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第六章 金属和合金的塑性变形和再结晶金属材料（包括纯金属和合金）在外力的作用下引起的形状和尺寸的改变称为变形。
去除外力，能够消失的变形，称弹性变形；永远残留的变形，称塑性变形。
工业生产上正是利用塑性变形对金属材料进行加工成型的，如锻造、轧制、拉拔、挤压、冲压等。
塑性变形不仅能改变工件的形状和尺寸，还会引起材料内部组织和结构的变化，从而使其性能发生变化。
以再结晶温度为界，金属材料的塑性变形大致可分为两类：冷塑性变形和热塑性变形，在生产上，通常称为冷加工和热加工。
经冷塑性变形的金属材料有储存能，自由能高，组织不稳定。
若升高温度，使原子获得足够的扩散能力，则变形组织会恢复到变形前的状态，这个恢复过程包括：回复、再结晶和晶粒长大三个阶段。
从金属材料的生产流程来看，一般是先进行热加工，然后才进行冷加工和再结晶退火。
但为了学习的方便，本章先讨论冷加工，再讨论再结晶和热加工。
§6.1 金属材料的变形特性一、 应力—应变曲线金属在外力作用下，一般可分为弹性变形、塑性变形、断裂三个阶段。
图6.1是低碳钢拉伸时的应力—应变曲线，这里的应力和应变可表示为：000,L L L L L A F ∆=-==εσ 公式中F 是拉力，00,L A 分别是试样的原始横截面积和原始长度。
从图中可以得到三个强度指标：弹性极限e σ，屈服强度s σ，抗拉强度b σ。
当拉应力小于弹性极限e σ时，金属只发生弹性变形，当拉应力大于弹性极限e σ，而小于屈服强度s σ时，金属除发生弹性变形外，还发生塑性变形，当拉应力大于抗拉强度b σ时，金属断裂。
理论上，弹性变形的终结就是塑性变形的开始，弹性极限和屈服强度应重合为一点，但由于它们不容易精确测定，所以在工程上规定：将残余应变量为0.005%时的应力值作为弹性极限，记为005.0σ，而将残余应变量为0.2%时的应力值作为条件屈服极限，记为2.0σ。
s σ和2.0σ都表示金属产生明显塑性变形时的应力。
1.简单立方晶体(100)面有1 个[]010=b 的刃位错(a)在(001)面有1 个b =[010]的刃位错和它相截，相截后2 个位错产生扭折结还是割阶？(b)在(001)面有1 个b =[100]的螺位错和它相截，相截后2 个位错产生扭折还是割阶？解：两位错相割后，在位错留下一个大小和方向与对方位错的柏氏矢量相同的一小段位错，如果这小段位错在原位错的滑移面上，则它是扭折；否则是割阶。
为了讨论方便，设(100)面上[]010=b 的刃位错为A 位错，(001)面上b =[010]的刃位错为B 位错，(001)面上b =[100]的螺位错为C 位错。
(a) A 位错与B 位错相割后，A 位错产生方向为[010]的小段位错，A 位错的滑移面是(100)，[010]⋅[100]=0，即小段位错是在A 位错的滑移面上，所以它是扭折；而在B 位错产生方向为[ 010 ]的小段位错，B 位错的滑移面是(001)， [010]⋅[001]=0 ，即小段位错在B 位错的滑移面上，所以它是扭折。
(b)A 位错与C 位错相割后，A 位错产生方向为[100]的小段位错，A 位错的滑移面是(100)，[100]⋅[100]≠0 ，即小段位错不在A 位错的滑移面上，所以它是割阶；而在C 位错产生方向为[]010的小段位错，C 位错的滑移面是(001)，[][]0001010=∙，即小段位错在B 位错的滑移面上，所以它是扭折。
