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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月材料變形概論SmithWF.FoundationsofMaterialsScienceandEngineering.McGRAW.HILL.3/E第2頁，課件共71頁，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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月NASA’sShuttleRemoteManipulatorSystem:SRMSCourtesyofGettyImages第4頁，課件共71頁，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，無論是金屬材料、無機(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：

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，并對金屬彈性變形之后的再結(jié)晶現(xiàn)象進(jìn)行討論。第5頁，課件共71頁，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，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，原子間距增大時將產(chǎn)生引力；原子間距減小時將產(chǎn)生斥力。這樣，外力去除后，原子都會恢復(fù)其原來的平衡位置，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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月1彈性變形的本質(zhì)Condon-Morse曲線第7頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月第8頁，課件共71頁，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，加載時變形，卸載時變形消失并恢復(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，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，課件共71頁，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，高分子材料則相對較大些。

彈性模量代表著使原子離開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。金剛石一類的共價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數(shù)量級。（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0.5%；而橡膠類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，課件共71頁，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)由于對稱性的原因，Cij＝Cji由于對稱性的原因，Sij＝Sji晶體中的各向異性第11頁，課件共71頁，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)與金屬材料中位錯運(yùn)動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，位錯沿某滑移面運(yùn)動，遇林位錯而彎曲。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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月3彈性的不完整性

(2)彈性后效一些實際晶體，在加載或卸載時，應(yīng)變不是瞬時達(dá)到其平衡值，而是通過一種弛豫過程來完成其變化的。這種在彈性極限se范圍內(nèi)，應(yīng)變滯后于外加應(yīng)力，并和時間有關(guān)的現(xiàn)象稱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缺陷的移動有關(guān)。恒應(yīng)力下的應(yīng)變弛豫第13頁，課件共71頁，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，稱之為彈性滯后。彈性滯后表明加載時消耗于材料的變形功大于卸載時材料恢復(fù)所釋放的變形功，多余的部分被材料內(nèi)部所消耗，稱之為內(nèi)耗，其大小即用彈性滯后環(huán)面積度量。第14頁，課件共71頁，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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月4粘彈性

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

式中s為應(yīng)力；d/dt為應(yīng)變速率；h稱為粘度系數(shù)，反映了流體的內(nèi)摩擦力，即流體流動的難易程度，其單位為Pa·s。一些非晶體，有時甚至多晶體，在比較小的應(yīng)力時可以同時表現(xiàn)出彈性和粘性，這就是粘彈性現(xiàn)象。粘彈性變形的特點是應(yīng)變落后于應(yīng)力。當(dāng)加上周期應(yīng)力時，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，課件共71頁，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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月晶體的塑性變形

應(yīng)力超過彈性極限，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)所施加的外力超過屈服強(qiáng)度時，就會發(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，課件共71頁，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)生于整個晶體中，而是一個不均勻的過程，當(dāng)應(yīng)力超過其彈性極限后，晶體中就會產(chǎn)生層片之間的相對位移，即滑移。發(fā)生了滑移，使試樣的拋光面上產(chǎn)生了高低不一的臺階即滑移線，許多密集在一起的滑移線組成滑稱帶。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，此組晶面稱為滑移面，滑移是沿著滑移面上的一定晶向進(jìn)行，稱為滑移方向?；泼嫱ǔＪ蔷w中原子的密排面，滑稱方向通常是晶體中原子的最密排方向。一個滑移面和該面上的一個滑稱方向級成一個滑移系，每一個滑移系表示金屬晶體進(jìn)行滑稱時可能采取的一個空間取向。例如：f..c.c滑移面{111}，滑移方向<110>。這樣就可組成：第19頁，課件共71頁，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)共有四個不同的{111}晶面，每個滑移面上有三個<110>晶向，故共有4×3=12個滑移系。第20頁，課件共71頁，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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月hcp滑移系當(dāng)滑移面為（0001）時，晶體中滑移面只有一個，此面上有三個晶向，故滑移系數(shù)目為1×3=3個。當(dāng)滑移面為時，晶體中滑移面共有3個，每個滑移面上一個晶向，故滑移系數(shù)目為3×1=3個。當(dāng)滑移面為斜面時，此時滑移面共有6個，每個滑移面上一個，故滑移系數(shù)目為6×1=6個。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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月（3）bcc

