度大，能量高需要降低系统能量A中的某些亚晶通过晶界弓出进入B吞食B中亚晶120晶界弓出形核的能量分析121122随着弓出的进行，r↓，有一最小值L，则

G↑，有一最大值。r继续↑，

G↓，此时晶界将自发向前推移。弓出距离达到L所需的时间为再结晶的孕育期123(2)、亚晶形核大的变形度下发生，以多边化亚晶为基础分为①亚晶转动合并机制②亚晶迁移机制124①亚晶转动合并机制变形量大，高层错能的金属（易交滑移，位错易缠绕，易形成胞状组织）。位错网络向邻近亚晶界转移消失，亚晶转动合并与相邻亚晶位向差会逐渐转为大角晶界，并且达到临界尺寸后，机制结束。成为稳定的再结晶核心。125②亚晶迁移机制变形度大，低层错能的金属（不易交滑移，位错不易缠绕，不易形成胞状组织。变形度大，位错密度高，亚晶界能量也高，易于迁移，清除并吸收扫过区的位错等缺陷。与相邻亚晶位向差逐渐转为大角晶界，并且达到临界尺寸后，成为稳定的再结晶核心。126两种机制的异同相同点：都是以亚晶为基础，最终是通过大角晶界的迁移形成再结晶核心。不同点：获得大角晶界的途径。127变形度增大，再结晶后晶粒会变细变形程度↑会产生更多的亚晶作为核心形核，则核心数目↑，则再结晶后晶粒会变细。128b、长大由于成核中心超过临界尺寸后晶界总会背离曲率中心，向着畸变区推进；直到再结晶晶粒相碰，变形区消失。1292、再结晶动力学再结晶过程的特征：

S型，中间快，两头慢，有孕育阶段130Johnson-Mehl公式假定形核在整个基体体积中随机、均匀发生形核率为常数，不随时间变化核心以球形生长，生长速度G