材料科學(xué)基礎(chǔ) 第6章 材料的塑性變形與再結(jié)晶

第6章材料的塑性變形與再結(jié)晶6.1材料的塑性變形材料的塑性變形形式：在常溫和低溫時(shí)：滑移、孿生和扭折高溫下：擴(kuò)散變形以及晶界滑移和移動(dòng)6.1.1單晶體的塑性變形單晶體塑性變形的主要形式是滑移和孿生。滑移和孿生在晶體變形過(guò)程的不同階段交替進(jìn)行。6.1.1.1滑移滑移是指晶體相鄰兩部分沿著某一晶面在某個(gè)晶向上彼此間作相對(duì)的平行滑動(dòng)。當(dāng)應(yīng)力超過(guò)晶體的彈性極限后，晶體中就會(huì)發(fā)生層片之間的相對(duì)滑動(dòng)（即滑移），大量層片間相對(duì)滑動(dòng)的累積就造成晶體的宏觀塑性變形。1.滑移現(xiàn)象的觀察及特征

單晶試樣經(jīng)拉伸拋光后的照片1)宏觀觀察2)顯微觀察

當(dāng)應(yīng)力超過(guò)彈性極限后，晶體中層片之間產(chǎn)生相對(duì)滑，大量層片相對(duì)滑移的累積構(gòu)成了整個(gè)晶體的塑性變形?；茙?層片，厚度在100個(gè)原子左右滑移帶1滑移線(xiàn)未滑移部分滑移量1000個(gè)原子左右返回2.滑移面和滑移方向

塑性變形時(shí)滑移只沿一定的晶面和晶向進(jìn)行，這些晶面和晶向稱(chēng)為滑移面和滑移方向?；泼婧突品较蛲蔷w中原子密度大的晶面和晶向，因?yàn)檫@些位置點(diǎn)陣阻力小，容易產(chǎn)生滑移。一個(gè)滑移面和此面上的滑移方向合起來(lái)組成一個(gè)滑移系。每一個(gè)滑移系表示晶體在滑移時(shí)的一個(gè)可能取向。晶體中的滑移系愈多，滑移過(guò)程可能采取的空間取向便愈多，滑移容易進(jìn)行，塑性便愈好1)面心立方的滑移系(111)[101][011](111)[110][011][101]2)體心立方的滑移系[111](101)[111]3)體心立方的滑移系晶體結(jié)構(gòu)金屬舉例滑移面滑移方向面心立方Cu，Ag，Au，Ni，Al{111}〈110〉A(chǔ)l（高溫）{100}〈110〉體心立方α-Fe{110}{112}{123}〈111〉W，Mo，Na（0.08～0.24Tm）{112}〈111〉Mo，Na（0.26～0.50Tm）{110}〈111〉Na，K（0.8Tm）{123}〈111〉Nb{110}〈111〉密排六方Cd，Be，Te{0001}〈1120〉Zn{0001}{1122}〈1120〉〈1123〉Be，Re，Zr{1010}〈1120〉Mg{0001}{1122}{1011}〈1120〉〈1010〉〈1120〉Ti，Zr，Hf{1010}{1011}{0001}〈1120〉〈1120〉〈1120〉3.位錯(cuò)滑移時(shí)受到的點(diǎn)陣阻力位錯(cuò)滑移時(shí)的能量變化

由于原子排列的周期性，位錯(cuò)在滑移過(guò)程中，位錯(cuò)中心的能量將發(fā)生周期性變化，當(dāng)位錯(cuò)從位置1移動(dòng)到位置2時(shí)需要越過(guò)一個(gè)勢(shì)壘，即阻力，其大小如右圖所示。位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)

滑移面面間距

滑移方向上的原子間距

切變模量

泊松比

因此d值越大，b值越小，派納力越小因而越容易發(fā)生滑移4.滑移的臨界分切應(yīng)力

滑移系開(kāi)始滑移的最小分切應(yīng)力值稱(chēng)為臨界分切應(yīng)力。

F在滑移方向上的分切應(yīng)力為F

c

o

s

λ，滑移的面積為A/c

o

s

φ,因此，外力在滑移面沿滑移方向的分切應(yīng)力為：

F/A為拉伸截面上的正應(yīng)力(σ)，當(dāng)τ達(dá)到τc時(shí)，σs屈服強(qiáng)度。c

o

s

φ

c

o

s

λ稱(chēng)為取向因子。

因此，當(dāng)α=0°，φ=45°時(shí)，φ

+

λ=

90°取向因子最大，正應(yīng)力在此滑移系上的分切應(yīng)力最大。5.單系滑移

當(dāng)只有一個(gè)滑移系上的分切應(yīng)力最大并且達(dá)到晶體的臨界分切應(yīng)力時(shí)，滑移只沿著一個(gè)滑移系進(jìn)行，即發(fā)生單滑移。6.多系滑移

