金屬材料與熱處理第六章改好

第一節(jié)金屬的變形特性第二節(jié)單晶體的塑性變形第三節(jié)多晶體的塑性變形第四節(jié)合金的塑性變形第六章金屬的塑性變形和再結(jié)晶第五節(jié)塑性變形對金屬組織和性能的影響第六節(jié)金屬的斷裂

塑性是金屬的一個重要特性，生產(chǎn)上利用塑性變形對金屬進行壓力加工成形，如鍛造、軋制、拉絲、沖壓、擠壓等等。塑性變形不僅改變金屬材料的外形和尺寸，而且還會引起其組織和性能的變化。經(jīng)冷塑性變形的金屬處于熱力學不穩(wěn)定狀態(tài)，如果溫度升高會使原子獲得足夠活動能力，它將自發(fā)地恢復到穩(wěn)定狀態(tài)。討論塑性變形過程實質(zhì)與規(guī)律，對改善金屬材料的組織和性能具有十分重要意義。

第一節(jié)金屬的變形特性

低碳鋼的應力-應變曲線如圖6-1所示。一、工程應力-應變曲線圖6-1低碳鋼的應力-應變曲線低碳鋼拉伸過程分為：彈性變形塑性變形斷裂拉伸過程與拉伸曲線示意金屬變形的方式及研究方法方式：彈性變形塑性變形斷裂成形失效工程應力-應變曲線

不同的金屬材料可能有不同類型的應力-應變曲線。鋁、銅及其合金、經(jīng)熱處理的鋼材的應力-應變曲線如圖6-2a所示，其特點是沒有明顯的屈服平臺；鋁青銅和某些奧氏體鋼，在斷裂前雖也產(chǎn)生一定量的塑性變形，但不形成縮頸（圖6-2b）；而某些脆性材料，如淬火狀態(tài)下的中、高碳鋼，灰鑄鐵等，在拉伸時幾乎沒有明顯的塑性變形即發(fā)生斷裂（圖6-2c）。工程應力-應變曲線圖6-2不同類型的工程應力-應變曲線

彈性是金屬的一種重要特性，彈性變形是塑性變形的先行階段，而且在塑性變形階段中還伴生著一定的彈性變形。金屬彈性變形的實質(zhì)就是金屬晶格在外力作用下產(chǎn)生的彈性畸變。

二、金屬的彈性變形金屬的彈性變形

當未加外力時，晶體內(nèi)部的原子處于平衡位置，它們之間的相互作用力為零，此時原子間的作用能也最低。當金屬受到外力后，其內(nèi)部原子偏離平衡位置，由于所加的外力未超過原子間的結(jié)合力，所以外力與原子間的結(jié)合力暫時處于平衡。當外力去除后，在原子間結(jié)合力的作用下，原子立即恢復到原來的平衡位置，金屬晶體在外力作用下產(chǎn)生的宏觀變形便完全消失，這樣的變形就是彈性變形。

第二節(jié)單晶體的塑性變形

彈性變形塑性變形，而工程上應用金屬材料大多數(shù)是多晶體，有用多晶體變形與組成它的各個晶粒變形行為有關，為方便起見，首先介紹單晶體塑性變形。在常溫下和低溫下金屬塑性變形主要通過滑移方式進行，此外還有孿生等其他方式。塑性變形方式：滑移；孿生（一）滑移帶與滑移線如果將表面拋光的單晶體金屬試樣進行拉伸，當試樣經(jīng)適量的塑性變形后，在電子顯微鏡下可以觀察到，在拋光的表面上出現(xiàn)許多相互平行的線條，這些線條稱為滑移帶，如圖6-4所示。圖6-4銅中的滑移帶一、滑移每條滑移帶實際由一族相互平行細線組成即為滑移線。實質(zhì)在試樣表面產(chǎn)生一個個小臺階，高度約為1000個原子間距。τ單晶體滑移示意圖滑移線滑移帶(~100個原子間距)~10000個原子間距滑移帶滑移線滑移定義：滑移是晶體的一部分沿著一定的晶面和晶向相對于另一部分作相對的滑動，這種晶面稱為滑移面，晶體在滑移面上的滑動方向稱為滑移方向。一個滑移面和此面上的一個滑移方向結(jié)合起來，組成一個滑移系?；泼婧突品较蚺c金屬的晶體結(jié)構有關，滑移面通常是金屬晶體原子排列最密的晶面，而滑移方向則是原子排列最密的晶向。一個滑移面和此面上的一個滑移方向結(jié)合起來組成一個滑移系?；葡当硎窘饘倬w在發(fā)生滑移時滑移動作可能采取的空間位向。當其他條件相同時，金屬晶體中的滑移系越多，則滑移時可供采用的空間位向也越多，故該金屬的塑性也越好。（二）滑移系

各晶體結(jié)構的滑移系體心立方(b.c.c)(110)〔111〕滑移面：｛110｝

(110),(011),(101),(110),(011),(101)滑移方向：〈111〉滑移系數(shù)：6×2=12

面心立方

(f.c.c)

(111)〔110〕滑移面：｛111｝

(111),(111),(111),(111);滑移方向：〈110〉滑移系數(shù):4×3=12密排六方：滑移面｛0001｝滑移方向〈1120〉滑移系數(shù)目：

1×3=3滑移系數(shù)目的實際意義—判斷塑性變形能力①滑移系數(shù)目愈多，塑性愈好；②滑移系數(shù)相同時，滑移方向多者塑性較好塑性排序：f.c.c>b.c.c>h.c.p

