第3編材料制備過程中的組織結(jié)構(gòu)變化

原子（或原子（或分子）在平衡位置附近作周期性振動（每秒約跳躍108次）有時可以跳躍到另一原子的短距離或長距質(zhì)宏觀流動，稱為“擴散固體中原子遷移的唯 擴散的應(yīng)

SurfaceSurfacehardeningofsteelDriftandbydensityorelectricor Electrophoresis電泳涂 ting電 P多電子負

漂Diffusionof

n+-pDiffusionn+-p

B電子從nside向p－side方向擴散，而空位從p－side方向向nsideDriftofn+-p

擴散方向與漂移方向相反,且漂移不一定達到最終平衡濃 擴散方

把擴散系統(tǒng)看成是連續(xù)的介 穩(wěn)態(tài)在一在一定區(qū)域內(nèi)，濃度不隨時間變0非穩(wěn)態(tài)濃度濃度隨時間0 菲克第一定律的推 菲克第一定律菲克第菲克第一定律(擴散第一定律單位時間內(nèi)通過垂直量（擴散通量J），與此處的濃度梯度成正數(shù)學(xué)表達式稱為擴散 D擴散通量J擴散通量J的單位是g·m-2·s-x為沿擴散方向的C是體積濃度，即單位體積物體中擴散物質(zhì)的質(zhì)量，單位為kg·m-D稱為擴散系數(shù)，量綱是長度2/時間，通常為cm2·s-負號表示擴散物質(zhì)流動的方向與濃度梯度方向相 菲克第

xx Dzz xx Dzz yy式中式中 附：菲克第一定x軸上兩單位面積1和2，間距dx，面上原子濃度為C1、2的原子數(shù)為 則單位時間內(nèi)兩者的差值即擴散原子凈流量則單位時間內(nèi)兩者的差值即擴散原子凈流量J=（1/2）f（n1-=（1/2）fC1dx-=（1/2）f（C2- J=-J=- 菲克第一定律 氣體在金屬中的根據(jù)菲克第一定律，有dcdx＝（C0C1和C0分別為金屬膜中在x方向P對于H2或N2這類雙原子氣體，可以用SivertS是比例常若與C1、C0對應(yīng)的壓強分別為P1、P0JJP0 氣體在金屬中的JJP0 測出P0、P1、J和Δx，而S已知，則可計算出D如果已知P0、P1、D、S和Δx，則可計算出22其 rLJqJqDdcD擴散系數(shù)的碳原子從碳原子從內(nèi)壁滲入，外壁滲出達到平衡時，則為穩(wěn)態(tài)擴單位時間、單位面積中碳流 A：圓筒總面積，r及L：園筒半徑及長度，q則即即D qd(ln2rLt 擴散系數(shù)的碳碳原子從內(nèi)壁滲入，外壁滲出達到平衡時，則為穩(wěn)態(tài)擴Dqd(lnr A：圓筒總面積，r及L：園筒半徑及長度，qA：圓筒總面積，r及L：園筒半徑及長度，qq可通過爐內(nèi)脫碳氣體的增碳求得，再通過剝層法測出不同r處的碳含量作出C-lnr曲線可求得有關(guān)系：DD0expQ/RTD擴散系數(shù)D0系數(shù)；Q（mol·K）；T：絕對散激活能R數(shù) Example:diffusionofNiin8cm。問每秒鐘通過MgO擴散的Ni＋數(shù)

Ni MgO TaExampleSolution:diffusionofNiinNiisFCClattice,thenumberofatomsinacellisCNiatNi/MgOinterfaceis100%,CNi/atTa/MgOinterfaceis每cm3中Ni原子個CNi/MgO=(4atoms/unit )/(3.6×10－8cm)3=8.57×1022atoms＝-1.71×1024atoms/（cm3則Ni原子通過MgO層的擴J=-D（dc=-9×10-12cm2/s×(-1.71×1024atoms/（cm3=1.54×1013Niatoms/(cm2(To) ExampleSolution:diffusionofNiinNJ×面積＝[1.54×1013Niatoms/(cm2s×4=6.16×1013Ni這個數(shù)值看起來很大，但實際上每秒鐘從界面擴散走的Ni原子體積VN（擴散走的原子）/N(總原子數(shù)=（6.16×1013Niatoms/s）/（8.57×1022atoms/cm3=0.72×10－9cm3/用厚度d表示在該面積中每秒擴散的Ni原子則d=V/面積=（0.72×10－9cm3/s）/（22cm2）＝1.8×10－10cm 擴散通擴散通量J不是常數(shù)，而是隨時間以及x菲克第二定律的推 菲克第二定律J1和J2分別表示流入小體積和流出小體積的擴散物質(zhì) 由質(zhì)量平衡關(guān)系可 （微小體積中積存的物質(zhì)量）＝（流入的物質(zhì)量）－（流出的物質(zhì)量 12 12 DJ 1J

0x 0x 0x 非穩(wěn)態(tài)擴散時，J 設(shè)小體積兩平面的面積為 Adx21小體積內(nèi)物質(zhì)的積存速率＝JA－J 附：菲克第二定律的推?聯(lián)系式（5）聯(lián)系式（5）?( ) c將式?將式? (cJD代入這這就是菲克第二定律D2x如果D和濃度無關(guān)，式（8）寫根根據(jù)以上討附：菲克第二定律的推x，y，z中的擴散，各向同性的介質(zhì)，式（8）(c (Dc(c (Dc)(Dc)(Dc)222D若D與濃度無若D與濃度無關(guān)，式（10）2222x2x對于各向異性的介質(zhì)，各個方向的擴散系數(shù)不同，設(shè)在x，y，z向的擴散系數(shù)依次為Dx，Dy，Dz，式（10）2 2Dyy DzzxD 附：菲克第二定律的推(r (r r) c D(r2cr r1 (sinc12sin2trrsin20

22ccD(2c2rr ??D2x 擴散偶及其中濃度的分 無限大物設(shè)D是與濃度設(shè)D是與濃度無關(guān)的常數(shù)，坐標原點選擇在焊接面?初始條?x<0，則邊界x=則x=則 附：無限大物體中的擴散令λ＝x/√t，代入式（9）D·e2C/ex2=D·（d2C/dλ2）·（eλ/exeC/et=（dC/dλ）·（eλ/et

=（dC/dλ）·（x/(2·t3/2 于是式（7-10）變換2·D·（d2C/dλ2）·（1/t=-（dC/dλ）·(x/(2·t3/2-2·D 附：無限大物體中的擴散令dc/dλ=A·exp(-α·λn)，代入上-2·D·A[-α·n·λn-1]·exp(-α·λn)=A·λ·exp(- 令n=2，α=1/(4·D)，代入上式左邊，化簡后此

dc/dλ=A·exp[-λ2/(4·D)

將上式兩邊積C=∫λA·exp[-λ2/(4·D)0=A·∫λA·exp[-λ2/(4·D) 0附：無限大物體中的擴散2令β=λ/(2·√D)=x/(2·√(D·t))，則式（21）可寫成2ββ

=∫0x/(2·√(D·t)exp(-

根 誤差積 ∫0∞exp(-β2)dβ=應(yīng)用初始條t=0，x>0，則C=C1，β=x<0，則C=C2，β=-于是從式（22）可

C1=A′· C2=-A′· 附：無限大物體中的擴散由上兩式可Bc2c1c2c2c1c2c1erf222x)212c122 20Dtc

2

c2 c202 022.假設(shè)分界面x＝0處的濃度恒為C0，β=0，erf（β）=0cc2(1erfcc2(1erf x c c c2c c2 2x)無限大物體中擴散的解的假設(shè)B金屬棒的初始濃度C假設(shè)B金屬棒的初始濃度C1=0cc2(1erf2x 0x 0x 2)d2)x2 測出式中的x測出式中的x、tC，則可求出測出x、t和D，可求出 x erf x erf x erf 附 誤差函Valuescanbegot?1.TableP?1.TableP35(誤差函數(shù)表2.standardspreadsheetandothersoftware3.calculatedbyexpansionsofthefollowingerf(z)

e3?4.usean2?4.usean2erf(z)11ez

122 C0C0在x=∞處 故即 故即半無限大物體中的初始條件:t=0邊界條初始條件:t=0邊界條件:t＞0時，x=0，C=C0；由式（7-cc2c1c2c1erf x )得 c202即c22c0cc2c1 o2erf2x)cc1erf2x)c1erf x)cc1erf2x)?通過實驗測出x、t、D值，則由式中C0為式中C0為已知?erf2erf2x) 可 函數(shù)表查 x2半無限大物體中C/C0 的x2?? cc1erf02 )可以繪出C/C0x 半無限大物體中的???（C=C0/2），從圖上容看出，與0.5相對應(yīng)的值 0.5 x 0.5 x 或即

??可見，如果要使該面上的濃度達到C0/2，擴散時間t 半無限大物體中的x=(x=(常數(shù))t-????根據(jù)曲線，如通過實驗確定C0以及在t時間距離界面為x處的濃度C以算出擴散系數(shù) 滲碳

多晶體金屬中擴散路 提出各種機制來說明擴散的基本過 體擴散是固態(tài)金屬中最基本的擴散途 晶體點陣中的各種擴

1.交換1.交換機2.間隙3.空位中的擴 該機制解釋了金中的擴還被發(fā)展用來描述Pb－Cd和等金屬系統(tǒng)中的 擴散的交換機交換機制很難出 間隙擴散時間隙原子躍遷所需能量示意（（0（G△G只有能量大于G2的間隙原子才能進行躍遷 間隙擴

