材料的變形和再結(jié)晶

關(guān)于材料的變形和再結(jié)晶第1頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月材料變形概論SmithWF.FoundationsofMaterialsScienceandEngineering.McGRAW.HILL.3/E第2頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月SmithWF.FoundationsofMaterialsScienceandEngineering.McGRAW.HILL.3/E納米銅的室溫超塑性第3頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月NASA’sShuttleRemoteManipulatorSystem:SRMSCourtesyofGettyImages第4頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月材料變形概論

材料在力的作用下要產(chǎn)生變形，無(wú)論是金屬材料、無(wú)機(jī)非金屬材料和高分子材料，材料的變形就其基本特征而言可分為三類(lèi)：

彈性變形塑性變形粘性變形

本章將分別介紹材料的3種變形方式，著重討論塑性變形的微觀機(jī)理，并對(duì)金屬?gòu)椥宰冃沃蟮脑俳Y(jié)晶現(xiàn)象進(jìn)行討論。第5頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月彈性與粘彈性

彈性變形是指外力去除后能夠完全恢復(fù)的那部分變形。原子處于平衡位置時(shí)，其原子間距為r0，位能U處于最低位置，相互作用力為零，這是最穩(wěn)定的狀態(tài)。當(dāng)原子受力后將偏離其平衡位置，原子間距增大時(shí)將產(chǎn)生引力；原子間距減小時(shí)將產(chǎn)生斥力。這樣，外力去除后，原子都會(huì)恢復(fù)其原來(lái)的平衡位置，所產(chǎn)生的變形便完全消失，這就是彈性變形。（a）體系能量與原子間距的關(guān)系（b）原子間作用力和距離的關(guān)系第6頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月1彈性變形的本質(zhì)Condon-Morse曲線第7頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月第8頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月2彈性變形的特征和彈性模量彈性變形的主要特征是：

（1）理想的彈性變形是可逆變形，加載時(shí)變形，卸載時(shí)變形消失并恢復(fù)原狀。

（2）金屬、陶瓷和部分高分子材料不論是加載或卸載時(shí)，只要在彈性變形范圍內(nèi)，其應(yīng)力與應(yīng)變之間都保持單值線性函數(shù)關(guān)系，即服從虎克（Hooke）定律：在正應(yīng)力下，s=Ee，在切應(yīng)力下，t=Gg，式中，s，t分別為正應(yīng)力和切應(yīng)力；e，g分別為正應(yīng)變和切應(yīng)變；E，G分別為彈性模量（楊氏模量）和切變模量。彈性模量與切變彈性模量之間的關(guān)系為：第9頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月式中，為材料泊松比，表示側(cè)向收縮能力。一般金屬材料的泊松比在0.25~0.35之間，高分子材料則相對(duì)較大些。

彈性模量代表著使原子離開(kāi)平衡位置的難易程度，是表征晶體中原子間結(jié)合力強(qiáng)弱的物理量。金剛石一類(lèi)的共價(jià)鍵晶體由于其原子間結(jié)合力很大，故其彈性模量很高；金屬和離子晶體的則相對(duì)較低；而分子鍵的固體如塑料、橡膠等的鍵合力更弱，故其彈性模量更低，通常比金屬材料的低幾個(gè)數(shù)量級(jí)。（3）彈性變形量隨材料的不同而異。多數(shù)金屬材料僅在低于比例極限sp的應(yīng)力范圍內(nèi)符合虎克定律，彈性變形量一般不超過(guò)0.5%；而橡膠類(lèi)高分子材料的高彈形變量則可高達(dá)1000%，但這種變形是非線性的。第10頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月Cij為彈性系數(shù)，或剛度系數(shù)Sij為彈性順序，或柔度系數(shù)由于對(duì)稱(chēng)性的原因，Cij＝Cji由于對(duì)稱(chēng)性的原因，Sij＝Sji晶體中的各向異性第11頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3彈性的不完整性

(1)包申格（Bauschiger）效應(yīng)材料經(jīng)預(yù)先加載產(chǎn)生少量塑性變形（小于4％），而后同向加載則se升高，反向加載則se下降。此現(xiàn)象稱(chēng)之為包申格效應(yīng)。它是多晶體金屬材料的普遍現(xiàn)象。包申格效應(yīng)與金屬材料中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)所受的阻力變化有關(guān)。在金屬預(yù)先受載產(chǎn)生少量塑性變形時(shí)，位錯(cuò)沿某滑移面運(yùn)動(dòng)，遇林位錯(cuò)而彎曲。所有退火狀態(tài)和高溫回火的金屬與合金都有包申格效應(yīng)，因此，包申格效應(yīng)是多晶體金屬所具有普遍現(xiàn)象。第12頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3彈性的不完整性

(2)彈性后效一些實(shí)際晶體，在加載或卸載時(shí)，應(yīng)變不是瞬時(shí)達(dá)到其平衡值，而是通過(guò)一種弛豫過(guò)程來(lái)完成其變化的。這種在彈性極限se范圍內(nèi)，應(yīng)變滯后于外加應(yīng)力，并和時(shí)間有關(guān)的現(xiàn)象稱(chēng)為彈性后效或滯彈性。彈性后效速率和滯彈性應(yīng)變量與材料成分、組織有關(guān)，也與試驗(yàn)條件有關(guān)。材料組織越不均勻，彈性后效越明顯，鋼經(jīng)淬火或塑性變形后，由于增加了組織不均勻性，故彈性后效傾向增大。溫度升高，彈性后效速率和彈性后效以后的變形量都急劇增加。

切應(yīng)力愈大，彈性后效愈強(qiáng)烈。彈性后效與金屬中點(diǎn)缺陷的移動(dòng)有關(guān)。恒應(yīng)力下的應(yīng)變弛豫第13頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3彈性的不完整性

(3)彈性滯后由于應(yīng)變落后于應(yīng)力，在s-e

曲線上使加載線與卸載線不重合而形成一封閉回線，稱(chēng)之為彈性滯后。彈性滯后表明加載時(shí)消耗于材料的變形功大于卸載時(shí)材料恢復(fù)所釋放的變形功，多余的部分被材料內(nèi)部所消耗，稱(chēng)之為內(nèi)耗，其大小即用彈性滯后環(huán)面積度量。第14頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月彈性與粘彈性彈性滯后（環(huán)）與循環(huán)韌性第15頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月4粘彈性

所謂粘性流動(dòng)是指非晶態(tài)固體和液體在很小外力作用下便會(huì)發(fā)生沒(méi)有確定形狀的流變，并且在外力去除后，形變不能回復(fù)。純粘性流動(dòng)服從牛頓粘性流動(dòng)定律：