舉例：α-Fe塑性比銅、鋁、銀、金等面心立方金屬差?；?/p>

滑移是在切應力的作用下發(fā)生的。當晶體受力時，并不是所有的滑移系都同時開動，而是由受力狀態(tài)決定。晶體中的某個滑移系是否發(fā)生滑移，取決于力在滑移面內(nèi)沿滑移方向上的分切應力大小，當分切應力達到一定的臨界值時，滑移才能開始，此應力稱為臨界分切應力，Γk表示。它是使滑移系開動的最小分切應力。（三）滑移的臨界分切應力λ:拉伸軸線與滑移方向夾角φ:拉伸軸線與滑移面法向夾角

τ＝(Fcosλ)/(A/cosφ)

＝F/A·（cosλ·cosφ)

＝σcosλ·cosφλ分切應力取向因子分切應力的大小與取向因子直接相關

什么是分切應力：P152圖6.4所示使滑移系開動的最小分切應力τk的影響因素：①取決于金屬本性.②組織敏感參數(shù)：金屬不純，變形速度愈大，變形溫度愈低，τk愈大。λ當τ>τK時，發(fā)生滑移

滑移面的取向因子大，則分切應力大：當滑移面法線、滑移方向、外力軸三者共面，即

λ＝90°－φ時，可能獲最大取向因子：cosλ·cosφ＝cos(90°－φ)·cosφ

φ＝45°時:

取向因子獲最大值1/2

取向因子大——軟取向最大塑性

φ或λ＝90°時:

取向因子為0，τ＝0，

取向因子小——硬取向σs為無窮大不能不產(chǎn)生滑移，發(fā)生斷裂cosλ·cosφ＝cos(90°－φ)·cosφ

與τK對應的σ即為σs

σs的影響因素：σs＝τK/(cosλ·cosφ)①與τk有關；②與外力取向有關:

如果金屬在單純的切應力作用下滑移，則晶體的取向不會改變。但當任意一個力作用在晶體之上時，總是可以分解為沿滑移方向的分切應力和垂直于滑移面的分正應力。這樣，在晶體發(fā)生滑移的同時，還將發(fā)生滑移面和滑移方向的轉(zhuǎn)動。（四）滑移時晶體的轉(zhuǎn)動圖6-8晶體在拉伸時的轉(zhuǎn)動a）原試樣b）自由滑移變形c）受夾頭限制時的變形滑移

對于滑移系多的立方晶系單晶體來說，起始滑移首先在取向最有利的滑移系中進行，但由于晶體轉(zhuǎn)動的結(jié)果，其他滑移系中的分切應力有可能達到足以引起滑移的臨界值。于是滑移過程將在兩個或多個滑移系中同時進行或交替地進行。如果外力軸的方向合適，滑移一開始就可以在一個以上的滑移系上同時進行。這種在兩個或更多的滑移系上進行的滑移稱為多系滑移，簡稱多滑移。此時滑移帶呈現(xiàn)交叉滑移帶。P154圖6.8（五）多系滑移

1、位錯運動與晶體滑移如果晶體沒有缺陷，原子排列非常整齊時，理論計算，在切應力作用下，晶體上下部分沿著滑移面作整體剛性的滑移，而此時所求的臨界分切應力與實際相差懸殊。舉例：銅理論值為1500兆帕，而實際測出為0.98兆帕，兩者相差1500倍。這個矛盾導致了位錯學說的誕生，理論與實際證明，實際晶體有位錯的產(chǎn)生。即：晶體滑移不是一部分相對另一部分作整體剛性移動，二是通過位錯在切應力作用下沿著滑移面逐步移動的結(jié)果，如圖6.9所示。（六）滑移的位錯機制當一條位錯線移到晶體表面時，便在晶體表面留下一個原子間距的滑移臺階，其大小等于柏氏矢量，如果有大量位錯重復按此方式滑過晶體，就會在晶體表面留下觀察到的滑移痕跡，這就是滑移線的實質(zhì)。

——位錯學說滑移臺階完整晶體有缺陷晶體可見，晶體滑移不是滑移面的原子一齊滑動，二是像跑接力賽一樣，位錯中心原子逐一遞進，有一個平衡位置轉(zhuǎn)移到另一個平衡位置。如圖，雖然位錯移動了一個原子間距，但只需要位錯中心附近的少數(shù)原子作遠小于一個原子間距的彈性偏移，顯然位錯運動只是需要很小切應力實現(xiàn)滑移。這就是實際滑移比理論小的多原因圖6-15刃型位錯的滑移a）正刃型位錯b）負刃型位錯

形成一條滑移線需要成千個位錯，晶體在塑性變形時產(chǎn)生大量的滑移帶就需要為數(shù)極多位錯。此外滑移是位錯掃過滑移面并移出晶體表面造成的，因此隨著塑性變形的進行，晶體位錯數(shù)量應當越來越少，然而位錯非但沒有減少，反而增加。舉例：退火金屬的位錯密度是增加很多。這些位錯如何產(chǎn)生，于是提出金屬塑性變形過程中為錯在低應力作用下源源不斷產(chǎn)生的位錯增值機制。最常見的就是弗蘭克瑞德德位錯增值機制。

弗蘭克-瑞德源機制演示

背景:退火態(tài)ρ位錯≈1010m-2；冷變形:ρ位錯≈1015~1016；

——位錯增殖學說DD′τ位錯源弓出蜷曲DD′位錯環(huán)位錯源——下圖為Frank-Read位錯源增殖機制

2.位錯的增殖圖6-16弗蘭克-瑞德位錯源結(jié)論：源源不斷的位錯沿著滑移面運動，當一個環(huán)移出晶體時，就使晶體沿著滑移面產(chǎn)生一個原子間距位移，大量位錯環(huán)一個接一個移出晶體，晶體就不斷產(chǎn)生滑移，并在晶體表面形成了近千個原子滑移臺階。

