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1、第八章第八章 材料变形与回复再结晶材料变形与回复再结晶8.1 金属变形与断裂概述金属变形与断裂概述8.2滑移与孪晶滑移与孪晶8.3单晶体塑性变形单晶体塑性变形8.4多晶体塑性变形多晶体塑性变形8.5纯金属变形强化纯金属变形强化8.6合金变形强化合金变形强化8.7冷变形金属组织冷变形金属组织8.8回复和再结晶回复和再结晶8.9金属热变形金属热变形8.10陶瓷和高分子材料变形陶瓷和高分子材料变形18.1 金属变形与断裂概述金属变形与断裂概述力学性能是材料在外力作用下表现出的变形和断力学性能是材料在外力作用下表现出的变形和断裂性能。材料在生产制造和实际使用过程中都会裂性能。材料在生产制造和实际使用过
2、程中都会涉及这一问题。涉及这一问题。强度、硬度、塑性、冲击韧度、断裂韧性、耐磨强度、硬度、塑性、冲击韧度、断裂韧性、耐磨性、粘弹性等等性、粘弹性等等强度强度：材料抵抗因外力作用变形和断裂的能力：材料抵抗因外力作用变形和断裂的能力静载强度静载强度 变载强度变载强度 高温强度高温强度2v静载强度静载强度bse31 1oaboab弹性变形弹性变形2 2bcdbcd屈服变形屈服变形3 3dBdB均匀塑性变形均匀塑性变形4 4BKBK局部集中塑变局部集中塑变铸铁、陶瓷：只有铸铁、陶瓷：只有第第1 1阶段阶段中、高碳钢：没有中、高碳钢：没有第第2 2阶段阶段41 1）弹性极限和刚度）弹性极限和刚度弹性极限
3、（弹性极限（e e ）：外力作用下，材料不产生永久变形：外力作用下，材料不产生永久变形所能承受的最大应力值。所能承受的最大应力值。刚度刚度：材料在受力时抵抗弹性变形的能力（以弹性模：材料在受力时抵抗弹性变形的能力（以弹性模量量E E衡量衡量 =E =E）。）。e ee e影响影响E E的主要因素的主要因素：反：反映了材料内部原子结应映了材料内部原子结应力的大小，组织不敏感力的大小，组织不敏感的力学指标。的力学指标。52 2）屈服强度屈服强度(s s、0.20.2) ): :使材料开始塑性变形的使材料开始塑性变形的 最小应力值。最小应力值。3 3）强度极限强度极限(b b) ): :材料受力产生
4、最大均匀塑性变材料受力产生最大均匀塑性变 形时所能承受的最大应力值。形时所能承受的最大应力值。 屈强比屈强比（s s/b b）：）： 屈强比高，材料强度利用屈强比高，材料强度利用 率高。率高。 屈强比低，材料使用可靠屈强比低，材料使用可靠 性高。性高。b bs se e6v变载强度：变载强度： 疲劳强度（疲劳强度（-1-1）： 材料在交变应力反材料在交变应力反 复作用下而不发生断裂复作用下而不发生断裂 的最应大力值。的最应大力值。v高温强度：高温强度： 蠕变极限蠕变极限：在给定温度和时间内使材料产生一定：在给定温度和时间内使材料产生一定 变形的应力值。变形的应力值。 持久强度持久强度：在给定温
5、度和时间内使材料产生断裂：在给定温度和时间内使材料产生断裂 的应力值。的应力值。循环次数循环次数 N N应应力力- -1 1钢铁钢铁有色金属有色金属7 塑性塑性：材料在受力断裂前产生塑性变形的能力。：材料在受力断裂前产生塑性变形的能力。延伸率：延伸率： =（L-LL-L0 0）/L/L0 0100%100%断面收缩率：断面收缩率：=（A A0 0-A-A）/A/A0 0100%100%LL0A0A非均匀塑性变形部分非均匀塑性变形部分均匀塑性变形部分均匀塑性变形部分8硬度硬度：材料抵抗局部塑性变形的能力。材料抵抗局部塑性变形的能力。硬度测试法：硬度测试法：（1 1）布氏硬度（布氏硬度（HBHB）
6、：特点：使用淬火钢球压头，测算压痕表面积，测特点：使用淬火钢球压头，测算压痕表面积，测量结果较准确，但压痕较大，不能测高硬度材料。量结果较准确，但压痕较大，不能测高硬度材料。测量原理测量原理布布氏氏硬硬度度计计适用于适用于未经淬火未经淬火的的钢、铸铁钢、铸铁、有有色金属或质地轻色金属或质地轻软的轴承合金软的轴承合金。9（2 2）洛氏硬度（洛氏硬度（HRAHRA、HRBHRB、HRCHRC） : : 特点：使用金刚石、淬火钢球压头，测量压痕深特点：使用金刚石、淬火钢球压头，测量压痕深 度，压痕小，可测高硬度材料。度，压痕小，可测高硬度材料。测测量量原原理理洛洛、维维氏氏硬硬度度计计HRB HRB
7、 轻金属，未淬火钢轻金属，未淬火钢HRC HRC 较硬，淬硬钢制品较硬，淬硬钢制品HRA HRA 硬、薄试件硬、薄试件10（3 3）维氏硬度）维氏硬度（HVHV）：）： 特点：使用金刚石压头，测量载荷小，压痕浅，特点：使用金刚石压头，测量载荷小，压痕浅，可测软、硬材料和薄片材料。可测软、硬材料和薄片材料。11冲击韧度（冲击韧性，冲击韧度（冲击韧性，k k=A=Ak k/A/A0 0 kJ/mkJ/m2 2 ）：材料受冲击载荷作用断裂时单位断口面积所消耗的冲击功。材料受冲击载荷作用断裂时单位断口面积所消耗的冲击功。ak=ak=冲击破坏所消耗的功冲击破坏所消耗的功Ak/Ak/标准试样断口截面积标准
8、试样断口截面积F (J/cmF (J/cm2 2）冲击韧性随温度降低而下降。存在冷脆转化温度。冲击韧性随温度降低而下降。存在冷脆转化温度。TkTk12断裂韧性断裂韧性(K(K1c1c) )：材料抵抗裂纹扩展的能力。：材料抵抗裂纹扩展的能力。 应力强度因子应力强度因子 K K1 1=Ya=Ya1/21/2应应力力场场强强度度因因子子临临界界值值，称称为为材材料料的的断断裂裂韧韧性性，用用KIC表表示示，它它表表明明了了材材料料有裂纹有裂纹存在时存在时抵抗脆性断裂抵抗脆性断裂的能力。的能力。KIC是材料固有特性，与裂纹本身的大是材料固有特性，与裂纹本身的大小、形状、外加应力等无关，而与材小、形状、
9、外加应力等无关，而与材料本身成分、热处理及加工工艺有关料本身成分、热处理及加工工艺有关 。断裂韧性是强度和韧性的断裂韧性是强度和韧性的综合体现。综合体现。13探测出裂纹形状和尺寸，根据探测出裂纹形状和尺寸，根据K KICIC，制定零件工作是否安全制定零件工作是否安全K KI IKKIC IC ，失稳扩展。失稳扩展。已知内部裂纹已知内部裂纹2 2a a，计算承受的最大应力。计算承受的最大应力。已知载荷大小，计算不产生脆断所允许的内部宏观裂纹的临界已知载荷大小，计算不产生脆断所允许的内部宏观裂纹的临界尺寸尺寸 14耐磨性耐磨性：材料抵抗磨损的能力。：材料抵抗磨损的能力。材料摩擦学特性衡量参数：摩擦