式中s為應(yīng)力；d/dt為應(yīng)變速率；h稱(chēng)為粘度系數(shù)，反映了流體的內(nèi)摩擦力，即流體流動(dòng)的難易程度，其單位為Pa·s。一些非晶體，有時(shí)甚至多晶體，在比較小的應(yīng)力時(shí)可以同時(shí)表現(xiàn)出彈性和粘性，這就是粘彈性現(xiàn)象。粘彈性變形的特點(diǎn)是應(yīng)變落后于應(yīng)力。當(dāng)加上周期應(yīng)力時(shí)，應(yīng)力—應(yīng)變曲線就成一回線，所包含的面積即為應(yīng)力循環(huán)一周所損耗的能量，即內(nèi)耗。第16頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月滯彈性變形模型（a）Maxwell模型；（b）Voigt-Kelvin模型松弛系數(shù)（a）（b）第17頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月晶體的塑性變形

應(yīng)力超過(guò)彈性極限，材料發(fā)生塑性變形，即產(chǎn)生不可逆的永久變形。概述：金屬當(dāng)所施加的外力超過(guò)屈服強(qiáng)度時(shí)，就會(huì)發(fā)生塑性變形。雖然，金屬通常都是多晶體，但多晶體的變形是與其中各個(gè)晶粒的變形行為相關(guān)的，研究單晶體的變形能使我們掌握金屬變形的基本過(guò)程，從而有助于進(jìn)一步了解多晶體的變形。

金屬在常溫和低溫下，其塑性變形的主要方式是滑移和孿生。第18頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月1滑移系及臨界分切應(yīng)力定律1、滑移現(xiàn)象

晶體的塑性變形并非均勻地發(fā)生于整個(gè)晶體中，而是一個(gè)不均勻的過(guò)程，當(dāng)應(yīng)力超過(guò)其彈性極限后，晶體中就會(huì)產(chǎn)生層片之間的相對(duì)位移，即滑移。發(fā)生了滑移，使試樣的拋光面上產(chǎn)生了高低不一的臺(tái)階即滑移線，許多密集在一起的滑移線組成滑稱(chēng)帶。2、滑移系晶體的滑移并不是任意的，通常是沿著一定的晶面發(fā)生的，此組晶面稱(chēng)為滑移面，滑移是沿著滑移面上的一定晶向進(jìn)行，稱(chēng)為滑移方向。滑移面通常是晶體中原子的密排面，滑稱(chēng)方向通常是晶體中原子的最密排方向。一個(gè)滑移面和該面上的一個(gè)滑稱(chēng)方向級(jí)成一個(gè)滑移系，每一個(gè)滑移系表示金屬晶體進(jìn)行滑稱(chēng)時(shí)可能采取的一個(gè)空間取向。例如：f..c.c滑移面{111}，滑移方向<110>。這樣就可組成：第19頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月面心立方的滑移系滑移方向<110>，滑移面一般為{111}面心立方結(jié)構(gòu)共有四個(gè)不同的{111}晶面，每個(gè)滑移面上有三個(gè)<110>晶向，故共有4×3=12個(gè)滑移系。第20頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月移方向恒為列產(chǎn)品，滑移面為（0001）或棱柱面、棱錐面密排六方的滑移系第21頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月hcp滑移系當(dāng)滑移面為（0001）時(shí)，晶體中滑移面只有一個(gè)，此面上有三個(gè)晶向，故滑移系數(shù)目為1×3=3個(gè)。當(dāng)滑移面為時(shí)，晶體中滑移面共有3個(gè)，每個(gè)滑移面上一個(gè)晶向，故滑移系數(shù)目為3×1=3個(gè)。當(dāng)滑移面為斜面時(shí)，此時(shí)滑移面共有6個(gè)，每個(gè)滑移面上一個(gè)，故滑移系數(shù)目為6×1=6個(gè)。由于hcp金屬滑移系數(shù)目較少，密排六方金屬的塑性通常都不太好。第22頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月（3）bcc

滑移方向?yàn)?lt;111>，可能出現(xiàn)的滑移面有{110}、{112}、{123}如果三組滑移面都能啟動(dòng)，則潛在的滑移系數(shù)目為：

（個(gè)）

{110}6<111>2+{112}12<111>1+{123}24<111>1=48第23頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月典型材料的滑移系統(tǒng)晶體結(jié)構(gòu)材料滑移面滑移方向面心立方Al、Cu、Ni{111}<110>體心立方-Fe{110}{112}{123}<111>Mo、Nb、Ta{110}<111>密排六方Be、Co、Mg、Zn、Cd{0001}Ti、Zr{1010}金剛石型立方結(jié)構(gòu)C、Ge、Si{111}<110>熒石結(jié)構(gòu)CaF2、UO2、TbO2{001}<110>金剛石結(jié)構(gòu)TiO2{101}<101>尖晶石結(jié)構(gòu)MgAl2O4{111}<110>第24頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3、臨界分切應(yīng)力定律

試棒橫截面積為A，軸向拉力F。F與滑移面法線的夾角為，與滑移方向的夾角為，沿著滑移方向的分切應(yīng)力為。

當(dāng)=S，=c

時(shí)，c

=Scoscos第25頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

c

：臨界分切應(yīng)力，表明當(dāng)外力作用在滑移面上沿滑移方向的分切應(yīng)力達(dá)到某一臨界值時(shí)晶體便開(kāi)始滑移。

式中：coscos稱(chēng)取向因子（Schmid因子）

單晶體的屈服強(qiáng)度隨取向因子而改變

φ=45o時(shí),取向因子達(dá)到最大值，產(chǎn)生拉伸變形的屈服應(yīng)力最小。

φ=90o或0o時(shí),σS=∞,晶體不能沿該滑移面產(chǎn)生滑移。4、滑移時(shí)晶面的轉(zhuǎn)動(dòng)

隨著滑移的進(jìn)行，晶體要發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，從而導(dǎo)致晶體的空間取向變化。第26頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月（1）位向和晶面的變化拉伸時(shí),滑移面和滑移方向趨于平行于力軸方向;

壓縮時(shí)，晶面逐漸趨于垂直于壓力軸線。幾何硬化：，遠(yuǎn)離45，滑移變得困難；

幾何軟化；，接近45，滑移變得容易。（2）取向因子的變化第27頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月滑移的分類(lèi)多滑移：在多個(gè)（>2）滑移系上同時(shí)或交替進(jìn)行的滑移。雙滑移：?jiǎn)位疲旱刃Щ葡担焊骰葡档幕泼婧突品较蚺c力軸夾角分別相等的一組滑移系。5、多系滑移