2.下图表示在同一直线上有柏氏矢量相同的2 个同号刃位错AB 和CD ，距离为x ，他们作F-R 源开动。
(a)画出这2 个F-R 源增殖时的逐步过程，二者发生交互作用时，会发生什么情况？(b)若2 位错是异号位错时，情况又会怎样？解：(a)两个位错是同号，当位错源开动时，两个位错向同一方向拱弯，如下图(b)所示。
在外力作用下，位错继续拱弯，在相邻的位错段靠近，它们是反号的，互相吸引，如上图(c)中的P 处所示。
第六章金属及合金的塑性变形与断裂(一)填空题1、硬位向是指，其含义是。
2、从刃型位错的结构模型分析，滑移的实质是。
3、由于位错的性质，所以金属才能产生滑移变形，而使其实际强度值大大的低于理论强度值。
4、加工硬化现象是指，加工硬化的结果使金属对塑性变形的抗力，造成加工硬化的根本原因是。
5、影响多晶体塑性变形的两个主要因素是、。
6、金属塑性变形的基本方式是和，冷变形后金属的强度，塑性。
7、常温下使用的金属材料以晶粒为好，而高温下使用的金属材料以晶粒为好。
8、面心立方结构的金属有个滑移系，它们是。
9、体心立方结构的金属有个滑移系，它们是。
10、密排六方结构的金属有个滑移系，它们是。
11、单晶体金属的塑性变形主要是在作用下发生的，常沿着晶体中和发生。
12、金属经冷塑性变形后,其组织和性能会发生变化,如、、等。
13、拉伸变形时，晶体转动的方向是由转到与。
14、晶体的理论屈服强度约为实际屈服强度的倍。
15、内应力是指，它分为、、三种。
(二)判断题1、在体心立方晶格中，滑移面为｛111｝×6，滑移方向为〈110〉×2，所以其滑移系有12个。
（）2、滑移变形不会引起晶体位向的变化。
（）3、因为体心立方与面心立方晶格具有相同的滑移系数目，所以它们的塑性变形能力也相同。
（）4、在晶体中，原子排列最密集的晶面间的距离最小，所以滑移最困难。
（）5、孪生变形所需要的切应力要比滑移变形所需要的切应力小得多。
（）6、金属的加工硬化是指金属冷塑性变形后强度和塑性提高的现象。
（）7、单晶体主要变形的方式是滑移和孪生。
（）8、细晶粒金属的强度高，塑性也好。
（）9、反复弯折铁丝，铁丝会越来越硬，最后会断裂。
（）10、喷丸处理能显著提高材料的疲劳强度。
（）11、晶体滑移所需的临界分切应力实测值比理论值小得多。
（）12、晶界处滑移的阻力最大。
( )13、滑移变形的同时伴随有晶体的转动，因此，随变形度的增加，不仅晶格位向要发生变化，而且晶格类型也要发生变化。
第六章 变形金属与合金的回复与再结晶本章教学目的：1 揭示形变金属在加热过程中组织和性能变化的规律；2 揭示再结晶的实质3 说明热加工与冷加工的本质区别以及热加工的特点。
教学内容：（1）变形金属在退火过程中（回复，再结晶以及晶粒长大）过程的组织与性能变化；（2）影响再结晶的因素；（3）再结晶晶粒大小及控制；（4）热加工与冷加工重点：（1）回复与再结晶的概念和应用；（2）临界变形度的概念；（3）再结晶晶粒度的控制；（4）热加工与冷加工的区别。
难点：（1）再结晶形核机制与再结晶动力学；（2）再结晶晶粒的二次长大机理§6-1变形金属与合金在退火过程中的变化金属经冷塑性变形后，内部组织和各项性能均发生相应变化，而且由于位错等结构缺陷密度的增加以及畸变能的升高，使其处于热力学不稳定状态。
当变形金属加热时，通过原子扩散能力的增加，有助于促进向低能量状态的转变。
一、显微组织的变化第一阶段：显微组织基本上未发生变化，其晶粒仍保持纤维状或扁平状变形组织，称回复阶段。
第二阶段：以新的无畸变等轴小晶粒逐渐取代变形组织，称为再结晶阶段。
