金屬的塑性變形和再結晶

金屬的塑性變形和再結晶第一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六金屬在外力作用下的變形過程分為：彈性變形、彈塑性變形、斷裂三個連續(xù)階段研究金屬的受力變形特性，一般采用拉伸實驗測得的應力-應變曲線工程應用中,應力σ和應變分別按下式計算:第一節(jié)金屬的變形特性Ｐ-載荷;Ａ0-試樣的原始截面積;Ｌ-試樣變形后的長度;Ｌ0-試樣的原始標距長度；第二頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六

低碳鋼的應力-應變曲線第三頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六低碳鋼變形過程的分析σe：彈性極限

σ＜σe：試樣處于彈性變形階段σs：屈服極限（屈服強度)

σ0.2：條件屈服強度（金屬的殘余應變量達到0.2％時的應力）；

σ＞σs：進入均勻的塑性變形階段σb：強度極限（抗拉強度）

σ＞σb：發(fā)生不均勻的塑性變形σk：斷裂強度

σ＞σk：試樣斷裂第四頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六強度指標：彈性極限σe:材料能保持彈性變形時的最大應力屈服強度(屈服極限)σs:材料產(chǎn)生屈服時的應力抗拉強度(強度極限)σb:材料在拉斷前所能承受的最大應力斷裂強度σk:材料對塑性變形的極限抗力塑性指標：延伸率δ:斷裂后試樣標距長度的相對伸長值.斷面收縮率ψ:斷裂后試樣截面相對收縮值.幾個機械性能指標第五頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六彈性變形：定義：金屬受力發(fā)生變形，當外力去除，立即恢復原狀的變形，叫做彈性變形.特點：①變形是可逆的；②彈性應變很?。虎蹜εc應變成正比,符合虎克定律：正應力=;切應力=G其中,Ｅ:正彈性模量；Ｇ:切彈性模量；

:正應變；:切應變可寫為:=/和G=/第六頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第二節(jié)單晶體的塑性變形塑性變形：物體的外形尺寸發(fā)生了永久變化的變形塑性變形的方式:滑移：(塑性變形的最基本方式)晶體的一部分沿著一定的晶面和晶向相對于另一部分作相對的滑動.孿生:晶體的一部分沿著一定的晶面和晶向相對于另一部分作均勻的切變,形成孿晶,這個過程稱為孿生.第七頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第八頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六分析①如圖a，外力P在一定晶面上分解為兩種應力：平行于該晶面的切應力τ和垂直于該晶面的正應力σ②如圖b，正應力σ只能引起晶格的彈性伸長（由c—c’,a—a’）,或進一步使晶體發(fā)生斷裂(正斷)③如圖c，切應力τ使晶格發(fā)生彈性扭曲，晶格遷移到新的位置，造成滑移.④如圖d，通過大量晶面的滑移，最終使試樣被拉長變細，這樣產(chǎn)生的變形叫滑移變形；第九頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六1、滑移帶與滑移線第十頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第十一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六1.2滑移的晶體學特征滑移面：能夠發(fā)生滑移的晶面叫之.滑移方向：在滑移面上能夠進行滑移的方向叫之滑移系：晶體中一個滑移面和其上的一個滑移方向組成一個滑移系.滑移系表示金屬晶體在發(fā)生滑移時,滑移動作可能采取的空間位向.其他條件相同時,金屬晶體中滑移系越多,滑移時可供采用的空間位向也越多,該金屬的塑性也越好第十二頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六幾種常見金屬的滑移面與滑移方向特點：1、滑移面為原子排列最密的晶面，滑移方向為原子排列最密的晶向第十三頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六原因:在晶體的原子密度最大的晶面上，原子間的結合力最強，而面與面之間的距離卻最大，所以密排晶面之間的原子間結合力最弱，滑移的阻力最小，最易于滑移；同樣，對于原子排列最密的晶向,原子列間距離最大,結合力最弱,滑動時阻力最小,最易于滑移.2、滑移方向對塑性的作用大于滑移面.