10、系数、磨损量材料摩擦学特性衡量参数：摩擦系数、磨损量提高耐磨性途径：减摩（用软材料润滑摩擦面）提高耐磨性途径：减摩（用软材料润滑摩擦面） 抗磨（使用硬材料抵抗磨损）抗磨（使用硬材料抵抗磨损）15粘弹性粘弹性：在外力作用下，材料产生的应变在：在外力作用下，材料产生的应变在 时间上滞后于应力变化的现象。时间上滞后于应力变化的现象。（1 1）蠕变蠕变：产生的变形随时间缓慢增加的现象。：产生的变形随时间缓慢增加的现象。 原因：主要由高温下金属晶界滑移引起。原因：主要由高温下金属晶界滑移引起。施加恒定应力施加恒定应力时间时间应应变变弹性应变随时间弹性应变随时间增加逐渐增大增加逐渐增大卸去恒定应力卸去恒定
11、应力随应力变化的弹性应变随应力变化的弹性应变16（2 2）应力松弛应力松弛：材料受力变形产生的应力随时：材料受力变形产生的应力随时 间逐渐衰减的现象。间逐渐衰减的现象。原因：材料在应力长期作用下发生缓慢塑性变形。原因：材料在应力长期作用下发生缓慢塑性变形。时间时间应应力力保持应变恒定保持应变恒定17（3 3）弹性滞后与内耗）弹性滞后与内耗弹性滞后弹性滞后: :在弹性变形范围内，材料加载和卸在弹性变形范围内，材料加载和卸 载曲线不重合的现象。载曲线不重合的现象。（对相同应力，卸载时的应变大于加载时）（对相同应力，卸载时的应变大于加载时）内耗：内耗：材料变形时消耗外力做功使之转化为热材料变形时消耗
12、外力做功使之转化为热 能的现象。能的现象。原因：材料内部由于分子摩原因：材料内部由于分子摩擦、原子扩散、位错运动等擦、原子扩散、位错运动等不可逆过程消耗能量。不可逆过程消耗能量。应变应变应应力力加载加载卸载卸载188.2 8.2 滑移与孪晶滑移与孪晶大量位错移动而导致晶体的一部分相对于另一部分，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，即晶体塑性变形沿着一定晶面和晶向作相对的移动，即晶体塑性变形的的滑移机制。滑移机制。滑移过程，滑移过程，晶体位向不发生变化晶体位向不发生变化，滑移晶面上下两部，滑移晶面上下两部分的原子相对平移一个原子间距或若干个原子间距。分的
13、原子相对平移一个原子间距或若干个原子间距。19滑移变形是不均匀的，滑移变形是不均匀的，常集中在一部分晶面上，常集中在一部分晶面上，而处于各滑移带之间的而处于各滑移带之间的晶体没有产生滑移，滑晶体没有产生滑移，滑移带的发展过程，移带的发展过程，首先首先是出现细滑移线，后来是出现细滑移线，后来才发展成带才发展成带，而且，滑，而且，滑移线的数目随应变程度移线的数目随应变程度的增大而增多，它们之的增大而增多，它们之间的距离则在缩短。间的距离则在缩短。滑移线和滑移带滑移线和滑移带20 滑移系：滑移系：n晶晶体体的的滑滑移移发发生生在在一一定定的的晶晶面面和和晶晶向向，发发生生滑滑移移的的晶晶面面和和晶向
14、称为晶向称为滑移面滑移面和和滑移方向滑移方向。n一一个个确确定定的的滑滑移移面面与与位位于于该该滑滑移移面面上上的的一一个个滑滑移移方方向向构构成成一个一个滑移系滑移系。n滑移面和滑移方向通常是晶体中的滑移面和滑移方向通常是晶体中的密排面和密排方向密排面和密排方向. .n一一个个晶晶体体的的滑滑移移系系数数目目是是晶晶体体有有效效密密排排面面数数与与每每个个面面上上的的密排方向数目的乘积。密排方向数目的乘积。n晶晶体体的的滑滑移移系系愈愈多多，滑滑移移过过程程可可能能选选择择的的空空间间取取向向就就愈愈多多，晶体的塑性就愈好。晶体的塑性就愈好。21FCCFCC：n滑移面：滑移面：111111，
15、共有四个有效滑移面，共有四个有效滑移面n滑移方向：滑移方向： 110110 ，每个滑移面上有三个滑移方向，每个滑移面上有三个滑移方向n滑移系数目：滑移系数目：4*3=4*3=1212个个BCCBCCn滑移面：滑移面： 110110、112112、123123等晶面上。等晶面上。通常在低温下为通常在低温下为112112，中温时为中温时为110110，高温下为高温下为123123n滑移方向总是滑移方向总是 111111 晶向。晶向。n总的滑移系数目：总的滑移系数目：6*2+12*1+24+1=6*2+12*1+24+1=4848个个一一般般滑滑移移系系多多塑塑性性会会好好，但但是是还还与与杂杂质质
16、、加加工工硬硬化化等等有有关关，bccbcc的的滑滑移移方方向向少少，4848个个滑滑移移系系不不能能同同时时运运动动，且且滑滑移移面面密密排排程度低，因此程度低，因此fccfcc塑性更好。塑性更好。22HCPHCP：n滑移面与轴比滑移面与轴比c c/ /a a有关。有关。n当当c c/ /a a大大于于或或近近似似等等于于1.6331.633时时，滑滑移移面面为为(0001)(0001)晶晶面面，滑移系为滑移系为3 3个。个。n当当c c/ /a a小小于于1.6331.633时时，滑滑移移面面变变为为柱柱面面（1-1001-100）或或棱棱锥锥面面（1-1011-101），滑滑移移系系分分
17、别别为为3 3个个和和6 6个个。但但滑滑移移方方向向都都是是。23孪生孪生是以晶体中一定的晶面（称为孪晶面）沿着一定的晶是以晶体中一定的晶面（称为孪晶面）沿着一定的晶向（孪生方向）移动而发生的，已滑移部分和未滑移部分向（孪生方向）移动而发生的，已滑移部分和未滑移部分镜面对称。在切变区域内，与孪晶面平行的各层晶面的相镜面对称。在切变区域内，与孪晶面平行的各层晶面的相对位移是一定的。对位移是一定的。实质就是一个肖克莱不全位错的移动实质就是一个肖克莱不全位错的移动2425l孪晶对整个变形量的总体贡献不大，而且孪晶对整个变形量的总体贡献不大，而且临界切应力很大。但是对临界切应力很大。但是对hcphc
18、p结构很重要。结构很重要。l形成的孪晶改变了晶体的位向，使新的滑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移系开动，间接对塑性变形有贡献l体心立方金属滑移系多，但在一定特殊条体心立方金属滑移系多，但在一定特殊条件下也可发生孪晶。（纯铁件下也可发生孪晶。（纯铁-196-196或室温冲或室温冲击或爆炸成型击或爆炸成型）l面心立方一般不会发生孪晶，但对于加工面心立方一般不会发生孪晶，但对于加工硬化或超低温的金属也有可能。硬化或超低温的金属也有可能。bcc 112 1bcc 112-1 fcc fcc 1111111-2 hcp hcp 11，0 0，-1-1，2 -12126