滑移首先產(chǎn)生在取向最有利的滑移系，塑性變形時(shí)晶面發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，另一組滑移系的切應(yīng)力達(dá)到臨界切應(yīng)力，此時(shí)滑移同時(shí)產(chǎn)生在兩組或更多組滑移面上或交替進(jìn)行。多系滑移產(chǎn)生在具有多滑移系晶體上。面心立方晶體中拉力軸為[001]時(shí)造成的多系滑移7.交滑移

兩個(gè)或多個(gè)滑移面沿某個(gè)共同的滑移方向同時(shí)或交替進(jìn)行，交滑移見(jiàn)于螺形位錯(cuò)。8.滑移的位錯(cuò)機(jī)制①滑移是通過(guò)位錯(cuò)滑移來(lái)實(shí)現(xiàn)的②滑移線(xiàn)和滑移帶分別是一個(gè)或n個(gè)位錯(cuò)線(xiàn)沿滑移面移到晶體表面實(shí)現(xiàn)的。③位錯(cuò)滑移受到的阻力首先是點(diǎn)陣阻力，另外還有其它位錯(cuò)與之交割產(chǎn)生的阻力，以及點(diǎn)缺陷、晶界和第二相質(zhì)點(diǎn)等產(chǎn)生的阻力。6.1.1.2孿生孿生是塑性變形的另一種重要形式，它常作為滑移難于進(jìn)行時(shí)的補(bǔ)充。孿生是指在相當(dāng)大的切應(yīng)力作用下，晶體沿著一定晶面上的某一特定晶向發(fā)生了均勻切變。這一晶面稱(chēng)為孿生面，這一晶向則稱(chēng)為孿生方向。晶體的孿生面與孿生方向的組合，稱(chēng)為孿生系，孿生系又可稱(chēng)為孿生要素。與滑移系類(lèi)似，孿生系也是由晶體的結(jié)構(gòu)類(lèi)型所決定。(111)(110)CC'EE'孿生面孿生方向分析面1.孿生的變形過(guò)程CEC'AA孿生面孿生區(qū)域2.孿生的特點(diǎn)①孿生變形也是在切應(yīng)力作用下發(fā)生的，并通常出現(xiàn)于滑移受阻而引起的應(yīng)力集中區(qū)，因此，孿生所需的臨界切應(yīng)力要比滑移時(shí)大得多。③孿晶的兩部分晶體形成鏡面對(duì)稱(chēng)的位向關(guān)系②孿生是一種均勻切變，即切變區(qū)內(nèi)與孿晶面平行的每一層原子面均相對(duì)于其毗鄰晶面沿孿生方向位移了一定的距離，且每一層原子相對(duì)于孿生面的切變量跟它與孿生面的距離成正比。3.孿晶形成的過(guò)程孿晶形成分形核

和長(zhǎng)大兩個(gè)階段，先

以極快的速度爆發(fā)出

薄片孿晶，然后擴(kuò)展

增厚。孿晶的形成需要

較大的應(yīng)力，只有在滑移受阻時(shí)晶體變形才以孿晶的方式進(jìn)行。孿晶的萌生常放生在應(yīng)力集中的晶界處等。4.孿生變形性與晶體結(jié)構(gòu)的關(guān)系

對(duì)于滑移系少的密排六方晶體（Mg、Zn、Cd），往往容易發(fā)生孿生變形；密排六方金屬的孿生面為{102}，孿生方向?yàn)?lt;1011>。對(duì)具有體心立方晶體結(jié)構(gòu)的金屬，當(dāng)變形溫度較低、變形速度極快或由于其他原因的限制使滑移難以進(jìn)行時(shí)，也會(huì)通過(guò)孿生的方式進(jìn)行塑性變形；體心立方金屬的孿生面為{112}，孿生方向?yàn)?lt;111>。面心立方金屬由于對(duì)稱(chēng)性高、滑移系多而易于滑移，只有在極低溫度（4~78K）下，當(dāng)滑移極為困難時(shí)，孿生才會(huì)發(fā)生。與滑移相比，孿生本身對(duì)晶體變形量的直接貢獻(xiàn)是較小的，僅占7.2%6.1.1.3加工硬化