由臨界分切應(yīng)力定律可知，當(dāng)對(duì)一個(gè)晶體施加外力時(shí)，可能會(huì)有兩個(gè)以上的滑稱(chēng)系上的分切應(yīng)力同時(shí)滿(mǎn)足的條件，而使各自滑移面上的位錯(cuò)同時(shí)啟動(dòng)，這種現(xiàn)象稱(chēng)為多系滑移?；品较蚧葡祷泼骁R像法則：在標(biāo)準(zhǔn)投影圖中標(biāo)出加載力F的方向；該點(diǎn)將落入由投影軸-某滑移面-某滑移方向投影點(diǎn)所構(gòu)成的三角形內(nèi)，則與與該滑移面相對(duì)的滑移面和與該滑移方向相對(duì)的滑移方向就構(gòu)成滑移系。第28頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月6、復(fù)滑移

對(duì)于有多組滑移面的晶體來(lái)說(shuō)，滑移首先發(fā)生在分切應(yīng)力最大的這組面上，但由于變形時(shí)晶面轉(zhuǎn)動(dòng)的結(jié)果，使起始滑移時(shí)取向最有利的滑移系逐漸轉(zhuǎn)到不太有利的取向，而原來(lái)取向不太有利的滑移系則逐漸轉(zhuǎn)到比較有利的取向，從而使滑移過(guò)程沿著兩個(gè)或多個(gè)滑移系交替進(jìn)行或同時(shí)進(jìn)行，這個(gè)滑移稱(chēng)為復(fù)滑移。

7、交滑移

交滑移：晶體在兩個(gè)或多個(gè)不同滑移面上沿同一滑移方向進(jìn)行的滑移。

機(jī)制螺位錯(cuò)的交滑移：螺位錯(cuò)從一個(gè)滑移面轉(zhuǎn)移到與之相交的另一滑移面的過(guò)程；螺位錯(cuò)的雙交滑移：交滑移后的螺位錯(cuò)再轉(zhuǎn)回到原滑移面的過(guò)程。第29頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月2滑移的表面痕跡

單滑移：?jiǎn)我环较虻幕茙?；多滑移：相互交叉的滑移帶；交滑移：波紋狀的滑移帶。第30頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

實(shí)際測(cè)得晶體滑移的臨界分切應(yīng)力值較理論計(jì)算值低3～4個(gè)數(shù)量級(jí)，表明晶體滑移并不是晶體的一部分相對(duì)于另一部分沿著滑移面作剛性整體位移，而是借助位錯(cuò)在滑移面上運(yùn)動(dòng)來(lái)逐步地進(jìn)行的。

晶體的滑移必須在一定的外力作用下才能發(fā)生，這說(shuō)明位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)要克服阻力。

位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力首先來(lái)自點(diǎn)陣阻力。由于點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的周期性，當(dāng)位錯(cuò)沿滑移面運(yùn)動(dòng)時(shí)，位錯(cuò)中心的能量也要發(fā)生周期性的變化。3滑移的位錯(cuò)機(jī)制位錯(cuò)的扭折運(yùn)動(dòng)第31頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

由派－納力公式可知，位錯(cuò)寬度越大，則派一納力越小，這是因?yàn)槲诲e(cuò)寬度表示了位錯(cuò)所導(dǎo)致的點(diǎn)陣嚴(yán)重畸變區(qū)的范圍．寬度大則位錯(cuò)周?chē)脑泳湍鼙容^接近于平衡位置，點(diǎn)陣的彈性畸變能低，故位錯(cuò)移動(dòng)時(shí)其他原子所作相應(yīng)移動(dòng)的距離較小，產(chǎn)生的阻力也較小。

位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力除點(diǎn)陣阻力外，位錯(cuò)與位錯(cuò)的交互作用產(chǎn)生的阻力；運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)交截后形成的扭折和割階，尤其是螺型位錯(cuò)的割階將對(duì)位錯(cuò)起釘扎作用，致使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力增加；位錯(cuò)與其他晶體缺陷如點(diǎn)缺陷，其他位錯(cuò)、晶界和第二相質(zhì)點(diǎn)等交互作用產(chǎn)生的阻力，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)均會(huì)產(chǎn)生阻力，導(dǎo)致晶體強(qiáng)化。第32頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月二孿生（1）孿生：在切應(yīng)力作用下，晶體的一部分相對(duì)于另一部分沿一定的晶面和晶向發(fā)生均勻切變并形成晶體取向的鏡面對(duì)稱(chēng)關(guān)系。孿生面A1{111},A2{112},A3{10-12}（2）孿生的晶體學(xué)孿生方向A1<112>,A2<111>,A3<10-11>

孿晶區(qū)第33頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月面心立方晶體孿晶變形示意圖孿生的位錯(cuò)極軸機(jī)制第34頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

滑移孿生相同點(diǎn)1切變；2沿一定的晶面、晶向進(jìn)行；3不改變結(jié)構(gòu)。不同點(diǎn)

晶體位向不改變（對(duì)拋光面觀察無(wú)重現(xiàn)性）。改變，形成鏡面對(duì)稱(chēng)關(guān)系（對(duì)拋光面觀察有重現(xiàn)性）位移量滑移方向上原子間距的整數(shù)倍，較大。小于孿生方向上的原子間距，較小。對(duì)塑變的貢獻(xiàn)很大，總變形量大。有限，總變形量小。變形應(yīng)力有一定的臨界分切壓力所需臨界分切應(yīng)力遠(yuǎn)高于滑移變形條件一般先發(fā)生滑移滑移困難時(shí)發(fā)生變形機(jī)制全位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的結(jié)果分位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的結(jié)果第35頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月孿生的特點(diǎn)①孿生時(shí)一部分晶體發(fā)生了均勻的切變，但切變前后晶體結(jié)構(gòu)不發(fā)生改變，而滑移變形是集中在一些滑移面上進(jìn)行。②孿生變形后，晶體已變形部分與未變形呈鏡面對(duì)稱(chēng)，而滑移變形后晶體各部分的相對(duì)位向不發(fā)生切變第36頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月鋅中的變形孿晶第37頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月2．孿生的特點(diǎn)（1）孿生是一部分晶體沿孿晶面相對(duì)于另一部分晶體作切變，切變時(shí)原子移動(dòng)的距離是孿生方向原子間距的分?jǐn)?shù)倍；孿生是部分位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的結(jié)果；孿晶面兩側(cè)晶體的位向不同，呈鏡面對(duì)稱(chēng)；孿生是一種均勻的切變；孿晶浸蝕后有明顯的襯度，經(jīng)拋光與浸蝕后仍能重現(xiàn)。（2）孿晶的萌生一般需要較大的應(yīng)力，但隨后長(zhǎng)大所需的應(yīng)力較小，其拉伸曲線呈鋸齒狀。孿晶核心大多是在晶體局部高應(yīng)力區(qū)形成。變形孿晶一般呈片狀。變形孿晶經(jīng)常以爆發(fā)方式形成，生成速率較快。第38頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月孿生小結(jié)孿生是一部分晶體沿孿晶面相對(duì)于另一部分晶體作切變，切變時(shí)原子移動(dòng)的距離是孿生方向原子間距的分?jǐn)?shù)倍；孿生是部分位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的結(jié)果；孿晶面兩側(cè)晶體的位向不同，呈鏡面對(duì)稱(chēng)；孿生是一種均勻的切變；孿晶浸蝕后有明顯的襯度，經(jīng)拋光與浸蝕后仍能重現(xiàn)。孿晶的萌生一般需要較大的應(yīng)力，但隨后長(zhǎng)大所需的應(yīng)力較小，其拉伸曲線呈鋸齒狀。孿晶核心大多是在晶體局部高應(yīng)力區(qū)形成。變形孿晶一般呈片狀。變形孿晶經(jīng)常以爆發(fā)方式形成，生成速率較快。形變孿晶常見(jiàn)于密排六方和體心立方晶體（密排六方金屬很容易產(chǎn)生孿生變形），面心立方晶體中很難發(fā)生孿生。孿生本身對(duì)金屬塑性變形的貢獻(xiàn)不大，但形成的孿晶改變了晶體的位向，使新的滑移系開(kāi)動(dòng)，間接對(duì)塑性變形有貢獻(xiàn)。第39頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月（3）扭折