??由能大于G2的數(shù)目n2n1=Nexp(-n2=Nexp(-自自由能等于G1或大于G1小于G2由于由于G1是處于平衡位置的最低自由能狀態(tài)，所以間隙原子跳躍幾率

Z為配位數(shù)，ν為振動頻 內(nèi)躍遷，每跳躍一步的距離為dx，在推導(dǎo)菲克第一定律時， D=(1/6)·D=(1/6)· 空位空位總會存在，存在空位使熵增? 在置換式固溶體 擴散需要能量－擴散激活QiQi Activationenergyof1.Qi1.Qi＜Qv,lowerQindicateseasy3.diffusiondataforselectedmaterials（SeeDiffusionQ(cal/molD0(cm2/sCinFCCCinBCCNinFCCNinBCCHinFCCHinBCC不同溫度下存在不同的空位平衡濃度CV越高越有利于在220℃的銅，每1cm3中只有2×103個空位，而接 的 （1000℃），每1cm3中就有5×1018個空空位平衡濃度CV 若晶體中原子的配位數(shù)為Z，在空位濃度CV的情況下，每個原子在單時間內(nèi)躍遷的頻f=ν·Z·P·C 式中P為原子躍遷入空 空位機

置換原子躍入空位引起的體系自由能變化為：ΔG=ΔE-可以躍入空位的原子P=exp(ΔS/k）·exp(-將式（5）和（6）代入式（4）=D0·exp[-(ΔE+ΔEv)/kT）=D0·exp(-（ 擴散基體D0/(10-Q/Cγ-Cα-Nγ-Nα-α-γ-γ-γ-Ag（晶內(nèi)擴散Ag（晶界擴散 自擴

其它還有環(huán)形換位機制和擠列（Crowdion）機 其它還有環(huán)形換位機制和擠列（Crowdion）機 銅自擴散激活能計算值和實驗值的擴散缺陷形成能缺陷移動能KJ·mol-1兩原子交換機—四原子環(huán)形換位機—空位機間隙機實驗—— 擴散機 擴散 3.2.5.1擴散系數(shù)的測定方 ?采用放射性或穩(wěn)定的?采用放射性或穩(wěn)定的為示蹤原子來測定自?如將放射性?如將放射性的Au* 示蹤劑法測定自擴示示蹤原子的濃度分C=K·exp[-或C=K·exp[-或lnC=[-x2/(4·D*·t)]+作出lnc與x2的關(guān)系曲 示蹤劑Au*的lnC－x示蹤劑Au*的lnC－x2 示蹤劑法測定自擴lnClnC－x2關(guān)系曲線斜率k 擴散時間t為100h，代入式（9），可求得Au的自擴散系數(shù)如果為晶界擴散時，lnc與xlnC＝－√2/[(πDLt)?(δDb/DL)1/2]x+DL和Db分別為晶格擴散系數(shù) 自擴散C=C0·C=C0· 自擴散??數(shù)D*與不加壓時的自擴散系數(shù)D*p D*=D*·exp[(P·ΔV+P·ΔV

PP：所加壓力；ΔVf：每摩爾缺陷形成時所增加的晶體體積；ΔVm 其它擴散系數(shù)測定的變化或電導(dǎo)率變化的動力學(xué)數(shù)據(jù)來確定化學(xué)擴散系數(shù)的變化或電導(dǎo)率變化的動力學(xué)數(shù)據(jù)來確定化學(xué)擴散系數(shù)1.溫度的影 擴散系數(shù)強烈地依賴于溫度，與溫度的關(guān)系可用表D＝D0D＝D0exp(-D0：D0：擴散常數(shù)，R：氣體常數(shù)，Q：擴散激活能，T?D0和Q可隨合金成分以及擴散 由式可見，D與T成指數(shù)關(guān)系，隨溫度的升高，擴散系數(shù)急劇增 的幾率 溫度升高空位濃度增大，有利于擴 溫度對擴散系數(shù)的)]?lnD=lnD0-(Q/R)lnD=lnD0-(Q/R)lnD－lnD－1/T呈直線關(guān)系;測出直線斜率之后就可求出Q? 溫度對擴散系數(shù)的 如在927℃和1027℃滲碳，碳在γ-Fe中的擴散系數(shù) D1300K=2.0×10D1300K=2.0×10-5exp[(-D1200K=2.0×10-5exp[(-溫度對擴散系數(shù)的 實實驗發(fā)現(xiàn)，釷在鎢絲中的晶界擴散系數(shù)DB和體擴散系數(shù)DLDB=0.74exp[-900000/(RT)DB=0.74exp[-900000/(RT)DL=1.0exp[-120000/(RT)DL=1.0exp[-120000/(RT)可知D可知DB>>DL，而且釷在晶界上的擴散激活能也比在晶格中的小得 單晶銀和多晶銀的自擴散系數(shù)與溫度??激活能的?高溫下空位濃度內(nèi)擴散掩多晶銀和單晶銀的擴散系數(shù)與1/T的關(guān)D2=0.859exp[-45.950/(RT)](cm2/s)℃擴散系 擴散系數(shù)與溫度、晶粒鋅在不同晶粒 擴散系數(shù)與擴散方式、溫度、晶粒 （2）固溶體的晶粒越細,則晶界多，擴散系數(shù)越 散）， 沿線缺陷的如未變形的鉭片在滲碳介質(zhì)中于1900℃保持12h，其表面上所成的滲碳層厚度小于?經(jīng)過75%變形后，經(jīng)過1h的滲碳就能形成厚度為0.6mm的滲層，滲碳速度提高了720? （1）在具有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)有明顯的變.γ-Fe的自擴散Dγ=0.58exp(-69700/RT)Dα/Dγ=10exp(4100/T)＞＞1

γ-Fe的280b.間b.間隙式溶質(zhì)原子N在α-Fe中的擴散系數(shù)是在γ-Fe中的2000? Mo、W、Cr等置換式溶質(zhì)原子在α-Fe中的擴散速率也遠比在Fe?d.同樣溫度下，鋅在體心立方點陣的β心立方點陣的α黃銅中的擴散系 擴散系數(shù)隨晶體結(jié)構(gòu)的改變而變晶體 具有菱方結(jié)構(gòu)的鉍有明顯方向 密排六方晶系平行于[0001]平行于底面的D＝0.13exp(-垂直于底面的D=0.58exp(-因為平行[0001]（0001）面，所以要一些，這種異向性隨溫度升高逐漸減?鋼件在?鋼件在表面化學(xué)熱處氮所需時間遠比滲C、C、H、N在α－Fe中形成間隙式固溶體，Q小而擴散Al、Cr在Fe中形成置換式固溶體，Q 不同元素在銀中的金1000K時的哥氏半徑擴散組元的 擴散組元濃度對擴散的影 擴散組元對擴 第三元素（或雜質(zhì)）的.1.加入4%的鈷可使碳在γ-Fe2.加入3%Mo或W，則使其減小一半，Mo對碳在γ-Fe中擴散的響還與溫度有關(guān)，當溫度低于11001100℃時則加3.Mn和Ni對C在γ-Fe中的擴散無影 在Al-Mg合金中加入2.7%Zn，可使Mg在Al合金元素對碳在γ－Fe中的擴散系a.形成碳化物元b.形成不穩(wěn) 擴散的 決定組元原子擴散的流向是化學(xué)勢方 擴散驅(qū) 此時菲克第一定律應(yīng)μ固溶體中溶質(zhì)原子擴?不管濃度梯度是正是零，擴散就會附：

所ci nici所

因為因為uu(GiT.P.ni ii 等溫等壓條件下i組元的化學(xué)勢 G為G為系統(tǒng)自由能，nj為除組元i式（25）代入式（26），附：擴散驅(qū)動

uuiGCi式 式2cJ2cJMG2u2xcix?式（27）?式（27）代入式 去掉下標與與菲克第一定律比22DM2式中式中M與D的正負號是附：

由由式 M2G2可得以下重要J 方向相同，產(chǎn)生順擴xJ 方向相反，產(chǎn)生逆擴x?用 2 2判斷擴散方向更具有2 22 2 上坡

2 2 22222G2G2222 促使逆1.滿足2.晶體晶體缺陷造成晶體的晶界能都比晶晶界吸附異類原子會上坡Cottre3.彈性 在彎曲彈性應(yīng)力的作用產(chǎn)生逆擴固溶體合金彈性彎曲出現(xiàn)上坡擴 溶 溶劑原子除了原子在其平衡位置附近做振動外?溶劑原子的自身遷移，稱為“自擴散?可用放射性同位素示? 固溶體中的互擴散－KirkendallKirkendall?固溶體合金中互擴散的典型實例，一種普遍的現(xiàn)象，最初是Kirkendall?固溶體合金中互擴散的典型實例，一種普遍的現(xiàn)象，最初是互擴? 保溫1天保溫6天移動0.0036 Cu擴散Zn擴散保溫13天Cu擴散Zn擴散互擴散

?? 點陣常數(shù)的變化不是?D>Dk?Cu-Au、Cu-Ni、Cu-Sn、Ni-Au、Ag-Au和Ag-Zn合金系擴散中都有Kirkendall效互擴散

在在置換固溶體中 反應(yīng)?某些?某些有限固溶度合金成端際固溶體外，還通過擴散而形成新相的現(xiàn)象，稱為反應(yīng)擴由反應(yīng)擴散所形成的 反應(yīng)

純鐵滲氮層純鐵滲氮層存在兩相ε， 存在兩相

系反應(yīng)擴 離子晶?????本征點缺陷離子晶體由本征由本征點缺陷引起的?如純NaCl中Na+的擴散率與金屬中的自擴散率相差不大，因為在NaCl非常非常 摻雜離子晶體與擴用相似的陰離子代替基體中的陰離子（少見?用相似的陰離子代替基體中的陰離子（少見??當陽離子雜質(zhì)所具有的電荷與基體陽離子不同時另外的缺?如1個Ca2+置換NaCl晶體中的1個Na+時，同時形成1個相鄰的Na+空位可保持電中性，相當于1個Ca2+置換2個Na+而只占據(jù)了1個結(jié)點位置，這???摻雜離子晶體與擴由摻雜由摻雜點缺陷引起的中等溫度時 外來分子在聚合物中??1.滲???1.滲?????2吸??滲透和吸收 ?????材料中擴散問題的幾實實例 粉體材料的燒

??? ??????? 粉體材料的? ??