加工硬化是指金屬材料經(jīng)冷加工變形后，強(qiáng)度(硬度)顯著提高，而塑性很快下降的現(xiàn)象。硬化的原因是塑性變形過(guò)程中位錯(cuò)密度的增加及其所產(chǎn)生的釘扎所用。加工硬化是金屬?gòu)?qiáng)化的一種途徑。冷拉對(duì)低碳鋼(W（C）%=0.16%)力學(xué)性能的影響冷拉截面減縮率（%）屈服強(qiáng)度（Mpa）抗拉強(qiáng)度（Mpa）延伸率（%）斷面收縮率（%）01020406080276497566593607662456518580656704792342017161477065636054261.加工硬化的階段性切應(yīng)力

易滑移階段：當(dāng)達(dá)到晶體的臨界分切應(yīng)力后，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(xiàn)，其斜率θⅠ，即加工硬化率低，一般為～10-4G數(shù)量級(jí)(G為材料的切變模量)。

線(xiàn)性硬化階段：隨著應(yīng)變量增加，應(yīng)力線(xiàn)性增長(zhǎng)，此段也呈直線(xiàn)，且斜率較大，加工硬化十分顯著，θⅡ≈G/300，近乎常數(shù)。

拋物線(xiàn)型硬化階段：隨應(yīng)變?cè)黾樱瑧?yīng)力上升緩慢，呈拋物線(xiàn)型，θⅢ逐漸下降。

2.晶體結(jié)構(gòu)引起的加工硬化曲線(xiàn)的差異6.1.2多晶體的塑性變形

通常使用的材料多為多晶材料，多晶材料變形有以下特點(diǎn)：①每個(gè)晶粒的變形行為方式與其單晶相同；②每個(gè)晶粒的變形受其周?chē)Я５挠绊?；主要涉及到晶粒之間的方位及取向關(guān)系；③整個(gè)材料體的變形是通過(guò)各晶粒變形相互配合與協(xié)調(diào)實(shí)現(xiàn)的。因此多晶材料的屈服強(qiáng)度明顯高于同類(lèi)材料的單晶體；并且晶粒越細(xì)，強(qiáng)度越高。6.1.2.1.晶粒取向的影響

多晶材料中，晶粒間的位向不同，處于有利位向（具有較大取向因子的滑移系）的晶粒首先滑移，多晶體中要求相鄰晶粒變形與其相互協(xié)調(diào)與配合，這樣要求每個(gè)晶粒不只在最有利的滑移系上進(jìn)行滑移，而且在取向并非有利的滑移系上進(jìn)行，才能保證材料在整體上產(chǎn)生塑性變形。發(fā)生塑性變形的多晶材料在理論上要求晶粒具備5個(gè)獨(dú)立的滑移系?；葡递^多的面心立方和體心立方能夠滿(mǎn)足上述條件，因此具有很好的塑性，密排六方晶體滑移系少，晶粒之間的應(yīng)變協(xié)調(diào)性差，其多晶材料塑性變形能力差。6.1.2.2晶界強(qiáng)化

多晶體的變形行為與單晶體相比較，表現(xiàn)出如下兩個(gè)特點(diǎn)：

①多晶體的屈服強(qiáng)度明顯高于同樣材料的單晶體；

②在同一種多晶體材料中，晶粒越細(xì)小，屈服強(qiáng)度越高。多晶體變形之所以表現(xiàn)出這樣一些特點(diǎn)，是因?yàn)榫Ы绲拇嬖趯?duì)晶體中位錯(cuò)的滑移產(chǎn)生了阻礙作用，即發(fā)生了晶界強(qiáng)化。1)晶界對(duì)滑移的阻礙效應(yīng)①原子排列不規(guī)則，點(diǎn)陣畸變嚴(yán)重；②兩側(cè)晶體滑移系位相不同，滑移不能從一個(gè)晶粒直接傳遞給另一個(gè)晶粒。兩三個(gè)晶粒的拉伸試驗(yàn)表明：晶界處的變形能力差，呈竹節(jié)狀2)晶界對(duì)材料的強(qiáng)化作用機(jī)理