意義：引起滑移的位錯并不消失反而增殖→ρ位錯↑↑；——位錯強化

產(chǎn)生新的位錯線mn；它的柏氏矢量仍是b2，與mn垂直。它的滑移面有mn與b2決定。

但不影響CD運動。增加了位錯線的長度，需要消耗一定能量。還可能形成一種難以運動的固定割階，成為后繼位錯運動的障礙，造成位錯纏結(jié)。這也是多滑移加工硬化效果較大的主要原因。

大量位錯沿著滑移面運動過程中，如果遇到障礙物的阻礙（雜質(zhì)顆粒、晶界等），領先位錯在障礙物前被阻礙，被阻塞起來，形成位錯平面塞積群。出現(xiàn)應力集中。P156圖6.13

3.位錯的交割與塞積（割階產(chǎn)生）圖6-17兩個相互垂直的刃型位錯的交割a）交割前b）交割后

實踐證明，位錯塞積群的位錯數(shù)n與障礙物至位錯源的距離L成正比，經(jīng)計算，L越大，則塞積位錯數(shù)目越大，造成應力集中便越大。ρ位錯↑↑使σ、HB↑的主要原因

塑性變形的另一種重要方式是孿生。當晶體在切應力的作用下發(fā)生孿生變形時，晶體的一部分沿一定的晶面（孿生面）和一定的晶向（孿生方向）相對于另一部分晶體作均勻地切變。經(jīng)過磨光、拋光、腐蝕后在顯微鏡看到圖P6.14

二、孿生1定義：晶體在切應力下其一部分沿一定的晶面和晶向相對于另一部分作均勻切變。孿晶帶孿生面孿生面

這種切變不會改變晶體的點陣類型，但可使變形部分的位向發(fā)生變化，并與未變形部分的晶體以孿晶界為分界面構成了鏡面對稱的位向關系。通常把對稱的兩部分晶體稱為孿晶。而將形成孿晶的過程稱為孿生。2孿生特點：①孿生前后變形部分晶體位向改變，兩部分之間以孿生面為鏡面對稱。②存在臨界分切應力:τ孿>>τ滑③只有在滑移很難進行條件下，晶體才發(fā)生孿生變形，如密排六方結(jié)構滑移系較少，在晶體取向不利滑移常以孿生方式進行塑性變形。

④變形速度極快，聲響，變形量小。

影響塑性變形方式的因素晶體結(jié)構

τ滑<<τ孿,足夠滑移系數(shù)目時→滑移

f.c.c：滑移（面心立方）：極低溫例外（位錯被釘扎）

b.c.c（體心）：滑移為主；沖擊或低溫時例外

h.c.p：孿生孿生作用：①直接貢獻不大；②但是由于形成改變晶體位向，使不利于滑移系轉(zhuǎn)變?yōu)槔诎l(fā)生滑移。即：促進滑移。第三節(jié)多晶體的塑性變形

一、多晶體的塑性變形過程多晶體由許多單晶體晶粒構成的。P158圖6.16。多晶體變形抗力顯著高于單晶體。變形方式仍是滑移，但是由于空間取向不同以及晶界存在，變形尤為復雜。并具有一些新的特點。

多晶體塑性變形的特點:

多晶體中由于各晶粒的位向不同，則各滑移系的取向也不同，因此在外加拉伸力的作用下，各滑移系上的分切應力值相差很大。只有那些位向有利的晶粒，取向因子最大的滑移系，隨著外力的不斷增加，其滑移方向上的分切應力首先達到臨界切應力值，才開始塑性變形。

而此時周圍位向不利的晶粒，由于滑移系上的分切應力尚未達到臨界值，所以尚未發(fā)生塑性變形，仍然處于彈性變形狀態(tài)。此時雖然金屬的塑性變形已經(jīng)開始，但并未造成明顯的宏觀的塑性變形效果。由于位向最有利的晶粒已經(jīng)開始發(fā)生塑性變形，這就意味著它的滑移面上的位錯源已經(jīng)開動，位錯源源不斷地沿著滑移面進行運動，但是由于周圍晶粒的位向不同，滑移系也不同，因此運動著的位錯不能越過晶界，滑移不能發(fā)展到另一個晶粒中，于是位錯在晶界處受阻，形成位錯的平面塞積群。

位錯平面塞積群在其前沿附近區(qū)域造成很大的應力集中，隨著外加載荷的增加，應力集中也隨之增大。

這一應力集中值與外加應力相疊加，使相鄰晶粒某些滑移系上的分切應力達到臨界切應力值，于是位錯源開動，開始塑性變形。晶界

多晶體變形不均勻性：由于各晶粒之間取向及晶界存在，多晶體各晶粒之間變形不均勻，而且每個晶粒內(nèi)部變形也不均勻，一般來說，晶粒中心區(qū)域變形量較大，晶界及附近區(qū)域變形量較小。