第三阶段：上述小晶粒通过互相吞并方式而长大，直至形成较为稳定的尺寸，称为晶粒长大阶段。
二、储存能及内应力的变化当变形金属加热到足以引起应力松弛的温度时，其中的储存能将释放出来。
回复阶段释放的储存能很小三、机械性能的变化规律回复阶段硬度变化很小，约占总变化的1/5，再结晶阶段下降较多，强度与硬度有相似的变化规律。
因为回复阶段仍保持很高的位错密度。
在再结晶阶段，硬度与强度显著下降，塑性大大提高。
四、其它性能的变化1、电阻的变化电阻的回复阶段已表现出明显的下降趋势。
点缺陷对电阻的贡献远大于位错，而回复阶段点缺陷的密度发生显著的减小。
2、密度的变化再结晶阶段密度急剧增高。
五、亚晶粒尺寸在回复阶段前期，亚晶粒尺寸变化不大，但在后期，尤其在接近再结晶温度时，晶粒尺寸显著增大。
§6-2 回复一、退火温度和时间对回复过程的影响回复是指冷塑性变形的金属在加热时，在光学显微组织发生改变之前所产生的某些亚结构和性能的变化过程。
材料科学基础(下)复习提纲第六章 金属与合金的塑性变形与断裂1、常温和低温下金属塑性变形的两种主要方式为（ ）和 （ ）。
2、体心、面心、密排六方晶格金属的主要滑移系，详见表6-2。
解释体心立方的金属的塑性为什么比面心立方金属差？3、了解施密特定律，并会做相应的计算（见第六章作业）4、晶体的滑移的实质（是位错在切应力的作用下沿着滑移面逐步移动的结果）。
了解位错的交割和塞积对金属的力学性能的影响。
5、掌握塑性变形对金属组织和性能的影响。
第七章 金属及合金的回复与再结晶1、了解回复过程的组织结构和性能的变化？2、了解再结晶过程的组织结构和性能的变化？3、从金属学角度，金属的热加工和冷加工是如何划分的？ 第八章 扩散1、固态下原子扩散的机制主要有哪两种？扩散的本质原因是什么？2、掌握扩散第二定律的误差函数解，并会做相应计算。
（见作业题型）3、了解影响扩散的因素。
第九章 钢的热处理原理 1、钢的奥氏体化过程？ 2、钢在冷却过程中的转变。
高温转变⎪⎩⎪⎨⎧︒︒︒，托氏体，索氏体，珠光体C C C A 550~600600~650650~1 解释珠光体、索氏体和托氏体的力学性能与片间距的关系。
（详见P246）中温转变⎩⎨⎧︒，下贝氏体，上贝氏体S M C ~350350~600 了解下贝氏体的力学性能及生产方式（详见P261）低温转变 {下，马氏体转变、，快冷至f S C M M V V ≥（1） 什么是马氏体？马氏体的晶体结构、组织形态、性能特点？ （2） 马氏体转变的特点？3、淬火钢的回火转变过程？（一）~（五）P268~272，淬火钢回火时力学性能的变化？4、了解第一类和第二类回火脆性及解决办法？ 第十章 钢的热处理工艺1、了解退火和正火的目的？各种退火工艺的目的和适用对象。
正火工艺适用的四个主要方面。
2、淬火的加热温度的选择？原因？淬火常用的介质有哪几种？淬火常用方法？3、什么是淬透性、淬硬性？它们的差别？（详见P289）4、低温、中温、高温回火各获得什么组织？其性能有何特征？5、了解感应加热表面淬火的工作原理？淬硬层深度与电流频率的关系？5、渗碳的适用材料、主要方法、渗碳温度及渗碳介质？渗氮的适用材料、主要方法、渗氮温度及渗氮介质？第十一章 工业用钢1、 合金元素在钢里的存在方式？合金元素对铁-渗碳体相图的影响？合金元素对钢热处理过程的影响？2、 什么时回火稳定性和二次硬化？3、 造成金属腐蚀的原因？耐磨钢耐磨的原因？耐热钢的抗氧化型和热强性？ 第十二章 铸铁1、 铸铁石墨化过程？铸铁的组织？影响铸铁石墨化的因素？ 第十三章 有色金属及其合金1、 铝合金的分类及铝合金的强化方法？（重点掌握铝合金的沉淀强化P384）2、 铜合金的分类？黄铜的力学性能与含锌量的关系？锡青铜的力学性能与含锡量的关系。