原因:金屬塑性不僅取決于滑移系的多少,還與滑移面上原子的密排程度和滑移方向的數(shù)目有關.故fcc金屬(鋁銀)的塑性最好,bcc(鐵)次之,hcp最差第十四頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六1.3滑移的臨界分切應力定義：使滑移系開始啟動所需的最小分切應力以圓柱形金屬單晶體試樣為例：設柱體橫截面積為Ａ，受軸向拉力Ｆ的作用,滑移面法線與Ｆ的夾角為φ,

滑移方向與Ｆ的夾角為λ,則滑移面面積為Ａ/cosφ,Ｆ在滑移方向的分力為Ｆcosλ.則外力在滑移方向分切應力τ為:第十五頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六當外力F增加，使某一滑移系上的分切應力達到某一臨界值，滑移開始進行，在宏觀上金屬開始屈服，有：F/A=σs（屈服極限）這種在給定滑移系上開始滑移所需的分切應力稱為臨界分切應力，用τ

k表示。只有當τ>=τ

k時,才能開始滑移.分切應力第十六頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六

cosλcosφ的變化cosλcosφ

為取向因子,其變化范圍：滑移面法線、滑移方向和外力軸處于同一平面時,有λ=90°－φ,則cosλcosφ=(1/2)sin2φ

①當φ＝45°時,cosλcosφ＝0.5,τ最大，最有利于滑移，稱為軟取向(取向因子較大的位向).②當φ＝0°或90°時,即外力與滑移面垂直或平行時,cosλcosφ＝0，τ＝0，無論施加多大外力也不能發(fā)生滑移,這種取向稱硬取向(取向因子較小的位向)③

φ小于或大于45°,都不利于滑移.第十七頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六1.4滑移時晶體的轉動：以只有一個滑移面的密排六方金屬為例進行分析:晶體在拉伸力F作用下產(chǎn)生滑移.設不受夾頭限制,滑移面的滑移方向保持不變,則拉伸軸的取向必不斷變化.(a.b)但實際肯定有夾頭固定限制,拉伸軸方向不能改變,則晶體取向就會不斷發(fā)生變化(c).

力求使滑移面轉到與外力平行的方向。φ角增大為φ，,λ角減小,即拉伸軸與滑移方向的夾角不斷減小,造成了晶體位向的改變．第十八頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六如圖，σ1和σ2組成力偶使滑移面向外力軸轉.τ1和τ2組成力偶使晶體滑移第十九頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六當外力作用在滑移面上的最大切應力與滑移方向不一致時，還會產(chǎn)生以滑移面法線方向為軸的轉動.此時,切應力τ1和τ2分解為滑移方向和垂直于滑移方向的分切應力.其中,垂直滑移方向的分切應力τb及τb,組成的力偶將使滑移方向轉向最大切應力方向.第二十頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六同理，在壓縮時也發(fā)生轉動，滑移面力求轉到與壓力軸垂直的方向,如圖.第二十一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六晶體的轉動使φ和λ角發(fā)生變化,取向因子改變,導致具有一個滑移系的晶體,產(chǎn)生幾何軟化：由于滑移和轉動，使原來不利于滑移的晶面轉到有利于滑移的方向上,（滑移面的法向與外力軸的夾角接近45°），從而有利于滑移進行,這種現(xiàn)象稱之.幾何硬化：由于滑移和轉動，使原來有利于滑移的晶面轉到不利于滑移的方向上，（滑移面的法向與外力軸的夾角遠離45°），從而使滑移越來越困難,這種現(xiàn)象稱之.具有多組滑移系的晶體,產(chǎn)生多滑移第二十二頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六1.6滑移的位錯機制：1.6.1位錯的運動與晶體的滑移：問題：實際金屬晶體滑移時所需的臨界切應力τK遠小于理想晶體的τK，為什么？回答:實際晶體中存在位錯,晶體的滑移是通過位錯在切應力的作用下沿著滑移面逐步移動的結果.如圖滑移實際是源源不斷的位錯沿著滑移面的運動.如圖位錯沿滑移面的運動只需要很小的切應力即可實現(xiàn)，因此,實際滑移的τK遠小于理論計算的τK...第二十三頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第二十四頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第二十五頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六1.6.2位錯的增殖：問題：①形成一條滑移線需要上千個位錯,晶體塑性變形時產(chǎn)生大量滑移帶,需要為數(shù)極多的位錯，晶體中有如此大量的位錯嗎？②滑移是位錯掃過滑移面并移出晶體表面造成的.隨著塑性變形的進行，晶體中的位錯數(shù)目是否會越來越少，形成無位錯的理想晶體？回答：通過塑性變形，晶體中位錯數(shù)目會顯著增多．原因:變形過程中,晶體中存在不斷增殖的位錯源第二十六頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六位錯增殖機制：弗蘭克－瑞德位錯源最終，在切應力作用下,位錯線段DD’變?yōu)橐粋€重結的DD’位錯線段和一個封閉的位錯環(huán)第二十七頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六動畫第二十八頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六增殖機制總結：

