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1、2024/9/62024/9/61 1材料结构与性能 授课教师：刘胜新（18课时）2024/9/62024/9/62 2第四章第四章 晶体的塑性形变晶体的塑性形变3 3晶体的塑性形变滑移滑移起始塑性流变和加工硬化起始塑性流变和加工硬化孪生和扭折孪生和扭折多晶体的塑性形变多晶体的塑性形变形变织构等。形变织构等。涉及的内容：4 44.1 单晶体滑移单晶体滑移 单单单单晶晶晶晶体体体体滑滑滑滑移移移移是是是是指指指指在在在在外外外外力力力力作作作作用用用用下下下下晶晶晶晶体体体体沿沿沿沿某某某某些些些些特特特特定定定定的的的的晶晶晶晶面和晶向相对滑开的形变方式。面和晶向相对滑开的形变方式。面和晶向相
2、对滑开的形变方式。面和晶向相对滑开的形变方式。用光学显微镜观察经用光学显微镜观察经7% 形变的铝表面图象形变的铝表面图象5 5 滑滑移移面面和和滑滑移移方方向向合合称称为为滑滑移移要要素素（滑滑移移系系）。对对于于一一定定的的晶晶体体结结构构，不不论论载载荷荷大大小小或或载载荷荷的的取取向向如如何何，滑滑移移要要素素的的类类型型一一般般都都是是确确定定的的。在在一一般般情情况况下下， 滑滑移移面面和和滑滑移移方方向向是是晶晶体体的的密密排排和和较较密密排排的的滑滑移移面面及及密排方向。密排方向。6 6 一一个个滑滑移移面面和和一一个个滑滑移移方方向向组组成成一一个个滑滑移移系系，面面心心立立方
3、方结结构构有有12个个滑滑移移系系，体体心心立立方方结结构构48个个滑滑移移系系，而而密密排排六六方方结结构构一一般般只只有有3个个滑滑移移系系。在在外外力力作作用用下下，并并不不是是所所有有的的滑滑移移系系都都会会开开动动的的，只只能能是是其其中中一一个个或或几几个个滑滑移移系系开开动动，那那些些没没有有开开动动的的滑滑移移系系称为潜在滑移系。称为潜在滑移系。Schmid 定律定律 外加拉伸应力外加拉伸应力s s和滑移面和滑移面内沿着滑移方向分切应力内沿着滑移方向分切应力t t之之间的关系。间的关系。7 7m-取向因子取向因子，又称，又称Schmid因子因子实验看出：滑移系开实验看出：滑移系
4、开动所需要的分切应力动所需要的分切应力是一个常数，和外加是一个常数，和外加力的取向无关。力的取向无关。滑移滑移系开动所需要的最小系开动所需要的最小分切应力称为临界分分切应力称为临界分切应力切应力t tc c。8 8 滑滑移移系系开开动动所所需需要要的的临临界界分分切切应应力力是是和和外外力力取取向向无无关关的的常常数数的的规规律律称称Schmid定定律律或或临临界界分切应力定律。分切应力定律。 如果有多个滑移系开动，使问题复杂化。这如果有多个滑移系开动，使问题复杂化。这样这样，样这样，Schmid 定律只在某些取向范围（只有定律只在某些取向范围（只有单系滑移）内才适用。单系滑移）内才适用。 如
5、如果果把把滑滑移移面面开开动动所所对对应应的的正正应应力力看看作作是是屈屈服服强强度度，则则屈屈服服强强度度和和外外加加力力的的取取向向有有关关。m的的数数值值越越大大，屈屈服服强强度度越越小小，取取向向越越“软软”；屈屈服服强强度度越高，取向越越高，取向越“硬硬”。9 9 变变形形时时，若若晶晶体体在在滑滑移移面面两两侧侧相相对对滑滑过过，则则在在滑滑移移面面上上所所有有的的键键都都要要破破断断来来产产生生永永久久的的位移。据此，可估算滑移所需的临界分切应。位移。据此，可估算滑移所需的临界分切应。宏宏观观描描述述1010原子尺度描述原子尺度描述 对对于于体体心心立立方方结结构构，一一般般是是
6、不不遵遵守守SchmidSchmid定定律律，这这是是由由于于它它的的位位错错核核心心的的特特殊殊结结构构造造成的。成的。11114.2 交滑移交滑移 两两个个或或多多个个滑滑移移面面共共同同按按1 1个个滑滑移移方方向向滑滑移移称称交交滑移。交滑移形成的滑移线（带）是折线形状。滑移。交滑移形成的滑移线（带）是折线形状。交滑移不是几个面交滑移不是几个面“同时同时”，而是，而是“顺序顺序”滑动。滑动。铝Fe-3%Si1212 对低层错能材料，位错很难交滑移，位错运动是对低层错能材料，位错很难交滑移，位错运动是平面型的，称平面型的，称平面滑动平面滑动。对高层错能材料，位错容易。对高层错能材料，位错