??： 率） 輸送途徑Ashby燒結(jié)機制三個γ：材料的表面張力，δ：原子間距，c0：平面表面下的空位平衡濃度，k 而??0 0 33??? 實例 滲提高低提高低碳鋼或純鐵的?鋼件放在滲碳劑中加熱到高溫（900~950℃），碳原子向鋼件深處移，形成一定厚度的擴散是滲碳的基本 純鐵滲

一般一般x=(常數(shù))·t1/2，或x2=(常數(shù)??鋼鐵滲碳時，可以利（因D和溫度有關(guān)）

屬于屬于半無限大物體中散問c1erf x)c 1erfc02

c1erfc1erf2x)C=Co[1-erf(6.8x)],C=Co[1-erf(6.8x)],線線利用式6如x=1.2mm=0.12cmC=Co(1-erf(6.8x))=1.3%(1- 純鐵在氣體滲碳 經(jīng)過927℃滲碳10小時后沿純鐵表面每隔0.4mmC＝1.3×/ 純鐵

Solutiontodesignofcarburizingcc1c0

1erf

任何滿足D·t＝0.0198cm2（To） Solutiontodesignofcarburizing擴散與溫度、時間有關(guān)，DD0expQRTD=0.23exp(-32900cal/mol/1.987（cal/mol.K）T=0.23exp(-16558/T900℃=1173Kt=116174s=32.3h1000℃=1273Kt=36360s=10.7h1100℃=1373Kt=14880s=4.13h1200℃=1473K??Solutiontodesignofcarburizing 實例 鑄錠的均勻附：.dC/dx(x=λ/2)C(x,t)-C′=A0sin（π·x/λ）·exp（-π2·D·t/λ2C(λ/2,t)-C′=A0·exp（-π2·D·t/λ2t：均勻化時間（s），D：擴散系附：由C(λ/2,t)-C′=A0·exp（-π2·D·t/λ2 因為A0=Cmax-Cexp（-π2·D·t/λ2)=[C(λ/2,t)-C′]/[Cmax-C[C(λ/2,tC′Cmax-C′]=1/100即exp（-π2·D·t/λ21/100exp（π2·D·t/λ2100

式（13）取對數(shù)，可算出使鑄錠中成分偏析的振幅降低到1%所需退火時間t=0.467·(λ2t=0.467·(λ2 鑄錠的（1）溫度一定，均勻化退火時間與λ的平. 實例 金屬表面的氧??包含擴散的金 氧化膜：氧化層氧化皮：氧化層 a.a.素，故氧化層厚度x與時間t 金屬表面的?dm=-D·Δdm=-D·ΔC·dt/?? xt D xt x2=K′· 金屬表包含擴散的金屬氧化過? ?金屬表b.非保護b.非保護性氧化氧化層厚度x?? 實例5.金屬的連 θζεαθζεα

習(xí)1.利用表7－1中銅在鋁中的擴散數(shù)據(jù)，計算在477℃和分偏析的振幅降低到1％所需要的保溫時間 習(xí)???12.碳在奧氏體中的擴試計算在927℃時在該溫度要使試樣的1mm和2mm深處的碳濃度達到0.5久時間在一給定時間內(nèi)要使碳的滲入深度增加一倍，需要多高的擴散退 習(xí)設(shè)有一盛氫的鋼容器，容器里面的壓力為10大氣壓而容器外面為真10大氣壓下氫在鋼內(nèi)壁的溶解度為10-2g/cm3。氫在鋼中的擴散系數(shù)為5cm2/s，試計算通過1mm厚容器壁的氫擴散通870℃滲碳與927℃滲碳比較，其優(yōu)點是熱處理后產(chǎn)品晶粒細5m2/s，Q=14×103J/mol870℃滲碳需用多長時間才能獲得927℃滲碳10h的滲碳厚度（不同習(xí)（1）在有限時間內(nèi)能否使不均勻性完 （2）已知鋅在銅中擴散時D0=2.1×10-5m2/s，Q=171×103J/mol，求815。 金屬材料生產(chǎn)基本成成分熔熔鑄制壓壓熱變燒燒冷加后處后處 晶體的

晶體在外力的作用下 彈性變外力去除以后變形可 的變??在剪切變形時4.變形量很小，塑性變形的1％以

原子間相互作用力fAr rrr原子間AB??比ν（GE2(1原子間相互作用力 晶體的性

???? 塑性變形的?宏?宏觀上固體的塑性變種復(fù)雜變微觀上單晶體的塑性變形的基本方式只有兩種:滑移和孿滑移和孿生都是剪切外一部分沿著特定的 §1單晶體金屬的塑性變1．滑移的顯微 鋁單晶體拋光后拉伸，表面出現(xiàn)的（a-×100；b-×12500）及滑移帶的示意圖 滑移帶

滑 滑移的晶體學(xué)滑移晶晶體滑移通常是沿著一定的晶面發(fā)生的，此組晶面稱為滑移滑滑移沿著滑移面上一 派納力最

此此時派納力P212(1)bb：柏氏矢量G：切變模量γ：泊松比a

滑移的滑移的情形下，特定的晶面和晶向分別稱為滑移面和滑移方一個滑移面和位于這用{hkl}[uvw]晶體滑移系統(tǒng)取決于晶體結(jié)構(gòu)，也與溫度、合金元素有 滑移系 常溫、常壓下各種晶體的滑移系統(tǒng)和臨界晶體結(jié)構(gòu)金屬滑移面滑移方向臨界分切應(yīng)力/MN/mFCA{111＜11>0.3A{111 （20℃＜11>0.7A{100 （＞450℃＜11>C{111＜11>0.9N{111＜11>5.6HCM（0001＜1100.39-0.5M{1010}（＞225℃＜11040.B{0001＜1101.3B{1010＜11052.C{0001＜1100.64-0.6α-T（0001），{1010}（20℃ 110—α-T{1010}（高溫＜11012.Z {1010 1100.64-0.6BC F {110}，{112}，{123 11>27.M {110}，{112}，{123 11>96.N {110 11>33.T {110 11>41. {110}，{112 11>— 一些金屬晶體的滑 滑移方向滑移面一般為 fcc滑移系c/a≈1.633（如Mg）底c/a≈1.633（如Mg）底面為主要滑?c/a＜1.633（Ti、Zr、Be等）除了c/a＜1.633（Ti、Zr、Be等）除了面，{10-10}，{10-11}也是滑移面，甚?c/a＞1.633（Cd、Zn等）底面是滑移?決定hcp滑移面的一個重要因素 hcp

滑移方向恒為<1，1，-2，0>，滑移面為（0001）或棱柱面{1，0，-1，0}、棱c/a比較大的晶體，如Zn、密排面密排面（0001），滑移系為（0001）×[110]個<110>晶向，共有三個等價滑移 hcp滑移系滑移面除了（0001）面，還有{10-10}滑移面除了（0001）面，還有{10-10}和{1011} >晶 hcp晶體的可能 bcc滑移

bcc的滑

滑移方向為滑移方向為{11}1（個（個{110}62121241?滑移是?滑移是晶體沿著滑移移的應(yīng)力是作用在滑 id定id用同種材料但不同取向的單晶體試棒進行拉伸試 發(fā)發(fā)現(xiàn)不同試棒的取向于一個確定把給定滑移系上開始產(chǎn)生滑移所需分切應(yīng)力稱為臨界分切應(yīng)力Sid（）定 晶體開始滑移所需的分切應(yīng)力

σ＝F/Q=(F×σ＝F/Q=(F×cosφ)/滑移面的面積為臨界分切

cosFcoscosAF/A為拉伸cosφcosλ稱為取向因子，或因子 取向取向因子越大，分切應(yīng)力越 分切

對于任一給定的φ值，取向因子的最大值出現(xiàn)在對于任一給定的φ值，取向因子的最大值出現(xiàn)在λ=90o-φcosφcoscosφcosλ=cosφcos（90o-當φ=45o時（λ也為45o），取向因子有最大值????? FcoscoscoscoskAs故skcoscos 單晶體的屈服強度與cosφcosλ＝1/2向因子達到最大值，產(chǎn)生拉伸變形的屈服應(yīng)力φ=90o或0o, 硬取45很遠，需要較大的σs值才能滑軟取晶體晶體中有些滑移系與外力的取向接近45o角，處于易滑移位向較小的σs值，稱為“軟取向通常是軟取向的滑移 id實驗點近實驗點近似位于雙曲線σμ=按照 id定律，單晶體沒有確定的服極限臨界分受成分、溫度、表面情況（氧化膜使變形臨界分切應(yīng)力增大）、周圍介 合金元素對臨界分切應(yīng)力的Cu－Ag合金 Cu－Ni合金 溫度對臨界分切應(yīng)力的