第6章 金属及合金的塑性变形6-1 金属的变形特性金属在外力作用下的变形行为可用拉伸曲线来描述。
设拉力为P ，试样伸长量为dl ，则应力σ和应变ε分别为：A P σ=； ldl ε= 式中，A 为试样的截面积。
在拉伸过程中，A 和l 是变化的，在工程上，为了简化问题，A 常用A 0来代替，ε也用平均值表示ε=(l －l 0)/l 0，这样测得的σ-ε曲线称工程σ-ε曲线。
一、工程σ-ε曲线P161图1是低碳钢拉伸时的工程σ-ε曲线。
当应力低于σs 时，没有残留变形，大于σs 时，开始发生塑性变形。
所以，σs 是发生塑性变形的最小应力，称屈服强度。
屈服强度也是弹性极限σe （弹性变形的最大应力）。
在弹性变形阶段，当应力小于σp 时，σ-ε呈线性，服从虎克定律： εE σ=式中，E 是直线的斜率，称材料的弹性模量。
开始偏离直线的应力σp 称比例极限。
当应力超过σs 时，开始发生塑性变形。
随着塑性变形的增加，应力增大，这种现象称加工硬化。
当应力达到最大值σb 时，开始下降，直到断裂。
最大值σb 称材料的抗拉强度。
超过此值，试样发生局部颈缩，即发生了不均匀塑性变形。
所以，σb 是材料发生均匀塑性变形的最大应力。
注意，应力超过σb 后下降，并不是加工硬化失效。
在结构材料中，我们关心的力学指标是σs 和σb ，它们和硬度一起称做强度指标。
在实际应用中，σs 值是无法测量的，通常用发生0.2%塑性变形时对应的应力值来表示屈服强度，称条件屈服强度。
通常我们所说的材料的力学性能，除了上述强度指标外，还有两个塑性指标，延伸率、断面收缩率。
延伸率是指发生断裂时，试样的伸长率：%10000⨯-=l l l δσσ断面收缩率是指发生断裂时，试样截面积的变化率：%10000⨯-=A A A ψ 二、真应力-真应变曲线（T T εσ-曲线） 工程应力与真实应力之间的不同是容易发现的。
下面看看工程应变与真实应变的不同。
拉伸一个试样，使其伸长一倍，则工程应变1/)2(000=-=l l l ε；若是压缩，要获得同样数值的负应变，理应压缩到原长度的一半。
但按此算得5.0/)5.0(000-=-=l l l ε两者不符，必须压缩到高度为0才能得到-1应变值。
这显然是不对的。
问题在哪儿呢？（一）真应变的计算实际上，按工程应变计算的是相对于原长度的平均应变，不是真实的应变值。
实际变形过程中，试样的长度在变化，每个瞬间的应变值应由该时刻的实际长度来决定。
这样，在拉伸时，不同时刻每伸长同样的增量dl ，相应的应变增量就越来越小；而压缩时应变增量越来越大。
由此可知，要得到真应变，必须按瞬时长度来计算，即∑⎰==⎪⎪⎭⎫ ⎝⎛+-+-=l l T l l ldl l l l l l l ε00112001ln 按此计算，拉伸时2ln =T ε；压缩时2ln -=T ε。
假设有两种拉伸，一种是将l 0一次拉伸到12；第二种是l 0→l 1→12。
则 第一种：02ln l l εT =；002l l l ε-= 第二种：021201ln ln lnl l l l l l εT =+=；002112001l l l l l l l l l ε-≠-+-= 在出现颈缩前，T ε和ε之间有如下关系： ∵1000-=-=l l l l l ε，即10+=εl l∴)1ln(+=εεT可见，当变形很小时，两者相差不大，变形量增大，其差别就显著。