7、容易交滑移，滑移线呈波纹状，称交滑移，滑移线呈波纹状，称波纹滑动波纹滑动。交滑移容易。交滑移容易与否，对材料的应变硬化有很大的影响。层错能越低，与否，对材料的应变硬化有很大的影响。层错能越低，位错不易通过交滑移越过遇到的障碍，从而加大了应位错不易通过交滑移越过遇到的障碍，从而加大了应变硬化。变硬化。多系滑移多系滑移 当外力的取向使当外力的取向使2 2个或多个滑移系上的分切应力个或多个滑移系上的分切应力均达到临界分切应力值时，这些滑移系可以同时开均达到临界分切应力值时，这些滑移系可以同时开动而发生多系滑移。动而发生多系滑移。1313以以fcc结构为例讨论力轴在不同取向下发生的多系滑移。结构为例讨
8、论力轴在不同取向下发生的多系滑移。fcc结构的结构的(001)标准极射赤面图标准极射赤面图-滑移系的寻找方法滑移系的寻找方法把把3个个001面面的的极极点点 标标 为为 w， 把把 6个个滑滑移移方方向向的的极极点点分分别别标标上上I、II、III、IV、V、VI；把把4个个111滑滑移移面面分分别别标标上上A、B、C、D记记号号。则则一一滑滑移移系可表示为系可表示为: BIV1414若若外外力力轴轴取取向向处处在在每每一一个个由由001、 011、111为为基基点点的的曲曲边边三三角角形形内内时时，只只有有一一个个滑滑移移系系的的取取向向因因子子最最大大，即即只只有有一一个个滑滑移移开开动动
9、。各各曲曲边边三三角角形形内内所所能能开开动动的的滑滑移移系系已已在在下下图图中中标标示示出出。则则一一滑滑移移系系可可表表示示为为: BIV。1515若若外外力力轴轴取取向向处处在在三三角角形形边边上上时时，有有2个个滑滑移移系系的的取取向向因因子子最最大大且且相相等等，即即2个个相相邻邻接接区区域域所所开开动动的的滑滑移移系系，则则可可开开动动两两个个滑滑移移系系。如如力力轴轴在在A-I线线上上，则则可可开开动动BIV和和BV。1616 若若外外力力轴轴取取向向为为110时时，有有4个个滑滑移移系系的的取取向向因因子子最最大大且且相相等等，即即4个个相相邻邻接接区区域域所所开开动动的的滑滑
10、移移系系，则则可可开开动动个个滑滑移移系系。如如力力轴轴在在I点点，则则可可开开动动BIV、BV、AIII和和AVI。 若外力轴取向为若外力轴取向为11时，有个滑移系的取向因时，有个滑移系的取向因子最大且相等，则可开动子最大且相等，则可开动个滑移系。如力轴在个滑移系。如力轴在点，点，则可开动则可开动BIV、CI、CV、DIV和和BV。若外力轴取向为。若外力轴取向为001,即投影中心时，可开动即投影中心时，可开动8个滑移系。个滑移系。1717开动的具体滑移系及数目与力轴的关系：开动的具体滑移系及数目与力轴的关系：三角形内：个；边上：个；次轴上：个；三角形内：个；边上：个；次轴上：个；三次轴上：个
11、；次轴上：个；三次轴上：个；次轴上：个； 发生多系滑移时，在抛光表面看到不止一组的滑发生多系滑移时，在抛光表面看到不止一组的滑移线，而是两组或多组交叉的滑移线。由于多个滑移移线，而是两组或多组交叉的滑移线。由于多个滑移系开动，位错交截产生割阶及位错带着割阶运动等原系开动，位错交截产生割阶及位错带着割阶运动等原因使位错运动阻力增加，因而强度也增加。因使位错运动阻力增加，因而强度也增加。1818 外外力力轴轴处处于于只只有有1 1个个滑滑移移系系开开动动的的取取向向，材材料料的的强强度度是是比比较较低低的的，这这样样的的取取向向称称为为软软取取向向；外力轴处于多个滑移的取向称为硬取向。外力轴处于多