19、278.3 8.3 单晶体塑性变形单晶体塑性变形多个滑移系不是同时运动，而是多个滑移系不是同时运动，而是分切应力最大的最先运动。分切应力最大的最先运动。滑移面法向和外力夹角滑移面法向和外力夹角滑移方向和外力夹角滑移方向和外力夹角滑移面分力：滑移面分力：滑移面面积：滑移面面积：28SchmidSchmid取向因子取向因子：对于某特定晶体，对于某特定晶体，临界切应力一定，屈服强度不同是由临界切应力一定，屈服强度不同是由于取向因子不同造成的。于取向因子不同造成的。m m增增大，软取向，容易屈服大，软取向，容易屈服m m减小，硬取向，不易屈服减小，硬取向，不易屈服当滑移面垂直或平行于拉伸轴时，当滑移面
20、垂直或平行于拉伸轴时，m=0m=0，不滑，不滑移。移。29晶体的转动晶体的转动：拉伸时，在产生滑移的过程中，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。滑移方向也改变位向。30压缩时也有转动压缩时也有转动几何硬化几何硬化：如果晶体滑移面原来是处于其法线与外力轴夹：如果晶体滑移面原来是处于其法线与外力轴夹角接近角接近4545的位向，经滑移和转动后，就会转到此夹角越的位向，经滑移和转动后，就会转到此夹角越来越远离来越远离4545的位向，从而使滑移变得越来越困难。的位向，从而使滑移变得越来越困难。几何软化几何
21、软化：经滑移和转动后，一些原来角度远离：经滑移和转动后，一些原来角度远离4545的晶的晶面将转到接近面将转到接近4545，使滑移变得容易进行。，使滑移变得容易进行。31晶体的滑移形式：晶体的滑移形式：单滑移单滑移：只有一个特定的滑移系处于最有利：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。的位置而优先开动时，形成单滑移。一个晶粒内只有一组平行滑移线。一个晶粒内只有一组平行滑移线。多滑移多滑移：由于变形时晶体转动，有两组或几：由于变形时晶体转动，有两组或几组滑移面同时转到有利位向，使滑移可能在组滑移面同时转到有利位向，使滑移可能在两组或更多的滑移面上同时或交替地进行，两组或更多
22、的滑移面上同时或交替地进行，形成形成“双滑移双滑移”或或“多滑移多滑移”。会出现交叉形的滑移带。会出现交叉形的滑移带。3233交滑移交滑移：指两个或多个滑移面共同沿着一个滑：指两个或多个滑移面共同沿着一个滑移方向的滑移。移方向的滑移。实质是实质是螺位错螺位错在不改变滑移方向的情况下，从在不改变滑移方向的情况下，从一个滑移面滑到交线处，转到另一个滑移面的一个滑移面滑到交线处，转到另一个滑移面的过程。过程。AB-A34交滑移是纯螺位错的运动，当螺位错分解为扩交滑移是纯螺位错的运动，当螺位错分解为扩展位错时，欲交滑移，必须先束集为全螺位错，展位错时，欲交滑移，必须先束集为全螺位错，此过程与层错能有关
23、（层错能越低，越难束集，此过程与层错能有关（层错能越低，越难束集，难以发生交滑移），还可因热激活而得到促进。难以发生交滑移），还可因热激活而得到促进。Cu不易交滑移，无不易交滑移，无波纹状滑移带波纹状滑移带Al易交滑移，产生易交滑移，产生波纹状滑移带波纹状滑移带35扭折扭折是不均匀塑性是不均匀塑性变形的一种形式，它变形的一种形式，它是在滑移和孪生难以是在滑移和孪生难以实现，或者在变形受实现，或者在变形受到某种约束时才出现到某种约束时才出现的。在扭折带中，晶的。在扭折带中，晶体位向有突变，有可体位向有突变，有可能使该区域内的滑移能使该区域内的滑移系处于有利的位置，系处于有利的位置，从而产生滑移。
24、从而产生滑移。368.4 8.4 多晶体塑性变形多晶体塑性变形l晶界阻滞效应：晶界阻滞效应：90%90%以上的晶界是大角度晶界，以上的晶界是大角度晶界，结构复杂，由约几个纳米厚的原子排列紊乱区结构复杂，由约几个纳米厚的原子排列紊乱区域与原子排列较整齐区域交替相间而成。域与原子排列较整齐区域交替相间而成。晶界本身使滑移受阻不易直接传到相邻晶粒。晶界本身使滑移受阻不易直接传到相邻晶粒。l取向差效应：取向差效应：多晶体中，不同位向晶粒的滑多晶体中，不同位向晶粒的滑移系取向不相同，滑移不能从一个晶粒直接延移系取向不相同，滑移不能从一个晶粒直接延续到另一晶粒中。续到另一晶粒中。3738多晶体金属塑性变形
25、的特点多晶体金属塑性变形的特点l各晶粒变形的不同时性和不均匀性。各晶粒变形的不同时性和不均匀性。l各晶粒变形的相互协调性，需要五个以上的独立滑移系同各晶粒变形的相互协调性，需要五个以上的独立滑移系同时动作。时动作。由于晶界阻滞效应及取向差效应，变形从某个晶粒开始由于晶界阻滞效应及取向差效应，变形从某个晶粒开始以后，不可能从一个晶粒直接延续到另一个晶粒之中，以后，不可能从一个晶粒直接延续到另一个晶粒之中，但多晶体作为一个连续的整体，每个晶粒处于其它晶粒但多晶体作为一个连续的整体，每个晶粒处于其它晶粒的包围之中，不允许各个晶粒在任一滑移系中自由变形，的包围之中，不允许各个晶粒在任一滑移系中自由变形
26、，否则必将造成晶界开裂，为使每一晶粒与邻近晶粒产生否则必将造成晶界开裂，为使每一晶粒与邻近晶粒产生协调变形，协调变形，Von Von MisesMises指出：晶粒应至少能在五个独立的指出：晶粒应至少能在五个独立的滑移系上进行滑移滑移系上进行滑移fccfcc和和bccbcc金属能满足五个以上独立滑移系的条件，塑性金属能满足五个以上独立滑移系的条件，塑性通常较好；而通常较好；而hcphcp金属独立滑移系少，塑性通常不好。金属独立滑移系少，塑性通常不好。39l滑移的传递，必激发相邻晶粒的位错源。滑移的传递，必激发相邻晶粒的位错源。l多晶体的变形抗力比单晶体大，变形更不均匀。多晶体的变形抗力比单晶体