在切應力作用下,位錯線段DD’變?yōu)橐粋€重結的DD’位錯線段和一個封閉的位錯環(huán)隨著外力繼續(xù)作用,以上過程不斷重復,不斷產(chǎn)生新的位錯環(huán),晶體中便產(chǎn)生大量位錯環(huán).一個位錯環(huán)移出晶體,晶體沿滑移面產(chǎn)生一個原子間距的位移；大量位錯環(huán)逐個移出晶體,晶體就不斷產(chǎn)生滑移,并在表面形成許多滑移臺階.晶體滑移的實質(zhì)：不斷的消耗位錯，不斷產(chǎn)生新位錯的過程.晶體的滑移,實際上是源源不斷的位錯沿著滑移面的運動.第二十九頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六1.6.3位錯的交割與塞積：交割：位錯線相交再通過的過程.交割的結果:產(chǎn)生割階，結果是：增加了位錯線的長度；可能形成一種位錯難以運動的固定割階,造成位錯纏結,成為后續(xù)位錯運動的障礙.第三十頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六動畫第三十一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六塞積：當位錯運動遇到障礙物（固定位錯、雜質(zhì)粒子、晶界等）的阻礙時，領先的位錯在障礙物前被阻止，后續(xù)的位錯被堵塞，這種現(xiàn)象叫做位錯的塞積；塞積的結果：形成位錯的平面塞積群,并在障礙物前端形成高度應力集中，如圖第三十二頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六動畫第三十三頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六塞積處產(chǎn)生的應力集中τ為：

τ＝ｎτ0

其中,τ：塞積在障礙處產(chǎn)生的應力集中；

τ0：在滑移方向的分切應力值；ｎ：位錯塞積群的位錯數(shù)；Ｌ:障礙物至位錯源的距離位錯塞積群的位錯數(shù)n與障礙物至位錯源的距離Ｌ成正比.因此，Ｌ↗→ｎ↗→應力集中τ↗；第三十四頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六合金中的位錯塞積；第三十五頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六2、孿生：定義：在切應力的作用下，晶體的一部分以一定的晶面（孿晶面）為對稱面與晶體的另一部分發(fā)生對稱性移動而進行的切變，叫孿生.孿晶：以孿晶面為對稱面而處于鏡面對稱位置的一對晶體叫做孿晶（雙晶）.晶體結構不同，孿生面和孿生方向也不同.fcc：孿生面｛111｝,孿生方向〈112〉bcc:孿生面｛112｝,孿生方向〈111〉

hcp:孿生面｛102｝,孿生方向〈011〉第三十六頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六孿生的特點：孿生所需τK遠大于滑移所需τK;部分晶體發(fā)生均勻切變,位移量正比于至孿晶面的距離；切變時,原子移動距離不是孿生方向原子間距的整數(shù)倍.不改變晶體的點陣類型；但可引起晶體取向變化,變形與未變形部分成鏡面對稱；孿晶為條帶狀或透鏡狀；孿生生長通過其他基本的塑變方式進行協(xié)調(diào).對總變形量貢獻不大,但可改變晶體取向,使滑移繼續(xù).孿生變形速度極大,可聽到聲音；第三十七頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六含銅鋼在550℃時效時的TEM形貌(孿晶)第三十八頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第三節(jié)多晶體的塑性變形多晶體與單晶體塑性變形的相同點:每個晶粒的塑性變形仍以滑移、孿生方式進行；多晶體與單晶體塑變過程的不同點:(復雜)多晶體塑變受晶界阻礙和位向不同的晶粒的影響；任一個晶粒的塑變都不是處于獨立的自由變形狀態(tài),需要周圍晶粒同時發(fā)生變形來配合，以保持晶粒間的結合和整個物體的連續(xù)性。原因:(多晶體的特點)①相鄰晶粒位向不同；②各晶粒間存在晶界；第三十九頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六多晶體的塑性變形過程的特點各晶粒變形的不同時性.

隨外力增加，對位向有利的晶粒，其滑移系的分切應力首先達到臨界值，開始塑變。相鄰晶粒位向不同，先變形晶粒滑移面的運動位錯在晶界處受阻，形成位錯的平面塞積群，造成很大應力集中。各晶粒變形的相互協(xié)調(diào)性.