滑移方向為<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，則潛在的滑移系數(shù)目為：

（個）

{110}6<111>2+{112}12<111>1+{123}24<111>1=48第23頁，課件共71頁，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，課件共71頁，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，c

=Scoscos第25頁，課件共71頁，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)到某一臨界值時晶體便開始滑移。

式中：coscos稱取向因子（Schmid因子）

單晶體的屈服強(qiáng)度隨取向因子而改變

φ=45o時,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,σS=∞,晶體不能沿該滑移面產(chǎn)生滑移。4、滑移時晶面的轉(zhuǎn)動

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

壓縮時，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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月滑移的分類多滑移：在多個（>2）滑移系上同時或交替進(jìn)行的滑移。雙滑移：單滑移：等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向與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)對一個晶體施加外力時，可能會有兩個以上的滑稱系上的分切應(yīng)力同時滿足的條件，而使各自滑移面上的位錯同時啟動，這種現(xiàn)象稱為多系滑移?；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；該點將落入由投影軸-某滑移面-某滑移方向投影點所構(gòu)成的三角形內(nèi)，則與與該滑移面相對的滑移面和與該滑移方向相對的滑移方向就構(gòu)成滑移系。第28頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月6、復(fù)滑移

對于有多組滑移面的晶體來說，滑移首先發(fā)生在分切應(yīng)力最大的這組面上，但由于變形時晶面轉(zhuǎn)動的結(jié)果，使起始滑移時取向最有利的滑移系逐漸轉(zhuǎn)到不太有利的取向，而原來取向不太有利的滑移系則逐漸轉(zhuǎn)到比較有利的取向，從而使滑移過程沿著兩個或多個滑移系交替進(jìn)行或同時進(jìn)行，這個滑移稱為復(fù)滑移。

7、交滑移

交滑移：晶體在兩個或多個不同滑移面上沿同一滑移方向進(jìn)行的滑移。

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

單滑移：單一方向的滑移帶；多滑移：相互交叉的滑移帶；交滑移：波紋狀的滑移帶。第30頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月

實際測得晶體滑移的臨界分切應(yīng)力值較理論計算值低3～4個數(shù)量級，表明晶體滑移并不是晶體的一部分相對于另一部分沿著滑移面作剛性整體位移，而是借助位錯在滑移面上運(yùn)動來逐步地進(jìn)行的。

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

位錯運(yùn)動的阻力首先來自點陣阻力。由于點陣結(jié)構(gòu)的周期性，當(dāng)位錯沿滑移面運(yùn)動時，位錯中心的能量也要發(fā)生周期性的變化。3滑移的位錯機(jī)制位錯的扭折運(yùn)動第31頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月

由派－納力公式可知，位錯寬度越大，則派一納力越小，這是因為位錯寬度表示了位錯所導(dǎo)致的點陣嚴(yán)重畸變區(qū)的范圍．寬度大則位錯周圍的原子就能比較接近于平衡位置，點陣的彈性畸變能低，故位錯移動時其他原子所作相應(yīng)移動的距離較小，產(chǎn)生的阻力也較小。

位錯運(yùn)動的阻力除點陣阻力外，位錯與位錯的交互作用產(chǎn)生的阻力；運(yùn)動位錯交截后形成的扭折和割階，尤其是螺型位錯的割階將對位錯起釘扎作用，致使位錯運(yùn)動的阻力增加；位錯與其他晶體缺陷如點缺陷，其他位錯、晶界和第二相質(zhì)點等交互作用產(chǎn)生的阻力，對位錯運(yùn)動均會產(chǎn)生阻力，導(dǎo)致晶體強(qiáng)化。第32頁，課件共71頁，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稱關(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，課件共71頁，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極軸機(jī)制第34頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月