27、大，变形更不均匀。由于晶界阻滞效应及取向差效应，使多晶体的变形抗力比由于晶界阻滞效应及取向差效应，使多晶体的变形抗力比单晶体大，其中，取向差效应是多晶体加工硬化更主要的单晶体大，其中，取向差效应是多晶体加工硬化更主要的原因，一般说来，晶界阻滞效应只在变形早期较重要。原因，一般说来，晶界阻滞效应只在变形早期较重要。l塑性变形时，导致一些物理、化学性能的变化。塑性变形时，导致一些物理、化学性能的变化。l时间性：时间性：hcphcp系的多晶体金属与单晶体比较，前者具有明显的晶界系的多晶体金属与单晶体比较，前者具有明显的晶界阻滞效应和极高的加工硬化率，而在立方晶系金属中，多阻滞效应和极高的加工硬化率，
28、而在立方晶系金属中，多晶和单晶试样的应力晶和单晶试样的应力应变曲线就没有那么大的差别。应变曲线就没有那么大的差别。40晶粒大小对机械性能的影响晶粒大小对机械性能的影响室温机械性能室温机械性能：晶粒越细，室温强度，包括：晶粒越细，室温强度，包括s s，b b，-1-1较大，塑性较好，称为较大，塑性较好，称为细晶强化细晶强化。Hall-PetchHall-Petch公式：公式：高温强度高温强度：高温下晶界在应力作用下会产生粘滞性：高温下晶界在应力作用下会产生粘滞性流动，发生晶粒沿晶界的相对滑动；另外，还可能流动，发生晶粒沿晶界的相对滑动；另外，还可能产生产生“扩散蠕变扩散蠕变”，所以，细晶粒组织的
29、高温强度，所以，细晶粒组织的高温强度反而较低。反而较低。41塑性塑性：同样变形条件下，塑性变形可分散在更多晶：同样变形条件下，塑性变形可分散在更多晶粒内，变形均匀，单个晶粒内位错塞积少，应力集粒内，变形均匀，单个晶粒内位错塞积少，应力集中小，开裂机会小，在断裂前可承受较大变形，体中小，开裂机会小，在断裂前可承受较大变形，体现出高塑性。现出高塑性。韧性韧性：细化晶粒，裂纹不易萌生，且晶界曲折更多，：细化晶粒，裂纹不易萌生，且晶界曲折更多，裂纹不易传播，断裂过程中吸收更多能量，体现出裂纹不易传播，断裂过程中吸收更多能量，体现出高韧性。高韧性。塑韧性塑韧性428.5 8.5 纯金属变形强化纯金属变形
30、强化变形强化又称为加工硬化，指金属经变形后，流变应力随变变形强化又称为加工硬化，指金属经变形后，流变应力随变形程度增加而增加，要继续变形只有不断增加外力的现象。形程度增加而增加，要继续变形只有不断增加外力的现象。一、位错交割一、位错交割晶体多滑移后，两个相交滑移面上的运动位错会相晶体多滑移后，两个相交滑移面上的运动位错会相互交截，原来直线型位错产生弯折，如果弯折仍然互交截，原来直线型位错产生弯折，如果弯折仍然在滑移面上，称为扭折；不在滑移面上称为割阶。在滑移面上，称为扭折；不在滑移面上称为割阶。任意两个位错交割均形成刃型割阶，大小和方向任意两个位错交割均形成刃型割阶，大小和方向取决于穿过位错的
31、柏氏矢量；取决于穿过位错的柏氏矢量；螺位错割阶只能攀移，运动阻力大。螺位错割阶只能攀移，运动阻力大。43两根互相垂直刃型位错的交截两根互相垂直刃型位错的交截 柏氏矢量互相平行柏氏矢量互相平行 ， AB，xy两根相互垂直的刃型位错线两根相互垂直的刃型位错线b1/ b2，交截后各自产生一小段，交截后各自产生一小段PP和和QQ的折线，它们均位于原来两的折线，它们均位于原来两个滑移面上，同属螺型性质，为个滑移面上，同属螺型性质，为“扭折扭折”。在运动过程中，这种。在运动过程中，这种折线在线张力的作用下可能被拉长而消失。折线在线张力的作用下可能被拉长而消失。44柏氏矢量互相垂直，柏氏矢量互相垂直，b1
32、b2，当，当xy位错线与不动的位错线与不动的AB位位错交截后，错交截后，AB产生一个长度与产生一个长度与b1相等的刃型割阶相等的刃型割阶PP。45两两个个螺螺位位错错：l1与与l2交交截截后后，两两根根螺螺位位错错各各自自产产生生一一小小段段的的刃刃型型割割阶阶。l1上上割割阶阶PP，长长度度为为b2，此此割割阶阶只只能能在在PP 与与b1组组成成的的平平面面内内沿沿 b1所所指指方方向向滑滑移移，与与l1滑滑移移方方向向不不一一致致，不不能能与与l1一一道道运运动动，只只能能通通过过攀攀移移。但但攀攀移移在在室室温温下下是是困困难难的的，故故它它是是l1运运动的障碍、阻力。动的障碍、阻力。4
33、6“扭扭折折”可可以以是是刃刃型型、亦亦可可是是螺螺型型，可可随随位位错错线线一一道道运运动动，几几乎乎不不产产生生位位错错阻阻力力，且且它它可可因因位位错错线线张张力力而消失。而消失。“割割阶阶”都都是是刃刃型型位位错错，有有滑滑移移割割阶阶和和攀攀移移割割阶阶，割割阶不会因位错线张力而消失。阶不会因位错线张力而消失。47二、位错反应二、位错反应两个滑移面上的位错，一定条件下反应，形成一个两个滑移面上的位错，一定条件下反应，形成一个不可动的位错。不可动的位错。Lomer-CottrellLomer-Cottrell位错位错FccFcc中，中，C1C1、C2C2分别代表处于分别代表处于1111
34、11面平行于面平行于BCBC的位错线，的位错线， DC+CADA DC+CADAb b3 3CC3 3，故，故C C3 3为纯刃型位错，但为纯刃型位错，但b b3 3与与C C3 3构成平面为（构成平面为（001001），故），故C C3 3为一固定为一固定位错。位错。48Cottrell指出，层错能不变时，两个全位错各自分解为扩展位错指出，层错能不变时，两个全位错各自分解为扩展位错当当每每个个位位错错中中的的一一个个不不全全位位错错达达到到交交截截线线BC时，合并且位于时，合并且位于BC上。上。新位错方向为新位错方向为 110，滑移面为，滑移面为（001），该位错线不可滑动，牵制了三个不全位
35、该位错线不可滑动，牵制了三个不全位错和两片层错，这样形成于两个错和两片层错，这样形成于两个111面面之间的面角上，由三个不全位错和两片之间的面角上，由三个不全位错和两片层错所构成的组态，为层错所构成的组态，为“Lomer-Cottrell位错位错”（面角位错）（面角位错） ，其中，其中 110位错又叫位错又叫“压杆位错压杆位错”。它对。它对fcc金属加工硬化起重要作用。金属加工硬化起重要作用。49三、位错增殖三、位错增殖位错的萌生位错的萌生液体金属凝固时的内应力使枝晶发生偏转或弯曲，点阵错液体金属凝固时的内应力使枝晶发生偏转或弯曲，点阵错排形成位错。排形成位错。过饱和空位转化成位错过饱和空位转