多晶體中晶粒彼此相鄰，鄰近晶粒必須相互配合，多個滑移系同時滑移,協(xié)調(diào)變形,以保持晶體連續(xù)性.多晶體變形的不均勻性.由于晶界及相鄰晶粒位向不同,晶粒之間及晶粒內(nèi)部變形都是不均勻的.如圖第四十頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第四十一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六

晶粒大小對塑性變形的影響

1.晶粒越細小,

強化效果越好舉例：Zn多晶體的強度顯著高于單晶體原因：晶界和相鄰晶粒位向差阻礙了位錯運動。多晶體晶界多，晶粒越小，強化效果好。

晶界強化:用細化晶粒增加晶界,提高金屬強度的方法稱為晶界強化.

第四十二頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六晶粒平均直徑d與屈服強度σs關系（霍爾-配奇公式）

σs=σ0+kd-1/2

σ0:常數(shù),單晶體金屬的屈服強度；

k：常數(shù);表示晶界對強度的影響程度；

d:多晶體中各晶粒的平均直徑看出:晶粒越細小,屈服強度越高(d↓,σs↑)原因:晶粒越細小,位錯源到晶界的距離L小,發(fā)放的位錯數(shù)目n少,應力集中τ小,發(fā)生塑變機會少,σs高;晶粒越大,相反:Ｌ↗→ｎ↗→應力集中τ↗,位錯塞積造成大的應力集中,周圍晶粒易發(fā)生塑變,σs低.第四十三頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六σs=σ0+kd-1/2第四十四頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六2.晶粒越細小,塑韌性越好.原因：①晶粒越細小，單位面積的晶粒數(shù)目多，有利于變形的取向多.②晶粒越細小，晶內(nèi)和晶界的應變差異小，變形均勻，引起的應力集中小，不易開裂.③晶粒越細小，晶界多，且曲折，不利于裂紋的產(chǎn)生和傳播.綜上,細晶粒具有強度高,塑、韌性好的綜合機械性能,故生產(chǎn)中希望得到細小均勻晶粒組織.第四十五頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第四節(jié)合金的塑性變形合金固溶體合金（單相合金）固溶體合金＋第二相(多相合金)以基體金屬為基的單相固溶體各組元形成的化合物或另一種固溶體以基體金屬為基的單相固溶體第四十六頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六1、單相固溶體合金的塑性變形與多晶體純金屬的基本相同,但產(chǎn)生固溶強化.

固溶強化:由于固溶體中溶質(zhì)原子的存在,使其塑性變形抗力增加,強度、硬度增高,塑韌性下降的現(xiàn)象固溶強化是提高金屬機械性能的重要途徑.原因：固溶體發(fā)生晶格畸變,阻礙滑移面上位錯運動.溶質(zhì)原子在位錯線附近偏聚，形成“柯氏氣團”,對位錯有釘扎作用，使位錯運動的阻力增大,增加了塑性變形抗力.第四十七頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六

置換固溶體

間隙固溶體a)R溶質(zhì)>R溶劑

b)R溶質(zhì)<R溶劑c)間隙固溶體柯氏氣團對位錯起釘扎作用第四十八頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六

固溶強化規(guī)律①在固溶體溶解度范圍內(nèi)，濃度越大，強化效果越大；②溶質(zhì)原子與溶劑原子的尺寸相差越大，則造成的晶格畸變越大，強化效果越大；③形成間隙固溶體的溶質(zhì)元素的強化作用大于形成置換固溶體的溶質(zhì)元素；④溶質(zhì)原子與溶劑原子的價電子數(shù)相差越大，強化作用越大；第四十九頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六2、多相合金的塑性變形合金中兩相的性能相近

合金中兩相含量相差不大,且二者變形能力相近,則合金變形性能為兩相的平均值.式中，σα和σβ:兩相的強度極限；

φα和φβ:兩相的體積分數(shù)；第五十頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六

合金中兩相的性能差別較大1、硬脆的第二相呈連續(xù)網(wǎng)狀分布于塑性相晶界情況惡劣，脆性相在空間把塑性相分割開,使其變形能力無法發(fā)揮,合金脆性增加,塑韌性和強度下降.2、脆性的第二相呈片層狀分布于塑性相基體強度、硬度比純金屬高得多，塑、韌性有所下降，但不致使之脆化。（如珠光體）