單晶體具有等價的滑移系統(tǒng)時，利用單晶體具有等價的滑移系統(tǒng)時，利用 id 面心立方的c 面心立方的c晶體結(jié)構(gòu)滑移面滑移方臨界分切應(yīng)MN/mFC{111＜1100.比體心立方{111{100（20℃（＞450℃＜110＜1100.{111＜1100.{111＜1105.HCMg（0001＜11200.39-0.Mg{1010}（＞225℃＜112040.{0001＜11201.{1010}＜112052.{0001＜11200.64-0.α-（0001），{1010}（20℃＜1120—α-1010}（高溫＜112012.Zr{1010}＜11200.64-0.BCCFe{110}，{112}，{123＜11127.Mo{110}，{112}，{123＜11196.Nb{110＜11133.{110＜11141.W{110}，{112＜111— 室溫下一些常見金屬晶體的臨界分??4．拉伸和壓縮時晶如拉伸時，夾頭將試樣兩 ，在伸過程中試樣 必須始終沿兩 ??2拉伸作用在中間一層金屬上下兩面的作用力

晶體壓縮時的·幾何硬化與幾何動動后，就會轉(zhuǎn)到此夾角越來越遠離45o的位向，從而使滑移變得越來如果晶體滑移面原來是處于其法線與外力軸夾角接近45o的位向，經(jīng)滑移和幾何軟 晶體的

試樣在拉伸過程中內(nèi)部結(jié)構(gòu) 單晶體晶體滑解釋滑移的面和方

??轉(zhuǎn)轉(zhuǎn)動角度不同的區(qū)域就存在位向差，在顯微鏡下存在反差（襯度這種轉(zhuǎn)角較小的帶狀??單滑移?兩個或多個滑移系統(tǒng)具有相同的取向因子μ?兩個或多個滑移系統(tǒng)具有相同的取向因子μ由于變形時晶體轉(zhuǎn)動的結(jié)果，有兩組或幾組滑移面同時轉(zhuǎn)到有利位向，“多滑移”,這種具有兩個或多個滑移系統(tǒng)的滑移分別稱為雙滑移 滑移可能“多滑移”,這種具有兩個或多個滑移系統(tǒng)的滑移分別稱為雙滑移此此時，外力對兩個滑如果發(fā)生雙滑移或多跡，即交叉形的滑移??滑移線?? 交滑移的實質(zhì)是螺位錯在不改變滑移方向的情況交滑移的實質(zhì)是螺位錯在不改變滑移方向的情況下，從一個滑移面滑到交線處，轉(zhuǎn)到另一個滑交滑移是指兩個或多個滑移面共同沿著一個滑

雙滑雙雙滑移：不同滑移

鋁在雙滑移時產(chǎn)生的 奧氏體鋼中的交叉 銅的平行滑 鋁的波紋狀滑

現(xiàn)

彎折與扭

單晶體Zn被壓縮時的扭折ab 孿

孿生是以晶體中一定的晶面（稱為孿晶面孿生是以晶體中一定的晶面（稱為孿晶面）沿著一定的晶向切變區(qū)域內(nèi)，與孿晶面平行的各層晶面的相對位移切變區(qū)域內(nèi)，與孿晶面平行的各層晶面的相對位移 孿生

?????變? 晶體滑移和孿生的晶體的塑性變形（a）沒有變形時（b）滑移（c）通常通常把這兩部分晶體是變形的時候產(chǎn)生 Zn拉伸時產(chǎn)生的形變 Mg

孿生的晶體的孿晶面和孿生方向與晶體結(jié)構(gòu)有 HCP晶體的孿生

{111}112{112}111{1012}1011面心正方的孿生

孿生的孿生時原孿生時原子一般都平?為反映原子的運動方直于孿生面的平面?以面心立方晶體為例，如果在某種外力下，孿生系統(tǒng)是2]，那么切變面就是（-?將所有的原子都投影到（-110）面上就得到如圖原子排? 孿生的 面心立方晶體孿晶的晶體學(xué)（1-10） 孿生的??16[16[11226[1121

[[112d36??16[112孿生的面面心立方晶體（111）面堆垛順序 ，

166 [11266??ABCABABCABCABCABCABCABABCABABCABABCABCABCABC??例中孿生例中孿生時原子在（111）面晶向移16d[112孿生的ba6不全ba6 孿 一個bcc晶胞 （1-10）面上原子投影 極軸位錯與孿生的極OπOπc 體體心立方晶體中的（a）－（112）面的堆跺順序（b）孿生的特 變形孿晶經(jīng)常以爆發(fā)方式形成，生成速率變形孿晶經(jīng)常以爆發(fā)方式形成，生成速率Cd發(fā)生孿晶時的應(yīng)力－應(yīng)變曲 Cd的滑移與臨界分成孿生臨界分切應(yīng)滑移臨界分切應(yīng)

晶體的塑性變形（a）沒有變形時（b）滑移（c） 晶體中孿生的晶體學(xué)W 形變形變孿晶常見于密排六方和體心立方晶體（密排六方金屬很容生變形），面心立方孿生本身對金屬塑性變形的貢獻不大，但形成的孿晶改變了晶體的位向，使新的滑移系開動，引起進一步滑移，間接對塑性變形有貢 滑移與孿生的相同1）相同1）從宏觀上看，兩者都是在剪應(yīng)力作用下發(fā)生的均勻剪切變?3）兩者都不改變晶體結(jié)構(gòu)，從圖可以看出，基體和孿晶也都是FCC結(jié)4）從變形機制方面來看，兩者都是晶體中位錯運動的結(jié)滑移與不不1）位向關(guān) 滑移與2）位移距 孿生是一部分晶體沿孿晶面相對于另一部分晶體作切變，切變時原子動的距離是孿生方向（－C16滑移與臨界臨界分切 滑移與晶體的對稱度與外界條件要 晶體的對晶體的對稱度越）、C（HC結(jié)面心立方晶體中很難變形溫度越低，加載速率越高（如沖擊載荷），也越容易發(fā)生孿 滑移與對塑性變形貢 滑移與產(chǎn)生原 孿生是部分位錯運動的結(jié) 多晶體的塑性?晶粒轉(zhuǎn)動和移動?晶粒轉(zhuǎn)動和移動移動的阻力還使晶界?晶轉(zhuǎn)晶粒間變晶轉(zhuǎn)晶粒間變形機滑移、孿生、扭折、晶粒內(nèi)變粘粘滯性晶間流動：高溫低應(yīng)變速 ?軸室溫?軸室溫下拉伸，靠近晶界的試樣直徑變化很小，遠離晶界的試樣直徑顯著減晶界阻滯－室溫下多晶體鐵經(jīng)拉伸后晶界處呈竹節(jié) 晶界對多晶體塑性變1.協(xié)調(diào)作 ??????晶界對多晶體塑性變 晶界阻滯 效應(yīng)－Mg合金雜，由約幾個納米厚的原子排列紊亂的區(qū)域與原子排列較整齊的區(qū)域晶界雜，由約幾個納米厚的原子排列紊亂的區(qū)域與原子排列較整齊的區(qū)域晶界阻滯－Ni－Al＋0.1％B合1.晶界阻1.晶界阻滯效晶界阻滯效應(yīng)和取向 取向差效

1．固1．固溶強溶質(zhì)原子溶入基體金屬后,使變形抗力提高，應(yīng)力--應(yīng)變形能力下強化效果與溶質(zhì)原子對于同一溶質(zhì)，固溶晶界阻滯 效2).晶界內(nèi)大量缺陷產(chǎn)生的應(yīng)力場，晶粒內(nèi)部（特別是靠近晶界的區(qū)域），需要更高 外加應(yīng)力才能滑移，這就是晶界的阻礙作由于取向差效應(yīng)及晶界阻滯效應(yīng)，多晶體的變形抗力比單晶體大，變形更不均取向差效應(yīng)是多晶體一般晶界阻滯效應(yīng)只 hcp系多晶體金屬比單晶體具有明顯的晶界阻滯效應(yīng)和極高的加工硬化 立方晶系金屬中，多晶和單晶試樣的應(yīng)力—應(yīng)變曲線沒有那么大的差 晶界對多晶體塑性變3高溫弱化3高溫弱化作??? 度??晶晶界強度隨溫度變 晶界對多晶體塑性變 鋁合金在第二相周圍變形時產(chǎn)生斷晶的1．各晶1．各晶粒變形的不同 大于邊緣區(qū)域（晶界附近的區(qū)域 織中會出 各晶粒變形的不同時性和不料 2．滑移的2．滑移的傳3．多晶體的變形抗力比單晶體大，變形更不均44．各晶粒變形的相互協(xié)調(diào)性，需要五個以上的獨立滑移系同時動為使每一晶粒與鄰近晶粒產(chǎn)生協(xié)調(diào)變形，Von為使每一晶粒與鄰近晶粒產(chǎn)生協(xié)調(diào)變形，Von 多晶體變形的多系三個表示三個表示長度變化的體積不fcc和bcc金屬能滿足五個以上獨立hcp金屬獨立滑移系 5．5．hcp系的多晶體金屬與單晶體比較，前者具有明顯的晶界阻滯效應(yīng)和極高的加工硬化率，而在立方晶系金屬中，多6．塑性變形時，導(dǎo)致一些物理、化學(xué)性能的變 固溶