（二）真应力的计算在发生颈缩前，根据拉伸体积不变：1100l A l A =，则)1(00+===εσAA A P A P σT 可见，在拉伸时，真应力大于工程应力；压缩时真应力小于工程应力。
在弹性变形阶段，ε极小，两者基本一致，没必要区分；但在塑性变形阶段，两者差别很明显。
（三）T T εσ-曲线（P163图3）6-2 单晶体的塑性变形一、滑移（一）滑移带和滑移线将拉伸试样表面经过抛光处理后进行拉伸变形，然后在显微镜下观察，可以看到，在抛光面上有许多平行的线条（P165图4）。
进一步研究发现，在每一线条两侧为同一晶体结构，且具有相同的晶体取向，说明塑性变形没改变晶体的结构和取向。
由此得出结论：这些平行线条是晶体沿某些晶面发生滑移产生的台阶，称滑移带。
这种变形方式称滑移变形。
在电子显微镜下作高倍观察，发现每条滑移带都是由许多更细小的平行线组成（图5），称滑移线。
计算表明，每条滑移线产生的台阶是由大量位错移出晶体造成的。
滑移带的特征说明晶体塑性变形具有微观不均匀性，滑移集中发生在一些晶面上，在两条滑移带之间的晶体未产生变形，只作整体相对位移。
（二）滑移系研究发现，发生滑移变形时，滑移总是在一定的晶面上，沿着一定的方向进行的，分别称滑移面和滑移方向。
通常，滑移面往往是密排面，滑移方向是密排方向。
一个滑移面和该面上的一个滑移方向构成一个滑移系，它表示晶体滑移的一个可能空间取向。
滑移变形是金属的主要变形方式，所以，滑移系越多，金属的塑性越好。
例如，面心立方金属的滑移系是{111}<110>，共有4×3＝12个；密排六方金属的滑移系是(0001)<0211>，只有1×3＝3个；体心立方金属的滑移系是{110}<111>，有6×2＝12个。
所以，密排六方金属的塑性较差，如Zn 、Mg ；而面心立方结构的Au 、Ag 、Cu 、Al 塑性较好。
研究发现，体心立方结构的Fe ，除了12个{110}<111>主滑移系外，还有12个{112}<111>、24个{123}<111>潜在的滑移系。
塑性的好坏也不完全取决于滑移系的数量。
例如，Fe 的滑移系较多，有48个，但其塑性不如面心立方结构的Au 、Ag 、Cu 、Al ，说明塑性还与滑移方向的数量、滑移面原子密排程度等有关。
（三）滑移的临界分切应力滑移只有在切应力的作用下才能进行。
滑移存在晶格阻力，只有当滑移系方向的分切应力达到某一临界值时才能进行滑移，此分切应力称滑移的临界分切应力。
由P167图6可知：m σλAF A λF τ===cos cos cos /cos φφ 式中，m 称取向因子。
当应力达到s σ时，对应临界分切应力k τ：m στs k =注意：对于确定的材料，k τ是常数。
所以，s σ值与取向因子有关，它反映了单晶体的各向异性（P167图7）。
当m =0时（︒=90φ或︒=90λ），∞=s σ，称硬取向。
当m =0.5时（如︒==45λφ），s σ最小，称软取向。
（四）滑移时晶体的转动拉伸情况下晶体的转动见图8：滑移系趋向与拉伸轴平行，成为硬取向。
（五）多滑移晶体中的滑移系不止一个，它们在空间的取向各不相同。
随着外力的增大，取向最有利的滑移系（软取向）将最先达到滑移的临界分切应力值，开始滑移。
随着滑移的进行，该滑移系逐渐由软取向向硬取向变化，甚至停止滑移。
同时，原来的硬取向滑移系可能变成软取向而开始滑移，如此交替进行。
这种在两个或多个滑移系上同时或交替进行的滑移称多系滑移，简称多滑移。
