第七章 材料的塑性变形与再结晶
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材料科学基础@七 回复与再结晶
15
第二节 再结晶
再结晶:当变形金属被加热到较高温度时，由 于原子活动能力增大，晶粒的形状开始发生变 化，被拉长及破碎的晶粒通过重新生核、长大， 变成新的均匀、细小的等轴晶粒的过程。
再结晶的驱动力：弹性畸变能的降低
16
再结晶的形核和长大过程
17
再 结 晶 的 形 核 和 长 大 过 程
18
再结晶过程特点
二 再结晶动力学 （1）再结晶速度与温度的关系（热激活过程）
v再＝Aexp(-QR/RT)
（2）规律 开始时再结晶速度很小，在体积分数为50％时 最大，然后减慢。
25
26
三 再结晶温度 1 再结晶与相变的区别 共同点：①形核-长大过程；
②都使组织形态发生了彻底改变； ③转变动力学也有固态相变特点。 区别： ①再结晶前后各晶粒的点阵结构类型和成分都 未变化。 ②再结晶温度不像结晶那样有确定的转变温度。
流线的应用：流线的分布形态与零件的几何外 形一致并在零件内部封闭。不在外部露头。
例如曲轴工作时最大应力与流线平行，冲击力 与流线平行，不易断裂。
58
59
3 形成带状组织 形成：两相合金变形或带状偏析被拉长。 影响：各向异性。 消除：避免在两相区变形、减少夹杂元素含量、 采用高温扩散退火或正火。
带状组织和纤维 组织有何异同
53
动态回复中的组织： （1）也发生多边化(类似静态回复)，形成亚晶。 亚晶在稳定阶段保持等轴状态和恒定尺寸。 （2）动态回复过程中，变形晶粒不发生再结晶， 故仍呈纤维状
亚晶的尺寸受变形速率与变形温度的影响，变形速率 越小，变形温度越高，生成的亚晶尺寸也越大。
54
2 动态再结晶：在塑变过程中发生的再结晶。
62
第二节 再结晶
再结晶:当变形金属被加热到较高温度时，由 于原子活动能力增大，晶粒的形状开始发生变 化，被拉长及破碎的晶粒通过重新生核、长大， 变成新的均匀、细小的等轴晶粒的过程。
再结晶的驱动力：弹性畸变能的降低
16
再结晶的形核和长大过程
17
再 结 晶 的 形 核 和 长 大 过 程
18
再结晶过程特点
二 再结晶动力学 （1）再结晶速度与温度的关系（热激活过程）
v再＝Aexp(-QR/RT)
（2）规律 开始时再结晶速度很小，在体积分数为50％时 最大，然后减慢。
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三 再结晶温度 1 再结晶与相变的区别 共同点：①形核-长大过程；
②都使组织形态发生了彻底改变； ③转变动力学也有固态相变特点。 区别： ①再结晶前后各晶粒的点阵结构类型和成分都 未变化。 ②再结晶温度不像结晶那样有确定的转变温度。
流线的应用：流线的分布形态与零件的几何外 形一致并在零件内部封闭。不在外部露头。
例如曲轴工作时最大应力与流线平行，冲击力 与流线平行，不易断裂。
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3 形成带状组织 形成：两相合金变形或带状偏析被拉长。 影响：各向异性。 消除：避免在两相区变形、减少夹杂元素含量、 采用高温扩散退火或正火。
带状组织和纤维 组织有何异同