晶界對(duì)材料的強(qiáng)化作用是通過(guò)晶界對(duì)位錯(cuò)的阻塞作用實(shí)現(xiàn)的。塑性變形是通過(guò)位錯(cuò)在滑移面上的滑移產(chǎn)生的，晶界可以阻止位錯(cuò)的滑移，因此位錯(cuò)在晶界處形成阻塞，位錯(cuò)處阻塞位錯(cuò)的數(shù)量越多，對(duì)位錯(cuò)源形成位錯(cuò)的反作用力越大，當(dāng)增大的某一數(shù)值，位錯(cuò)源停止形成新的位錯(cuò)，因此滑移面停止進(jìn)行，要使相鄰晶粒發(fā)生滑移須增大外應(yīng)力，以啟動(dòng)其位錯(cuò)源動(dòng)作。這就是晶界的強(qiáng)化作用。3)晶粒大小與屈服強(qiáng)度的關(guān)系晶粒越小，晶界數(shù)量越大，因此晶體的屈服強(qiáng)度越大：

因此，材料中細(xì)小而均勻的晶?？墒共牧系膹?qiáng)度增高，硬度增大，而且具有良好的塑性和韌性。可提高材料的綜合力學(xué)性能。4)高溫下的晶界滑移及擴(kuò)散蠕變?cè)谳^高溫度下T>0.5Tm，變形阻力減小，很小的應(yīng)力在足夠長(zhǎng)的時(shí)間，晶?？裳鼐Ы缦鄬?duì)滑移。并且可發(fā)生擴(kuò)散性蠕變。6.1.3單相與多相材料的塑性變形5.3.1單相固溶體合金的固溶強(qiáng)化

固溶強(qiáng)化是指溶質(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。

不同溶質(zhì)原子所引起的固溶強(qiáng)化效果存在很大的差別1)影響固溶強(qiáng)化的主要因素

①溶質(zhì)原子的濃度②溶質(zhì)原子與溶劑原子的尺寸差別③固溶體類(lèi)型④溶質(zhì)原子與溶劑原子的價(jià)電子數(shù)差別溶質(zhì)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(shí)的強(qiáng)化效應(yīng)更為顯著。

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

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，且由于間隙原子在體心立方晶體中的點(diǎn)陣畸變屬非對(duì)稱(chēng)性的，故其強(qiáng)化作用大于面心立方晶體的；但間隙原子的固溶度很有限，故實(shí)際強(qiáng)化效果也有限。溶質(zhì)原子與基體金屬的價(jià)電子數(shù)相差越大，固溶強(qiáng)化作用越顯著，即固溶體的屈服強(qiáng)度隨合金電子濃度的增加而提高。2)固溶強(qiáng)化的原因在刃型位錯(cuò)中心滑移面多一層原子面一側(cè)為壓應(yīng)力，另一側(cè)為張應(yīng)力，因此大于溶劑原子半徑的溶劑原子及間隙原子將匯集到張應(yīng)力一側(cè)，形成所謂的Cottrel氣團(tuán)，從而使位錯(cuò)的彈性應(yīng)變能降低，位錯(cuò)趨于穩(wěn)定而不易運(yùn)動(dòng)，對(duì)位錯(cuò)起到“釘扎作用”。位錯(cuò)要運(yùn)動(dòng)，需要更大的應(yīng)力才能掙脫Cottrel氣團(tuán)，就形成了屈服點(diǎn)屈服現(xiàn)象

當(dāng)試樣拉伸時(shí)，出現(xiàn)了明顯的屈服點(diǎn)。當(dāng)拉伸試樣開(kāi)始屈服時(shí)，應(yīng)力隨即突然下降，并在應(yīng)力基本恒定情況下繼續(xù)發(fā)生屈服伸長(zhǎng)，所以拉伸曲線(xiàn)上出現(xiàn)水平臺(tái)。其中，開(kāi)始屈服與下降時(shí)所對(duì)應(yīng)的應(yīng)力分別為上、下屈服點(diǎn)。屈服伸長(zhǎng)低碳鋼的屈服現(xiàn)象應(yīng)變時(shí)效

將變形后的試樣在常溫下放置幾天(自然時(shí)效)或經(jīng)200℃左右短時(shí)加熱(人工時(shí)效)后再進(jìn)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，此現(xiàn)象通常稱(chēng)為應(yīng)變時(shí)效。