36、化成位错界面和微裂纹附近局部应力集中形成位错界面和微裂纹附近局部应力集中形成位错50位错增殖位错增殖F-R源（弗兰克源（弗兰克-瑞德源）机制瑞德源）机制AB位错线段两端固定，在外加切应力作用下变弯并向外扩张，当两端弯出来位错线段两端固定，在外加切应力作用下变弯并向外扩张，当两端弯出来的线段相互靠近时，由于两者分属左、右螺型，抵消并形成一闭合位错环和环的线段相互靠近时，由于两者分属左、右螺型，抵消并形成一闭合位错环和环内一小段弯曲位错线，然后继续。内一小段弯曲位错线，然后继续。max，位错才能不断向外扩张，源源不断产生位错环，起到增殖作用。，位错才能不断向外扩张，源源不断产生位错环，起到增殖作用
37、。518.6 8.6 合金变形强化合金变形强化一、单相合金一、单相合金52置换式固溶：原子尺寸差别增大，溶解度减小，置换式固溶：原子尺寸差别增大，溶解度减小，点阵畸变度增大，应力场增强，位错运动阻力增大，点阵畸变度增大，应力场增强，位错运动阻力增大，强化效果增强。强化效果增强。间隙式固溶：间隙固溶形成强烈的点阵畸变，效间隙式固溶：间隙固溶形成强烈的点阵畸变，效果明显。果明显。如：碳原子溶入如：碳原子溶入F中，形成不对称畸变，形成体心中，形成不对称畸变，形成体心正方结构，含碳量增大，正方度（正方结构，含碳量增大，正方度（c/a）增大，强增大，强化效果增强。化效果增强。固溶强化：合金溶质原子溶入基
38、体金属形成固溶体固溶强化：合金溶质原子溶入基体金属形成固溶体后，变形时抗力提高，即临界切应力大于纯金属的后，变形时抗力提高，即临界切应力大于纯金属的现象。现象。53二、屈服现象（主要表现在低碳钢中）二、屈服现象（主要表现在低碳钢中）上下上下屈服点屈服点吕德斯带：吕德斯带：应变不均匀应变不均匀造成的造成的工件表面不平整工件表面不平整屈服与柯氏气团屈服与柯氏气团：C C、N N等等溶溶质质原原子子与与位位错错的的应应力力场场发发生生弹弹性性交交互互作作用用，形形成成气气团团钉钉扎扎位位错错运运动动，必必须须在在更更大大的的应应力力作作用用下下才才能能产产生生新新的的位位错错或或使使位位错错脱脱钉钉
39、，表表现现为为上上屈屈服服点点；一一旦旦脱脱钉钉，使使位位错错继继续续运运动动的的应应力力就就不不需需开开始始时时那那么么大大，故故应应力力值值下下降降到到下下屈屈服服点点，试试样样继继续续伸伸长长，应应力力保保持持为为定定值或有微少的波动。值或有微少的波动。54屈服与位错增殖：屈服与位错增殖：材料的应变速率：材料的应变速率：开开始始变变形形时时，位位错错密密度度m m低低，欲欲使使应应变变速速率率固固定定，需需要要较较大大的的v v值值，故故需需要要较较高高的的应应力力，表表现现为为上上屈屈服服点点；塑塑性性变变形形开开始始后后，位位错错迅迅速速增增殖殖，m m 增增加加，必必然然导导致致v
40、 v的的突突然然下下降降，所所以所需的应力以所需的应力 突然下降，产生了下屈服点。突然下降，产生了下屈服点。是是否否产产生生屈屈服服点点现现象象还还与与材材料料的的mm值值有有关关， mm小小的的材材料料，如如GeGe，SiSi，LiFLiF，FeFe等出现显著的上下屈服点。等出现显著的上下屈服点。 ：应变速率，可通过试验机人为控制成固定不变的速度：应变速率，可通过试验机人为控制成固定不变的速度位错运动速度：位错运动速度：0 0 ：位错作单位速度运动时所需的应力：位错作单位速度运动时所需的应力 ：外加有效应力：外加有效应力 m m：应力敏感指数，：应力敏感指数，55应变时效应变时效：将低碳钢试
41、样拉伸到产生少量预塑性变形后卸将低碳钢试样拉伸到产生少量预塑性变形后卸载，立刻重新加载，试样不发生屈服现象，但若在室温停留几载，立刻重新加载，试样不发生屈服现象，但若在室温停留几天或在低温（如天或在低温（如150150）时效几小时后再进行拉伸，此时屈服）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。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，室温长期停留或低温时效期间，溶质原子溶质原子C C、N N又聚集到位错线周又聚集到位错线周围重新形成气团所致。围重新形成气团所致。解决由于吕德斯带造成的工件表解决由于吕德斯带造成
42、的工件表面不平整的措施面不平整的措施: :加入少量新的溶质原子，形成稳加入少量新的溶质原子，形成稳定化合物的元素。定化合物的元素。板材在深冲之前进行比屈服伸长板材在深冲之前进行比屈服伸长范围稍大的预变形（约范围稍大的预变形（约0.5%-2%0.5%-2%变变形度），使位错挣脱气团的钉扎，形度），使位错挣脱气团的钉扎，然后尽快进行深冲。然后尽快进行深冲。56三、第二相对合金的塑性变形的影响三、第二相对合金的塑性变形的影响按第二相尺寸分类：按第二相尺寸分类：聚合型：第二相粒子尺寸与基体晶粒尺寸属同一数量级聚合型：第二相粒子尺寸与基体晶粒尺寸属同一数量级弥散分布型：第二相粒子十分细小，并且弥散地分布
43、在基弥散分布型：第二相粒子十分细小，并且弥散地分布在基体晶粒内体晶粒内主要变形方式仍然是滑移与孪生主要变形方式仍然是滑移与孪生57聚合型两相合金的塑性变形聚合型两相合金的塑性变形v两个相都具有塑性相：两个相都具有塑性相：等应变理论：等应变理论： 等应力理论：等应力理论：v两相中一个是塑性相，而另一个是硬脆相时，则合金的机械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。性能主要取决于硬脆相的存在情况。第二相粗大：变形只在基体中，第二相易破碎或周围产生第二相粗大：变形只在基体中，第二相易破碎或周围产生裂纹，合金强度塑性不好。裂纹，合金强度塑性不好。第二相连续分
44、布在晶界上：合金很脆。第二相连续分布在晶界上：合金很脆。 高碳钢中：共析钢（高碳钢中：共析钢（0.8%C0.8%C） =780MN/m =780MN/m2 2 过共析钢（过共析钢（1.2%C1.2%C） =700MN/m =700MN/m2 2及铜中的少量及铜中的少量BiBi，镍合金中的，镍合金中的S S，形成的第二相均为薄膜状，形成的第二相均为薄膜状在晶界，可在铜中加入稀土，镍中加入微量在晶界，可在铜中加入稀土，镍中加入微量MgMg改善。改善。58弥散分布型两相合金的塑性变形弥散分布型两相合金的塑性变形第二相以细小弥散的微粒均匀分布在基体相中时，将产生显第二相以细小弥散的微粒均匀分布在基体相