珠光體的屈服強度：

σi:鐵素體屈服強度,Ks:材料常數(shù),S0：珠光體片間距第五十一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六3、脆性的第二相呈顆粒狀分布于基體顆粒狀脆性第二相對位錯的阻礙作用小于片狀，故強度、硬度降低，塑韌性升高.顆粒狀硬脆第二相呈彌散粒子均勻分布于塑性基體,會顯著提高合金強度.原因:細小彌散第二相粒子與位錯交互作用兩種強化機制：切過機制與繞過機制第五十二頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六圖6-28位錯繞過第二相粒子示意圖繞過機制：第二相為堅硬粗大質(zhì)點,位錯線將繞過該粒子運動(彌散強化).位錯繞過時所需切應力：第五十三頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六動畫第五十四頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六切過機制：第二相為軟質(zhì)點,運動位錯將切過粒子與基體一起變形(沉淀強化)第五十五頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六動畫第五十六頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六含銅鋼時效強化峰的TEM形貌(彌散分布的銅粒子)第五十七頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第五節(jié)塑性變形對金屬組織和性能的影響1、對組織的影響顯微組織

晶粒外形變化.如圖亞結構

位錯密度增加,亞結構細化.如圖變形織構定義:由于塑性變形,使晶粒具有擇優(yōu)取向的組織分類:絲織構和板織構特點：使材料出現(xiàn)各向異性；優(yōu)點:Al箔電容器.缺點:“制耳”現(xiàn)象.如圖第五十八頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第五十九頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第六十頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第六十一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六2、對性能的影響產(chǎn)生加工硬化定義：隨著變形程度的增加，金屬的強度、硬度增加，塑性、韌性下降的現(xiàn)象；原因：①位錯密度的增加,使位錯運動阻力,變形抗力.②位錯之間交互作用，產(chǎn)生割階，纏結等優(yōu)點：①提高材料的強度：②使材料變形均勻.缺點：阻礙塑變進行其他影響Ａ、對不能通過熱處理提高強度的材料，可利用此法；Ｂ、提高零件在使用中的安全性Ｃ、某些工件或半成品成型的重要因素；第六十二頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六3、塑性變形的殘余應力：分類宏觀內(nèi)應力（第一類內(nèi)應力）：由于金屬工件或材料各部分的宏觀變形不均勻引起，其平衡范圍是物體的整個體積；微觀內(nèi)應力（第二類內(nèi)應力）：由于各晶?；蚋鱽喚ЯＶg的變形不均勻而產(chǎn)生的，其平衡范圍為幾個晶?；驇讉€亞晶粒；點陣畸變（第三類內(nèi)應力）：由于塑變使點陣發(fā)生畸變，其作用范圍在幾十至幾百納米范圍影響使工件產(chǎn)生變形、開裂和應力腐蝕第六十三頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第七章金屬及合金的回復與再結晶金屬及合金塑性變形后：①晶粒外形發(fā)生變化；②組織結構發(fā)生變化；③性能發(fā)生變化(強度、硬度升高，塑韌性下降)這給進一步的冷成形加工帶來困難.因此，常需將金屬加熱進行退火處理，通過回復與再結晶過程使其性能向塑變前狀態(tài)轉變，即塑韌性提高，強度、硬度下降。第六十四頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六空位：比例較小位錯：80～90％儲存能：塑性變形時，外加能量儲存在形變金屬內(nèi)部的能量.儲存形式:彈性應變和增加晶體缺陷的形式彈性應變能：3～12％畸變能：

儲存能是轉變的驅動力儲存能儲存能使塑變后金屬材料的自由能升高，處于熱力學上不穩(wěn)定的亞穩(wěn)狀態(tài).第六十五頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六

塑變后的金屬及合金在退火時的變化退火：將金屬材料加熱到一定溫度，保溫一定時間，然后緩冷到室溫的操作；目的：改變金屬材料內(nèi)部的組織結構，獲得要求的性能。儲存能是轉變的驅動力退火過程(3個階段):回復、再結晶、晶粒長大一、組織變化：第六十六頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六二、儲存能變化