扭折是不均勻塑性變形的一種形式，它是在滑移和孿生難以實(shí)現(xiàn)，或者在變形受到某種約束時(shí)才出現(xiàn)的。在扭折帶中，晶體位向有突變，有可能使該區(qū)域內(nèi)的滑移系處于有利的位置，從而產(chǎn)生滑移。

為了使晶體的形狀與外力相適應(yīng)，當(dāng)外力超過(guò)某一臨界值時(shí)晶體將會(huì)產(chǎn)生局部彎曲，這種變形方式稱(chēng)為扭折，變形區(qū)域則稱(chēng)為扭折帶。扭折變形與孿生不同，它使扭折區(qū)晶體的取向發(fā)生了不對(duì)稱(chēng)性的變化。扭折是一種協(xié)調(diào)性變形，它能引起應(yīng)力松弛，使晶體不致斷裂。單晶鎘被壓縮時(shí)的扭折第40頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月多晶體的塑性變形1．晶粒取向的影響多晶體塑性變形時(shí)要求每個(gè)晶粒至少能在5個(gè)獨(dú)立的滑移系上進(jìn)行滑移。一個(gè)多晶體是否能夠塑性變形，決定于它是否具備有5個(gè)獨(dú)立的滑移系來(lái)滿(mǎn)足各晶粒變形時(shí)相互協(xié)調(diào)的要求。這就與晶體的結(jié)構(gòu)類(lèi)型有關(guān)：滑移系甚多的面心立方和體心立方晶體能滿(mǎn)足這個(gè)條件，故它們的多晶體具有很好的塑性；相反，密排六方晶體由于滑移系少，晶粒之間的應(yīng)變協(xié)調(diào)性很差，所以其多晶體的塑性變形能力可低。2．晶界的影響晶界上原子排列不規(guī)則，點(diǎn)陣畸變嚴(yán)重，何況晶界兩側(cè)的晶粒取向不同，滑移方向和滑移面彼此不一致，因此，滑移要從一個(gè)晶粒直接延續(xù)到下一個(gè)晶粒是極其困難的，在室溫下晶界對(duì)滑移具有阻礙效應(yīng)。對(duì)只有2~3個(gè)晶粒的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)表明，在晶界處呈竹節(jié)狀。第41頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月經(jīng)拉伸后晶界處呈竹節(jié)狀位錯(cuò)在相鄰晶粒中的作用示意圖

在變形過(guò)程中位錯(cuò)難以通過(guò)晶界被堵塞在晶界附近。這種在晶界附近產(chǎn)生的位錯(cuò)塞積群會(huì)對(duì)晶內(nèi)的位錯(cuò)源產(chǎn)生一反作用力。此反作用力隨位錯(cuò)塞積的數(shù)目n而增大：式中，0為作用于滑移面上外加分切應(yīng)力；L為位錯(cuò)源至晶界之距離；k為系數(shù)，螺位錯(cuò)k=1，刃位錯(cuò)k=1-。當(dāng)它增大到某一數(shù)值時(shí)，可使位錯(cuò)源停止開(kāi)動(dòng)。使晶體顯著強(qiáng)化。第42頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

外加應(yīng)力必須大至足以激發(fā)大量晶粒中的位錯(cuò)源動(dòng)作，產(chǎn)生滑移，才能覺(jué)察到宏觀的塑性變形。由于晶界數(shù)量直接決定于晶粒的大小，因此，晶界對(duì)多晶體起始塑變抗力的影響可通過(guò)晶粒大小直接體現(xiàn)。實(shí)踐證明，多晶體的強(qiáng)度隨其晶粒細(xì)化而提高。多晶體的屈服強(qiáng)度s與晶粒平均直徑d的關(guān)系可用著名的霍爾—佩奇（Hall-Petch）公式表示：式中，0反映晶內(nèi)對(duì)變形的阻力，相當(dāng)于極大單晶的屈服強(qiáng)度；K反映晶界對(duì)變形的影響系數(shù)，與晶界結(jié)構(gòu)有關(guān)。進(jìn)一步實(shí)驗(yàn)證明，霍爾—佩奇公式適用性甚廣。因此，一般在室溫使用的結(jié)構(gòu)材料都希望獲得細(xì)小而均勻的晶粒。因?yàn)榧?xì)晶粒不僅使材料具有較高的強(qiáng)度、硬度，而且也使它具有良好的塑性和韌性，即具有良好的綜合力學(xué)性能。第43頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月等溫強(qiáng)度示意圖

當(dāng)變形溫度高于0.5Tm（熔點(diǎn)）以上時(shí)，由于原子活動(dòng)能力的增大，以及原子沿晶界的擴(kuò)散速率加快，使高溫下的晶界具有一定的粘滯性特點(diǎn)，它對(duì)變形的阻力大為減弱，即使施加很小的應(yīng)力，只要作用時(shí)間足夠長(zhǎng)，也會(huì)發(fā)生晶粒沿晶界的相對(duì)滑動(dòng)，成為多晶體在高溫時(shí)一種重要的變形方式。此外，在高溫時(shí)，多晶體特別是細(xì)晶粒的多晶體還可能出現(xiàn)另一種稱(chēng)為擴(kuò)散性蠕變的變形機(jī)制，這個(gè)過(guò)程與空位的擴(kuò)散有關(guān)。在多晶體材料中往往存在一“等強(qiáng)溫度TE”，低于TE時(shí)，晶界強(qiáng)度高于晶粒內(nèi)部的；高于TE時(shí)則得到相反的結(jié)果第44頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月合金的塑性變形