45、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。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。v不可变形微粒的强化作用不可变形微粒的强化作用奥罗万机制（位错绕过机制）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。适用于第二相粒子较硬并与基体界面为非共格的情形。减小粒子尺寸（在同样的体积分数时，粒子越小则粒子间距减小粒子尺寸（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。也越小）或提高粒子的体积分数，都使合金的强度提高。5960v可变形微粒的强化作用可变形微粒的强化作用切割机制切割机制适用于第二相
46、粒子较软并与基体共格的情形适用于第二相粒子较软并与基体共格的情形强化作用主要决定于粒子本身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的性质以及其与基体的联系位错切过粒子后产生新的界面，提高了界面能位错切过粒子后产生新的界面，提高了界面能若共格的粒子是一种有序结构，位错切过时需要附加应力若共格的粒子是一种有序结构，位错切过时需要附加应力点阵常数与基体不同产生共格畸变，应变场阻碍位错运动点阵常数与基体不同产生共格畸变，应变场阻碍位错运动层错能与基体的不同，扩展位错切过粒子时宽度会产生变化，层错能与基体的不同，扩展位错切过粒子时宽度会产生变化，引起能量升高，从而强化引起能量升高，从而强化由于
47、基体和粒子中滑移面的取向不一致，螺型位错线切过粒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。子时必然产生一割阶，而割阶会妨碍整个位错线的移动。增大粒子尺寸或增加体积分数有利于提高强度增大粒子尺寸或增加体积分数有利于提高强度616263冷变形后材料力学性能变化冷变形后材料力学性能变化屈服强度近屈服强度近抗拉强度，抗拉强度，安全性降低、安全性降低、塑性降低，塑性降低，易断裂易断裂延伸率降低，延伸率降低，变性能力差变性能力差648.7 8.7 冷变形金属组织冷变形金属组织纤维组织纤维组织：退火态等轴晶经过冷变形后，晶粒沿拉拔和轧制方退火态等轴
48、晶经过冷变形后，晶粒沿拉拔和轧制方向伸长，可变形夹杂和第二相随晶粒伸展（变形足够大时，晶向伸长，可变形夹杂和第二相随晶粒伸展（变形足够大时，晶界模糊），不可变形夹杂物也呈带状分布，这种组织称为纤维界模糊），不可变形夹杂物也呈带状分布，这种组织称为纤维组织。顺纤维方向强度增大，垂直方向减小，呈现各向异性。组织。顺纤维方向强度增大，垂直方向减小，呈现各向异性。65AlMg合金变形组织合金变形组织H62黄铜挤压的带状组织黄铜挤压的带状组织H68黄铜挤压的带状组织和退火后的组织黄铜挤压的带状组织和退火后的组织66第二相或夹第二相或夹杂物沿变形杂物沿变形方向拉长，方向拉长，形成流线或形成流线或带状组织。
49、带状组织。67胞状组织：胞状组织：位错冷变形过程中产生大量增殖和双交滑移，位错冷变形过程中产生大量增殖和双交滑移，形成了高密度位错缠结的位错胞壁，内部密度低。属于小角形成了高密度位错缠结的位错胞壁，内部密度低。属于小角度晶界，但位错难以穿过。度晶界，但位错难以穿过。变形量增大，位错胞尺寸减小，位错密度增大，跨越胞壁的变形量增大，位错胞尺寸减小，位错密度增大，跨越胞壁的平均取向差也逐渐增加。平均取向差也逐渐增加。层错能高的金属（如层错能高的金属（如Al、Fe），当变形程度较高时，容易出），当变形程度较高时，容易出现明显的胞状组织。现明显的胞状组织。68变形织构：变形织构：由于变形时滑移面的转动，
50、使多晶体中某同一由于变形时滑移面的转动，使多晶体中某同一滑移系取向变成与拉力轴平行，即各任意取向的晶粒由于转滑移系取向变成与拉力轴平行，即各任意取向的晶粒由于转动使取向趋于大体一致，这个过程称为动使取向趋于大体一致，这个过程称为“择优取向择优取向”。由变形。由变形引起的择优取向后的晶体结构称为引起的择优取向后的晶体结构称为“变形织构变形织构”。丝织构丝织构：在拉丝时形成，使各个晶粒的某一晶向转向与拉伸在拉丝时形成，使各个晶粒的某一晶向转向与拉伸方向平行，以与线轴平行的晶向方向平行，以与线轴平行的晶向表示。表示。板板织织构构：轧轧制制时时，使使晶晶粒粒的的某某一一晶晶向向趋趋向向于于与与轧轧制制
51、方方向向平平行行，某某一一晶晶面面趋趋向向于于与与轧轧制制面面平平行行，以以与与轧轧面面平平行行的的晶晶面面hkl和和与轧向平行的晶向与轧向平行的晶向表示，记为表示，记为hkl。69变形量增大，织构趋势增强。完全理想的织构，取向如同单变形量增大，织构趋势增强。完全理想的织构，取向如同单晶，实际上，多晶体金属中晶粒取向的集中程度往往不很高。晶，实际上，多晶体金属中晶粒取向的集中程度往往不很高。织构的形成使材料的性能出现各向异性。织构的形成使材料的性能出现各向异性。制耳：制耳：硅钢片硅钢片高斯织构高斯织构（110）001立方织构立方织构（100）001这两种织构使其磁化性能得到改善。这两种织构使其
52、磁化性能得到改善。70残余应力残余应力：金属塑性变形时，外力所作的功除了转化为热量金属塑性变形时，外力所作的功除了转化为热量之外，还有一小部分被保留在金属内部，表现为残余应力。之外，还有一小部分被保留在金属内部，表现为残余应力。第第一一类类内内应应力力，又又称称宏宏观观残残余余应应力力，作作用用范范围围为为整整个个工工件件，它它是是由由金金属属材材料料（或或零零件件）各各个个部部分分（如如表表面面和和心心部部）的的宏宏观观形形变变不不均均匀匀而而引引起起的的。使使工工件件尺尺寸寸不不稳稳定定，严严重重时时甚甚至至使使工工件件在在受力之下变形产生断裂。受力之下变形产生断裂。第第二二类类内内应应力
53、力，属属微微观观内内应应力力，尺尺度度与与晶晶粒粒尺尺寸寸为为同同级级，往往往往在在晶晶粒粒内内或或晶晶粒粒之之间间保保持持平平衡衡，是是由由于于晶晶粒粒或或亚亚晶晶粒粒之之间间变变形形不不均均匀匀而而引引起起的的。使使金金属属更更容容易易腐腐蚀蚀，以以黄黄铜铜最最为为典典型型，加加工工以后由于内应力存在，春季或潮湿环境下发生应力腐蚀开裂。以后由于内应力存在，春季或潮湿环境下发生应力腐蚀开裂。第第三三类类内内应应力力，即即晶晶格格畸畸变变应应力力，塑塑性性变变形形时时产产生生大大量量空空位位和和位位错错，其其周周围围产产生生了了点点阵阵畸畸变变和和应应力力场场，此此时时的的内内应应力力是是在在