滑移孿生相同點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

晶體位向不改變（對拋光面觀察無重現(xiàn)性）。改變，形成鏡面對稱關(guān)系（對拋光面觀察有重現(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)生滑移滑移困難時發(fā)生變形機(jī)制全位錯運(yùn)動的結(jié)果分位錯運(yùn)動的結(jié)果第35頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月孿生的特點①孿生時一部分晶體發(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稱，而滑移變形后晶體各部分的相對位向不發(fā)生切變第36頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月鋅中的變形孿晶第37頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月2．孿生的特點（1）孿生是一部分晶體沿孿晶面相對于另一部分晶體作切變，切變時原子移動的距離是孿生方向原子間距的分?jǐn)?shù)倍；孿生是部分位錯運(yùn)動的結(jié)果；孿晶面兩側(cè)晶體的位向不同，呈鏡面對稱；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，課件共71頁，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于另一部分晶體作切變，切變時原子移動的距離是孿生方向原子間距的分?jǐn)?shù)倍；孿生是部分位錯運(yùn)動的結(jié)果；孿晶面兩側(cè)晶體的位向不同，呈鏡面對稱；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，使新的滑移系開動，間接對塑性變形有貢獻(xiàn)。第39頁，課件共71頁，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現(xiàn)，或者在變形受到某種約束時才出現(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)外力超過某一臨界值時晶體將會產(chǎn)生局部彎曲，這種變形方式稱為扭折，變形區(qū)域則稱為扭折帶。扭折變形與孿生不同，它使扭折區(qū)晶體的取向發(fā)生了不對稱性的變化。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。單晶鎘被壓縮時的扭折第40頁，課件共71頁，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要求每個晶粒至少能在5個獨立的滑移系上進(jìn)行滑移。一個多晶體是否能夠塑性變形，決定于它是否具備有5個獨立的滑移系來滿足各晶粒變形時相互協(xié)調(diào)的要求。這就與晶體的結(jié)構(gòu)類型有關(guān)：滑移系甚多的面心立方和體心立方晶體能滿足這個條件，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，滑移要從一個晶粒直接延續(xù)到下一個晶粒是極其困難的，在室溫下晶界對滑移具有阻礙效應(yīng)。對只有2~3個晶粒的試樣進(jìn)行拉伸試驗表明，在晶界處呈竹節(jié)狀。第41頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月經(jīng)拉伸后晶界處呈竹節(jié)狀位錯在相鄰晶粒中的作用示意圖

在變形過程中位錯難以通過晶界被堵塞在晶界附近。這種在晶界附近產(chǎn)生的位錯塞積群會對晶內(nèi)的位錯源產(chǎn)生一反作用力。此反作用力隨位錯塞積的數(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為位錯源至晶界之距離；k為系數(shù)，螺位錯k=1，刃位錯k=1-。當(dāng)它增大到某一數(shù)值時，可使位錯源停止開動。使晶體顯著強(qiáng)化。第42頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月

外加應(yīng)力必須大至足以激發(fā)大量晶粒中的位錯源動作，產(chǎn)生滑移，才能覺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，晶界對多晶體起始塑變抗力的影響可通過晶粒大小直接體現(xiàn)。實踐證明，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反映晶界對變形的影響系數(shù)，與晶界結(jié)構(gòu)有關(guān)。進(jìn)一步實驗證明，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。因為細(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，課件共71頁，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）以上時，由于原子活動能力的增大，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，它對變形的阻力大為減弱，即使施加很小的應(yīng)力，只要作用時間足夠長，也會發(fā)生晶粒沿晶界的相對滑動，成為多晶體在高溫時一種重要的變形方式。此外，在高溫時，多晶體特別是細(xì)晶粒的多晶體還可能出現(xiàn)另一種稱為擴(kuò)散性蠕變的變形機(jī)制，這個過程與空位的擴(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，晶界強(qiáng)度高于晶粒內(nèi)部的；高于TE時則得到相反的結(jié)果第44頁，課件共71頁，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。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，有些固溶體會出現(xiàn)明顯的屈服點和應(yīng)變時效現(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，課件共71頁，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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月b．屈服現(xiàn)象與應(yīng)變時效