按合金組成相不同，主要可分為單相固溶體合金和多相合金，它們的塑性變形又各具有不同特點(diǎn)。1．單相固溶休合金的塑性變形和純金屬相比最大的區(qū)別在于單相固溶體合金中存在溶質(zhì)原子。溶質(zhì)原子對(duì)合金塑性變形的影響主要表現(xiàn)在固溶強(qiáng)化作用，提高了塑性變形的阻力，此外，有些固溶體會(huì)出現(xiàn)明顯的屈服點(diǎn)和應(yīng)變時(shí)效現(xiàn)象，現(xiàn)分述如下：a．固溶強(qiáng)化

溶質(zhì)原子的存在及其固溶度的增加，使基體金屬的變形抗力隨之提高。比較純金屬與不同濃度的固溶體的應(yīng)力一應(yīng)變曲線。第45頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

不同溶質(zhì)原子所引起的固溶強(qiáng)化效果存在很大差別。（1）溶質(zhì)原子的原子數(shù)分?jǐn)?shù)越高，強(qiáng)化作用也越大，特別是當(dāng)原子數(shù)分?jǐn)?shù)很低時(shí)的強(qiáng)化效應(yīng)更為顯著。（2）溶質(zhì)原子與基體金屬的原子尺寸相差越大，強(qiáng)化作用也越大。（3）間隙型溶質(zhì)原子比置換原子具有較大的固溶強(qiáng)化效果。（4）溶質(zhì)原子與基體金屬的價(jià)電子數(shù)相差越大，固溶強(qiáng)化作用越顯著。鋁溶有鎂后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線溶質(zhì)原子的加入不僅提高了整個(gè)應(yīng)力一應(yīng)變曲線的水平，而且使合金的加工硬化速率增大。第46頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月b．屈服現(xiàn)象與應(yīng)變時(shí)效

上圖為低碳鋼典型的應(yīng)力一應(yīng)變曲線，與一般拉伸曲線不同，出現(xiàn)了明顯的屈服點(diǎn)。當(dāng)應(yīng)力達(dá)到上屈服點(diǎn)時(shí)，首先在試樣的應(yīng)力集中處開(kāi)始塑性變形，并在試樣表面產(chǎn)生一個(gè)與拉伸軸約成45°交角的變形帶一呂德斯（Lüders）帶，與此同時(shí)，應(yīng)力降到下屈服點(diǎn)。隨后這種變形帶沿試樣長(zhǎng)度方向不斷形成與擴(kuò)展，從而產(chǎn)生拉伸曲線平臺(tái)的屈服伸長(zhǎng)。其中，應(yīng)力的每一次微小波動(dòng)，即對(duì)應(yīng)一個(gè)新變形帶的形成。當(dāng)屈服擴(kuò)展到整個(gè)試樣標(biāo)距范圍時(shí)，屈服延伸階段就告結(jié)束。低碳鋼退火態(tài)的工程應(yīng)力一應(yīng)變曲線及屈服現(xiàn)象

第47頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

通常認(rèn)為在固溶體合金中，溶質(zhì)原子或雜質(zhì)原子可以與位錯(cuò)交互作用而形成溶質(zhì)原子氣團(tuán)，即所謂的Cottrell氣團(tuán)。間隙型溶質(zhì)原子和位錯(cuò)的交互作用很強(qiáng)，位錯(cuò)被牢固地釘扎住。位錯(cuò)要運(yùn)動(dòng)，必須在更大的應(yīng)力作用下才能掙脫Cottrell氣團(tuán)的釘扎而移動(dòng)，這就形成了上屈服點(diǎn)；而一旦掙脫之后位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)就比較容易，因此有應(yīng)力降落，出現(xiàn)下屈服點(diǎn)和水平臺(tái)。這就是屈服現(xiàn)象的物理本質(zhì)。與低碳鋼屈服現(xiàn)象相關(guān)連的還存在一種應(yīng)變時(shí)效行為。低碳鋼的拉伸試驗(yàn)

a-預(yù)塑性變形b-去載后立即再行加載c-去載后放置一段時(shí)間或在200℃加熱后再加載第48頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

當(dāng)退火狀態(tài)低碳鋼試樣拉伸到超過(guò)屈服點(diǎn)發(fā)生少量塑性變形后（曲線a）卸載，然后立即重新加載拉伸，則可見(jiàn)其拉伸曲線不再出現(xiàn)屈服點(diǎn)（曲線b），此時(shí)試樣不發(fā)生屈服現(xiàn)象。如果不采取上述方案，而是將預(yù)變形試樣在常溫下放置幾天或經(jīng)200℃左右短時(shí)加熱后再行拉伸，則屈服現(xiàn)象又復(fù)出現(xiàn)，且屈服應(yīng)力進(jìn)一步提高（曲線c），此現(xiàn)象通常稱(chēng)為應(yīng)變時(shí)效。同樣，Cottrell氣團(tuán)理論能很好地解釋低碳鋼的應(yīng)變時(shí)效。當(dāng)卸載后立即重新加載，由于位錯(cuò)已經(jīng)掙脫出氣團(tuán)的釘扎，故不出現(xiàn)屈服點(diǎn)；如果卸載后放置較長(zhǎng)時(shí)間或經(jīng)時(shí)效則溶質(zhì)原子已經(jīng)通過(guò)擴(kuò)散而重新聚集到位錯(cuò)周?chē)纬闪藲鈭F(tuán)，故屈服現(xiàn)象又復(fù)出現(xiàn)。第49頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月2．多相合金的塑性變形由于第二相的數(shù)量、尺寸、形狀和分布不同，它與基體相的結(jié)合狀況不一、以及第二相的形變特征與基體相的差異，使得多相合金的塑性變形更加復(fù)雜。根據(jù)第二相粒子的尺寸大小可將合金分成兩大類(lèi)：若第二相粒子與基體晶粒尺寸屬同一數(shù)量級(jí)，稱(chēng)為聚合型兩相合金；若第二相粒子細(xì)小而彌散地分布在基體晶粒中，稱(chēng)為彌散分布型兩相合金。a．聚合型合金的塑性變形

當(dāng)組成合金的兩相晶粒尺寸屬同一數(shù)量級(jí)，且都為塑性相時(shí)，則合金的變形能力取決于兩相的體積分?jǐn)?shù)。實(shí)驗(yàn)證明，這類(lèi)合金在發(fā)生塑性變形時(shí)，滑移往往首先發(fā)生在較軟的相中，如果較強(qiáng)相數(shù)量較少時(shí)，則塑性變形基本上是在較弱的相中；只有當(dāng)?shù)诙酁檩^強(qiáng)相，且體積分?jǐn)?shù)大于30％時(shí)，才能起明顯的強(qiáng)化作用。b．彌散分布型合金的塑性變形