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动态回复中的组织： （1）也发生多边化(类似静态回复)，形成亚晶。 亚晶在稳定阶段保持等轴状态和恒定尺寸。 （2）动态回复过程中，变形晶粒不发生再结晶， 故仍呈纤维状
亚晶的尺寸受变形速率与变形温度的影响，变形速率 越小，变形温度越高，生成的亚晶尺寸也越大。
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2 动态再结晶：在塑变过程中发生的再结晶。
62
实验七 材料的塑性变形和再结晶
滑移变形具有以下特点: ①滑移在切应力作用下产生(图2)。
图 2 晶体在切应力作用下的变形
②滑移沿原子密度最大的晶面和晶 向发生。
滑移常沿晶体 中原子密度最 大的晶面和晶 向发生，因为 原子密度最大 的晶面之间间 距最大，点阵 阻力最小，原 子密度最大晶 向上原子间最 短，结合力最 弱，因此产生 滑移所需切应 力最小。
因此，一般在室温使用的 结构材料都希望获得细小而均 匀的晶粒。因为细晶粒不仅使 材料具有较高的强度、硬度， 而且也使它具有良好的塑性和 韧性，即具有良好的综合力学 性能。故生产中总是尽可能地 细化晶粒。
2.2 冷塑性变形对金属组织和性能的影响
塑性变形后，金属在组织和性能方面发生四个方面的变化： 1）产生纤维组织，性能由各向同性趋于各向异性。
• 变形金属在加热中一般经历三个过程： （1）回复 （2）再结晶 （3）晶粒长大
变形金属加热时组织和性能变化示意图
回复 再结晶
晶粒长大
组 织
变 内应力
化
性
能 变
强度
化
晶粒度 塑性
（1）回复
（2）再结晶
• 由于再结晶后组织的复原，因而金属的强度、硬度下降， 塑性、韧性提高，加工硬化消失。
再结晶温度（T再）： 通常指经大变形度（70~80%）的变形后，在规定
图5a为锌的变形孪晶，其形貌特征为薄透镜状。纯铁在低温 下受到冲击时也容易产生变形孪晶，其形貌如图5b所示，在 这种条件下萌生孪晶并长大的速度大大超过了滑移速度。
a 锌的变形孪晶
100
b 铁的变形孪晶
图5 变形孪晶光学显微形貌
100
工业纯铁压缩变形——滑移线
纯锌冲击变形——孪晶
2.多晶体的塑性变形
第七章回复再结晶
注：再结晶退火温度一般比上述温度高100～200℃。
3.影响再结晶温度的因素
(1)金属冷加工变形度 变形度δ越大，驱动力越大，发生再结晶的温度越低，当变形度达 到一程度后， 趋于一个最低温度，称为最低再结晶温度，T再min。 经验表明：T再min≈0.4T熔点， (2)金属的纯度 金属中的杂质或合金元素，尤其是高熔点成分的存在，会阻碍原子 的扩散（位错的扩散），因此再结晶温度会提高。纯度越高，再结晶温 度越低。 如：纯铁T再min =450℃；碳钢T再min =500-650℃；合金钢T再min >650700℃ (3)加热速度和保温时间 a、提高加热速度，再结晶温度升高；加热速度太低，再结晶温度也会 升高。 b、延长保温时间，再结晶温度降低 综合上述因素，再结晶退火温度一般为： T再min +100-200℃
5.分散相粒子
当合金中溶质浓度超过其固溶度后，就会形成第二相，多数情 况下，这些第二相为硬脆的化合物，在冷变形过程中，一般不 考虑其变形，所以合金的再结晶也主要发生在基体上。 当第二相颗粒较粗时，变形时位错会绕过颗粒，并在颗粒周围 留下位错环，或塞积在颗粒附近，从而造成颗粒周围畸变严重， 促进再结晶，降低再结晶温度； 当第二相颗粒细小，分布均匀时，不会使位错发生明显聚集， 因此对再结晶形核作用不大，相反，其对再结晶晶核的长大过 程中的位错运动和晶界迁移起一种阻碍作用，因此使得再结晶 过程更加困难，提高再结晶温度。 间距和直径都较大时，提高畸变能，并可作为形核核心，促进 再结晶；直径和间距很小时，提高畸变能，但阻碍晶界迁移， 阻碍再结晶。