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。當(dāng)應(yīng)力達(dá)到上屈服點時，首先在試樣的應(yīng)力集中處開始塑性變形，并在試樣表面產(chǎn)生一個與拉伸軸約成45°交角的變形帶一呂德斯（Lüders）帶，與此同時，應(yīng)力降到下屈服點。隨后這種變形帶沿試樣長度方向不斷形成與擴(kuò)展，從而產(chǎn)生拉伸曲線平臺的屈服伸長。其中，應(yīng)力的每一次微小波動，即對應(yīng)一個新變形帶的形成。當(dāng)屈服擴(kuò)展到整個試樣標(biāo)距范圍時，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，課件共71頁，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)原子和位錯的交互作用很強(qiáng)，位錯被牢固地釘扎住。位錯要運(yùn)動，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，這就形成了上屈服點；而一旦掙脫之后位錯的運(yùn)動就比較容易，因此有應(yīng)力降落，出現(xiàn)下屈服點和水平臺。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)變時效行為。低碳鋼的拉伸試驗

a-預(yù)塑性變形b-去載后立即再行加載c-去載后放置一段時間或在200℃加熱后再加載第48頁，課件共71頁，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屈服點發(fā)生少量塑性變形后（曲線a）卸載，然后立即重新加載拉伸，則可見其拉伸曲線不再出現(xiàn)屈服點（曲線b），此時試樣不發(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)象通常稱為應(yīng)變時效。同樣，Cottrell氣團(tuán)理論能很好地解釋低碳鋼的應(yīng)變時效。當(dāng)卸載后立即重新加載，由于位錯已經(jīng)掙脫出氣團(tuán)的釘扎，故不出現(xiàn)屈服點；如果卸載后放置較長時間或經(jīng)時效則溶質(zhì)原子已經(jīng)通過擴(kuò)散而重新聚集到位錯周圍形成了氣團(tuán)，故屈服現(xiàn)象又復(fù)出現(xiàn)。第49頁，課件共71頁，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：若第二相粒子與基體晶粒尺寸屬同一數(shù)量級，稱為聚合型兩相合金；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，且都為塑性相時，則合金的變形能力取決于兩相的體積分?jǐn)?shù)。實驗證明，這類合金在發(fā)生塑性變形時，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，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，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，將會產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化作用。第二相粒子的強(qiáng)化作用是通過其對位錯運(yùn)動的阻礙作用而表現(xiàn)出來的。通?？蓪⒌诙嗔Ｗ臃譃椤安豢勺冃蔚摹焙汀翱勺冃蔚摹眱深悺５?0頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月位錯繞過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)動位錯與其相遇時，將受到粒子阻擋，使位錯線繞著它發(fā)生彎曲。隨著外加應(yīng)力的增大，位錯線受阻部分的彎曲更劇，以致圍繞著粒子的位錯線在左右兩邊相遇，于是正負(fù)位錯彼此抵消，形成包圍著粒子的位錯環(huán)留下，而位錯線的其余部分則越過粒子繼續(xù)移動。顯然，位錯按這種方式移動時受到的阻力是很大的，而且每個留下的位錯環(huán)要作用于位錯源一反向應(yīng)力，故繼續(xù)變形時必須增大應(yīng)力以克服此反向應(yīng)力，使流變應(yīng)力迅速提高。根據(jù)位錯理論，迫使位錯線彎曲到曲率半徑為R時所需切應(yīng)力為第51頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月