儲存能是變形金屬加熱時發(fā)生回復與再結晶的驅動力。變形金屬在加熱時儲存能釋放。功率峰對應再結晶溫度。隨著儲存能釋放，金屬的顯微組織和性能發(fā)生相應變化。第六十七頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六三、性能的變化1、強度、硬度：回復階段變化小；再結晶大大降低。原因：回復時位錯密度減少有限，再結晶時位錯密度大大下降。2、電阻：回復階段開始下降。原因：電阻與點缺陷有關，在回復階段點缺陷的密度顯著下降。第六十八頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六3、亞晶尺寸：回復階段變化?。辉俳Y晶大大增加。原因：與位錯密度有關。4、密度：回復階段就開始上升。原因：與空位有關。5、內(nèi)應力：回復階段大部分或全部宏觀內(nèi)應力可以消除；微觀內(nèi)應力只消除一部分，到再結晶以上才完全消除。第六十九頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六

第二節(jié)回復定義：冷塑性變形的金屬在加熱時，新晶粒（再結晶晶粒）出現(xiàn)以前，某些亞結構和性能發(fā)生變化的過程。特點:退火處理時，組織和性能變化的早期階段.加熱溫度不太高，原子擴散能力較低，顯微組織無明顯變化，只是物理、化學性能部分恢復到變形前狀態(tài)。驅動力：儲存能第七十頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六回復機理：(點缺陷和位錯發(fā)生運動)溫度機制注釋低溫①點缺陷移至晶界或位錯處消失②點缺陷彼此對消或結合加熱溫度低，原子活動能力小中溫①位錯纏結內(nèi)的位錯重新排列②異號位錯相消③亞晶長大加熱溫度升高，位錯可以滑移運動；高溫①位錯攀移②亞晶合并③多邊化位錯不但可以滑移還可以攀移第七十一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六解釋：低溫：點缺陷數(shù)目大大降低（通過空位群坍塌成為位錯；空位到晶界或位錯處沉沒空位對，空位與間隙原子的復合），使與點缺陷有關的性能發(fā)生變化，如電阻率下降。中溫：原子活動能力增大。點缺陷繼續(xù)運動消失；位錯滑移、交滑移運動：使位錯數(shù)量有所減少。異號位錯對消；位錯纏結內(nèi)位錯重新排列；亞晶長大。第七十二頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六亞晶長大：（亞結構變化）金屬在冷塑性變形后，形成胞狀亞結構，胞內(nèi)位錯密度低,胞壁位錯密度高.回復退火時，空位密度下降，胞內(nèi)位錯向胞壁滑移，與胞壁異號位錯抵消,位錯密度下降?；貜瓦M行,胞壁位錯形成低能位錯網(wǎng)絡,胞壁變?yōu)閬喚Ы?亞晶粒通過亞晶界遷移而長大.變形后的亞晶回復后亞晶第七十三頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六高層錯能金屬形變時產(chǎn)生胞狀組織，在回復時，胞內(nèi)位錯滑移到胞壁發(fā)生異號位錯對消，使胞內(nèi)無位錯；胞壁位錯滑移、交滑移重新組合，使排列整齊，胞壁厚度減小。亞晶界清晰、明確，亞晶尺寸相對增大。低層錯能金屬通過位錯滑移排列成位錯網(wǎng)絡。第七十四頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六（3）高溫回復：TH>0.5點缺陷繼續(xù)運動；位錯滑移運動；位錯攀移運動?！噙吇蛠喚Ш喜?。（位錯數(shù)量有所減少）位錯的攀移：刃位錯沿與柏氏矢量（滑移面）相垂直的方向運動；如圖.第七十五頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六Note：攀移必須通過空位和原子的擴散實現(xiàn)，室溫下很難進行。只有在較高溫度下，原子擴散能力足夠大時，才容易進行。第七十六頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六多邊化：冷變形后，晶體中同號刃位錯在滑移面塞積,導致晶格彎曲.退火時，通過位錯的滑移和攀移，同號刃位錯沿垂直滑移面的方向排列成小角度亞晶界，叫多邊化；如圖。第七十七頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六回復退火特點：加熱溫度不高，使冷加工件在保持加工硬化的狀態(tài)下，降低內(nèi)應力，減輕工件的變形，降低電阻率，提高材料的耐蝕性，改善塑韌性。應用:對于深沖件、鑄件、焊接件、機加工件，需進行回復退火（去應力退火），以避免冷加工殘余內(nèi)應力（第一類內(nèi)應力）可能引起的變形開裂。冷變形金屬中的內(nèi)應力在多數(shù)情況下是有害的。如黃銅彈殼的開裂，將彈殼在250—300℃進行回復處理，解決了這個問題。第七十八頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六