图 变形程度与再结晶温度的关系
3.微量溶质原子
阻碍位错和晶界的运动， 不利于再结晶。
图 合金元素对铁再结晶温度影响
“金属的塑性变形与再结晶实验”实验报告.docx
金属的塑性变形与再结晶实验”实验报告、实验目的( 1) 了解冷塑性变形对金属材料的内部组织与性能的影响。
( 2) 了解变形度对金属再结晶退火后晶粒大小的影响。
二、实验原理金属材料在外力作用下，当应力大于弹性极限时，不但会产生弹性变形，还会产生塑性变形。
塑性变形的结果不仅改变金属的外形和尺寸，也会改变其内部的组织和性能。
在冷塑性形变过程，随着变形程度的增大，金属内部的亚晶增多，加上滑移面转动趋向硬位向和位错密度增加等原因，金属的强度和硬度升高，塑性和韧性下降，这种现象称为加工硬化。
加工硬化后的金属内能升高，处在不稳定的状态，并有想稳定状态转变的自发趋势。
若对其进行加热，使其内部原子活动能力增大，随着加热温度逐渐升高，金属内部依次发生回复、再结晶和晶粒长大3 个阶段。
冷塑性变形金属经再结晶退火后的晶粒大小，不仅与再结晶退火时的加热温度有关，，而且与再结晶退火前预先冷变形程度有关。
当变形度很小时，由于金属内部晶粒的变形也很小，故晶格畸变也小，晶粒的破碎与位错密度增加甚微，不足以引起再结晶现象发生，故晶粒大小不变。
当变形度在2%~10% 范围内时，由于多晶体变形的特点，金属内部各个晶粒的变形极不均匀(即只有少量晶粒进行变形) ，再结晶是晶核的形成数量很少，且晶粒极易相互并吞长大，形成较粗大的晶粒，这样的变形度称为临界变形度。
大于临界变形度后，随着变形量的增大，金属的各个晶粒的变形逐步均匀化，晶粒破碎程度与位错密度也随着增加，再结晶时晶核形成的数量也增多，所以再结晶退火后晶粒较细小而均匀。
为了观察再结晶退火后铝片的晶粒大小，必须把退火后的铝片放入一定介质中进行浸蚀，由于各个晶粒内原子排列的位向不同，对浸蚀剂的腐蚀不同，因而亮暗程度不同，就能观察到铝片内的晶粒。
三、实验装置及试件工业纯铝片、铝片拉伸机、浸蚀剂( 15%HF+45%HCL+15%HN ??3+25% ??2??组成的混合酸)、HV-120型维氏硬度计、小型实验用箱式炉、钢皮尺、划针、扳手、放大镜。
金属的塑性变形与再结晶
金属的塑性变形与再结晶一、实验目的：1、了解显微镜下滑移线、变形孪晶和退火孪晶特征。
2、了解金属经冷加工变形后显微组织及机械性能的变化。
3、讨论冷加工变形对再结晶晶粒大小的影响。
二、实验内容：1、观察工业纯铁冷变形滑移线，纯锌的变形孪晶，黄铜或纯铜的退火孪晶。
2、观察工业纯铁经冷变形（0%、20%、40%、60%）后的显微组织。
3、用变形度不同的工业纯铝片，退火后测定晶粒大小。
三、实验内容讨论：1、显微镜下的滑移线与变形孪晶：当金属以滑移和孪晶两种方式塑性变形时，可以在显微镜下看到变形结果。
我们之所以能看到滑移线（叫滑移带更符合实际）是因为晶体滑移时，使试样的抛光表面产生高低不一的台阶所致。
滑移线的形状取决于晶体结构和位错运动，有直线形的，有波浪形的，有平行的，有互相交叉的，显示了滑移方式的不同。
变形量越大，滑移线愈多、愈密。