此時由于R=/2，所以位錯線彎曲到該狀態(tài)所需切應(yīng)力為上述位錯繞過障礙物的機(jī)制是由奧羅萬（E．Orowan）首先提出的，故通常稱為奧羅萬機(jī)制，它已被實驗所證實。（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，位錯將切過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，課件共71頁，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，課件共71頁，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（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，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)變增加，應(yīng)力上升緩慢，呈拋物線型，Ⅲ逐漸下降。各種晶體的實際曲線因其晶體結(jié)構(gòu)類型、晶體位向、雜質(zhì)含量，以及試驗溫度等因素的不同而有所變化，但總的說，其基本特征相同，只是各階段的長短通過位錯的運(yùn)動、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，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月3．性能的變化材料在塑性變形過程中，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重要特性，可被用作強(qiáng)化金屬的途徑。特別是對那些不能通過熱處理強(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階段

第55頁，課件共71頁，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，原來的等軸晶粒將逐漸沿其變形方向伸長。當(dāng)變形量很大時，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在應(yīng)力作用下運(yùn)動和不斷增殖。隨著變形度的增大，晶體中的位錯密度迅速提高，經(jīng)嚴(yán)重冷變形后，位錯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，晶體中的位錯線通過運(yùn)動與交互作用，開始呈現(xiàn)紛亂的不均勻分布，并形成位錯纏結(jié)。進(jìn)一步增加變形度時，大量位錯發(fā)生聚集，并由纏結(jié)的位錯組成胞狀亞結(jié)構(gòu)。此時，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)長狀變形胞組成。塑性變形對材料組織與性能的影響第56頁，課件共71頁，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，遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過其他結(jié)構(gòu)的晶體，以致于第Ⅱ階段還未充分發(fā)展時試樣就已經(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作而必然有多組滑移系同時作用，因此多晶體的應(yīng)力一應(yīng)變曲線不會出現(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)力是位錯密度的平方根的線性函數(shù)，這已被許多實驗證實。因此，塑性變形過程中位錯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，由于點陣畸變，空位和位錯等結(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。如塑性變形通常可使金屬的電阻率增高，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)散過程加速，金屬的化學(xué)活性增大，腐蝕速度加快。第57頁，課件共71頁，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存在形變材料內(nèi)部。這部分能量叫做儲存能。儲存能的具體表現(xiàn)方式為：宏觀殘余應(yīng)力、微觀殘余應(yīng)力及點陣畸變。按照殘余應(yīng)力平衡范圍的不同，通常可將其分為三種：（1）第一類內(nèi)應(yīng)力，又稱宏觀殘余應(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工件。例如，將金屬棒施以彎曲載荷，則上邊受拉而伸長，下邊受到壓縮；變形超過彈性極限產(chǎn)生了塑性變形時，則外力去除后被伸長的一邊就存在壓應(yīng)力，短邊為張應(yīng)力。這類殘余應(yīng)力所對應(yīng)的畸變能不大，僅占總儲存能的0.1％左右。（2）第二類內(nèi)應(yīng)力，又稱微觀殘余應(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）第三類內(nèi)應(yīng)力，又稱點陣畸變。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陣缺陷（如空位、間隙原子、位錯等）引起的。變形金屬中儲存能的絕大部分（80％~90％）用于形成點陣畸變。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，并導(dǎo)致塑性變形金屬在加熱時的回復(fù)及再結(jié)晶過程。第58頁，課件共71頁，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。當(dāng)冷變形金屬加熱時會發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長大等過程。了解這些過程的發(fā)生和發(fā)展規(guī)律，對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，其組織和性能會發(fā)生變化。觀察在不同加熱溫度下變化的特點可將退火過程分為回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長大三個階段?；貜?fù)是指新的無畸變晶粒出現(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)無畸變的等軸新晶粒逐步取代變形晶粒的過程；晶粒長大是指再結(jié)晶結(jié)束之后晶粒的繼續(xù)長大。第59頁，課件共71頁，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)生新的無畸變晶粒的核心，然后逐漸消耗周圍的變形基體而長大，直到形變組織完全改組為新的、無畸變的細(xì)等軸晶粒為止。最后，在晶界表面能的驅(qū)動下，新晶?；ハ嗤淌扯L大，從而得到一個在該條件下較為穩(wěn)定的尺寸，稱為晶粒長大階段。第60頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月回復(fù)1．回復(fù)動力學(xué)回復(fù)是冷變形金屬在退火時發(fā)生組織性能變化的早期階段。回復(fù)特征通?？捎靡患壏磻?yīng)方程來表達(dá)：