當(dāng)?shù)诙嘁约?xì)小彌散的微粒均勻分布于基體相中時(shí)，將會(huì)產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化作用。第二相粒子的強(qiáng)化作用是通過(guò)其對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用而表現(xiàn)出來(lái)的。通?？蓪⒌诙嗔Ｗ臃譃椤安豢勺冃蔚摹焙汀翱勺冃蔚摹眱深?lèi)。第50頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月位錯(cuò)繞過(guò)第二相粒子的示意圖（1）不可變形粒子的強(qiáng)化作用。當(dāng)運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)與其相遇時(shí)，將受到粒子阻擋，使位錯(cuò)線繞著它發(fā)生彎曲。隨著外加應(yīng)力的增大，位錯(cuò)線受阻部分的彎曲更劇，以致圍繞著粒子的位錯(cuò)線在左右兩邊相遇，于是正負(fù)位錯(cuò)彼此抵消，形成包圍著粒子的位錯(cuò)環(huán)留下，而位錯(cuò)線的其余部分則越過(guò)粒子繼續(xù)移動(dòng)。顯然，位錯(cuò)按這種方式移動(dòng)時(shí)受到的阻力是很大的，而且每個(gè)留下的位錯(cuò)環(huán)要作用于位錯(cuò)源一反向應(yīng)力，故繼續(xù)變形時(shí)必須增大應(yīng)力以克服此反向應(yīng)力，使流變應(yīng)力迅速提高。根據(jù)位錯(cuò)理論，迫使位錯(cuò)線彎曲到曲率半徑為R時(shí)所需切應(yīng)力為第51頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

此時(shí)由于R=/2，所以位錯(cuò)線彎曲到該狀態(tài)所需切應(yīng)力為上述位錯(cuò)繞過(guò)障礙物的機(jī)制是由奧羅萬(wàn)（E．Orowan）首先提出的，故通常稱(chēng)為奧羅萬(wàn)機(jī)制，它已被實(shí)驗(yàn)所證實(shí)。（2）可變形微粒的強(qiáng)化作用。當(dāng)?shù)诙嗔Ｗ訛榭勺冃挝⒘r(shí)，位錯(cuò)將切過(guò)粒子使之隨同基體一起變形。在這種情況下，強(qiáng)化作用主要決定于粒子本身的性質(zhì)，以及與基體的聯(lián)系，其強(qiáng)化機(jī)制甚為復(fù)雜，且因合金而異。第52頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月典型的面心立方、體心立方和密排六方金屬單晶體的應(yīng)力－應(yīng)變曲線單晶與多晶的應(yīng)力－應(yīng)變曲線比較（室溫）（a）Al（b）Cu

第53頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月或

I階段—易滑移階段：當(dāng)達(dá)到晶體的c后，應(yīng)力增加不多，便能產(chǎn)生相當(dāng)大的變形。此段接近于直線，其斜率

（或）即加工硬化率低，一般

為～10-4G數(shù)量級(jí)（G為材料的切變模量）。

Ⅱ階段—線性硬化階段：隨著應(yīng)變量增加，應(yīng)力線性增長(zhǎng)，此段也呈直線，且斜率較大，加工硬化十分顯著，Ⅱ≈G/300，近乎常數(shù)。

Ⅲ階段—拋物線型硬化階段：隨應(yīng)變?cè)黾樱瑧?yīng)力上升緩慢，呈拋物線型，Ⅲ逐漸下降。各種晶體的實(shí)際曲線因其晶體結(jié)構(gòu)類(lèi)型、晶體位向、雜質(zhì)含量，以及試驗(yàn)溫度等因素的不同而有所變化，但總的說(shuō)，其基本特征相同，只是各階段的長(zhǎng)短通過(guò)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)、增殖和交互作用而受影響，甚至某一階段可能就不再出現(xiàn)。第54頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3．性能的變化材料在塑性變形過(guò)程中，隨著內(nèi)部組織與結(jié)構(gòu)的變化，其力學(xué)、物理和化學(xué)性能均發(fā)生明顯的改變。a．加工硬化金屬材料經(jīng)冷加工變形后，強(qiáng)度（硬度）顯著提高，而塑性則很快下降，即產(chǎn)生了加工硬化現(xiàn)象。加工硬化是金屬材料的一項(xiàng)重要特性，可被用作強(qiáng)化金屬的途徑。特別是對(duì)那些不能通過(guò)熱處理強(qiáng)化的材料如純金屬，以及某些合金，如奧氏體不銹鋼等，主要是借冷加工實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化的。單晶體的切應(yīng)力一應(yīng)變曲線，顯示塑性變形的三個(gè)階段

第55頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月1．顯微組織的變化經(jīng)塑性變形后，金屬材料的顯微組織發(fā)生明顯的改變。除了每個(gè)晶粒內(nèi)部出現(xiàn)大量的滑移帶或?qū)\晶帶外，隨著變形度的增加，原來(lái)的等軸晶粒將逐漸沿其變形方向伸長(zhǎng)。當(dāng)變形量很大時(shí)，晶粒變得模糊不清，晶粒已難以分辨而呈現(xiàn)出一片如纖維狀的條紋，稱(chēng)為纖維組織。纖維的分布方向即是材料流變伸展的方向。2．亞結(jié)構(gòu)的變化晶體的塑性變形是借助位錯(cuò)在應(yīng)力作用下運(yùn)動(dòng)和不斷增殖。隨著變形度的增大，晶體中的位錯(cuò)密度迅速提高，經(jīng)嚴(yán)重冷變形后，位錯(cuò)密度可從原先退火態(tài)的106~107cm-2增至1011~1012cm-2。經(jīng)一定量的塑性變形后，晶體中的位錯(cuò)線通過(guò)運(yùn)動(dòng)與交互作用，開(kāi)始呈現(xiàn)紛亂的不均勻分布，并形成位錯(cuò)纏結(jié)。進(jìn)一步增加變形度時(shí)，大量位錯(cuò)發(fā)生聚集，并由纏結(jié)的位錯(cuò)組成胞狀亞結(jié)構(gòu)。此時(shí)，變形晶粒是由許多這種胞狀亞結(jié)構(gòu)組成，各胞之間存在微小的位向差。隨著變形度的增大，變形胞的數(shù)量增多、尺寸減小。如果經(jīng)強(qiáng)烈冷軋或冷拉等變形，則伴隨纖維組織的出現(xiàn)，其亞結(jié)構(gòu)也將由大量細(xì)長(zhǎng)狀變形胞組成。塑性變形對(duì)材料組織與性能的影響第56頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月或