在密排六方结构中，常可看到变形孪晶，这是因为此类金属结构难以进行滑移变形。
孪晶可以看成是滑移的一种特殊对称形式，其结果使晶体的孪生部分相对于晶体的其余部分产生了位向的改变。
由于位向不同，孪晶区与腐蚀剂的作用也不同于其他部分，在显微镜下，孪晶区是一条较浅或较深的带。
在不同的金属中，变形孪晶的形状也不同，例如在变形锌中可看到孪晶变形区域，其特征为竹叶状，α—Fe则为细针状。
除变形孪晶外，有些金属如黄铜在退火时也常常出现以平行直线为边界的孪晶带，这类孪晶称为退火孪晶。
滑移和孪晶的区别：制备滑移线试样时，是试样先经过表面抛光，然后再经过微量塑性变形。
如果变形后再把表面抛光，则滑移线就看不出来了。
制备孪晶试样时，是先经塑性变形，然后再抛光腐蚀，可见：（1）对于滑移线不管样品是否经过腐蚀均可看到，而孪晶只有在磨光腐蚀后才可看见。
（2）滑移线经再次磨光即消失，而孪晶在样品表面磨光腐蚀后仍然保留着。
滑移线和磨痕的区别在于前者是不会穿过晶界的。
2、冷变形后金属的显微组织和机械性能冷加工变形后，晶粒的大小、形状及分布都会发生改变。
材料科学基础-实验指导-实验10塑性变形和再结晶(精)
实验十塑性变形和再结晶一、实验目的1. 研究金属冷变形过程机器组织性能的变化。
2. 研究冷变形金属在加热时组织性能的变化。
3. 了解金属的再结晶温度和再结晶后晶粒大小的影响因素。
4. 初步学会测定晶粒度的方法。
二、实验内容说明金属经冷加工变形后,其组织和性能均发生变化:原先的等轴晶组织,随着塑性变形量的增大,其晶粒沿变形方向逐渐伸长,变形度越大,则伸长也越显著;当变形度很大时,其组织呈纤维状。
随着组织的变化,金属的性能也发生改变:强度硬度增高,塑性则逐渐下降,即产生了“加工硬化”。
经冷变形后的金属加热到再结晶温度时,又会发生相反转变。
新的无应变的晶粒取代原先变形的晶粒,金属的性能也恢复到变形前的情况,这一过程称为再结晶。
再结晶温度与金属本性、杂质含量、冷变形程度、保温时间、材料的原始晶粒度等有关。
再结晶所产生的晶粒大小在很大程度上取决于冷变形程度的大小,在某一变形度变形,再经退火处理后晶粒异常粗大,该变形度称为临界变形度,它使材料性能恶化,是压力加工中切忌的问题。
本实验主要以低碳钢为对象,分析其塑性变形和再结晶过程中显微组织的变化。
观察经一定冷变形后不同退火温度下低碳钢的显微组织,测定再结晶度,此外对不同冷变形度的低碳钢材料进行高温退火,测定晶粒度,从而确定临界变形度。
三、实验步骤1. 教师讲解金属塑性变形与再结晶的组织状态,介绍用对照法、割线法测定晶粒度的方法。
2. 观察纯铁经10%,15%,20%,50%,70%变形度变形后的显微组织。
描绘其组织特征。
3. 观察纯铁经70%变形度在400℃,450℃,500℃,600℃,850℃退火半小时后的试样,一组五只,从中找得再结晶后晶粒大小与退火温度之间的定性关系。
4. 观察纯铁经10%,20%,30%,50%,70%五种变形度变形后在850℃退火半小时后组织,分别用对照法和割线法测得其晶粒度,确定其临界变形度的大致范围。
5. 观察并描绘纯铁冷变形的滑移线和冲击载荷下产生的机械双晶及纯锌压延后机械双晶、黄铜的退火双晶。
金属的塑性变形与再结晶
56
➢热加工流线的利用
➢纵向（沿纤维方向），塑性、韧性增加 横向（垂直纤维方向），塑性、韧性降低 但抗剪切能力显著增强。
➢纵向具有最大的抗拉强度，横向具有最大 的抗剪切强度.