式中，t為恒溫下的加熱時間；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程的特點，可由著名的阿累尼烏斯（Arrhenius）方程來描述：

式中，Q為激活能；R為氣體常數(shù)；T為絕對溫度；c0為比例常數(shù)?；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)過程的激活能。第61頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月回復(fù)機(jī)制a．低溫回復(fù)低溫時，回復(fù)主要與點缺陷的遷移有關(guān)。b．中溫回復(fù)加熱溫度稍高時．會發(fā)生位錯運(yùn)動和重新分布小回復(fù)的機(jī)制主要與位錯的滑移有關(guān)。c．高溫回復(fù)高溫（～0.3Tm）時，刃型位錯可獲得足夠能量產(chǎn)生攀移。通過攀移使同一滑移面上異號位錯相消，位錯密度下降，位錯重排成較穩(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)過程中電阻率的明顯下降主要是由于過量空位的減少和位錯應(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密度下降不多，亞晶還較細(xì)小之故。點缺陷的遷移(低溫)位錯的遷移(中溫)位錯的攀移(高溫)回復(fù)機(jī)制第62頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月再結(jié)晶再結(jié)晶的驅(qū)動力是變形金屬經(jīng)回復(fù)后未被釋放的儲存能（相當(dāng)于變形總儲能的90％）。通過再結(jié)晶退火可以消除冷加工的影響，故在實際生產(chǎn)中起著重要作用。1．再結(jié)晶過程

再結(jié)晶是一種形核和長大過程，即通過在變形組織的基體上產(chǎn)生新的無畸變再結(jié)晶晶核，并通過逐漸長大形成等軸晶粒，從而取代全部變形組織的過程。a．形核（1）晶界弓出形核。對于變形程度較?。ㄒ话阈∮?0％）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)晶界移動或稱為凸出形核機(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，課件共71頁，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)變的基體只通過多邊化形成的，幾乎無位錯的低能量地區(qū)，它通過消耗周圍的高能量區(qū)長大成為再結(jié)晶的有效核心，因此，隨著形變度的增大會產(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隨著變形度的增大而變細(xì)的問題。b．長大再結(jié)晶晶核形成之后，它就借界面的移動而向周圍畸變區(qū)域長大。2．再結(jié)晶動力學(xué)再結(jié)晶動力學(xué)決定于形核率和長大速率

的大小。和不隨時間而改變的情況下，在恒溫下經(jīng)過t時間后，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為絕對溫度。Johnson-Mehl方程第64頁，課件共71頁，創(chuàng)作于2023年2月3．再結(jié)晶溫度及其影響因素

冷變形金屬開始進(jìn)行再結(jié)晶的最低溫度稱為再結(jié)晶溫度，它可用金相法或硬度法測定，即以顯微鏡中出現(xiàn)第一顆新晶粒時的溫度或以硬度下降50％所對應(yīng)的溫度，定為再結(jié)晶溫度。再結(jié)晶溫度并不是一個物理常數(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，儲能也增多，再結(jié)晶的驅(qū)動力就越大，因此再結(jié)晶溫度越低，同時等溫退火時的再結(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)原子與位錯及晶界間存在著交互作用，使溶質(zhì)原子傾向于在位錯及晶界處偏聚，對位錯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)晶的形核和核的長大