Cu中不同溶質(zhì)原子的固溶強化效 Cu-Zn單晶體在293K時的τ－γ曲單相固溶體合金塑性變形的彈互作 金屬

???C－均勻???C－均勻屈拉伸曲線逐漸連續(xù)沒有明顯屈服面心立方和密排六方

?動；還可能產(chǎn)生“?動；還可能產(chǎn)生“擴散蠕變”晶粒大小對晶體變形晶粒大小晶粒大小對晶體的變Hall-y0kd 推????? 相鄰晶粒晶粒直徑???若???若B晶粒內(nèi)位錯移動阻力為σi，r處應(yīng)力集中為（σ－σi若晶粒B中r處屈服應(yīng)力為σn，則σ＋（σ－σi）×（d/2r）1/2＝即為σ＝σn+（d/2r）1/2σi)/[1故σ＝σikyd－1/2ky＝ 推 相鄰晶粒晶粒直徑 ky

??），ky1＝σc（2r）1/2σcky1與溫度也無關(guān)?若弱釘扎，突破晶界更容易，則晶粒B屈服的條件為σn＝σp（σp大量實驗大量實驗表明，Hall-晶粒大小對室溫機械性能的影Hall- ；σi，K晶粒晶粒越細，室溫強度，包括σs，σb，σ-1較大，塑性較好，稱為細晶強52下屈服點 晶粒大小對機械性能另外，還可能產(chǎn)生“擴散蠕變”，所 均勻

??AB???1.位錯?1.位錯的點陣阻力－派納位錯在對屈服強度貢獻密排六方Zn及面心對屈服強度貢獻?? 互作用，形成割階，割階的攀，包括平行位錯之間的作用力、與林位錯的相互作用（是位錯滑移 互作用，形成割階，割階的攀，包括平行位錯之間的作用力、與林位錯的相互作用（是位錯滑移的?4.位錯?4.位錯的應(yīng)力場?以上阻力與位錯密度的關(guān)系可以總結(jié)為培萊－赫許（Bailey-Hirsch）關(guān)系 5.位錯與溶質(zhì)原子及其沉淀相的相互作 6.晶界對位錯的阻 屈服點現(xiàn)退火低碳鋼的明顯屈服現(xiàn)象及 非均勻

產(chǎn)生 預(yù)形變消除屈服平臺，加入奪取間隙原子C、N的元素如Ti、Al形成化合 稱為稱為 帶會造成拉伸和深沖過程中工件表 由 帶造成的鋁合金板 帶的形成與位 帶的形 屈服現(xiàn)象的11 屈服現(xiàn)象

’’密度，b：柏氏矢應(yīng)變位錯運動速度v=（τ/τ0）m ；其中：τ0：位錯作單位速度運動時所需的應(yīng)力，m‘：一旦塑性變形開始后，位錯迅速增殖，ρm增加，為保持應(yīng)變速率固定，必然導(dǎo)致v突然是否產(chǎn)生屈服點現(xiàn)象還與材料的m‘m‘小的材料，如Ge，Si，LiF，F(xiàn)e 載，然后重新加載，試樣不發(fā)生屈服現(xiàn)象，但若產(chǎn)生一定量的塑性變形后卸載，載，然后重新加載，試樣不發(fā)生屈服現(xiàn)象，但若產(chǎn)生一定量的塑性變形后卸載，幾小時后再進行拉伸，此時屈服點現(xiàn)象重新出現(xiàn)，并且上屈服點升高，這種現(xiàn)象即3．應(yīng)變

β黃銅（含N）單晶體的應(yīng)變1123切20a 1－第一次加載；2－卸載后立即加載；3－250℃時效2小時后重新加 應(yīng)變時效形成氣團所室溫長期停留或低溫時效期間，溶質(zhì)原子C、N 到位錯線形成氣團所解決由于 帶造成的工件表面不平整的措 B板材在深沖之前進行比屈服伸長范圍稍大的預(yù)變形（約0.5%~2%變形 二、復(fù)相合金的塑性第二第二相粒子尺寸與基第二相粒子十分細小，并且彌散地分布在基體晶粒內(nèi)，稱為彌散型 1．聚合型兩相合金的合金產(chǎn)生一定應(yīng)變的平均流變應(yīng)力：σaf1σ1f2對合金施加一定應(yīng)力時平均應(yīng)變：εaf1ε1+f （b）第二相連續(xù)分布在高C鋼中碳化物，共析鋼（0.8%C）過共析鋼（1.2%C）（1）不可變形微粒的強 **a

Ni合金中位錯繞過Ni3Al相的電 使位錯使位錯線彎曲到曲率半徑為R所需切應(yīng)力設(shè)顆粒間距為λτ=Gbλ只有當外力大于Gb/λ時，位錯線才能繞過減小粒子尺寸（位錯切割A(yù)l－Li合金中Al3Li 主要決定于粒子本身的性質(zhì)以及其與基體的聯(lián)系，實際合金中，起要作用的往往是1~2 金屬冷加工后的組織與性能的變 三、變形后金屬中的殘余應(yīng) 四、變形織 五五、其它物理、化學(xué) ?1．?1．晶粒內(nèi)出現(xiàn)大量的晶2.纖維組織和帶狀3.胞狀組 晶粒內(nèi)的滑移帶－銅中

變形滑

黃銅中滑移帶，纖維 孿生變形的金屬還出Zn中的變形孿晶 纖維組織 鋁合金軋制變形后的 纖維

??一些非金屬夾雜物，如為改善鋼的切削加工性能而加入的S，與Mn用會形成MnS???冷加工時由于硫化物成斷續(xù)的纖維一些金屬氫化物在冷金屬夾雜物在加工中加工

??如果將冷加工后的金行的條紋，稱為流在個別情的加工纖維組織對性能流 與使用性 帶狀

?多?多 H62黃銅擠壓的帶狀 加加工率很大，溫度足如果加工率不夠大或顯微組顯微組織中由于位錯密度的變化出現(xiàn)胞狀組 Α-Fe在冷變形過程金屬中的位錯纏結(jié)和胞狀組織的胞狀組織的形成1.1.加加2.材料類 加工1加工1加工硬化 硬化

單晶單晶體的硬化曲線就是τ-γ曲 金屬加工硬化的位錯 θ=dτ/dθ稱為“θ=dτ/dθ稱為“加工低層錯能FCC單晶體（如Cu、Ag、Au等）的加工硬化彈性變形區(qū)，符定 低層錯能FCC單晶體（如Cu、Ag、Au等）的加工硬化易滑移階段，硬化速率 FCC單晶易滑移階段，硬化速率??截，出現(xiàn)面角位錯或低層錯能FCC單晶體（如Cu、Ag、Au等）的加工硬化 FCC單晶體的典型加工硬化曲線按照加工硬化速率可分為三個階 劇增加，θ2遠大于θ1并接近常數(shù)，約滑劇增加，θ2遠大于θ1并接近常數(shù)，約滑移線較短，平均長度隨應(yīng)變的增加而減多滑移引 后期可能出現(xiàn)胞狀組 ?? ??低層錯能FCC單晶體（如Cu、Ag、Au等）的加工硬化?應(yīng)力-應(yīng)變曲線變?yōu)閽佄锞€，θ3隨應(yīng)變增而降?應(yīng)力-應(yīng)變曲線變?yōu)閽佄锞€，θ3隨應(yīng)變增而降 典型金屬單晶體的拉體心立方晶體單在在合適的純度、位階段的加工硬化滑滑移系少，位錯的交截作用弱，加工硬化率小，沒有明顯的三個段的 幾種典型金屬單晶體的拉伸曲線應(yīng)力-應(yīng)變曲線影1溫???2.變形速??應(yīng)力-應(yīng)變曲線影響3.層錯響層錯能層錯能對晶體的加工 面心立方多晶體金屬的硬化 屈服極限比較低，往往低于其它晶 硬化速率比較高，往往高于其它晶 面心立方金屬不發(fā)生脆性解理斷 體心立方多晶體金屬的硬化 應(yīng)力-應(yīng)變曲線影響多晶體的晶界的 應(yīng)力-應(yīng)變曲線影響 多晶體多晶體中細小晶粒的一般大于粗晶粒晶粒越細，屈服極限面心立方金屬和密排晶粒越細，硬化 應(yīng)力-應(yīng)變曲線影Al-MgAl-Mg合金中Mg含量對加工硬化的影1-3.228%Mg，2-3-1.097%Mg，4-0.544%，Mg5-0應(yīng)變硬合金元素的合金元素的1.使金屬基體具有一2.是強化金屬的重 之一，特別是純金 σ0.2= σ18-8不銹鋼40%軋制后：σ0.2=784-980MPa，σb3.降低塑性，改善材料如低碳鋼的切削加工性 貯能大變形變形溫度越低，形變

晶體中與畸變能對應(yīng) 內(nèi)應(yīng)分成

22.使工件尺寸不穩(wěn)定，嚴重時甚至使工（a）不均勻變形（b使工件尺寸不穩(wěn)定，嚴重時甚至使工（a）不均勻變形（b）由金屬材料（或零件）由金屬材料（或零件）各個部分（如 第二類內(nèi)應(yīng)力（微觀內(nèi)應(yīng)力?作用尺?作用尺度與晶粒尺寸衡? 第二類 第三類內(nèi)應(yīng)力是產(chǎn)生 產(chǎn)生內(nèi)產(chǎn)生內(nèi)產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力的原因是冷加工既可以引起宏 內(nèi)應(yīng)力對材料1. 內(nèi)應(yīng)力對材料4.使4.使金屬在化學(xué)上不裂 內(nèi)應(yīng)力55?? 多晶體材料的織構(gòu)（擇優(yōu)取向 織構(gòu)的形成與加工織構(gòu)