57
热加工流线的合理利用
➢流线沿零件轮廓分布不中断 ➢最大拉应力方向沿流线 ➢最大剪应力方向垂直于流线
58
√
59
带状组织
➢（2）杂质与合金元素
杂质元素与微量溶 质原子与晶界产生交互 作用，阻碍晶界迁移。
微量杂质元素含量 越高，晶界迁移越慢
42
➢（3）第二相（分散相）质点
阻碍晶界移动，降低晶粒长大速度
φ：分散相粒子所占的体积分数。 r：粒子的半径
43
第二相颗粒所占体积分数一定时， 颗粒愈细，其数量愈多，则晶界迁移所 受到的阻力也愈大，晶粒正常长大速度 越小。
驱动力：晶界能的降低。
47
48
49
小结：
冷变形在金属材料内部产生了储存能，退 火过程中原子活动能力增强，储存能逐渐释放。 材料内部发生回复、再结晶与晶粒长大。
退火温度较低时，产生回复。储存能部分 释放，材料中的宏观残余应力基本消除，力学性 能及显微组织均保持变形后的特点。
退火温度较高时，产生再结晶。储存能完全 释放，材料重新软化，晶粒为细小的等轴晶。
➢形变金属有回到变形前组织与性能状态 的趋势
3
7.1 形变金属及合金在退火过程中的变化
➢ 回复、再结晶、晶粒长大是形变金属退火时 经历的基本过程
➢1. 显微组织变化
4
2. 储存能释放与性能变化
➢ 经过回复与再结晶， 材料的储存能释放完 毕，材料的组织与性 能能够逐渐恢复变形 前的状态。
5
➢热加工流线的利用
➢纵向（沿纤维方向），塑性、韧性增加 横向（垂直纤维方向），塑性、韧性降低 但抗剪切能力显著增强。
➢纵向具有最大的抗拉强度，横向具有最大 的抗剪切强度.
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热加工流线的合理利用
➢流线沿零件轮廓分布不中断 ➢最大拉应力方向沿流线 ➢最大剪应力方向垂直于流线
58
√
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带状组织
➢（2）杂质与合金元素
杂质元素与微量溶 质原子与晶界产生交互 作用，阻碍晶界迁移。
微量杂质元素含量 越高，晶界迁移越慢
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➢（3）第二相（分散相）质点
阻碍晶界移动，降低晶粒长大速度
φ：分散相粒子所占的体积分数。 r：粒子的半径
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第二相颗粒所占体积分数一定时， 颗粒愈细，其数量愈多，则晶界迁移所 受到的阻力也愈大，晶粒正常长大速度 越小。
驱动力：晶界能的降低。
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小结：
冷变形在金属材料内部产生了储存能，退 火过程中原子活动能力增强，储存能逐渐释放。 材料内部发生回复、再结晶与晶粒长大。
退火温度较低时，产生回复。储存能部分 释放，材料中的宏观残余应力基本消除，力学性 能及显微组织均保持变形后的特点。
退火温度较高时，产生再结晶。储存能完全 释放，材料重新软化，晶粒为细小的等轴晶。
➢形变金属有回到变形前组织与性能状态 的趋势
3
7.1 形变金属及合金在退火过程中的变化
➢ 回复、再结晶、晶粒长大是形变金属退火时 经历的基本过程
➢1. 显微组织变化
4
2. 储存能释放与性能变化
➢ 经过回复与再结晶， 材料的储存能释放完 毕，材料的组织与性 能能够逐渐恢复变形 前的状态。
5
回复与再结晶
7.3 再结晶
7.3 再结晶
7.3 再结晶
7.3 再结晶
7.3 再结晶
7.3 再结晶
第二相粒子的作用
（1）增加形变储存能而 增缘故。
7.3 再结晶
（2）第二相粒子附近可能作为再结晶形核位置。