12、个滑移的取向称为硬取向。1919 若若晶晶体体在在拉拉伸伸时时不不受受约约束束，滑滑移移时时各各滑滑移移层层会会象象推推开开扑扑克克牌牌那那样样一一层层层层滑滑开开，每每一一层层和和力力轴轴的的夹夹角角c c0 0保保持持不不变变。但但在在实实际际拉拉伸伸中中，夹夹头头不不能能移移动动，这这迫迫使使晶晶体体转转动动。在在靠靠近近夹夹头头处处由由于于夹夹头头的的约约束束，晶晶体体不不能能自自由由滑滑动动而而产产生生弯弯曲曲；在在远远离离夹夹头头的的地地方方，晶晶体体发发生生转转动动，转转动动的的方方向向是是使使滑滑移移方方向向转转向向力力轴。轴。4.3拉伸和压缩时晶体的转动拉伸和压缩时晶体的转动
13、无约束无约束 有约束有约束-导致转动导致转动2020 压压缩缩时时，晶晶体体也也会会产产生生转动。转动。 滑滑移移时时晶晶体体发发生生转转动动，使使晶晶体体各各部部分分相相对对外外力力的的取取向向不不断断改改变变，各各滑滑移移系系的的取取向向因因子子也也发发生生变变化化。如如果果起起始始取取向向c c0 0和和l l0 0大大于于4545，在在转转动动时时取取向向因因子子加加大大，出出现现软软化化，这这种种软软化化称称几几何何软软化化。转转动动使使c c1 1和和l l1 1小小于于4545，取取向向因因子子又又重重新新减减小小，出出现现硬硬化化，这这种种硬化称硬化称几何硬化几何硬化。压缩时压
14、缩面压缩轴21214.4多晶体的塑性形变多晶体形变的特点 不同于单晶；每一晶粒的取向“软”和“硬”不同，形变先后及形变量也不同。 为保持整体的连续性，每个晶粒的形变必受相邻晶粒所制约。单独变形可能出现空洞和重叠2222铝多晶体拉伸形变试验基本规律：(1)跨过晶界的延伸率变化是连续的；(2)靠近晶界处的延伸率较小；(3)细晶粒形变较均匀且强度高；相反，大晶粒形变不均匀，强度低。晶粒62323晶粒尺寸与屈服强度的关系0称晶内阻力或晶格摩擦力；ky是和晶格类型、弹性模量、位错分布及位错被钉札程度有关的常数。Hall-Petch关系 除屈服强度外，流变应力、断裂强度等与晶粒尺寸间也有H-P关系，但0与
15、ky常数的意义及数值不同。H-P关系可用位错理论或其它方法。导出。2424晶界存在引起强度增加的原因： 双晶试验表明，试样的屈服强度随2个晶粒取向差加大而加大；把取向差与强度的关系曲线外推到取向差为零时，屈服强度大体和单晶的各种取向的屈服强度的平均值接近。 说明晶界本身对强度的贡献不是主要的，而对强度的贡献主要来自晶粒间的取向差。因相邻晶粒取向不同，为保持形变时应变连续，各晶粒形变要协调，在晶界附近会进行多系滑移，如下图的铝多晶形变。正是这些多系滑移增加了形变阻力，从而增加强度。2525形变过程的宏观应变协调及宏观组织的变化多晶变形的两个基本模型Sachs模型（1928年提出）： 设各晶粒的形
16、变是自由的，即多晶体各处的应力状态是连续的。这个假设和实际不符，应变不能维持连续。Taylor模型（1938年提出）： 形变时晶界保持应变连续而不产生空洞或张开(形变连续)。不足之处是应力不连续。不协调时，出现空洞和重叠2626实现任一变形的条件：要使晶粒间的变形连续，必须有5个独立的滑移系开动。 原因：描述任一应变状态用6个分量，但形变体积不变，即3个正应变之和不变，因此只有5个是独立的。 为检查所提出的模型是否和实际相符，通常是对比由单晶拉伸的-曲线导出多晶拉伸- 曲线，与实际的多晶-曲线，看它们符合的程度。单向拉伸应力和在滑移系上的分切应力的关系为对多晶体，可唯象地假设m存在一个平均值：
17、式中N(m)dm为m值在（mm+dm）间的晶粒数2727由实验求得单晶的切应力-切应变曲线：按形变功相等:d=d 不同的形变模型求出的m值不同。如果滑移不受限制，并且滑移系数目无限多的话，获得的值最小，等于2。所以导出的多晶体的拉伸曲线：多晶纯铝室温的-曲线及按Taylor模型用单晶方向拉伸的- 曲线导出的多晶体- 曲线。Taylor模型考虑了应变的连续性，以最小功原理求出面心立方多晶体的m等于3.06;Sachs按应力相等求出m2.24。说明该方法接近实际情况，但还是有较大的区别。2828形变时宏观协调的难易与晶粒尺寸相关：晶粒小时各晶粒间形变比较均匀。晶粒越大，形变越不均匀，晶粒“碎化”的