織構(gòu)表 織構(gòu)表板織板織板織構(gòu)示意 織構(gòu)表另外一另外一種表示織構(gòu)的 織 織構(gòu)的

某些單晶體沿平行和垂直于主要晶軸方向金電阻率/10-熱膨脹系數(shù)，（×10-平行垂直方溫度平行方垂直-20-20------188----- α-U單晶在0℃-600℃的熱膨脹物物理性能的各向異性溫度（LT-L0）/L0×100%（線膨脹系數(shù)脹系數(shù)00000-------- 織構(gòu)的

鋯棒在冷鋯棒在冷軋97%縱向延伸率為4%，斷面收縮率為橫向的延伸率只有1%，斷面收縮率只有兩個方向的強度性能熱循環(huán)

??具有織構(gòu)的多晶體金種現(xiàn)象稱為熱循環(huán)?3,000次以后，長度分別增加3倍和6倍，其主要原因就是織構(gòu)及引起的，由于受到中子，由于受到中子照射為輻照生核反應(yīng)堆內(nèi)作為裂變材料（織織構(gòu)引起的金屬各向異 鋁板的鋁板的 各向異性；制 有織構(gòu)的銅帶中，延伸率各向異織構(gòu)的織織構(gòu)的各向異性有時有好處，要設(shè)法利用其各向異. 織構(gòu)的

0.5％Cd、 將直徑為5mm的銅單晶圓棒沿其軸向[123]拉伸，若銅棒在60KN的外8.屈服現(xiàn)象的實質(zhì)是什么， 分分析Zn、α－Fe、Cu陶瓷材料的變形與金屬材料的變形有何不同高分子材料的變形有分析為什么細化晶粒既可以提高金屬強度，又可以提高金屬的塑。討論金屬的應(yīng)變硬化 總結(jié)影響金屬強度的（0和（1）徑有兩條：減少位錯，小于10－2cm－2，接近于完整晶體，如晶須?；蛟黾游诲e，位錯運動并抑制位錯增 強化有多種形式：冷加工變形強化，細晶強化，固 晶體的

斷裂

習(xí)慣習(xí)慣分為脆性斷裂和脆性斷裂最 晶體斷晶晶體斷裂可以按照斷??? 晶體斷4.按照斷口的位置??5.根據(jù)結(jié)構(gòu)和部件的???斷裂

分斷裂類特按照受力狀靜態(tài)斷靜力或負荷單調(diào)增動態(tài)斷重復(fù)交變載荷或沖擊負荷韌性斷斷裂前大量塑性變形，斷口纖維狀，發(fā)暗，有韌窩，明顯滑移形變脆性斷斷裂前無明顯塑性變形，斷裂面與正應(yīng)力接近正交，斷口，有晶粒光澤（單晶解理斷裂）或現(xiàn)晶界析出相、夾雜物等彩（顆粒狀沿晶口的沿晶斷裂）按照斷裂路穿晶斷裂的解理裂正應(yīng)力下產(chǎn)生，通常沿一定的、嚴格的晶面即解理面分離，也可沿滑移面或?qū)\晶面分離，多見于bcc、hcp金屬或合金，特殊情況下fcc也有、沖擊有利于解理斷裂；解理斷裂總是脆性斷裂，斷口為解理亮面，出現(xiàn)河流花樣；有時也有較大韌發(fā)源地為解理斷裂，出現(xiàn)解理亮面，周圍為韌性斷裂，有韌窩，中間過渡區(qū)為非解理面的解理斷裂，出現(xiàn)棱和河流花沿晶斷貌；多屬于脆性斷，但某些材料如合金沿晶斷裂或蠕變沿晶斷裂有很大韌性；斷裂是通過微空洞的形成和而發(fā)稱為韌性沿晶斷裂混合型斷包括兩種或兩種以上的斷裂過程，斷口有穿晶、沿晶斷裂特征的的復(fù)雜斷口形正應(yīng)力斷宏觀斷裂區(qū)取向與最大正應(yīng)力垂直，常見于解理斷裂和平面應(yīng)變下的斷切應(yīng)力斷宏觀斷裂區(qū)取向與最大切應(yīng)力一致，與與最大正應(yīng)力成45°；常見于平面應(yīng)力下的斷 韌 解理

Fe-Co-Ni解理斷裂 斷

Al-Mg合金的解理?理論斷?理論斷裂強度可由理力作用下完全沿某晶?原因材料中存在一定數(shù)量和一定大小的裂紋，可用Griffith并用位錯理論解釋斷理論斷材料理論斷裂強材料理論斷裂強度比? Griffith

??界應(yīng)力σcσc位錯塞積形核?? 位錯反應(yīng)原理裂體心立方晶體{001}面的解理現(xiàn)Cotl,a[-1-11]/2＋a[111]/2→新位錯a[001]不能滑動，多余半原子面插在解理面（001）面中，晶體沿（001）（10-（10-σσcσ位錯墻側(cè)移受阻密密排六方單晶? ?ττ? ???位產(chǎn)生裂口，并隨銷h??兩列間距h大于10個原兩列位錯不合并而僅??位錯合并裂紋形? ?滑移帶相交處裂 其它裂7.7.孿生處裂紋 ??開裂而裂紋形??裂紋的BCS模型（Bilby,Cottrell,SwinderBCS模型（Bilby,Cottrell,Swinder模型）：用位錯模擬裂紋?

cccc張開型（又叫Ⅰ型，裂紋擴展類似于刃位錯的攀移張開型（又叫Ⅰ型，裂紋擴展類似于刃位錯的攀移

撕開型（又叫Ⅲ型，裂紋擴展類似于螺位錯的滑移撕開型（又叫Ⅲ型，裂紋擴展類似于螺位錯的滑移 裂紋的位錯將位錯應(yīng)力場看成連續(xù)，可以求出位錯密度將位錯應(yīng)力場看成連續(xù)，可以求出位錯密度D（x）＝σxx/[A·π·(c2-?外力越大，位錯密度加 裂紋擴展的主要判裂紋擴展的主裂紋擴展的主要利用位錯模擬法得到裂紋擴展的主要判據(jù)1.應(yīng)力強度因子2.裂紋擴展力?集中類似，可以利用位錯應(yīng)力?集中類似，可以利用位錯應(yīng)力 應(yīng)力強度因子KⅠ 應(yīng)力強度因子平平態(tài)型K同一種材料，平面應(yīng)變下，同一種材料，平面應(yīng)變下，KⅠ是2.5·（KⅠ

應(yīng)力強度因子平態(tài)平態(tài)型KKKⅠc?應(yīng)力強度因子KⅠ平面應(yīng)力：平面應(yīng)力：KKc????

斷裂判據(jù)2：裂紋擴展力裂紋中存在裂紋裂紋中存在裂紋擴展????? 斷裂判據(jù)2：裂紋擴展力裂紋失穩(wěn)擴展裂紋失穩(wěn)擴展力判據(jù)?GⅠ＝KⅠ2/E；Gc＝Kc2/平面應(yīng)變：GⅠ＝(1-ν2·KⅠ2/E；GⅠc＝(1-ν2)·KⅠc2/ 裂紋前端的塑性區(qū)?σc?σc≈[2·γp·E/(π·c）]1/對于韌性材料（γp＞＞γ），裂紋尖端應(yīng)力集中往往被尖端塑性區(qū)松弛，位?????如LiF存在臨60m/s裂?裂紋前端擴展的修正因素溫溫度對Zn和Zn－Ld合金韌性斷裂（杯錐斷裂）韌性斷裂（杯錐斷裂） ??裂過程會出現(xiàn)韌性－脆性轉(zhuǎn) 不同參數(shù)改變引起鋼鐵的韌性a、a、晶粒度（77K）；b、屈服強度（177K） 影響金屬的韌性、脆性1．溫?? 影響金屬的韌性、脆性???? 影響金屬的韌性、脆性???????影響金屬的韌性、脆性2．應(yīng)力狀? ??? 影響金屬的韌性、脆性3．加載速率（應(yīng)變速率??? 影響金屬的韌性、脆性4．交變應(yīng)力（疲勞破壞??裂 ??度）σ軟鋼（有明顯疲勞極限σ軟鋼（有明顯疲勞極限?? 疲勞

???

疲勞疲勞條疲勞過程中結(jié)構(gòu)與性2.駐留滑移帶：一般滑移帶磨去表面2μm后，疲勞過程的滑移帶還有少數(shù)存在，稱為駐留滑移帶。駐留滑移帶在試驗初期（斷裂5％）就產(chǎn)生， 效應(yīng)與疲勞硬 效? ??應(yīng) ? ???容易容易 效應(yīng)與滯后疲疲勞一定次數(shù)后再進硬化更CuCu經(jīng)過不同循環(huán)次數(shù)疲勞硬 疲勞裂紋形成和斷裂σσσσσσσσ擠出和疲勞裂紋 早期（5－早期（5－10??擠出和侵入溝Mott 疲勞條帶形成機制??

?? 斷 疲勞斷口與疲勞條 韌性斷口的疲勞924鋼K1c斷裂韌性斷口的疲勞條 TEM 輪胎

疲勞裂紋擴????疲勞斷?? 影響疲1.強度和1.強度和應(yīng)力?提高強度（各種強化方法可提高疲勞強度???2.組織穩(wěn)???影響疲勞強度?? ? ?