如圖兩個晶粒出現(xiàn)竹節(jié)狀。

多晶體塑性變形特點⑴單個晶粒與單晶體一致；⑵各晶粒的變形具不同時性：分批、逐次。原因：取向不同⑶變形具不均勻性晶粒內(nèi)部與邊界、晶粒之間（取向）

通過分析多晶體的塑性變形過程可以看出。一方面由于晶界的存在，使變形晶粒中的位錯在晶界處受阻，每一晶粒中的滑移帶也都終止在晶界附近；另一方面，由于各晶粒間存在著位向差，為了協(xié)調(diào)變形，要求每個晶粒必須進行多滑移，而多滑移時必然要發(fā)生位錯的相互交割。二、晶粒大小對塑性變形的影響

這兩者均將大大提高金屬材料的強度。實踐表明，晶界越多，即晶粒越細小，則其強化效果越顯著。這種用細化晶粒增加晶界提高金屬強度的方法稱為細晶強化。晶粒大小對塑性變形的影響

圖6-23為低碳鋼的屈服強度與晶粒直徑的關系曲線。從此圖可以看出鋼的屈服強度與晶粒直徑平方根的倒數(shù)呈線性關系。公式P159

其他金屬材料的試驗結(jié)果也證實了這種關系。圖6-23低碳鋼的屈服強度與晶粒大小的關系為什么晶粒越細小，屈服強度越高的原因？

Γ=nΓ0Γ

應力集中的大小。

n塞積群的位錯數(shù)目；

Γ0一個位錯產(chǎn)生應力集在滑移方向上的分切應力值。當外加應力和其他條件一定時，n的數(shù)目是與引起塞積群的障礙晶界到位錯源的距離成正比。晶界越大，這個距離越大，n越大，應力集中越大。反之越小。大晶粒位錯塞積群造成的應力集中激發(fā)相鄰晶粒發(fā)生塑性變形，反之小晶粒小。這就是問題原因。第五節(jié)塑性變形對金屬組織和性能

的影響多晶體金屬經(jīng)塑性變形后，除了在晶粒內(nèi)出現(xiàn)滑移帶和孿晶等組織特征外，即其內(nèi)部組織、結(jié)構以及各種性能均發(fā)生變化。還具有下述組織結(jié)構的變化：

⑴顯微組織的變化⑵亞結(jié)構細化

⑶變形織構⑷殘余應力一、塑性變形對組織結(jié)構的影響（一）顯微組織的變化圖6-29低碳鋼冷塑性變形后的纖維組織a）30%壓縮率b）50%壓縮率c）70%壓縮率

金屬經(jīng)塑性變形后，其外形、尺寸的改變是內(nèi)部晶粒變形的總和。原來沒有變形的晶粒，經(jīng)加工變形后，晶粒形狀逐漸發(fā)生變化，隨著變形方式和變形量的不同，晶粒形狀的變化也不一樣.

如在軋制時，原來的等軸晶粒沿變形方向逐漸伸長，晶粒由多邊形變?yōu)殚L方形或扁平形。變形量越大，晶粒伸長的程度也越大。變形量很大時，晶界變得模糊不清，各晶粒難以分辨，呈現(xiàn)出一片纖維狀的條紋。（一）顯微組織的變化

當變形量很大時，晶粒呈現(xiàn)出一片如纖維狀的條紋，稱為纖維組織。纖維的分布方向，即金屬變形時的伸展方向。有雜質(zhì)存在時，雜質(zhì)也沿變形方向拉長為細帶狀（塑性雜質(zhì)）或粉碎成鏈狀（脆性雜質(zhì)），這時光學顯微鏡已經(jīng)分辨不清晶粒和雜質(zhì)。

性能變化：使金屬的性能具有明顯的方向性，其縱向的強度和塑性高于橫向。

等軸狀→拉長形成纖維組織、帶狀組織

└性能各向異性

面缺陷是指在晶體中呈面狀分布的缺陷。常見的面缺陷是晶界和亞晶界。多晶體中各相鄰晶粒位向不同。每個晶粒內(nèi)部晶格位向也不像理想那樣完全一致,而是存在許多位向很小（一般2°~3°）尺寸也很小的小晶塊，這些小晶塊稱為“亞晶粒”（或亞結(jié)構）。

形變亞結(jié)構是在塑性變形過程中形成的。

亞結(jié)構細化過程：在應力的作用下大量位錯沿滑移面運動時，將遇到各種阻礙位錯運動的障礙物（如晶界、第二相顆粒及割階等），造成位錯塞積及造成位錯纏結(jié)。纏結(jié)位錯分隔開的位錯密度較低的區(qū)域，形成形變亞結(jié)構。即：位錯受阻后塞積、纏結(jié)→亞晶界→晶粒分化為許多位向略有差異的小晶塊└變形中的晶粒碎化（二）亞結(jié)構的細化

形變亞結(jié)構的邊界是晶格畸變區(qū)，堆積有大量的位錯，而亞結(jié)構內(nèi)部的晶格則相對地比較完整，這種亞結(jié)構常稱為胞狀亞結(jié)構或形變亞晶。胞塊間的夾角不超過2°，胞壁的厚度約為胞塊直徑的1/5。在胞壁中位錯集中。變形量越大，胞塊間的取向差也在逐漸增大，且其形狀隨著晶粒形狀的改變而變化，均沿著變形方向逐漸拉長。

舉例：鑄態(tài)位錯密度d=10-2cm；塑變后位錯密度d=10-4~10-6cm性能變化：亞晶出現(xiàn)對滑移過程進行有巨大阻礙作用，可使金屬得變形抗力顯著升高，是產(chǎn)生加工硬化。

與單晶體一樣，多晶體在塑性變形時也伴隨著晶體的轉(zhuǎn)動過程，故當變形量很大時(>70%)