18、现象越强烈。大晶粒形变要求局部开动比较少的滑移系(少于5个)，结果流变应力会降低。这是小晶粒材料比大晶粒材料强和硬的原因。2929宏观组织（低倍及光学镜下）的变化低碳钢经65%冷轧后在轧面、纵截面和横截面的晶粒形状照片。3030经2.7 真应变拉拔的铁丝在横截面观察到的卷曲的晶粒结构3131压缩量为87%的旋压钨丝的纵截面和横截面的组织3232模锻件截面上看到的流线3333高层错能金属形变的主要机制滑移 在形变时因位错群集面形成高密度的多种位错组态，典型的位错结构有：位错缠结、二维的位错墙及三维形状近似等轴的位错胞状结构。3434形变过程的微观应变协调及微观组织的变化晶粒内各区域开动的滑移系数
19、目不同从而使晶粒“碎化”；“碎化”的各区域由过渡带或稠密位错墙(DDW)分隔开；平行的位错墙构成显微带MB;多晶体形变而导致的晶粒“碎化”(a)由稠密位错墙(DDW)分隔开的胞块(CB)及CB中含的普通位错胞状结构的示意图； (b)和图(a)对应的各胞块中的滑移线示意图；(c)显微带(MB)内的结构3535DDW: Dense Dislocation Wall ; MB: Microband; CB: Cell Block; LED: Low Energy Dislocation Structure; GNB：Geometrrocally Necessary Boundary; IDB: In
20、cidental Dislocation Boundary; 滑移系开动的数目为3-5个：太少，则变形困难；形成LED的需要；太多，则从能量上是不利的。 晶粒“碎化” 成胞块是形变协调所必须需的，因此分隔它们的边界如DDW和MB称这为几何必须边界。 各个CB内开动的滑移系数目不同，故CB间的取向差比较大。 在CB内的位错胞结构是形成低能量位错的结果，胞壁群集了随机分布的位错，胞壁称为伴生位错边界（IDB）。在CB内，所有的位错胞状结构内开动的滑移系数是相同的，故位错胞状结构之间的取向差是很小的。随着应变量加大，普通位错胞的胞壁中的位错密度增至一定程度时，使得CB内各位错胞开动的滑移系不再完全相
21、同，它们就成为新的胞块(CB)，这样胞壁已从IDB转变成GNB，即CB细化了。3636形变过程的微观应变协调及微观组织的变化高层错能金属变形机制主要是滑移位错缠结胞状结构胞壁高密度位错缠结;胞内低密度位错胞状结构原因：位错群集降低能量。LED滑移系开动的数目为3-5个稠密位错墙DDW显微带MB几何必须边界GNB“碎化”胞块（胞壁）伴生位错边界IDB纯镍经20%形变量冷轧的显微组织3737所以，GNB和IDB两侧的取向差都随应变量加大而增大，而它们间的间距都随应变量加大而减小，但GNB两侧的取向差增加量和间距的减小量比较大，而IDB两侧的取向差增加量和间距的减小量比较小，如图所示。 3838MB
22、DDW的取向可以是晶体学的(即平行于滑移面)和非晶体学的。根据晶粒原始取向不同导致开动的滑移系数目不同，使得MBDDW的取向不同。如果开动的滑移系属于一个或两个滑移面，则MBDDW倾向于平行于滑移面111)，即它的取向是晶体学的；如果开动的滑移系属于3个和4个滑移面，则MBDDW是非晶体学的。在中等应变量时，局部切变使已存在的显微带受干扰形成S形状的结构。这些局部切变区域称S带(S-Band)，有些形变带又称切变带(Shear Band)。经50轧制形变的铝的纵截面看到的S带，图中的点线表示MB是如何被S带切动产生局部倾斜的，箭头以及标出的S字处表示S带，S带的切平面大体平行于(111)面，即
23、与(111)面夹角不超过5。3939 在较大应变量时，S带内继续切动形成长的层状位错边界(Lamellar Boundary)，在原来一些S带之间形成新的S带，密集的层状位错边界构成大体与轧制方向平行的层状结构(Lamellar Structure)，其中的胞块(CB)长而窄，每个胞块的横向只含1个普通位错胞结构，长的层状边界的平均间距约为0.5-1mm。层状边界团集形成长的层带(Lamellar Band，简称LB)，层带的宽度约为110mm。60%轧制铝板纵截面组织及周围的组织结构示意图4040MB/DDW与S带的交互作用，说明如何从S带产生层带（LB）4141 S带是层带(LB)的先驱，