大而硬间距宽的第二相粒子，由于形变时粒子附近出现更多 不均匀形变区，这些区域有大的显微取向差，可促进形核。 （Particle Stimulated Nucleation)
7.5 金属的热变形
动态回复引起的软化过程是通过刃型位错的攀移、螺位 错的交滑移，使异号位错对消、位错密度降低的结果。 动态回复中也发生多边化，形成亚晶。层错能较高的金 属如铝合金、纯铁、铁素体钢等热加工时，易发生动态 回复，因这些金属中易发生位错的交滑移及攀移之故。
动态回复过程中，变形晶粒不发生再结晶，故仍呈纤维 状，热变形后迅速冷却，可保留伸长晶粒和等轴亚晶的 组织。在高温较长时间停留，则可发生静态再结晶而使 材料彻底软化。动态回复组织比再结晶组织的强度高， 将动态回复组织保留下来可提高金属的强度，例如热挤 压法生产的建筑用铝镁合金，采用保留动态回复组织的 方法，提高其使用强度。
晶粒正常长大后，各晶粒尺寸的分布仍然是均匀的。
7.4 晶粒长大
7.4 晶粒长大
影响晶粒长大的因素
温度：温度越高，晶粒长大越快，一定温度下，晶粒长大极 限尺寸后不再长大，提高温度长大继续。
杂质与合金元素：吸附于晶界可使界面能下降，降低了界面 移动的驱动力，使晶界不易迁动。
第二相质点：阻碍晶界迁动，使晶粒长大受到抑制。 相邻晶粒的位相差：位相差越大，晶界可动性越高，小角晶
7.3 再结晶
再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度后，在变形 基体中重新生成无畸变的新晶粒的过程。
金属学与热处理第七章 金属及合金的回复与再结晶
度后的硬度HV、电阻变化率ΔR/R、密度变化率Δρ/ρ和功率差ΔP
五、亚晶粒尺寸
在回复阶段的前期，亚晶粒尺寸变化不大，但在 后期，尤其在接近再结晶温度时，亚晶粒尺寸显著增 大。
第二节 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 显微组织发生改变前（即在再结晶晶粒形成前）所 产生的某些亚结构和性能的变化过程。通常指冷塑 性变形金属在退火处理时，其组织和性能变化的早 期阶段。
回复机制
冷变形后，晶体中同号的刃型位错处在同一滑移 面时它们的应变能是相加的，可能导致晶格弯曲（见 图7-5a）；而多边化后，上下相邻的两个同号刃型位 错之间的区域内，上面位错的拉应变场正好与下面位 错的压应变场相叠加，互相部分地抵消，从而降低了 系统的应变能（见图7-5b）。
图7-5 多边化前、后刃型位错的排列情况 a）多边化前 b）多边化后
回复机制
图7-6 刃型位错的攀移和 滑移示意图 图7-7 刃型位错攀移示意图
三、亚结构的变化
金属材料经多滑移变形后形成胞状亚结构，胞内位 错密度较低，胞壁处集中着缠结位错，位错密度很高。 在回复退火阶段，当用光学显微镜观察其显微组织时， 看不到有明显的变化。但当用电子显微镜观察时，则可 看到胞状亚结构发生了显著地变化。图7-8为纯铝多晶 体进行回复退火时亚结构变化的电镜照片。
第七章 金属及合金的回复与再结晶
第一节 形变金属与合金在退火过程 中的变化
第二节 回 复 第三节 再 结 晶 第四节 晶粒长大 第五节 金属的热加工
第一节 程
形变金属与合金在退火过
中的变化
一、显微组织的变化
将塑性变形后的金属材料加热到0.5Tm温度附近，
进行保温，随着时间的延长，金属的组织将发生一系 列的变化，这种变化可以分为三个阶段，如图7-1所示。
五、亚晶粒尺寸
在回复阶段的前期，亚晶粒尺寸变化不大，但在 后期，尤其在接近再结晶温度时，亚晶粒尺寸显著增 大。
第二节 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 显微组织发生改变前（即在再结晶晶粒形成前）所 产生的某些亚结构和性能的变化过程。通常指冷塑 性变形金属在退火处理时，其组织和性能变化的早 期阶段。