，多晶體中原為任意取向的各個晶粒會逐漸調(diào)整其取向而彼此趨于一致，這一現(xiàn)象稱為晶粒的擇尤取向，這種由于金屬塑性變形使晶粒具有擇尤取向的組織叫做形變織構變形織構類型：拉拔時形成的織構稱為絲織構特征：各晶粒某一晶向大致與拉拔方向平行（三）形變織構軋制時形成的織構為板織構特征：各個晶粒某一晶面與軋制平面平行，而某一晶向與軋制時主要變形方向平行。圖6.24意義：性能各向異性。不利：變形不均勻，“制耳”現(xiàn)象。舉例：使用織構板材沖壓杯狀工件時，將會因為板材各個方向變形能力不同，出現(xiàn)工件邊緣、壁厚不均。獲特異性能：變壓器鐵芯、硅鋼片，因為可以提高磁導率，減少鐵損，提高設備利用率。（四）殘余應力

金屬塑變過程中，外力所做的功大部分轉(zhuǎn)化為熱能之外，還有一部分保留在金屬內(nèi)部，形成殘余應力及點陣畸變。（約達總變形量的10%）

⑴宏觀內(nèi)應力（第一內(nèi)應力）金屬工件或材料各個部分之間宏觀變形不均勻而引起的。如：冷拉圓鋼，外圓變形度小，中間變形度大，所以表層受拉應力，心部受壓應力。整個圓鋼來說，兩者互相抵消，平衡狀態(tài)。但是如果把表層車去一層，平衡遭到破壞，結(jié)果變形。⑵微觀內(nèi)應力（第二類內(nèi)應力)

各個晶?；蚋鱾€亞晶粒之間變形不均勻，一般平衡范圍有，只是幾個晶粒或幾個亞晶粒。這種內(nèi)應力占比例不大，是全部內(nèi)應力的1%~2%，但是某些局部有時內(nèi)應力很大，致使工件在不大外力作用下產(chǎn)生顯微裂紋，并導致工件開裂。⑶點陣畸變（第三類內(nèi)應力）一般作用范圍很小，在幾十至幾百納米。它致使金屬硬度、強度升高，而塑性和抗腐蝕性性能下降。金屬吸收的能量絕大部分（80%~90%）消耗余點陣畸變。殘余應力不利：對金屬性能有害，導致材料變形、開裂和產(chǎn)生應力腐蝕。

有利：表層殘留一層殘余應力，提高使用壽命。如：彈簧、齒輪等。噴丸和化學熱處理是表面產(chǎn)生壓應力，提高工件疲勞抗力。

（一）加工硬化在塑性變形過程中，隨著金屬內(nèi)部組織的變化，金屬的力學性能也將產(chǎn)生明顯的變化，即隨著變形程度的增加，金屬的強度、硬度增加，而塑性、韌性下降，這一現(xiàn)象即為加工硬化或形變強化。關于加工硬化的原因，目前普遍認為與位錯的交互作用有關。隨著塑性變形的進行，位錯密度不斷增加，因此位錯在運動時的相互交割加劇，產(chǎn)生固定割階、位錯纏結(jié)等障礙，使位錯運動的阻力增大，引起變形抗力的增加，因此就提高了金屬的強度。二、塑性變形對金屬性能的影響塑性變形對機械性能的影響加工硬化有一定的現(xiàn)實意義比如，自行車的鏈條16錳，原始硬度150HB,抗拉強度為520兆帕以上，經(jīng)過五次軋制后，板厚有3.5mm壓縮到1.2mm，此時抗拉強度為1000兆帕，硬度為275HB。不利因素：加大變形抗力，變形難以進行下去。

塑性變形需要消耗大量的能量，其中大部分變?yōu)闊釗p失掉，另一小部分能量轉(zhuǎn)變晶體的畸變能（增加晶體空位、位錯）和彈性應變能存儲在金屬內(nèi)部，稱為存儲能。存儲能使得金屬自由能升高，熱力學上亞穩(wěn)定狀態(tài)。常溫下由亞穩(wěn)態(tài)轉(zhuǎn)變穩(wěn)定態(tài)很緩慢。在加熱條件下，存儲能變成驅(qū)動力，由亞穩(wěn)定態(tài)轉(zhuǎn)向穩(wěn)定態(tài)。金屬發(fā)生回復、再結(jié)晶、晶粒長大。

冷變形金屬的回復與再結(jié)晶將塑性變形后的金屬材料加熱到0.5Tm溫度附近，進行保溫，隨著時間的延長，金屬的組織將發(fā)生一系列的變化，這種變化可以分為三個階段，如圖所示。圖7-1回復、再結(jié)晶、晶粒長大過程示意圖一回復的定義及特點

1定義：冷變形后的金屬在加熱時，其光學組織未發(fā)生明顯改變前所產(chǎn)生的某些亞結(jié)構和性能的變化過程。特點：加熱溫度不高?、亠@微組織無明顯變化：金屬機械性能變化不大，如強度、硬度、塑性等。晶粒仍保留拉長、畸變。

②但某些物理、化學性能發(fā)生較大改變，如電阻顯著減少、抗應力腐蝕提高。第一類內(nèi)應力基本消除。③晶粒內(nèi)部亞結(jié)構發(fā)生變化：