面心立方和體心立方晶體顯示出典型的三階段，至于密排六方金屬單晶體的第Ⅰ階段通常很長(zhǎng)，遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過(guò)其他結(jié)構(gòu)的晶體，以致于第Ⅱ階段還未充分發(fā)展時(shí)試樣就已經(jīng)斷裂了。多晶體的塑性變形由于晶界的阻礙作用和晶粒之間的協(xié)調(diào)配合要求，各晶粒不可能以單一滑移系動(dòng)作而必然有多組滑移系同時(shí)作用，因此多晶體的應(yīng)力一應(yīng)變曲線不會(huì)出現(xiàn)單晶曲線的第I階段，而且其硬化曲線通常更陡，細(xì)晶粒多晶體在變形開(kāi)始階段尤為明顯。有關(guān)加工硬化的機(jī)制，即流變應(yīng)力是位錯(cuò)密度的平方根的線性函數(shù)，這已被許多實(shí)驗(yàn)證實(shí)。因此，塑性變形過(guò)程中位錯(cuò)密度的增加及其所產(chǎn)生的釘扎作用是導(dǎo)致加工硬化的決定性因素。b．其他性能的變化經(jīng)塑性變形后的金屬材料，由于點(diǎn)陣畸變，空位和位錯(cuò)等結(jié)構(gòu)缺陷的增加，使其物理性能和化學(xué)性能也發(fā)生一定的變化。如塑性變形通?？墒菇饘俚碾娮杪试龈?，增加的程度與形變量成正比。另外，塑性變形后，金屬的電阻溫度系數(shù)下降，磁導(dǎo)率下降，熱導(dǎo)率也有所降低，鐵磁材料的磁滯損耗及矯頑力增大。由于塑性變形使得金屬中的結(jié)構(gòu)缺陷增多，自由焓升高，因而導(dǎo)致金屬中的擴(kuò)散過(guò)程加速，金屬的化學(xué)活性增大，腐蝕速度加快。第57頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月或5．殘余應(yīng)力塑性變形中外力所作的功除大部分轉(zhuǎn)化成熱之外，還有一小部分以畸變能的形式儲(chǔ)存在形變材料內(nèi)部。這部分能量叫做儲(chǔ)存能。儲(chǔ)存能的具體表現(xiàn)方式為：宏觀殘余應(yīng)力、微觀殘余應(yīng)力及點(diǎn)陣畸變。按照殘余應(yīng)力平衡范圍的不同，通?？蓪⑵浞譃槿N：（1）第一類(lèi)內(nèi)應(yīng)力，又稱(chēng)宏觀殘余應(yīng)力，它是由工件不同部分的宏觀變形不均勻性引起的，故其應(yīng)力平衡范圍包括整個(gè)工件。例如，將金屬棒施以彎曲載荷，則上邊受拉而伸長(zhǎng)，下邊受到壓縮；變形超過(guò)彈性極限產(chǎn)生了塑性變形時(shí)，則外力去除后被伸長(zhǎng)的一邊就存在壓應(yīng)力，短邊為張應(yīng)力。這類(lèi)殘余應(yīng)力所對(duì)應(yīng)的畸變能不大，僅占總儲(chǔ)存能的0.1％左右。（2）第二類(lèi)內(nèi)應(yīng)力，又稱(chēng)微觀殘余應(yīng)力，它是由晶?；騺喚ЯＶg的變形不均勻性產(chǎn)生的。其作用范圍與晶粒尺寸相當(dāng)，即在晶?；騺喚ЯＶg保持平衡。這種內(nèi)應(yīng)力有時(shí)可達(dá)到很大的數(shù)值，甚至可能造成顯微裂紋并導(dǎo)致工件破壞。（3）第三類(lèi)內(nèi)應(yīng)力，又稱(chēng)點(diǎn)陣畸變。其作用范圍是幾十至幾百納米，它是由于工件在塑性變形中形成的大量點(diǎn)陣缺陷（如空位、間隙原子、位錯(cuò)等）引起的。變形金屬中儲(chǔ)存能的絕大部分（80％~90％）用于形成點(diǎn)陣畸變。這部分能量提高了變形晶體的能量，使之處于熱力學(xué)不穩(wěn)定狀態(tài)，故它有一種使變形金屬重新恢復(fù)到自由焓最低的穩(wěn)定結(jié)構(gòu)狀態(tài)的自發(fā)趨勢(shì)，并導(dǎo)致塑性變形金屬在加熱時(shí)的回復(fù)及再結(jié)晶過(guò)程。第58頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3回復(fù)和再結(jié)晶

經(jīng)塑性變形的材料具有自發(fā)恢復(fù)到變形前低自由能狀態(tài)的趨勢(shì)。當(dāng)冷變形金屬加熱時(shí)會(huì)發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大等過(guò)程。了解這些過(guò)程的發(fā)生和發(fā)展規(guī)律，對(duì)于改善和控制金屬材料的組織和性能具有重要的意義。1冷變形金屬在加熱時(shí)的組織與性能變化冷變形后材料經(jīng)重新加熱進(jìn)行退火之后，其組織和性能會(huì)發(fā)生變化。觀察在不同加熱溫度下變化的特點(diǎn)可將退火過(guò)程分為回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大三個(gè)階段?；貜?fù)是指新的無(wú)畸變晶粒出現(xiàn)之前所產(chǎn)生的亞結(jié)構(gòu)和性能變化的階段；再結(jié)晶是指出現(xiàn)無(wú)畸變的等軸新晶粒逐步取代變形晶粒的過(guò)程；晶粒長(zhǎng)大是指再結(jié)晶結(jié)束之后晶粒的繼續(xù)長(zhǎng)大。第59頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3回復(fù)和再結(jié)晶

在回復(fù)階段，由于不發(fā)生大角度晶界的遷移，所以晶粒的形狀和大小與變形態(tài)的相同，仍保持著纖維狀或扁平狀，從光學(xué)顯微組織上幾乎看不出變化。在再結(jié)晶階段，首先是在畸變度大的區(qū)域產(chǎn)生新的無(wú)畸變晶粒的核心，然后逐漸消耗周?chē)淖冃位w而長(zhǎng)大，直到形變組織完全改組為新的、無(wú)畸變的細(xì)等軸晶粒為止。最后，在晶界表面能的驅(qū)動(dòng)下，新晶?；ハ嗤淌扯L(zhǎng)大，從而得到一個(gè)在該條件下較為穩(wěn)定的尺寸，稱(chēng)為晶粒長(zhǎng)大階段。第60頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月回復(fù)1．回復(fù)動(dòng)力學(xué)回復(fù)是冷變形金屬在退火時(shí)發(fā)生組織性能變化的早期階段?；貜?fù)特征通?？捎靡患?jí)反應(yīng)方程來(lái)表達(dá)：