发生多滑移时，可在抛光表面看到交叉的滑移带（P168图11）。
（六）交滑移对于螺位错，由于其柏氏矢量与位错线平行，所以，滑移面交多，但通常仍在软取向的滑移系上（密排面的密排方向）首先发生滑移。
但是，在滑移过程中，若由于某种原因使滑移受阻，则在较大的应力下，该螺位错可在另一个滑移面上，沿相同的滑移方向继续滑移，这种滑移方式称交滑移。
发生交滑移时，可在抛光表面看到曲折状的滑移带（P169图13）。
（七）滑移的位错机制在第1章中我们已经介绍过，晶体的滑移不是整体的刚性切变，而是通过位错运动实现的。
既然滑移需要达到临界分切应力才能进行，说明位错运动有阻力。
对纯金属单晶体来说，包括点阵阻力、位错之间的相互作用产生的阻力；位错与点缺陷作用产生的阻力等。
这些阻力决定了纯金属单晶体的屈服强度和流变应力。
1、位错运动的点阵阻力以刃位错为例，其运动过程是多余半原子面从一个平衡位置向临近的另一平衡位置移动的过程。
此过程有一中间过渡态，能量升高，产生位错移动的阻力。
这一阻力称派-纳力：⎪⎪⎭⎫ ⎝⎛---≈b νa πνG τp )1(2exp 12 式中，a 、b 为滑移面间距和滑移方向原子间距；v 是泊桑比。
2、为错的交割1）两个刃位错的交割a 、柏氏矢量相互垂直：1个刃型割阶，可动。
b 、柏氏矢量相互平行：2个螺型扭折，不影响位错运动。
2）刃位错和螺位错的交割产生2个割阶，刃位错上的割阶可动；螺位错上的割阶不可动3）两个螺位错的交割（规律同上，略）4）结论刃位错上的割阶可动，螺位错上的割阶不可动。
二、孪生孪生是塑性变形的另一种方式。
（一）孪生变形的概念孪生变形是指晶体的一部分相对于另一部分发生了均匀切变，构成镜面对称的位向关系。
变形部分的结构并未改变，只是取向发生了变化，与未变形部分互为孪晶（变形孪晶）。
孪晶之间的界面是共格界面，即孪晶面，也称孪生面。
（二）孪生面和孪生方向面心立方晶体的孪生面和孪生方向通常是{111}<112>；体心立方晶体的孪生面和孪生方向通常是{112}<111>；密排六方晶体的孪生面和孪生方向通常是{2110}<0111>可见，孪生面和孪生方向不一定是滑移面和滑移方向，即孪生面和孪生方向不是滑移系。
（三）孪生的机制孪生的另一个特点是在均匀切变部分，相邻晶面之间，沿孪生方向的位移量是孪生面间距的分数值。
说明孪生时，每层晶面的位移应是一个不全位错的移动造成的。
问题是，这种情况如何产生？以面心立方为例，设孪生面和孪生方向是(111)[211]，见P173图20。
(111)是密排面，孪生时相邻(111)面的相对位移是]211[6a ，这正是面心立方中肖克莱不全位错的柏氏矢量。
若位错是按图a 分布的，当这些刃位错移动到图b 时，正好形成了孪生区。
那么，这种位错分布如何实现呢？一般认为，可能是由位错增殖的极轴机制来实现的。
如图，假定有一个位错线垂直穿过(111)面的极轴位错，其柏氏矢量具有螺型分量]111[3a （即等于密排面间距），此螺位错使(111)面螺旋上升。
若(111)面上的不全位错]211[6a 的一端被极轴固定，则不全位错只能绕极轴转动，每扫过圈就产生一个单原子层的孪晶，这样不断转动就形成孪生变形区。
（四）孪生变形的地位和作用发生孪生变形时，孪生面和孪生方向不是滑移系，点阵阻力（派-纳力）较大，所以孪生变形需要在较大的切应力作用下才能发生。
事实上，在应力还没有达到孪生变形所需要的最小切应力时，滑移系已达到临界分切应力，并开始滑移，所以滑移是塑性变形的主要方式。
随着滑移变形的进行，材料发生加工硬化，继续变形需不断增加应力。