第三節(jié)再結晶定義：冷變形后的金屬加熱到一定溫度之后，在原來的變形組織中重新產(chǎn)生了無畸變的新晶粒（等軸晶粒），性能也發(fā)生了明顯變化，并恢復到完全軟化狀態(tài)，這個過程叫再結晶.驅動力：冷變形產(chǎn)生的儲存能.特點:經(jīng)過再結晶，金屬材料的強度、硬度下降，塑性、韌性上升，又可繼續(xù)對材料進行塑性變形.第七十九頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六再結晶過程示意圖第八十頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六看出:再結晶并非簡單恢復到變形前組織的過程也是形核和長大的過程；再結晶與重結晶的異同相同：兩者都經(jīng)歷了形核與長大兩個階段；相異：再結晶前后各晶粒的晶格類型不變，成分不變，再結晶只是一種組織的轉變，并不是相變.

重結晶發(fā)生了晶格類型的變化,是相變；第八十一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六再結晶的形核與長大：1.形核：實驗表明,再結晶形核在塑變引起的最大畸變處形成，回復階段的多邊形化為再結晶形核做了準備。亞晶形核機制:(變形度較大時發(fā)生)回復階段，塑變形成的胞狀組織經(jīng)多邊形化后變?yōu)閬喚?，有些亞晶長大，成為再結晶的晶核.晶界凸出形核機制:(變形度較小時發(fā)生)變形度小,使得金屬變形很不均勻，回復退火后亞晶粒大小不同。再結晶退火時，晶界中某一段向亞晶粒細小位錯密度高一側弓出，晶界掃過的區(qū)域位錯密度下降，形成再結晶晶核。第八十二頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六2.長大：再結晶晶核形成后,自發(fā)、穩(wěn)定的生長，界面向畸變區(qū)推進。界面移動的驅動力是無畸變的新晶粒與周圍基體的畸變能差。界面移動的方向是背向其曲率中心的方向。最終，舊的畸變晶粒消失，新的無畸變再結晶晶粒形成。第八十三頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六再結晶溫度及影響因素：1.再結晶溫度的定義：理論：能發(fā)生再結晶的最低溫度；實際：經(jīng)過嚴重冷變形（變形度在70％以上）的金屬，在規(guī)定時間內(nèi)（1h）能夠完成再結晶或再結晶達到規(guī)定程度（95％）的最低溫度；Note:再結晶溫度在一定范圍內(nèi)變化；金屬的最低再結晶溫度與熔點之間的經(jīng)驗關系：

T再=δT熔(單位：K,δ:系數(shù))

純金屬:δ＝0.35～0.4；合金:δ＝0.5～0.7；再結晶退火的溫度:最低再結晶溫度以上100~200℃.第八十四頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六2.影響再結晶溫度的因素（4個）①金屬的預變形度越大，再結晶溫度越低.原因:金屬的變形度越大,金屬中的儲存能越多,再結晶的驅動力越大,故再結晶溫度低.如圖,變形度達到一定程度后，再結晶溫度趨于某一最低值，即最低再結晶溫度。②金屬的純度越高，再結晶溫度越低.原因:雜質(zhì)和合金元素溶入基體后，在位錯、晶界處偏聚，阻礙了位錯運動、晶界遷移和原子擴散,從而提高了再結晶溫度,故純度越高，T再越低.第八十五頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第八十六頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六③加熱速度和時間影響再結晶溫度.加熱速度極慢,變形金屬有足夠時間回復,儲存能減少,則再結晶驅動力減少,再結晶溫度升高；加熱速度過快，在不同溫度下停留的時間短，而再結晶的形核和長大都需要時間,速度過快,使之來不及形核和長大，故推遲到更高溫度才發(fā)生再結晶,再結晶溫度升高;保溫時間越長,原子的擴散能力越大，再結晶溫度就越低。

④原始晶粒越小，再結晶溫度越低原始晶粒越細小，變形抗力大，儲存能大，再結晶的形核率大，長大速度大，再結晶溫度降低。第八十七頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六3再結晶晶粒大小的控制變形金屬經(jīng)再結晶退火后，強度、硬度下降，塑性、韌性上升。但并不與變形前完全相同，中心問題是再結晶后的晶粒大小.再結晶晶粒的平均直徑d:

其中,N：形核率；G：長大線速度；K：比例常數(shù)可以看出,控制影響N和G的因素就可達到控制再結晶晶粒大小.影響因素如下:第八十八頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六再結晶晶粒大小的影響因素（4個）①變形程度：如圖變形程度很小時，晶粒大小沒有變化；原因:變形度小，畸變能很小，不足以引起再結晶.變形程度在2%~10%時，再結晶后的晶粒特別粗大。原因:變形度不大，G/N比值很大，易得到粗大晶粒。此范圍的變形度稱“臨界變形度”，應避免。變形程度大于臨界變形度后，晶粒逐漸細化，變形度越大，晶粒越細小。原因：變形度增加，儲存能增加，G和N同時增加，但G/N減小，故再結晶晶粒變細。當變形程度大于90%以上時，某些金屬還會出現(xiàn)晶粒的異常長大，即二次再結晶。

第八十九頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第九十頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六臨界變形度的危害：第九十一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六②原始晶粒度越小，再結晶晶粒越小

原因：細晶粒具有較多晶界，晶界為再結晶形核提供了有利場所，故可得到細小晶粒組織。③合金元素及雜質(zhì)可細化晶粒原因：基體中的合金元素及雜質(zhì)，可增加變形金屬的儲存能，并阻礙晶界運動。④變形溫度高，使晶粒粗化原因：變形溫度越高，回復程度越大，變形后儲存能減小，使再結晶晶粒粗化。第九十二頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六

第四節(jié)晶粒的長大定義:再結晶結束以后，隨著加熱溫度的升高或保溫時間的延長，晶粒之間就會相互吞并而長大，這一現(xiàn)象稱為晶粒的長大。分類:(根據(jù)再結晶后晶粒長大過程的特點分類)晶粒的正常長大：隨溫度的升高或保溫時間的延長,晶粒均勻連續(xù)地長大.晶粒的反常長大：晶粒不均勻不連續(xù)地長大,也叫二次再結晶.第九十三頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六1、晶粒的正常長大晶粒長大的驅動力：從整體看，驅動力為晶粒長大前后總的界面能差

原因:細晶粒晶界多，界面能高；粗晶粒晶界少，界面能低，故細晶粒長大是使金屬自由能下降的自發(fā)過程，易進行。從晶界看，晶界移動的驅動力與界面能成正比,與晶界的曲率半徑成反比.晶粒穩(wěn)定形狀的兩個必備條件:所有晶界均為直線晶界間夾角均為120°晶粒的穩(wěn)定形狀:晶粒邊數(shù)為6,晶界平直,夾角120°

第九十四頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六晶粒正常長大的規(guī)律：①晶粒長大主要靠晶界遷移，晶界向其曲率中心方向移動；隨著晶界的遷移，小晶粒逐漸被相鄰大晶粒吞并，彎曲晶界趨于平直.如圖②當三個晶粒的晶界夾角不等于120°時，晶界的移動總是力圖使三個夾角趨向于120°；③在二維坐標中，晶粒邊數(shù)少于6的晶粒，必然逐步縮小，甚至消失；晶粒邊數(shù)大于6的晶粒，則將逐漸長大；當晶粒邊數(shù)為6，晶界很平直，且夾角為120°時，則晶界最穩(wěn)定，如圖第九十五頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第九十六頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第九十七頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六影響晶粒長大的因素溫度越高,晶粒長大速度越快原因:晶界遷移的過程是原子的擴散過程,受溫度影響雜質(zhì)和合金元素溶入基體,會阻礙晶界運動原因:吸附在晶界的溶質(zhì)原子會降低晶界的界面能,從而降低界面移動的驅動力,使晶界不能移動.彌散的第二相質(zhì)點會阻礙晶界移動第二相質(zhì)點越細小,數(shù)量越多,對晶粒長大的阻礙越強相鄰晶粒位向差越小，界面能越小，界面移動驅動力越小,晶界不易移動.第九十八頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六2.晶粒的反常長大：定義：經(jīng)嚴重冷變形的金屬，在較高溫度退火時，少數(shù)晶粒優(yōu)先長大，逐漸吞食周圍大量小晶粒而形成粗大晶粒的過程，叫二次再結晶。特點：不是重新生核與長大，而是在一次再結晶完成之后，某些特殊晶粒長大形成的；是不連續(xù)、不均勻的長大，故叫反常長大如圖形成機理：第二相或夾雜物質(zhì)點的影響第九十九頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第一百頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六第一百零一頁，共一百一十頁，編輯于2023年，星期六對性能的影響：不利：使材料晶粒粗大，降低材料的強度