54、几几百百或或几几千千个个原原子子范范围围内内保保持持平平衡衡，其其中中占占主主要要的的又又是是由由于于生生成成大量位错所形成的应力。是产生加工硬化的主要原因大量位错所形成的应力。是产生加工硬化的主要原因。拉应力不利，压应力有利，均可通过低温退火消除。拉应力不利，压应力有利，均可通过低温退火消除。718.8 8.8 回复和再结晶回复和再结晶l冷变冷变形金属在加热时组织性能会发生变化。形金属在加热时组织性能会发生变化。l冷变形时较高的弹性畸变能、高位错密度、空位冷变形时较高的弹性畸变能、高位错密度、空位等储存能量是促使冷变形金属发生变化的驱动力。等储存能量是促使冷变形金属发生变化的驱动力。l微观组
55、织处于不稳定状态。一旦加热，原子具有微观组织处于不稳定状态。一旦加热，原子具有足够的扩散能力，将发生一系列变化，从而导致性足够的扩散能力，将发生一系列变化，从而导致性能的变化。能的变化。l变化时从储能释放及组织结构和性能的变化来分变化时从储能释放及组织结构和性能的变化来分析，可分为回复、再结晶和晶粒长大三个阶段。析，可分为回复、再结晶和晶粒长大三个阶段。727374一、一、回复回复：冷变形金属加热，尚未发生组织变化前：冷变形金属加热，尚未发生组织变化前微观结构和性能变化的过程。微观结构和性能变化的过程。一般认为是点缺陷和位错在退火过程中发生运动，从一般认为是点缺陷和位错在退火过程中发生运动，从
56、而改变了它们的组态和分布。而改变了它们的组态和分布。n低温回复低温回复：0.1-0.30.1-0.3TmTm，原子活动能力有限，点缺陷原子活动能力有限，点缺陷运动，空位迁移至晶界、与间隙原子结合，浓度降低，运动，空位迁移至晶界、与间隙原子结合，浓度降低，趋于平衡。趋于平衡。n中温回复中温回复：0.3-0.50.3-0.5TmTm，滑移导致位错反应或抵消，滑移导致位错反应或抵消，位错胞壁转化为亚晶界。位错胞壁转化为亚晶界。n高温回复高温回复：0.50.5Tm,Tm,位错充分激活，滑移和攀移，同位错充分激活，滑移和攀移，同号位错形成位错墙（多边化），亚晶粒合并。号位错形成位错墙（多边化），亚晶粒合
57、并。75位错胞壁位错胞壁中中低低温温76位错墙位错墙滑移和攀移滑移和攀移亚晶合并亚晶合并中中高高温温77回复动力学特点回复动力学特点l回复过程没有回复过程没有孕育期孕育期，随着退火的开始即发生软化。，随着退火的开始即发生软化。l在一定温度下，初期的在一定温度下，初期的回复速率回复速率很大，以后逐渐变慢，直到最后很大，以后逐渐变慢，直到最后回复速率为零。回复速率为零。l每一温度有一每一温度有一极限回复程度极限回复程度，退火温度越高，这个极限值也越高，退火温度越高，这个极限值也越高，而达到此极限所需时间则越短。而达到此极限所需时间则越短。l回复后金属回复后金属性能不能恢复性能不能恢复到冷变形前的水
58、平。到冷变形前的水平。78回复退火的应用回复退火的应用 主要用作去应力退火，使冷加工金属在基本上主要用作去应力退火，使冷加工金属在基本上保持加工硬化的状态下降低其内应力，以稳定和改保持加工硬化的状态下降低其内应力，以稳定和改善性能，减少变形和开裂，提高耐蚀性。善性能，减少变形和开裂，提高耐蚀性。回复到同一性能回复到同一性能时温度时间关系时温度时间关系79二、二、再结晶再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度后，变：冷变形后的金属加热到一定温度后，变形组织中产生无畸变的新等轴晶粒，而力学、物理性能形组织中产生无畸变的新等轴晶粒，而力学、物理性能急剧变化，恢复到变形以前的完全软化状态的过程。其急剧变化
59、，恢复到变形以前的完全软化状态的过程。其驱动力为冷变形时的储能。驱动力为冷变形时的储能。大变形的中间工序，消除加工硬化，成份结构不变。大变形的中间工序，消除加工硬化，成份结构不变。80再结晶形核再结晶形核：高畸变能区，畸变能补足形核界面能高畸变能区，畸变能补足形核界面能原有晶界弓出形核原有晶界弓出形核：变形度较小时（：变形度较小时（ 20%20%20%），通过亚晶合并（高层），通过亚晶合并（高层错能金属）和亚晶迁移长大（低层错能金属），使亚晶界与基错能金属）和亚晶迁移长大（低层错能金属），使亚晶界与基体的取向差增大，直至形成大角度晶界，便成为再结晶的核心。体的取向差增大，直至形成大角度晶界，便
60、成为再结晶的核心。82再结晶动力学再结晶动力学l具有具有S S形特征，存在孕育期形特征，存在孕育期l温度越高，转变速度越快温度越高，转变速度越快l再结晶速率开始时很小，然后逐渐加快，再结晶体积分再结晶速率开始时很小，然后逐渐加快，再结晶体积分数约为数约为0.50.5时，速度达到最大值，随后逐渐减慢时，速度达到最大值，随后逐渐减慢83Johnson-MehlJohnson-Mehl方程方程形核率形核率N N和长大速率和长大速率G G为常数为常数AvramiAvrami方程方程形核率形核率N N和长大速率和长大速率G G不为常数不为常数再结晶速率与温度之间满足再结晶速率与温度之间满足Arrheni
61、usArrhenius方程关系方程关系再结晶速率与产生一定再结晶速率与产生一定x所需的所需的时间成反比时间成反比84影响再结晶的因素影响再结晶的因素l变形量变形量变形量越大，储存能越高，再结晶速率也越大。开始再结晶温变形量越大，储存能越高，再结晶速率也越大。开始再结晶温度越低。度越低。存在一最小变形量，称为临界变形量。变形量大于临界变形量，存在一最小变形量，称为临界变形量。变形量大于临界变形量，再结晶才可能发生。再结晶才可能发生。 一般为一般为2-10%2-10%。纯纯ZrZr当面积缩减当面积缩减13%13%时，时，557557完成等温再结晶需完成等温再结晶需40h40h；当面积缩减当面积缩减
62、51%51%时，时，557557完成等温再结晶需完成等温再结晶需16h16h85l温度温度温度越高，原子扩散能力提高，再结晶速率也越大。临界变温度越高，原子扩散能力提高，再结晶速率也越大。临界变形量越小。形量越小。存在一最低再结晶温度，称为开始再结晶温度。加热温度高存在一最低再结晶温度，称为开始再结晶温度。加热温度高于此温度再结晶才可能发生。于此温度再结晶才可能发生。再结晶温度再结晶温度l经过严重冷变形的金属（经过严重冷变形的金属（70%70%），），加热加热1 1小小时，再结晶体积占到总体积的时，再结晶体积占到总体积的95%95%的温度。的温度。l保温保温30-6030-60minmin，开