低碳鋼的拉伸試驗(yàn)

1

預(yù)塑性變形2

卸載后立即重新加載3

卸載后常溫放置一段時(shí)間或在200℃短時(shí)加熱后再加載5.3.2多相合金的塑性變形

第二相影響合金塑性的主要因素包括第二相的數(shù)量、尺寸、形狀、分布、與基體的結(jié)合狀況、與基體變形特征的差別等1.聚合型合金的塑性變形

聚合型合金是指組成合金的兩相晶粒尺寸屬于同一數(shù)量級(jí)。按兩相的變形性可分為兩種情況，一為兩相均為塑性；另外就是一相為塑性而另一相為脆性。①兩相同為塑性時(shí)其變形能力取決于其體積分?jǐn)?shù)，平均流變應(yīng)力和一定應(yīng)力下的平均應(yīng)變可表達(dá)為：實(shí)際上，滑移首先發(fā)生在較軟的相中，當(dāng)較強(qiáng)相數(shù)量較少時(shí)，塑性變形基本在弱相中進(jìn)行，只有當(dāng)較強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到30%以上時(shí)才能起到明顯的強(qiáng)化作用。②如果一相為塑性而另一相為脆性，合金的塑性變形性能與第二相的數(shù)量、形狀、大小和分布等相關(guān)2.彌散分布型合金的塑性變形

彌散分布型合金是指第二相的粒子尺寸細(xì)小，彌散地分布在基體晶粒中，此種合金將產(chǎn)生明顯的強(qiáng)化作用。根據(jù)彌散相的變形性，可將彌散相分為“不可變形”和“可變形”兩種類(lèi)型。1)不可變形粒子的強(qiáng)化作用(繞過(guò)機(jī)制)

不可變形粒子對(duì)位錯(cuò)的滑移起阻礙作用。根據(jù)位錯(cuò)理論，迫使位錯(cuò)線(xiàn)彎曲到曲率半徑為R時(shí)所需要的剪應(yīng)力為當(dāng)時(shí)，彎曲過(guò)程中所需剪應(yīng)力最大：λ為相鄰兩彌散相粒子之間的距離，因此粒子愈多，粒子間距愈小，強(qiáng)化作用愈明顯。此機(jī)制稱(chēng)為奧羅萬(wàn)機(jī)制2)可變形微粒的強(qiáng)化作用(切過(guò)機(jī)制）當(dāng)?shù)诙嗔Ｗ訛榭勺冃挝⒘r(shí)，位錯(cuò)將切過(guò)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，其主要作用如下：

①位錯(cuò)切過(guò)粒子時(shí)，粒子產(chǎn)生寬度為b的表面臺(tái)階，由于出現(xiàn)了新的表面積，使總的界面能升高。②當(dāng)粒子是有序結(jié)構(gòu)時(shí)，則位錯(cuò)切過(guò)粒子時(shí)會(huì)打亂滑移面上下的有序排列，產(chǎn)生反相疇界，引起能量的升高。③由于第二相粒子與基體的晶體點(diǎn)陣不同或至少是點(diǎn)陣常數(shù)不同，故當(dāng)位錯(cuò)切過(guò)粒子時(shí)必然在其滑移面上引起原子的錯(cuò)排，需要額外作功，給位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)帶來(lái)困難。④由于粒子與基體的比體積差別，而且沉淀粒子與母相之間保持共格或半共格結(jié)合，故在粒子周?chē)a(chǎn)生彈性應(yīng)力場(chǎng)，此應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)會(huì)產(chǎn)生交互作用，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有阻礙⑤由于基體與粒子中的滑移面取向不相一致，則位錯(cuò)切過(guò)后會(huì)產(chǎn)生一割階，割階存在會(huì)阻礙整個(gè)位錯(cuò)線(xiàn)的運(yùn)動(dòng)。⑥由于粒子的層錯(cuò)能與基體不同，當(dāng)擴(kuò)展位錯(cuò)通過(guò)后，其寬度會(huì)發(fā)生變化，引起能量升高。

3.第二相強(qiáng)化效應(yīng)上述兩種機(jī)制不僅可解釋多相合金中第二相的強(qiáng)化效應(yīng)，而且也可解釋多相合金的塑性。然而不管那種機(jī)制均受控于粒子的本性、尺寸和分布等因素，故合理地控制這些參數(shù)，可使聚合強(qiáng)化型合金和彌散強(qiáng)化型合金的強(qiáng)度和塑性在一定范圍內(nèi)進(jìn)行調(diào)整。6.1.4塑性變形后