式中，t為恒溫下的加熱時(shí)間；x為冷變形導(dǎo)致的性能增量經(jīng)加熱后的殘留分?jǐn)?shù)；c為與材料和溫度有關(guān)的比例常數(shù)，c值與溫度的關(guān)系具有典型的熱激活過(guò)程的特點(diǎn)，可由著名的阿累尼烏斯（Arrhenius）方程來(lái)描述：

式中，Q為激活能；R為氣體常數(shù)；T為絕對(duì)溫度；c0為比例常數(shù)。回復(fù)方程式：式中，A為常數(shù)。作lnt-1/T圖，如為直線，則由直線斜率可求得回復(fù)過(guò)程的激活能?；貜?fù)方程式：式中，A為常數(shù)。作lnt—1/T圖，如為直線，則由直線斜率可求得回復(fù)過(guò)程的激活能。第61頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月回復(fù)機(jī)制a．低溫回復(fù)低溫時(shí)，回復(fù)主要與點(diǎn)缺陷的遷移有關(guān)。b．中溫回復(fù)加熱溫度稍高時(shí)．會(huì)發(fā)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和重新分布小回復(fù)的機(jī)制主要與位錯(cuò)的滑移有關(guān)。c．高溫回復(fù)高溫（～0.3Tm）時(shí)，刃型位錯(cuò)可獲得足夠能量產(chǎn)生攀移。通過(guò)攀移使同一滑移面上異號(hào)位錯(cuò)相消，位錯(cuò)密度下降，位錯(cuò)重排成較穩(wěn)定的組態(tài)，構(gòu)成亞晶界，形成回復(fù)后的亞晶結(jié)構(gòu)。從上述回復(fù)機(jī)制可以理解，回復(fù)過(guò)程中電阻率的明顯下降主要是由于過(guò)量空位的減少和位錯(cuò)應(yīng)變能的降低；內(nèi)應(yīng)力的降低主要是由于晶體內(nèi)彈性應(yīng)變的基本消除；硬度及強(qiáng)度下降不多則是由于位錯(cuò)密度下降不多，亞晶還較細(xì)小之故。點(diǎn)缺陷的遷移(低溫)位錯(cuò)的遷移(中溫)位錯(cuò)的攀移(高溫)回復(fù)機(jī)制第62頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月再結(jié)晶再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力是變形金屬經(jīng)回復(fù)后未被釋放的儲(chǔ)存能（相當(dāng)于變形總儲(chǔ)能的90％）。通過(guò)再結(jié)晶退火可以消除冷加工的影響，故在實(shí)際生產(chǎn)中起著重要作用。1．再結(jié)晶過(guò)程

再結(jié)晶是一種形核和長(zhǎng)大過(guò)程，即通過(guò)在變形組織的基體上產(chǎn)生新的無(wú)畸變?cè)俳Y(jié)晶晶核，并通過(guò)逐漸長(zhǎng)大形成等軸晶粒，從而取代全部變形組織的過(guò)程。a．形核（1）晶界弓出形核。對(duì)于變形程度較小（一般小于20％）的金屬，其再結(jié)晶核心多以晶界弓出方式形成，即應(yīng)變誘導(dǎo)晶界移動(dòng)或稱(chēng)為凸出形核機(jī)制。（2）亞晶形核。此機(jī)制一般是在大的變形度下發(fā)生。借助亞晶作為再結(jié)晶的核心，其形核機(jī)制又可分為以下兩種：①亞晶合并機(jī)制;②亞晶遷移機(jī)制。第63頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

上述兩機(jī)制都是依靠亞晶粒的粗化來(lái)發(fā)展為再結(jié)晶核心的。亞晶粒本身是在劇烈應(yīng)變的基體只通過(guò)多邊化形成的，幾乎無(wú)位錯(cuò)的低能量地區(qū)，它通過(guò)消耗周?chē)母吣芰繀^(qū)長(zhǎng)大成為再結(jié)晶的有效核心，因此，隨著形變度的增大會(huì)產(chǎn)生更多的亞晶而有利于再結(jié)晶形核。這就可解釋再結(jié)晶后的晶粒為什么會(huì)隨著變形度的增大而變細(xì)的問(wèn)題。b．長(zhǎng)大再結(jié)晶晶核形成之后，它就借界面的移動(dòng)而向周?chē)儏^(qū)域長(zhǎng)大。2．再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)決定于形核率和長(zhǎng)大速率

的大小。和不隨時(shí)間而改變的情況下，在恒溫下經(jīng)過(guò)t時(shí)間后，已經(jīng)再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)R可用下式表示：

再結(jié)晶速率和產(chǎn)生某一體積分?jǐn)?shù)R所需的時(shí)間t成反比，即v/t，故此

式中為常數(shù)，Q為再結(jié)晶的激活能；R為氣體常數(shù)，T為絕對(duì)溫度。Johnson-Mehl方程第64頁(yè)，課件共71頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3．再結(jié)晶溫度及其影響因素

冷變形金屬開(kāi)始進(jìn)行再結(jié)晶的最低溫度稱(chēng)為再結(jié)晶溫度，它可用金相法或硬度法測(cè)定，即以顯微鏡中出現(xiàn)第一顆新晶粒時(shí)的溫度或以硬度下降50％所對(duì)應(yīng)的溫度，定為再結(jié)晶溫度。再結(jié)晶溫度并不是一個(gè)物理常數(shù)，它不僅隨材料而改變，同一材料其冷變形程度、原始晶粒度等因素也影響著再結(jié)晶溫度。a．變形程度的影響隨著冷變形程度的增加，儲(chǔ)能也增多，再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力就越大，因此再結(jié)晶溫度越低，同時(shí)等溫退火時(shí)的再結(jié)晶速度也越快。但當(dāng)變形量增大到一定程度后，再結(jié)晶溫度就基本上穩(wěn)定不變了。對(duì)工業(yè)純金屬，經(jīng)強(qiáng)烈冷變形后的最低再結(jié)晶溫度TR/K約等于其熔點(diǎn)Tm／K的0.35~04。b．原始晶粒尺寸金屬的原始晶粒越細(xì)小，則變形的抗力越大，冷變形后儲(chǔ)存的能量較高，再結(jié)晶溫度則較低。c．微量溶質(zhì)原子

微量溶質(zhì)原子的存在對(duì)金屬的再結(jié)晶有很大的影響。微量溶質(zhì)原子存在顯著提高再結(jié)晶溫度的原因可能是溶質(zhì)原子與位錯(cuò)及晶界間存在著交互作用，使溶質(zhì)原子傾向于在位錯(cuò)及晶界處偏聚，對(duì)位錯(cuò)的滑移與攀移和晶界的遷移起著阻礙作用，從而不利于再結(jié)晶的形核和核的長(zhǎng)大