24、上图是从s带过渡到层带的示意说明图。图 (a)表示一组S带使已存在的MBDDW发生局部倾斜，但S带的间距比较大；图 (b)表示形变继续进行时在原先的S带之间增加新的S带，使一段MBDDW倾斜变为大体平行于轧制方向；图 (c)表示在已有的S带间有更多的s带形成，被S带切动形成的MBDDW台阶在能量上是不稳定的，为了降低能量，这些台阶状的MBDDW会逐渐变直。最后就形成层带。从变形过程的组织演变看出，在形变初期晶界是位错运动的主要障碍，但是在形变的过程中在晶粒内部形成各种类型的次生界面，使得原始晶界的作用随应变的增加变得越来越不重要了。4242S-切变带侧面观察到的lamellar组织形变铝合金的
25、透射电镜组织43434.4.4 影响冷形变金属微观组织的因素p层错能高层错能材料(如铝、镍和铜等)对显微结构变化的影响不显著。组织为胞状结构、DDW、MB及亚晶等。 层错能低材料有扩展位错，不易交滑移和攀移-产生形变孪晶。而形成一种所谓Taylor点阵，它是由一组平行的密度大体均匀的符号相反的位错的三维排列结构。中等层错能的材料(如黄铜和奥氏体不锈钢等)，取决于晶粒的局部取向。有些晶粒的取向易于滑移，有些易于孪生，结果有些区域含位错胞状结构、显微带、孪晶或都含有滑移和孪生。p晶粒大小大晶粒比小晶粒表现更明显的不均匀形变，晶粒“碎化”更显著。中小尺寸(3580mm)晶粒，MB有从晶粒一侧晶界扩展
26、到另一侧晶界的倾向，而大晶粒中的MB往往在晶粒中部终止。因金属的结构、晶粒大小、层错能大小不同，是否有溶质原子或第二相以及形变方式不同等因素而各有差异。4444p第二相颗粒由于形变协调的需要，形成更多的几何必需边界(GNB)，使得在给定应变下会有更高的位错密度。 大颗粒-位错集中在颗粒附近可形成形变带及大小约为0.1mm的亚晶。 小颗粒-几何必需的位错通常以位错环或位错缠结分布在粒子附近。弥散粒子钉扎位错，使位错不易交滑移，阻碍普通胞状结构形成。p溶质原子偏聚在位错上形成气团，降低位错运动率及形成胞状结构的倾向。溶质原子可影响层错能而改变形变行为。溶入高价金属原子超过一定限度时降低层错能，不利
27、于胞状结构的形成。 p形变温度提高-有利于交滑移和攀移，胞状结构明显，胞尺寸增大。 -减少位错与第二相颗粒的交互作用，使大颗粒附近的形变带尺寸减小，形变带内的点阵转动减少。p形变速率的作用 与温度的作用相反。45454.5 形变织构织构(择尤取向Preferred Orientation) 概念： 多晶体晶粒取向集中分布在某一个或某些取向附近的现象。晶粒取向随机分布晶粒取向择尤分布各向异性不同的取向多晶体、各向异性、晶粒取向的关系4646出现织构的原因 形变总是在取向有利的滑移系和孪生系上发生，结果使得形变后晶体的取向并非是任意的。随着形变进行，各晶粒的取向会逐渐转向某一个或多个稳定的取向，这
28、些稳定的取向取决于金属材料的晶体结构及形变方式。例：拉伸时，滑移方向力图与力轴平行，应是；两个同时开动时可以是；孪生时则有一固定转动关系，如FCC是72o，HCP是86.3o；都导致取向择尤。47474.5.2 晶体取向的描述晶体取向：指晶体的3个晶轴在给定参考坐标系内的相对方位。 1个晶轴的方向在坐标系中由3个变量（晶轴单位矢量在3个坐标轴的分量）确定。3个晶轴共有九个参量，但这9个参量并非完全独立的。例如，单位矢量在3个坐标轴的分量的平方和等于1，这样就有3个约束条件；另外，晶系的3个晶轴之间也有确定的关系，例如立方系3个晶轴相互垂直，这样它们也有3个约束条件。所以只需3个独立的参数就可以
29、描述晶体的取向。4848 在在实实际际描描述述晶晶体体取取向向时时，常常设设定定参参考考系系的的3个个轴轴为为轧轧制制方方向向(RD),轧轧制制面面的的法法向向(ND)以以及及轧轧板板的的横横向向(TD)。另另外外，在在描描述述晶晶体体取取向向时时也也不不一一定定采采用用3个个晶晶轴轴，而而是是采采用用某某一一晶晶面面hkl的的法法线线、晶面上的某一晶向晶面上的某一晶向uvw在参考坐标上的取向来描述。在参考坐标上的取向来描述。取向与织构的区别取向与织构的区别：多晶中晶粒取向的（择尤）分布。多晶中晶粒取向的（择尤）分布。单与多的关系。单与多的关系。取向的表示方法49494.5.3 晶体取向分布的