材料的組織與性能6.1.4.1顯微組織的變化

等軸晶粒沿變形方向伸長(zhǎng)；變形量很大時(shí)，晶粒界線(xiàn)模糊，晶粒呈纖維狀條紋，呈纖維組織。纖維的分布方向即材料流變伸展方向。6.1.4.2亞結(jié)構(gòu)的變化

塑性變形使得位錯(cuò)不斷增殖，其密度由退火時(shí)的106～107cm-2增至1011～1012cm-2。

高密度的位錯(cuò)線(xiàn)將晶體分割成胞狀亞結(jié)構(gòu)

隨著變形的增大，亞結(jié)構(gòu)變形胞的數(shù)量增多，尺寸變小

如果經(jīng)強(qiáng)烈冷軋制或冷拉等變形，胞狀亞結(jié)構(gòu)呈細(xì)長(zhǎng)纖維狀。6.1.4.3

性能的變化力學(xué)性能：主要表現(xiàn)在強(qiáng)度、硬度顯著提高，而塑性、韌性則明顯降低，即產(chǎn)生了所謂的加工硬化。物理性能：電阻率增高；電阻溫度系數(shù)下降；磁導(dǎo)率下降；熱導(dǎo)率有所降低；鐵磁材料的磁滯損耗及矯頑力增大。化學(xué)性能：腐蝕速度加快。6.1.4.4形變織構(gòu)

形變織構(gòu)是指在塑性變形中，隨著變形程度的增加，各晶粒的滑移面和滑移方向都要向主變形方向轉(zhuǎn)動(dòng)，逐漸使多晶體原來(lái)取向互不相同的各個(gè)晶粒在空間取向上呈現(xiàn)一定的規(guī)律性，這一現(xiàn)象稱(chēng)為擇優(yōu)取向，變形后的組織狀態(tài)稱(chēng)為形變織構(gòu)。

形變織構(gòu)的兩種類(lèi)型：絲織構(gòu)（拔絲時(shí)形成）和板織構(gòu)（軋板時(shí)形成）。

形變織構(gòu)形成程度的影響因素：加工方法、變形量、變形溫度、材料本身因素（金屬類(lèi)型、雜質(zhì)、晶粒的原始取向）。6.1.4.5冷加工儲(chǔ)存能與內(nèi)應(yīng)力

塑性變形過(guò)程中熱能外的一小部分以畸變能的形式儲(chǔ)存在形變材料內(nèi)部，這部分能量稱(chēng)為儲(chǔ)存能。儲(chǔ)存能約占總形變功的百分之幾儲(chǔ)存能的表現(xiàn)形式包括宏觀殘余應(yīng)力、微觀殘余應(yīng)力、點(diǎn)陣畸變工件不同部分的宏觀變形不均勻引起的由晶粒和亞晶粒之間的變形不均勻性引起的。這種內(nèi)應(yīng)力有時(shí)很大，足以造成顯微裂紋并導(dǎo)致工件破壞。

塑性變形過(guò)程形成的空位、間隙原子、位錯(cuò)引起的。其占儲(chǔ)存能的80%～90%。點(diǎn)陣畸變提高了變形晶體的能量，處于熱力學(xué)不穩(wěn)定狀態(tài)，在加熱時(shí)自發(fā)產(chǎn)生回復(fù)和再結(jié)晶過(guò)程。6.2回復(fù)與再結(jié)晶6.2.1冷變形金屬在加熱時(shí)的組織與性能變化

冷變形的材料經(jīng)重新加熱進(jìn)行退火之后，其組織和性能會(huì)發(fā)生變化。觀察在不同加熱溫度下組織和性能的變化特點(diǎn)可將冷變形材料的退火過(guò)程分為回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大三個(gè)階段?；貜?fù)是指新的無(wú)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(wú)畸變的等軸新晶粒逐步取代變形晶粒的過(guò)程晶粒長(zhǎng)大是指再結(jié)晶結(jié)束之后晶粒的繼續(xù)長(zhǎng)大三個(gè)階段的性能和能量變化

強(qiáng)度和硬度，恢復(fù)階段變化小，約為總變化的1/5，再結(jié)晶階段下降較多。主要與位錯(cuò)數(shù)量有關(guān)