N??影響金屬的韌性、脆性55．環(huán)境和?料最常見、?料最常見、 影響金屬的韌性、脆性?展 影響金屬的韌性、脆性影響金屬的韌性、脆性8．成分和組 影響金屬的韌性、脆性9．晶粒?9．晶粒??細晶粒材料的韌性高，它的塑性— 唯象理論解釋斷裂中韌性－脆性轉(zhuǎn)??示?σs隨溫度變化比σf微觀理論解釋斷裂中韌性－脆性轉(zhuǎn)變機應(yīng)力

ττττττττττττ應(yīng)力狀態(tài)變化的韌σ σ 應(yīng)力狀態(tài)變化的韌??倍（q稱為范性約束因素，最大值3），qσs與σf相交于更高的溫?試樣在流體靜壓力有利，故許多脆性材料在高壓下拉伸可以表現(xiàn)出塑應(yīng)力應(yīng)力 微觀理論解釋斷裂中韌性－脆性轉(zhuǎn)變機1.Cottrell1.Cottrell理論：σs＝σi＋kyd-1/2，σf＝(2·G·γp)·d-

σfσs時，應(yīng)力σs就斷

d2-

σfσs時，于裂 所（晶粒直徑d）-若降低溫度，即T2T1晶粒度若降低溫度，即T2T1晶粒度d1-1/2d2-σs中σi降低，但是不改變斜率ky，而溫度降低使得σσs中σi降低，但是不改變斜率ky，而溫度降低使得σf中γpσσfd2-d1-使得σs、σf曲線相交于在此微觀理論解釋斷裂中韌 陶瓷材料的塑、韌性 陶瓷晶室溫靜室溫靜拉伸時，除少數(shù)幾個具有簡單晶體結(jié)構(gòu)的晶體如KCl，MgO形，在室溫下沒有塑陶瓷晶（1（1）陶瓷晶體的彈性模量比金屬大得多，常高出幾（a） 陶瓷晶 陶瓷晶（b）（b）陶瓷晶體的滑移系少，位錯的柏氏矢量陶瓷晶金屬材料的彈性模量 不敏感參 3陶3陶瓷的壓縮強度高于抗拉強度約一個數(shù)量金屬的抗拉強度和壓 陶瓷晶燒燒結(jié)緊密的Al2O3多晶體在拉伸和壓縮時的應(yīng)力－應(yīng)變曲線表示的Al2O3斷裂強 陶瓷晶陶瓷陶瓷的壓縮強度一般為拉伸強度的15陶瓷晶（4（4）陶瓷晶體的理論屈 陶瓷晶 玻璃的分子分子鏈等原子團在應(yīng)力作用下相互運動引起變形力即為變形流變阻力與玻璃的粘度η有關(guān)，粘度η Qη-----粘滯變形Qη-----粘滯變形的激活能

????????η=1010，T＝1667K； 因?qū)⑸鲜鰞山M數(shù)據(jù)代入上式，并消去η0，可得Qη=251040J/mol η=102T=1724K；η=106 重復(fù)以上計算，可得出估算二氧化硅和鈣-鈉玻 玻璃的

一般 聚合物聚聚合物的變形行為與 σbσb－斷裂強 熱塑性 熱塑性聚合物在4℃，有機玻璃是典型脆的在4℃，有機玻璃是典型脆的 熱塑性聚合物的變 粘彈性也是彈性變與金屬彈性變形不同性關(guān) 熱塑性聚合物的變屈服與屈服與冷拉過程的應(yīng)力－應(yīng)變曲線和試樣形狀變形示）） 2.變形量更大2.變形量更大，開始屈服－應(yīng)變曲線上的最大點作為屈服強度一般在5％－10

?化冷?化

?? 部分結(jié)晶高聚 是因為結(jié)晶聚合物 聚合 成頸縮過程的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲 聚合物向 聚合物銀銀 熱固性熱固性熱固性塑料是剛硬的 環(huán)氧樹脂在室溫下拉伸和壓縮時的 熱固性 冷變???????§§§§§§變形金屬加熱時組織晶粒長金屬的熱超塑冷變形金屬的回復(fù)、再結(jié)晶與熱加?? 能能處于亞穩(wěn)定室室溫 金屬的如果把冷如果把冷變形金屬進儲能是促使冷變形金根據(jù)冷變形金屬加熱時加熱溫度的不同，從儲能釋放及組織結(jié)構(gòu)和能的變化來分析，將塑性變形后的金屬再進行加熱的過程稱為“退火 冷變形金屬退火時晶粒形狀和大小冷變形金屬退火時晶粒形狀和大小 冷變形金屬退火時晶粒形狀和大小 H68黃銅退火組冷軋后退火，組織恢復(fù) 金屬的

??按按材料種類的不同，儲能釋放曲線A、B、C三種形 冷變形材料退火時儲A:純金A:純金??釋放少，C型曲線儲能釋放多，B型?冷變形材料退火時儲能共共同特? ??? ???冷變形金屬退火?? ??冷變形金屬退火時??回復(fù)動力學(xué)主要研究冷變形結(jié)束后，材料的性能向變形 ?回復(fù)動力學(xué)主要研究冷變形結(jié)束后，材料的性能向變形?所謂回復(fù)是指冷變形金屬加熱時，在新的無畸變晶粒出現(xiàn)之前，所產(chǎn)生的亞結(jié)構(gòu)與?所謂回復(fù)是指冷變形金屬加熱時，在新的無畸變晶粒出現(xiàn)之前，所產(chǎn)生的亞結(jié)構(gòu)與9.2.1? ??（2）在一定?（2）在一定溫度下，初期的回復(fù)速率?? 回復(fù)動

RRmmR越大，（1-R）越小，表示回復(fù)階段性能恢復(fù)程度 回復(fù)動

回復(fù)動

d（P-P0）/dt=-KACpe（- d（P-P0）/（P-P0）=-ACpe（-積分積分 回復(fù)動

??的lnt=常數(shù)lnt=常數(shù)??從lnt－1/T關(guān)系可求出激活能，利用對激活能值的分析可以推斷可能的回 回復(fù)動

RT121RT2tt T1 e1 回復(fù)動例：已知例：已知鋅單晶的回復(fù)激活能Q=20000cal/mol，在0℃回復(fù)到殘留75%加工硬化需5min，問在27℃和-50解t200004.18 110.185 12 回復(fù)過程的組織變化與回復(fù)時亞結(jié)1．1．多邊形2．胞狀組織的規(guī)整?高溫回?高溫回復(fù)時，通過位錯的滑移和攀移使位錯變成沿垂直滑移面的排列，形成所謂的位錯?每組位錯墻均以小角度晶界分割晶粒成邊形，這一過程為位錯的多邊平行刃型位錯的交 多邊

baizhai@mailcsuedu 南大學(xué)《材料科學(xué)與工程基礎(chǔ)》考 由網(wǎng)學(xué)天地獨家提供多邊

為了降低界面能，小角為了降低界面能，小角 界有合并為大位向 界的趨首 部分合并成Y形結(jié)點，再通過結(jié)點的移動使分 形成這這結(jié)構(gòu)穩(wěn)定不易遷移，阻礙以后的再結(jié)晶過程晶

?? 胞狀組織的規(guī)金屬金屬經(jīng)塑性變形后存回復(fù)過程胞狀組織的規(guī)如如圖（a）、回復(fù)初期，首先是過變形胞狀組織內(nèi)的位位錯密度降低，而且胞狀組織的規(guī)如圖如圖粒胞狀組織的規(guī)如圖如圖 純鋁純鋁室溫5％冷變形后200?電鏡觀?電鏡觀察發(fā)現(xiàn)，許多金屬（如Cu、Al、Zr等）晶粒會相互合并而粒的 可能是通過位錯的攀移和位錯壁 ，從而導(dǎo) 轉(zhuǎn)動來完成 合并之后，原來 ，兩 的取向趨于一

回復(fù)

??主要是過剩空位主要是過?？瘴? 回復(fù)中刃型位錯的 回復(fù)中刃型位錯的 回復(fù)中刃型位錯的 回復(fù)中刃型位錯的的攀回復(fù)

低溫點缺陷移至點缺陷中等溫纏結(jié)中的位異號位錯在較高溫位錯攀移和多邊 再結(jié)??再結(jié)晶的驅(qū)動力也是冷變形時所產(chǎn)生的儲再結(jié)晶也是形分不發(fā)生 再結(jié)晶??再結(jié)晶22．原有晶界弓出形核?粒的合并來實 ?

之間 同時通過原子擴散和相同時通過原子擴散和相 再結(jié)晶的形核機制示錯錯能金屬中A、B、C三 粒合并成一合并后的較 的晶界上吸收 的位錯，它逐漸轉(zhuǎn)化為易動大的大角度晶這這 成為再結(jié)晶晶?? 粒聚合、粗化的形? ?? ? 再結(jié)晶的形核機制示原有晶界弓出的形核兩晶粒邊界（大角度晶界）移動時，晶界掃掠過的區(qū)域位錯密度降低，能量釋無無應(yīng)變的小區(qū)域尺寸達到一定值時就成為再結(jié) 大角度晶界弓出若AB向高密度位若AB向高密度位錯晶大角度晶界向高密度位錯區(qū)域弓出形原有晶界弓出的形核??晶核為球形，則ΔA/ΔV=2/R（R為球半徑 原有晶界弓出的形核面移動的驅(qū)動力仍然是儲能，即面移動的驅(qū)動力仍然是儲能，即無畸變新晶粒與周圍畸變的舊晶粒間的應(yīng)變?再結(jié)晶晶核形成之后，晶核借界即告完即告完成，此時的晶粒大小即為“再結(jié)晶的初始晶粒度當各個新晶粒彼此接觸，原來變形的舊晶粒全??再結(jié)晶 再結(jié)晶鋁在350（3）溫度越高，（3）溫度越高，轉(zhuǎn)變速越再結(jié)晶?-方程：Xr=1-exp（- -Xr=1-exp（- Xr=1-exp（-