Ⅰ點缺陷↓↓；空位比較容易移動，從組態(tài)分布和數(shù)量改變，跑到晶界或位錯處消失，或形成空位對、空位群等。

Ⅱ位錯密度↓，當加熱溫度稍高時，位錯也開始運動起來，處于同一滑移面上異號位錯互相抵消；纏結(jié)位錯可以重新組合；當加熱溫度更高時，位錯不但滑移而且攀移（位錯沿著垂直滑移面方向運動）同號位錯的規(guī)整化，形成位錯墻），在變形晶粒形成許多完整的小晶塊，稱為回復亞晶。這個過程稱為——“多邊形化”（由高能態(tài)混亂位錯排列向低能態(tài)規(guī)則排列移動的過程）回復機制圖7-6刃型位錯的攀移和滑移示意圖圖7-7刃型位錯攀移示意圖回復亞晶的形成——“多邊形化”過程，純鋁回復退火亞結(jié)構變化圖片回復0.1h回復50h回復300h冷加工態(tài)纏結(jié)位錯加熱，亞結(jié)構內(nèi)部位錯向胞壁滑移，與異號位錯抵消，纏結(jié)位錯逐漸位錯伸直胞壁位錯逐漸形成位錯網(wǎng)絡大的位錯網(wǎng)格二回復的應用：（去應力退火就是回復處理）就是利用恢復過程使冷加工的金屬件在基本保持加工硬化狀態(tài)下，降低內(nèi)應力，以減輕變形和翹曲，并改善耐蝕性，降低電阻率。

目的：保持強硬度水平;

消除內(nèi)應力，防止變形、開裂;

恢復物理、化學性能。

例如：彈簧在卷成之后，250~650℃退火，降低內(nèi)應力、成型，保持強硬度水平。一戰(zhàn)中黃銅子彈的季裂現(xiàn)象等

再結(jié)晶定義:當冷變形金屬加熱溫度高于回復溫度時，在變形組織基體產(chǎn)生新的無畸變的晶核，并迅速長大相同晶格類型等軸晶粒的過程，逐步取代全部的變形組織，這個過程稱為……

（或稱一次再結(jié)晶）一再結(jié)晶定義及特點再結(jié)晶及晶粒長大重結(jié)晶：由一種晶格類型轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N晶格類型的過程。如：鋼在1000℃熱軋，及軋后冷卻到室溫

發(fā)生鐵素體→奧氏體

奧氏體→鐵素體

均為重結(jié)晶再結(jié)晶：無晶格類型轉(zhuǎn)變

冷變形后再結(jié)晶退火中：畸變鐵素體→無畸變鐵素體又如鋼在1000℃熱軋過程中：畸變奧氏體→無畸變奧氏體

比較再結(jié)晶與重結(jié)晶的差別：2特點：①加熱溫度較高：T>T再

T再≈0.4T熔；實際:+100~200℃②顯微組織顯著變化：轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S無畸變新晶粒

③

亞結(jié)構：位錯密度大大降低；

④性能顯著變化：

HB、σ↓↓；δ、ψ↑↑⑤內(nèi)應力完全消除。儲存能及內(nèi)應力的變化

在回復階段，大部分甚至全部第一類內(nèi)應力可以得以消除，第二類或第三類內(nèi)應力只能消除一部分。經(jīng)再結(jié)晶之后，因塑性變形而造成的內(nèi)應力可以完全被消除。儲存能及內(nèi)應力的變化圖7-2退火過程中能量的釋放

再結(jié)晶通常在金屬區(qū)域能量較高部位（晶界、夾雜物等).

再結(jié)晶的核心一般有兩種方式：一、某些亞晶界迅速成長為核心，即亞晶形核，多發(fā)生在較大塑性變形中，一般大于20%。二、原晶界某些部分突然迅速長大而變?yōu)楹诵?，即凸出形核，一般發(fā)生較小塑性變形中。再結(jié)晶形核機制亞晶合并相鄰亞晶界中位錯通過攀移和滑移消失(2)亞晶界移動(3)晶界突出形核變形度較小再結(jié)晶溫度及其影響因素：

定義：冷變形金屬開始進行再結(jié)晶的最低溫度。

生產(chǎn)通常定義：經(jīng)過大量塑性變形（變形度>70%）的金屬在1h的保溫時間內(nèi)（再結(jié)晶體積分數(shù)95%），能夠完成的最低加熱溫度。

不是恒溫轉(zhuǎn)變，一般是在某一溫度范圍內(nèi)完成的。大量實驗統(tǒng)計表明：經(jīng)嚴重變形的純金屬若完成在結(jié)晶的時間約為0.5~1h,則其結(jié)晶開始溫度與熔點存在如下近似關系：

T再=（0.35~0.4）T熔

影響T再的因素①T熔

：T熔↑，T再↑

T再=（0.35~0.4）T熔如Fe:1538℃→450℃;W:3300℃→1100~1200℃

原因：原子間結(jié)合力強，難擴散②

純度：純度↓，雜質(zhì)%↑，T再↑如：高純鋁(99.999%)：T再＝80℃

；

工業(yè)純鋁(99.9%)：T再＝290℃

原因：雜質(zhì)阻礙原子擴散運動與晶界遷移又：純鐵：T再＝450℃；碳鋼：T再＝500~650℃③變形程度：變形程度↑，T再↓原因：儲存能↑，驅(qū)動力↑

最低再結(jié)晶溫度④原始晶粒尺寸晶粒越細小，再結(jié)晶溫度越低。因為晶粒細小，變形抗力大，那么存儲能高，則再結(jié)晶溫度低。⑤加熱時間及加熱速度加熱時間長，原子擴散充分，再結(jié)晶充分，可降低再結(jié)晶溫度；如加熱速度緩慢，由于金屬回復時間足夠，使存儲能和冷變形程度減弱，驅(qū)動力減少，使得再結(jié)晶溫度升高