30、描述晶体取向分布的描述极图、反极图和取向密度函数常用来描述晶体取向分布。极图、反极图和取向密度函数常用来描述晶体取向分布。 表示被测材料中各晶粒的某一选定晶面表示被测材料中各晶粒的某一选定晶面hkl的取向分布的图的取向分布的图形。形。 为便于测定和表示晶面的取向，参考坐标架必须与材料的外为便于测定和表示晶面的取向，参考坐标架必须与材料的外观几何相联系。观几何相联系。 在在极极图图表表示示法法中中，选选材材料料外外观观上上3个个彼彼此此正正交交的的方方向向作作坐坐标标架架，例例如如轧轧向向RD、横横向向TD和和轧轧面面法法线线ND作作坐坐标标架架。以以轧轧面面作作为为投投影影面面，作作出出各各晶
31、晶粒粒某某晶晶面面hkl在在参参考考球球球球面面上上极极点点，把把每每个个点点代代表表的的晶晶粒粒体体积积作作为为这这个个点点的的权权重重，这这些些极极点点在在球球面面上上的的加加权权密密度度分分布布称称极极密密度度分分布布，球球面面上上极极密密度度分分布布在在赤赤道道上上的的投投影影称称为为hkl极图。极图。极图极图5050参考球与单胞极射赤面投影法 投影图/只给出100点一个取向的极图表示001极图ND5151单胞的立体图例1:立方取向(100)010RDTD（111）极图（001）极图（220）极图5252标准投影图与表示织构的极图之间的关系(001)标准投影图；是单晶体标准投影图；是单
32、晶体以以(001)面为投影面，把面为投影面，把“所所有有”晶面的极点标出。晶面的极点标出。立立方方织织构构100010的的(111)极极图图。立立方方体体的的位位置置固固定定，只只给给出所有晶粒的出所有晶粒的111极点。极点。5353问题一：标准极图与表示织构的极图的差异？问题二：若织构是hkl，则在极图上应体现出hkl及极点?（001）标准极图；立方体确定，给出所有极点。立方织构100的(111)极图；立方体位置固定，只给出111极点5454反极图（反极图（Inverse Pole Figure）与极图相反与极图相反；是描述；是描述多晶体材料中平行于材料多晶体材料中平行于材料的某一外观特征方
33、的某一外观特征方向的向的晶向在晶体坐标架的空间分晶向在晶体坐标架的空间分布的图形；布的图形； 参参考考坐坐标标架架的的3个个轴轴一一般般取取晶晶体体的的3个个晶晶轴轴（或或低低指指数数的的晶晶向向）。作作反反极极图图时时将将设设定定的的外外观观特特征征方方向向的的晶晶向向均均标标于于其其中中，从从而而反反映映该该外外观观特特征征方方向向在在晶晶体体学学空空间间的的分分布布。取取与与晶晶体体的的主主轴轴垂垂直直的的面面作作为为投投影影面面，把把这这一一立立体体分分布布图图形形经经极极射射赤赤面面投投影影成成为为被被测测材料的该特征方向的反极图。材料的该特征方向的反极图。反反极极图图一一般般用用于
34、于描描述述线线织构织构或或hkl。样品坐标系在晶体坐标系的表达。样品坐标系在晶体坐标系的表达。例：铜型取向例：铜型取向112=ND.RD形成/线织构5555 假假设设取取向向空空间间是是一一维维空空间间，空空间间取取向向用用g表表示示。当当多多晶晶材材料料各各晶晶粒粒取取向向完完全全随随机机分分布布或或没没有有织织构构时时，晶晶体体取取向向密密度度在在取取向向空空间应处处是间应处处是l (如图如图a，f(g) 为取向密度函数值为取向密度函数值)。取向密度函数取向密度函数(Orientation Distribution Function) ，简称，简称ODF 采采用用空空间间取取向向g(1，2
35、)的的分分布布密密度度f(g),则则可可以以表表达达整整个个空间的取向分布，这称为空间取向分布函数。空间的取向分布，这称为空间取向分布函数。图a5656 若若多多晶晶体体在在取取向向g1处处有有择择尤尤取取向向现现象象(图图b)，则则称称该该晶晶体体内内有有织织构构。可可以以想想像像还还会会有有一一些些不不属属于于图图a，b所所示示的的其其他他情情况况。如如图图c，d所所示示，这这两两种种情情况况并并没没有有明明显显的的择择尤尤取取向向现现象象，但但是是由由于于晶晶体体的的各各向向异异性性，有有图图c，d所所示示的的取取向向分分布布状状况况的的材材料料必必然然会会在在各各种种物物理理或或化化学