再結(jié)晶速率影響因一切影響形一切影響形核率N和長大速率G的因素都會影響再結(jié)晶速 再結(jié)晶速率影響因?（4?（4）第二相對再結(jié)晶動力學(xué)的影響較為復(fù)雜。當?shù)诙嗪艽执髸r，會提（6）變形金屬的原始晶粒粗大，再結(jié)晶時低，再結(jié)晶速率 再結(jié)晶

再結(jié)晶有再結(jié)晶有開始發(fā)生的溫度和完成的溫度之再晶溫度定經(jīng)過嚴重冷變形的金屬（ε>70%）保溫1h再結(jié)晶完成95%所對應(yīng)的溫再結(jié)晶

工業(yè)純金屬起始再結(jié)晶溫度工業(yè)純金屬起始再結(jié)晶溫度 之間有關(guān)T再T再(0.3~0.4)T（純度（純度高于99.99%）金某些金屬和合金的再結(jié)晶起始溫度材料材料鋅錫鉛鎢 影響再結(jié)晶溫度的因素（1）變形程冷變形程度增加，儲能增多，提高N’和G，再結(jié)晶速度加快，再結(jié)晶溫度降面積縮減51%時，557℃完成等溫再結(jié)晶需 影響再結(jié)晶溫度的因素（2）雜質(zhì)及合金元微量合金元素可顯著提高再結(jié)晶溫度，降低再結(jié)晶 雜質(zhì)對再結(jié)晶溫度的材備Ag的原子半徑為1.44Cd1.52 雜質(zhì)及合金元素對再結(jié)晶溫度的Al－5Mg合金中微量合金元素對再結(jié)晶溫度的影 影響再結(jié)晶溫度的因素（3）第二相粒 設(shè)粒子間距為λ粒子直徑為λ≥1μm，d≥0.3μm：第二相粒子降低再結(jié)晶溫度，提高再結(jié)晶速 第二相粒子提高再結(jié)晶溫合d50.5- 影響再結(jié)晶溫度的因素?原始晶粒越細小，冷往是再結(jié)晶形核的有N‘和G增加，再結(jié)晶速度增加，再結(jié)晶溫度影響再結(jié)晶溫度的因素（5）加熱（5）加熱速 影響再結(jié)晶溫度的因素在在一定范圍內(nèi)延長加熱時間會降低再結(jié)晶溫例：純Al的加熱時間與再結(jié)晶溫度的關(guān)加熱天小小分秒T再 再結(jié)晶后的晶粒大小控制控制再結(jié)晶后晶粒尺再結(jié)晶后晶粒尺寸d與G和N’d=d= 再結(jié)晶晶

變形程變形程度很小（ab段），金屬?大，G?大，GN?粒?臨界變一般金屬的臨界變形一般金屬的臨界變形 2~10%范圍 預(yù)先冷變形度與再結(jié)晶晶粒大小工業(yè)純鋁，不同冷變形后550℃再結(jié)晶退火 再結(jié)晶后的晶粒2．原始晶粒大 3.退火溫 變形變形程度和保溫時間一定時，退火溫度越高，所得到的晶粒越粗嚴格控制退火保溫時 H68合金再結(jié)晶晶 再結(jié)晶后晶粒加熱速 加加熱速度很慢將 再結(jié)晶后晶粒??其他條件相同的情況雜質(zhì)均使金屬再結(jié)晶?微量溶質(zhì)原子存在時，G/N’晶再結(jié)晶

??將變形程度、退火溫度與再結(jié)晶后晶粒大小的關(guān)系（定）表示在一個立體再結(jié)晶全再結(jié)晶全圖是制定金屬變形和 鋁的再結(jié)晶 純鐵的再結(jié)晶再結(jié)晶織

???? ? 再結(jié)晶織

某些金屬板材的再(110)[112],(100)[001],(7,12,22)(100)[001],(122)(100)(110)[112],(311)(100)[011],(111)[112],(112)??再結(jié)晶織構(gòu)的形成1.1.“定向生長理論 再結(jié)晶織構(gòu)的定向生 615℃時鋁新晶粒的晶界移動速率與位向差的關(guān) 定向形核理

2.2.“定向形核理論擇優(yōu)取向的晶核長大后必然具有擇優(yōu)取向，即形成再結(jié)晶織 再結(jié)晶

在有在有再結(jié)晶織構(gòu)的銅帶中，延伸率各向異 退火

??孿晶中橫貫整個晶粒而互相平行的分界面為孿晶面{111}的晶體所共有，這種孿晶界稱為“共格孿晶界孿晶帶在晶內(nèi)終止處 ABCABCABCABCABCABCABCABC↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓↓ABCABBACBACBBCABCABCA…12345 678兩個堆垛

??堆垛層堆垛層 退火

H68黃銅的退火 QAl7 金屬在再結(jié)金屬在再結(jié)晶剛完成時，一般得到細小等軸晶繼續(xù)保溫或提高退火“晶粒長大過程兩種晶粒長大正常長大（亦稱均勻長大反常長大（亦稱非均勻長大或二次再結(jié)晶 晶粒正晶體中有許多晶粒滿足長大條件，晶粒的長大是連續(xù)地，均勻地進行，“” 晶粒長大的驅(qū)引起晶引起晶界遷移的驅(qū)動力則是界面能下降（長大前后的界面能差值）和界面 晶粒長 E=σ×E=σ×R×α×F=dE/dR=F=dE/dR=由此可推算出作用在單位界面上的力 P=F/（P=F/（R×α）=??晶粒長三? 三?P=P=P：晶界遷移的驅(qū)動力，σ 晶粒長?由?由式可知，晶界遷移的驅(qū)動力與其曲線率半徑R成反比，與界面張力（表面能）成正從晶界的曲率半徑考 晶粒相同體相同體積情況下，球如果晶粒呈球形，會實際晶粒的平衡形貌呈十四面體，相鄰兩晶界的兩面角應(yīng)為120°，會一點的四條棱線，各向的夾角應(yīng)為在三維坐標中，晶粒長大最后穩(wěn)定的形狀是正 晶粒平 在三維坐標中，晶粒長大最后穩(wěn)定的形狀是正十四面 平衡態(tài)的（Mn、Fe）S單晶體14 二維晶粒的穩(wěn)定 三晶粒交匯處表面張力與界面角的關(guān)γ1-2γ1-2/sinφ3=γ2-3/sinφ1=γ3- 晶粒的穩(wěn)定比界比界面能通常為常數(shù)，故φ1=φ2=φγ1-2/sinφ3=γ2-1/sinφ1=γ3-1/sin 實際的二維晶粒晶界遷移時，彎曲的晶界總是趨向于平 晶界遷移時，彎曲的晶界總是趨向于平晶界向曲率中心移動晶粒

面平直化，逐漸長晶粒晶粒的邊數(shù)為6時，處于穩(wěn)晶界晶界外長時界穩(wěn)定界縮，甚晶粒

晶粒邊界小于6的晶?？s小甚 純鋁結(jié) 影響?晶粒的長大速度正比于e-Q/RT(Q為晶界遷移的激活能)，溫度越高晶粒長大越快，晶粒越粗影響晶粒長大的（2（2）雜質(zhì)與合金??

?晶界移動驅(qū)動力等于分散相粒子對晶界移動所施的約束力時，極限的晶粒平均直徑?晶界移動驅(qū)動力等于分散相粒子對晶界移動所施的約束力時，極限的晶粒平均直徑影響晶（3（3）第二相質(zhì)由? 由?附：晶粒長大極限半 的推F（σ的分量 F=σF=σ2πrcosφsinβ=2πrσcosφcos（α-φ (1) 令dF/dφ=0F總F總設(shè)單位體積中有NV設(shè)單位體積中有NV個質(zhì)點，其體積分數(shù)為ff=（4π/3）r3NV故?取單位?取單位晶界面積兩側(cè)厚度皆為r的正方體，所有中心位于這個體積內(nèi)半徑為r的第二相顆粒，都將與這部分晶界交 單單位面積晶界將與1×1×2r×NV∴NS∴NS= 將（4）（將（4）（NV=3f/（4πr3））、（5）（NS=2rNV）式代入（3）（F總=NSπrσ（1+cosα））F總=[3fσ（1+cosα）]/（2r ∴2σ/R=

令K

?? ???（4）相鄰晶粒?（4）相鄰晶粒的位向 反常晶粒長大（二次再結(jié)晶??? 反常晶粒長大（二次再結(jié)晶 異常晶?當合金?當合金中含有彌散的夾雜物或第二相粒子時扎作用使晶粒長大受?如果溫度適當，那些反常晶粒長大（二次再結(jié)晶但但質(zhì)點在整個合金中的分布可能存在不均勻現(xiàn)象 也可能發(fā)生質(zhì) 或溶解于基體中的現(xiàn) ??二次再結(jié)晶條件Fe-3%Si軟磁材料中的彌散的MnSFe-3%Si軟磁材料中的彌散的MnS的和含MnS的Fe3Si合金（冷軋1對應(yīng)對應(yīng)MnS質(zhì)點溶解溫二次再結(jié)晶現(xiàn)Fe-3%Si箔材于1200℃真空退火所產(chǎn)生的二次再結(jié)晶現(xiàn) 二次再結(jié)晶條件2.金屬2.金屬經(jīng)強烈變形出現(xiàn)變形織構(gòu)以后??二次再

??二次再結(jié)晶產(chǎn)生粗大材表面粗糙不平，應(yīng) 獲得有優(yōu)良磁導(dǎo)率的粗大晶粒并具 織構(gòu)或立方織構(gòu)的組 壓力加