再結(jié)晶晶粒大小的控制：與變形程度、原始晶粒尺寸、雜質(zhì)與合金元素、變形溫度等有關。

冷變形金屬再結(jié)晶剛完成時，一般得到細小的等軸晶粒。如果繼續(xù)加熱或延長加熱保溫時間，將引起晶粒進一步長大，稱為晶粒長大

一般是自發(fā)，它減少晶界的總面積，使組織穩(wěn)定。

長大實質(zhì)：晶粒長大前后總的界面能發(fā)生變化。

晶粒長大120°120°120°2

長大方式：

①“大吃小”；即晶界的遷移②小晶粒被吞并到相鄰大晶粒中，晶界拉直:三個晶粒的晶界交角趨于120°，晶界穩(wěn)定。近六邊形

正常長大：一般情況下，大多數(shù)晶粒幾乎同時逐漸均勻長大。

異常晶粒長大或二次再結(jié)晶：加熱超過一定溫度或保溫時間長，少數(shù)晶粒吞并周圍其他小晶粒急劇長大，它的尺寸為幾個厘米，而其他仍然保持小晶粒，最后小晶粒被大晶粒吞并，整個金屬的晶粒變得粗大……實質(zhì)并非再結(jié)晶過程，而為再結(jié)晶后的晶粒長大:“大吃小”.

原因：晶界處存在彌散、細小的夾雜物等質(zhì)點阻礙晶粒長大，但雜質(zhì)分布不均勻，當溫度很高或延長保溫時間時，彌散的質(zhì)點發(fā)生聚集或溶解于金屬基體，導致少數(shù)晶粒脫離夾雜物約束而突然長大。

高純Fe-Si

箔材于1200℃真空退火時所產(chǎn)生的二次再結(jié)晶現(xiàn)象圖7-1回復、再結(jié)晶、晶粒長大過程示意圖顯微組織的變化

第一階段為0～1，在這段時間內(nèi)從顯微組織上幾乎看不出任何變化，晶粒仍保持伸長的纖維狀，稱之為回復階段；第二階段為1～2，從1開始，在變形的晶粒內(nèi)部開始出現(xiàn)新的小晶粒，隨著時間的延長，新晶粒不斷出現(xiàn)并長大，這個過程一直進行到塑性變形后的纖維狀晶粒完全改組為新的等軸晶粒為止，稱之為再結(jié)晶階段；第三階段為2～3，新的晶粒逐步相互吞并而長大，直到3，晶粒長大到一個較為穩(wěn)定的尺寸，稱之為晶粒長大階段。第五節(jié)金屬的熱加工

壓力加工

是利用塑性變形的方法使金屬成形并改進工藝。常溫下塑性變形容易出現(xiàn)加工硬化，是變形抗力加大，。如鎢、鉬、鉻、鎂等，常溫變形困難。在工業(yè)生產(chǎn)中，熱加工通常是指將金屬材料加熱至高溫進行鍛造、熱軋等的壓力加工過程，除了一些鑄件和燒結(jié)件之外，幾乎所有的金屬材料都要進行熱加工，其中一部分成為成品，在熱加工狀態(tài)下使用；另一部分為中間制品，尚需進一步加工。一、金屬的熱加工與冷加工從金屬學的角度來看，所謂熱加工是指在再結(jié)晶溫度以上的加工過程；在再結(jié)晶溫度以下的加工過程稱為冷加工。例如鉛的再結(jié)晶溫度低于室溫，因此，在室溫下對鉛進行加工屬于熱加工。鎢的再結(jié)晶溫度約為1200℃，因此，即使在1000℃拉制鎢絲也屬于冷加工。動態(tài)恢復和動態(tài)再結(jié)晶：在熱加工過程中，金屬內(nèi)部同時進行加工硬化和回復、再結(jié)晶軟化兩個相反過程，這樣的回復與熱加工邊加工邊發(fā)生，因此稱為-----靜態(tài)回復和靜態(tài)再結(jié)晶：而把變形中斷或終止后保溫過程中，或在隨后冷卻過程中發(fā)生的回復與再結(jié)晶稱為-------

金屬材料熱加工必須控制在一定溫度發(fā)內(nèi)內(nèi)，一般是固相線以下100~200℃范圍內(nèi)，如果溫度過高，造成晶界氧化，失去結(jié)合力，塑性變壞。如果溫度過低，晶粒會粗大。表6-5常用金屬材料的熱加工溫度（鍛造）

（一）改善鑄錠組織（如鈦、鎂、鎢、鉬等）在高溫下進行加工。

通過熱加工，使鑄錠中的組織缺陷得到明顯改善，如氣泡焊合、縮松壓實，使金屬材料的致密度增加。

鑄態(tài)時粗大的柱狀晶通過熱加工后一般都能變細，某些合金鋼中的大塊碳化物初晶可被打碎并較均勻分布。由于在溫度和壓力作用下擴散速度增快，擴散距離減小，因而偏析可部分地消除，使成分比較均勻。這些變化都使金屬材料的力學性能有明顯提高。如表6.6所示。三、熱加工后對金屬組織與性能的影響在熱加工過程中，鑄錠中的粗大枝晶和各種夾雜物都要沿變形方向伸長，雜質(zhì)和非金屬夾雜物的走向逐漸與變形方向一致，一些脆性雜質(zhì)如氧化物、碳化物、氮化物等破碎成鏈狀，塑性的夾雜物如MnS等則變成條帶狀、線狀或片層狀，在宏觀試樣上沿著變形方向變成一條條細線，這就是熱加工鋼中的流線。由一條條流線勾劃出來的組織，叫做纖維組織。（二）纖維組織

P172見表6.7所示。沿著流線方向比垂直方向于流線方向具有較高機械性能，特別塑性和韌性。

P172圖6.35所示為不同纖維分布拖鉤。

復相合金中的各個相，在熱加工時沿著變形方向交替地呈帶狀分布，這種組織稱為帶狀組織.