36、学性性能能上上反反映映出出各各向向异异性性来来。如如果果认认为为这这种种材材料料没没有有织织构构显然不合理，图显然不合理，图c，d所示的情况都应该认为是织构现象。所示的情况都应该认为是织构现象。图b图c图d 图图b,c,d有有一一个个共共同同点点，即即这这三三种种情情况况下下的的取取向向分分布布都都明明显显偏偏离离了了取取向向完完全全随随机机分分布布(图图a)时时的的状状态态。因因此此更更确确切切的的织织构构概概念念应应是：多晶体取向分布状态明显偏离随机分布的取向分布结构。是：多晶体取向分布状态明显偏离随机分布的取向分布结构。5757 ODF是根据极图的是根据极图的极密度分布计算出来的。极密度
37、分布计算出来的。测量若干个极图（极密测量若干个极图（极密度分布），就可以计算度分布），就可以计算出出ODF。 一一般般把把立立体体图图用用固固定定2(或或固固定定1）的的一一组组截截面面来来表表示示。例例如如，用用每每隔隔5为为间间隔隔的的2作作出出0、5、90等等19个个截截面的一组面的一组ODF图形。图形。工业纯铝经工业纯铝经95%形变量冷轧的织构形变量冷轧的织构(密度水平：密度水平：2，4，7，12，20，30)，最大密度，最大密度27.058584.5.4 形变织构的类型取决于形变金属的本质及加工取决于形变金属的本质及加工方式方式。分类分类:轧制织构、拉拔织构等。轧制织构、拉拔织构等。
38、轧制织构表示轧制织构表示:hklFCC金属中的形变织构(b)Cu-30%Zn合金经合金经96%轧制的轧制的111极图极图轧制极图(a)经经95%轧制纯铝的轧制纯铝的111极图极图5959从从上上述述两两个个图图看看出出，纯纯金金属属型型织织构构主主要要含含有有110)(B织织 构构 )， 123)(S织织 构构 )和和 (112)(C织织构构)等等。但但是是织织构构也也不不是是只只由由这这些些高高密密度度组组分分组组成成,而而 是是 由由 110(B织织 构构 )通通 过过 123(S织织构构)到到112(C织织构构)的的散散布布分分布布，即即轧轧制制过过程程中中晶晶粒粒取取向向在在取取向向空
39、空间间内内的的所所谓谓取取向向线上聚集。线上聚集。6060取取向向线线在在取取向向空空间间的的位位置置是是：j j2是是4590。而而j j1 1和和 不不十十分分确确定定，随随不不同同金金属属和和不不同同变变形形条条件件而而略略有有变变动动，大大体体是是从从B取取向向经经S取取向向到到达达C取取向向。另另外外 在在 轧轧 制制 过过 程程 中中 常常 会会 出出 现现 (110)(B织织构构)和和011(G织织构构)，它它们们的的空空间间位位置置处处在在j j2=0(或或0)， =45， j j1 1 =090的所谓的所谓取向线上。取向线上。 B取取向向在在 取取向向线线和和取取向向线线的的
40、交交点点上上。因因为为面面心心立立方方金金属属的的织织构构的的取取向向都都集集中中在在和和 取取向向线线上上，故故只只要要考考察察这这两两条条取取向向线线上上的的取取向向的的变变化化，就就可可以以看看出出形形变变过程中各种取向的变化。过程中各种取向的变化。6161工业纯铝轧制过程的工业纯铝轧制过程的ODF取向线分析取向线分析(a)和和(b)分分别别是是工工业业纯纯铝铝冷冷轧轧变变形形过过程程时时和和取取向向线线上上各各取取向向强强弱弱的的变变化化情情况况。从从图图中中可可以以看看出出，取取向向线线的的取取向向随随着着变变形形量量增增加加而而逐逐步步增增强强(图图b)，各各晶晶粒粒取取向向不不断
41、断转转到到C和和B取取向向上上，也也同同时时部部分分转转动动到到S取取向向上上。G取取向向是是一一个个中中间间的的稳稳定定取取向向，许许多多晶晶粒粒在在轧轧制过程中会转动到制过程中会转动到G取向，但后来以沿着取向，但后来以沿着取向线转回取向线转回B取向取向。6262110标准投影图标准投影图经经95%轧制纯铝的轧制纯铝的111极图极图6363112标准投影图标准投影图经经95%轧制纯铝的轧制纯铝的111极图极图6464123标准投影图经95%轧制纯铝的111极图6565合金型织构的典型例子：合金型织构的典型例子：Cu-30%Zn合金合金(黄铜黄铜)经经96%形变量轧制的形变量轧制的111极图。