電阻：電阻在回復(fù)階段有明顯下降，在再結(jié)晶階段下降更快。電阻率與晶體內(nèi)的點(diǎn)缺陷密切相關(guān)，點(diǎn)缺陷所引起的點(diǎn)陣畸變會(huì)使傳導(dǎo)電子產(chǎn)生散射，提高電阻率

內(nèi)應(yīng)力：回復(fù)階段，消除大部分或全部宏觀應(yīng)力；再結(jié)晶可消除全部微觀應(yīng)力。

亞晶粒尺寸：在回復(fù)的前期，亞晶粒尺寸變化不大，在后期，尤其在接近結(jié)晶時(shí)，亞晶粒尺寸顯著增大。

密度：在再結(jié)晶階段，由于位錯(cuò)密度減小，密度迅速增高。

儲(chǔ)能的釋放：恢復(fù)階段較小，再結(jié)晶階段則大量釋放儲(chǔ)存能。6.2.2回復(fù)

回復(fù)是冷變形材料在退火時(shí)發(fā)生組織和性能變化的早期階段，其實(shí)質(zhì)是一種通過(guò)加熱使晶體內(nèi)部的點(diǎn)缺陷和位錯(cuò)發(fā)生運(yùn)動(dòng)，從而改變?nèi)毕莘植己蜏p少缺陷數(shù)量的過(guò)程。在此階段，材料性能的回復(fù)程度是隨溫度和時(shí)間而變化的。6.2.2.1回復(fù)機(jī)制

根據(jù)回復(fù)階段的加熱溫度不同，冷變形金屬的回復(fù)分為三種機(jī)制：低溫回復(fù)機(jī)制、中溫回復(fù)機(jī)制、高溫回復(fù)機(jī)制。(1)

低溫回復(fù)

加熱溫度較低（0.1~0.3Tm）時(shí)，回復(fù)主要與點(diǎn)缺陷的遷移有關(guān)。由于點(diǎn)缺陷遷移所需的熱激活能相對(duì)較低，因此，冷變形時(shí)產(chǎn)生的大量點(diǎn)缺陷（空位和間隙原子等）的遷移在較低溫度就可進(jìn)行。點(diǎn)缺陷可遷移至位錯(cuò)、晶界或晶體表面，并通過(guò)空位與間隙原子的復(fù)合以及空位聚集形成空位對(duì)、空位群和空位片最終崩塌成位錯(cuò)環(huán)而消失，從而使點(diǎn)缺陷的濃度顯著下降，故對(duì)點(diǎn)缺陷很敏感的電阻率此時(shí)也明顯下降。(2)

中溫回復(fù)

加熱溫度較高（0.3~0.5Tm）時(shí)，會(huì)發(fā)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和重新分布，中溫回復(fù)主要與位錯(cuò)的滑移和交滑移有關(guān)?；貜?fù)的機(jī)制為：同一滑移面上異號(hào)位錯(cuò)相互吸引而合并抵消，位錯(cuò)偶極的兩根位錯(cuò)線(xiàn)相消，位錯(cuò)纏結(jié)內(nèi)部位錯(cuò)的重新排列組合，位錯(cuò)纏結(jié)集結(jié)而發(fā)生亞晶規(guī)整化。(3)

高溫回復(fù)

加熱溫度高（

0.5Tm）時(shí)，刃型位錯(cuò)可獲得足夠熱激活條件而發(fā)生攀移。位錯(cuò)攀移可使滑移面上排列不規(guī)則的位錯(cuò)重新分布，刃型位錯(cuò)沿垂直于滑移面方向排列并形成具有一定取向差的位錯(cuò)墻（即小角度亞晶界），把原先的一個(gè)晶粒分割成許多位向不同的亞晶，這種形成亞晶的過(guò)程稱(chēng)為多邊化過(guò)程。顯然，多邊化是冷變形材料發(fā)生高溫回復(fù)的一個(gè)主要標(biāo)志。6.2.2.2回復(fù)退火的作用回復(fù)退火主要是用作去應(yīng)力退火，使冷加工的金屬在基本保持加工硬化狀態(tài)的條件下降低其內(nèi)應(yīng)力，以避免變形、開(kāi)裂并改善工件的耐蝕性。6.2.3再結(jié)晶