63、始发生再结晶或完成开始发生再结晶或完成50%50%再再结晶的温度。结晶的温度。 引用再结晶温度时，必须注意它的具体条件。引用再结晶温度时，必须注意它的具体条件。 对于工业纯金属，其起始再结晶温度与熔点对于工业纯金属，其起始再结晶温度与熔点之间关系：之间关系： T T再再= =（0.0.35-35-0.0.4545）T T熔熔86l金属纯度金属纯度纯金属加入微量溶质原子，再结晶形核和长大都困难，将提纯金属加入微量溶质原子，再结晶形核和长大都困难，将提高再结晶温度，降低再结晶速率高再结晶温度，降低再结晶速率.50%50%再结晶的温度：光谱纯铜再结晶的温度：光谱纯铜-140140 ；加入；加入0.0
64、1%0.01%Ag205 Ag205 ；加入加入0.01%0.01%Cd-305Cd-305l第二相第二相较大的第二相利于形核，小颗粒抑制形核。较大的第二相利于形核，小颗粒抑制形核。1m1m，di0.3mdi0.3m：降低再结晶温度，提高再结晶速度降低再结晶温度，提高再结晶速度1m0.50.5T T熔熔 l等轴、复相的极细晶粒，等轴、复相的极细晶粒，d10md10m超塑性变形后的组织变化超塑性变形后的组织变化l晶粒保持为等轴状，但产生粗化晶粒保持为等轴状，但产生粗化l有明显的晶界滑动和晶粒转动，没有明显的晶内滑移，也有明显的晶界滑动和晶粒转动，没有明显的晶内滑移，也没有位错密度的显著升高，看不
65、到晶内亚结构没有位错密度的显著升高，看不到晶内亚结构l不产生织构。不产生织构。99超塑性变形的机制超塑性变形的机制倾向认为是晶界滑动和晶粒回转为主，伴有原子的扩散。倾向认为是晶界滑动和晶粒回转为主，伴有原子的扩散。微晶超塑变形机制微晶超塑变形机制l晶粒转换机制的二晶粒转换机制的二维表示维表示l伴随定向扩散的晶伴随定向扩散的晶界滑动机制（虚线箭界滑动机制（虚线箭头代表体扩散方向）头代表体扩散方向）1008.10 8.10 陶瓷和高分子材料变形陶瓷和高分子材料变形陶瓷材料陶瓷材料具有强度高、重量轻、耐高温、耐磨损、耐腐具有强度高、重量轻、耐高温、耐磨损、耐腐蚀等一系列优点，作为结构材料，特别是高温
66、结构材料极具蚀等一系列优点，作为结构材料，特别是高温结构材料极具潜力；但塑、韧性差限制了应用。潜力；但塑、韧性差限制了应用。陶瓷晶体一般由共价键和陶瓷晶体一般由共价键和离子键结合，晶体结构复离子键结合，晶体结构复杂，在室温静拉伸时，除杂，在室温静拉伸时，除少数几个具有简单晶体结少数几个具有简单晶体结构的晶体如构的晶体如KClKCl，MgOMgO外，外，一般陶瓷在室温下没有塑一般陶瓷在室温下没有塑性。即弹性变形阶段结束性。即弹性变形阶段结束后，立即发生脆性断裂。后，立即发生脆性断裂。101陶瓷晶体的塑性变形特点陶瓷晶体的塑性变形特点弹性模量弹性模量比金属高出几倍。原子键合特点决定。比金属高出几倍
67、。原子键合特点决定。共价键共价键晶体的键具有方向性，使晶体具有较高的抗晶格晶体的键具有方向性，使晶体具有较高的抗晶格畸变和阻碍位错运动的能力，使共价键陶瓷具有比金属畸变和阻碍位错运动的能力，使共价键陶瓷具有比金属高得多的硬度和弹性模量。高得多的硬度和弹性模量。离子键离子键晶体的键方向性不明显，但滑移不仅要受到密排晶体的键方向性不明显，但滑移不仅要受到密排面和密排方向的限制，而且要受到静电作用力的限制，面和密排方向的限制，而且要受到静电作用力的限制，因此实际可移动滑移系较少，弹性模量也较高。因此实际可移动滑移系较少，弹性模量也较高。与其相的种类、分布及气孔率与其相的种类、分布及气孔率有关，而金属
68、材料的弹性有关，而金属材料的弹性模量是一个组织不敏感参数。模量是一个组织不敏感参数。实际强度实际强度和理论断裂强度相差和理论断裂强度相差1-31-3个数量级。原因是工个数量级。原因是工艺缺陷导致的微裂纹尖端的应力集中，裂纹尖端之最大应力艺缺陷导致的微裂纹尖端的应力集中，裂纹尖端之最大应力可达到理论断裂强度或理论屈服强度可达到理论断裂强度或理论屈服强度, ,因陶瓷晶体中可动位因陶瓷晶体中可动位错少，位错运动又困难，所以一旦达到屈服强度就断裂了）。错少，位错运动又困难，所以一旦达到屈服强度就断裂了）。102陶瓷的压缩强度高于抗拉强度约一个数量级陶瓷的压缩强度高于抗拉强度约一个数量级，而金属的抗拉强
69、，而金属的抗拉强度和压缩强度一般相等。这是由于陶瓷中总是存在微裂纹，拉度和压缩强度一般相等。这是由于陶瓷中总是存在微裂纹，拉伸时当裂纹一达到临界尺寸就失稳扩展立即断裂，而压缩时裂伸时当裂纹一达到临界尺寸就失稳扩展立即断裂，而压缩时裂纹或者闭合或者呈稳态缓慢扩展，使压缩强度提高。纹或者闭合或者呈稳态缓慢扩展，使压缩强度提高。Al2O3断裂强度（断裂强度（a）拉伸断裂应力）拉伸断裂应力280MPa，（，（b）压缩断裂应力）压缩断裂应力2100MPa103高温下具有一定塑性高温下具有一定塑性，金属材料相比，高温下具有良，金属材料相比，高温下具有良好的抗蠕变性能。好的抗蠕变性能。104聚合物的变形聚合
70、物的变形聚合物材料具有已知材料中可变范围最宽的变形性质，包聚合物材料具有已知材料中可变范围最宽的变形性质，包括从液体、软橡胶到刚性固体。而且，与金属材料相比，括从液体、软橡胶到刚性固体。而且，与金属材料相比，聚合物的变形强烈地依赖于温度和时间，表现为粘弹性，聚合物的变形强烈地依赖于温度和时间，表现为粘弹性，即介于弹性材料和粘性流体之间。即介于弹性材料和粘性流体之间。聚合物的变形行为与其结构特点有关。聚合物由大分子链聚合物的变形行为与其结构特点有关。聚合物由大分子链构成，这种大分子链一般都具有柔性（但柔性链易引起粘构成，这种大分子链一般都具有柔性（但柔性链易引起粘性流动，可采用适当交联保证弹性），除了整个分子的相性流动，可采用适当交联保证弹性），除了整个分子的相对运动外，还可实现分子不同链段之间的相对运动。这种对运动外，还可实现分子不同链段之间的相对运动。这种分子的运动依赖于温度和时间，具有明显的松弛特性，引分子的运动依赖于温度和时间，具有明显的松弛特性，引起了聚合物变形的一系列特点。起了聚合物变形的一系列特点。105