42、从图中看出，合金型织构主要含极图。从图中看出，合金型织构主要含110(B型织构型织构)组分。组分。合金型织构也含少量的合金型织构也含少量的G织构组分。织构组分。6666 在轧制形变时，在轧制形变时，B取向不断增强，取向不断增强，G取向保持一定的强度。取向保持一定的强度。和和取向线上各取向强弱的变化情况。取向线上各取向强弱的变化情况。Cu-30%Zn合金轧制过程中的取向线分析合金轧制过程中的取向线分析6767体心立方金属轧制织构体心立方金属轧制织构 主主要要有有111和和hkl两两类类。主主要要有有112、111、111、001和和110(1100)等等类类型型。表表8-3给出这些取向在取向空间
43、的欧拉角。给出这些取向在取向空间的欧拉角。 材材料料的的化化学学成成分分对对体体心心立立方方金金属属各各形形变变织织构构组组分分的的强强弱弱有有很很大大影影响响。工工业业纯纯铁铁的的冷冷轧轧织织构构组组分分主主要要有有001和和112，若若含含有有少少量量的的碳碳或或氮氮(低低于于0.01%)，则则冷冷轧轧织织构构除除了了001和和112组分外，还会有组分外，还会有111和和111组分。组分。6868纯铁经纯铁经98.5形变量冷轧织构的形变量冷轧织构的200极图极图6969纯铁经纯铁经98.5形变量冷轧织构的形变量冷轧织构的200极图极图7070 体心立方金属形变以及再结晶取向聚集的区域。71
44、71工工业业纯纯铁铁冷冷轧轧变变形形过过程程时时和和取取向向线线的的变变化化情情况况。从从图图中中可可以以看看出出，当当形形变变量量小小于于25%时时，各各晶晶粒粒的的取取向向主主要要聚聚集集于于001取取向向附附近近；形形变变量量到到55%后后，取取向向线线上上的的取取向向密密度度增增加加比比较较明明显显；随随后后形形变变量量增增加加直直至至92%，晶晶粒粒取取向向主主要要集集中中到到001和和112取取向向附附近近，并并且且112取取向向要要在在形形变量比较大时才增加。变量比较大时才增加。线上的密度增加不明显。线上的密度增加不明显。7272六方金属轧制织构为基面平行于轧面的织构(0002极
45、图),(a)镁c/a=1.62;(b)锌c/a=1.88;(c)钛c/a=1.59对应单胞的空间方位73734.6复相合金的塑性形变取决于基体的性能及第二相的性质、数量、形状和分布。p当两个相的塑性较好时，一般有两种近似处理方法(1)设两相具有同样的应变，1和2必不同，平均应力为(2)设两相应力相同，应变1和2必不同，平均应变为等应变假设等应力假设7474实际上，这两种假设都不完全正确。形变过程中各晶粒中的形变已是极不均匀的，第二相的存在更加大了这种不均匀性，所以，第一种应变相同的假设与实际不符；按第二种应力相同的假设，两相间应变必不连续分布，则在界面处会出现裂缝，这也是和实际不符。实际情况是
46、，形变总是从较弱的相开始，随着形变量的增加，在某些界面处的应力集中导致较硬的相形变。在形变过程要求跨过相界面的应力和应变都要保持连续性。7575三种情况：(1)脆性相连续地沿塑性相晶界分布；(2)脆性相不连续地分布在塑性相的晶界上；(3)脆性相不连续地分布在塑性相内。p另一相是脆性相，则除两相的相对量外，脆性相的形状和分布对合金塑性起重大作用。实例：Bi在Cu、Au中的膜状分布；Fe3C在钢中的网状分布；硬粒子周围的高形变区7676铝锰合金轧后硬粒子周围亚晶的转动AB7777人有了知识，就会具备各种分析能力，明辨是非的能力。所以我们要勤恳读书，广泛阅读，古人说“书中自有黄金屋。”通过阅读科技书籍，我们能丰富知识，培养逻辑思维能力；通过阅读文学作品，我们能提高文学鉴赏水平，培养文学情趣；通过阅读报刊，我们能增长见识，扩大自己的知识面。有许多书籍还能培养我们的道德情操，给我们巨大的精神力量，鼓舞我们前进。