冷變形材料加熱到一定溫度之后，在原變形組織中重新產(chǎn)生了無(wú)畸變的新晶粒，而性能也發(fā)生了明顯的變化并可恢復(fù)到變形前的狀況，這個(gè)過(guò)程即稱(chēng)為再結(jié)晶。再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力是變形材料經(jīng)回復(fù)后未被釋放的儲(chǔ)存能(相當(dāng)于變形總儲(chǔ)存能的90%)，其發(fā)生的標(biāo)志是大角度晶界的形成和遷移。再結(jié)晶是一種形核和長(zhǎng)大過(guò)程，即通過(guò)在變形組織的基體上產(chǎn)生新的無(wú)畸變?cè)俳Y(jié)晶晶核，并逐漸長(zhǎng)大形成無(wú)畸變的等軸晶粒，從而取代全部變形組織的過(guò)程。不過(guò)，再結(jié)晶過(guò)程中沒(méi)有晶體結(jié)構(gòu)和化學(xué)成分的變化，所以，從本質(zhì)上說(shuō)再結(jié)晶不屬于相變，而只是一種組織轉(zhuǎn)變。(1)

形核機(jī)制

透射電子顯微鏡觀察表明，再結(jié)晶晶核是通過(guò)塑性變形或回復(fù)之后的現(xiàn)成界面的移動(dòng)或亞晶合并而形成的。再結(jié)晶晶核的形成方式與塑性變形量和材料本身的層錯(cuò)能密切相關(guān)。分為原始晶界弓出形核、亞晶合并形核及亞晶吞并形核。晶界弓出形核

當(dāng)變形量較小時(shí)（一般小于20%），再結(jié)晶晶核是通過(guò)變形后保留下來(lái)的原始晶界的突然弓出而形成的，這種機(jī)制稱(chēng)為晶界弓出形核或形變誘導(dǎo)晶界遷移形核。亞晶合并形核

當(dāng)變形量較大且層錯(cuò)能較高時(shí)，將通過(guò)亞晶合并機(jī)制形核。在回復(fù)階段形成的亞晶中，某些亞晶界上的位錯(cuò)通過(guò)攀移與滑移逐漸轉(zhuǎn)移到周?chē)渌噜弫喚Ы缟希瑥亩鴮?dǎo)致這些亞晶界的消失和亞晶的合并；合并后的亞晶，由于尺寸增大以及亞晶界上位錯(cuò)密度的增加，使相鄰亞晶的位向差相應(yīng)增大，并逐漸轉(zhuǎn)化為大角度晶界，它比小角度晶界具有大得多的遷移率，故可以迅速移動(dòng)，并在其后留下無(wú)畸變的晶體，從而構(gòu)成再結(jié)晶晶核

亞晶吞并形核

當(dāng)變形量很大且層錯(cuò)能較低時(shí)，再結(jié)晶晶核是通過(guò)獨(dú)立的亞晶采取弓出遷移、吞并變形基體中的位錯(cuò)而形成的，稱(chēng)為亞晶吞并形核。在一個(gè)位錯(cuò)密度很高的小區(qū)域內(nèi)，通過(guò)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)和重新排列，形成了位錯(cuò)密度很低的亞晶，這個(gè)亞晶便向周?chē)诲e(cuò)密度高的區(qū)域生長(zhǎng)。相應(yīng)地，亞晶界處的位錯(cuò)密度逐漸增大，導(dǎo)致該亞晶與周?chē)冃位w的位向差逐漸加大，最終由小角度亞晶界演變成大角度晶界。大角度晶界一旦形成，就具有比小角度亞晶界大得多的遷移率，因此可突然弓出遷移，吞食周?chē)冃位w中的位錯(cuò)，留下無(wú)畸變的晶體，便成為再結(jié)晶晶核。(2)

長(zhǎng)大機(jī)制

再結(jié)晶晶核形成之后，它就通過(guò)晶界的遷移而向周?chē)儏^(qū)域長(zhǎng)大。晶界遷移的驅(qū)動(dòng)力是無(wú)畸變的新晶粒本身與周?chē)冃位w之間的能量差，晶界總是向著背離其曲率中心向著畸變區(qū)域推進(jìn)，直到全部形成無(wú)畸變的等軸晶粒為止，再結(jié)晶即告完成。3.再結(jié)晶溫度及其影響因素再結(jié)晶溫度是指冷變形金屬開(kāi)始進(jìn)行