在經(jīng)過壓延的金屬材料中經(jīng)常出現(xiàn)這種組織，但不同材料中產(chǎn)生帶狀組織的原因不完全一樣。一種是在鑄錠中存在著偏析和夾雜物，壓延時偏析區(qū)和夾雜物沿變形區(qū)伸長成條帶狀分布，冷卻時即形成帶狀組織。P172圖6.36（三）帶狀組織

高碳高合金鋼中，由于存在較多共晶碳化物，在熱加工是碳化物也可呈帶狀分布，統(tǒng)稱稱為碳化物帶。P172圖6.37

機械性能產(chǎn)生方向性，特別橫向塑性和韌性明顯降低，材料性能惡化。措施：正火消除，嚴重的磷偏析引起帶狀組織采用高溫退火及隨后正火加以改善。

正常的熱加工一般可使晶粒細化。但是晶粒能否細化取決于變形量、熱加工溫度尤其是終鍛（軋）溫度及鍛后冷卻等因素。一般認為，增大變形量，有利于獲得細晶粒，當鑄錠的晶粒十分粗大時，只有足夠大的變形量才能使晶粒細化。特別注意不要在臨界變形度范圍內(nèi)加工，變形度不均勻，則熱加工后的晶粒大小往往也不均勻。（四）晶粒大小當變形量很大（大于90％），且變形溫度很高時，易于引起二次再結(jié)晶，得到異常粗大的晶粒組織。終鍛溫度如超過再結(jié)晶溫度過多，且鍛后冷卻速度過慢，會造成晶粒粗大。終鍛溫度如過低，又會造成加工硬化及殘留應力。因此，對于無相變的合金或者加工后不再進行熱處理的鋼件，應對熱加工過程，特別是終鍛溫度、變形量及加工后的冷卻等因素認真進行控制，以獲得細小均勻的晶粒，提高材料的性能。（2）預先變形量：

ε=10~90%：ε↑,d↓ε=2~10%：異常長大

ε>90%：異常長大原因：驅(qū)動力因素形核因素形變織構因素關鍵——形變均勻度（3）合金元素、雜質(zhì)及第二相質(zhì)點

均阻礙晶界運動→細化；

第二相愈彌散、細小、量愈多→細化效果愈明顯注意：分布須均勻，否則可能引起二次再結(jié)晶

其它因素：原始晶粒尺寸、變形溫度等經(jīng)塑性變形后，金屬材料的物理性能和化學性能也將發(fā)生明顯變化。如使金屬及合金的比電阻增加，導電性能和電阻溫度系數(shù)下降，熱導率也略為下降。塑性變形還使磁導率、磁飽和度下降，但磁滯和矯頑力增加。塑性變形提高金屬的內(nèi)能，使其化學活性提高，腐蝕速度增快。塑性變形后由于金屬中的晶體缺陷（位錯及空位）增加，因而使擴散激活能減少，擴散速度增加。（二）塑性變形對其他性能的影響第六節(jié)金屬的斷裂塑性斷裂又稱為延性斷裂，斷裂前發(fā)生大量的宏觀塑性變形，斷裂時承受的工程應力大于材料的屈服強度。由于塑性斷裂前產(chǎn)生顯著的塑性變形，容易引起人們的注意，從而可及時采取措施防止斷裂的發(fā)生，即使局部發(fā)生斷裂，也不會造成災難性事故。對于使用時只有塑性斷裂可能的金屬材料，設計時只需按材料的屈服強度計算承載能力，一般就能保證安全使用。一、塑性斷裂（一）裂紋和應力狀態(tài)的影響對大量脆性斷裂事故的調(diào)查表明，大多數(shù)斷裂是由于材料中存在微小裂紋和缺陷引起的。為了說明裂紋的影響，可作下述試驗。將屈服強度σ0.2為1400MPa的高強度鋼板狀試樣中部預制不同深度的半橢圓表面裂紋，裂紋平面垂直于拉伸應力，求出裂紋深度a與實際斷裂強度σc的關系，如圖6-41所示。三、影響材料斷裂的基本因素圖6-41表面裂紋深度與一種高強度鋼斷裂強度的關系影響材料斷裂的基本因素由圖可以看出，隨著裂紋深度的增大，試樣的斷裂強度逐漸下降，當裂紋深度達到ac時，則σc=σ0.2。當a＜ac時，σc＞σ0.2，意味著此時發(fā)生塑性斷裂；當a＞ac時，σc＜σ0.2，發(fā)生脆性斷裂。由于高強度鋼對裂紋十分敏感，所以用它制造零件時，必須從斷裂的角度考慮其承載能力，如只根據(jù)其屈服強度或抗拉強度來設計，往往出現(xiàn)低應力斷裂事故。（一）裂紋和應力狀態(tài)的影響影響材料斷裂的基本因素研究表明，中、低強度鋼的斷裂過程都有一個重要現(xiàn)象，就是隨著溫度的降低，都有從塑性斷裂逐漸過渡為解理斷裂的現(xiàn)象。尤其是當試件上帶有缺口和裂紋時，更加劇了這種過渡傾向。這就是說，