回复机制
冷变形后，晶体中同号的刃型位错处在同一滑移 面时它们的应变能是相加的，可能导致晶格弯曲（见 图7-5a）；而多边化后，上下相邻的两个同号刃型位 错之间的区域内，上面位错的拉应变场正好与下面位 错的压应变场相叠加，互相部分地抵消，从而降低了 系统的应变能（见图7-5b）。
图7-5 多边化前、后刃型位错的排列情况 a）多边化前 b）多边化后
回复机制
图7-6 刃型位错的攀移和 滑移示意图 图7-7 刃型位错攀移示意图
三、亚结构的变化
金属材料经多滑移变形后形成胞状亚结构，胞内位 错密度较低，胞壁处集中着缠结位错，位错密度很高。 在回复退火阶段，当用光学显微镜观察其显微组织时， 看不到有明显的变化。但当用电子显微镜观察时，则可 看到胞状亚结构发生了显著地变化。图7-8为纯铝多晶 体进行回复退火时亚结构变化的电镜照片。
第七章 金属及合金的回复与再结晶
第一节 形变金属与合金在退火过程 中的变化
第二节 回 复 第三节 再 结 晶 第四节 晶粒长大 第五节 金属的热加工
第一节 程
形变金属与合金在退火过
中的变化
一、显微组织的变化
将塑性变形后的金属材料加热到0.5Tm温度附近，
进行保温，随着时间的延长，金属的组织将发生一系 列的变化，这种变化可以分为三个阶段，如图7-1所示。
7.金属及合金的回复与再结晶
图 冷变形金属退火时某些性能的变化
第七 章金属及合金的回复与再结晶
硬度的变化 回复阶段的硬度变化很小，而再结晶阶段则 下降较多。
电阻率的变化 变形金属的电阻率在回复阶段巳表现明显 的下降趋势。
密度的变化 变形金属的密度在再结晶阶段发生急剧增高 的原因主要是再结晶阶段中位错密度显著降低所致。
内应力的变化 金属经塑性变形所产生的第一类内应力在 回复阶段基本得到消除，而第二、三类内应力只有通过再 结晶方可全部消除。
R m r m 0
1 R r 0 m 0
m : 冷变形后的屈服强度
：冷变形后经不同规程回火后的屈服强度
r
：纯铁充分退火后的屈服强度
0
R：屈服应力回复率
1 R：剩余加工硬化分数
第七 章金属及合金的回复与再结晶
图 同一变形度的Fe在不同 温度等温退火后的性能变化曲线
①回复过程在加热后立刻 开始，没有孕育期；
t0
回复 t1
再结晶
t2 晶粒长大 t3
冷变形金属组织随加热温度及时间的变化示意图
第七 章金属及合金的回复与再结晶
t2～t3为第Ⅲ阶段，称为晶粒长大:晶粒通过晶界 移动，发生长大，直至达到一种相对稳定的尺寸。 回复和再结晶的驱动力
储存能是变形金属加热时发生回复和再结晶的驱 动力。 储存能: 冷塑变形时，外力所做的功尚有一部分 储存在变形金属的内部，这部分能量叫储存能。
第七 章金属及合金的回复与再结晶
（2）中温回复 变形金属在中等温度下加热时所发生的 回复过程称为中温回复。此时因温度升高，原子活动能力 也增强，除点缺陷运动外，位错也被激活，在内应力作用 下位错可以在滑移面上滑移或交滑移，使异号位错相遇相 消，位错密度下降，位错缠结内部重新排列组合，使变形 亚晶规整化。
材料科学基础——回复再结晶
塑性变形对金属组织与性能的影响
4. 力学性能
强度、硬度↑ 塑性、韧性↓
加工硬化
利：提高材料强度 弊：增加变形抗力，不利于进一步加工
塑性变形对金属组织与性能的影响
5. 残余应力(remnant stress)
金属形变时，外力做功 的大部分以热的形式散 掉，只有一小部分 （10%-15%）以残余内 应力的方式储存在形变 金属中（储存能），它 随形变量加大而加大， 但占形变总功的分数却 随形变量加大而减小。
Tm（Tm为金属熔点），经过一定时间后， 就会有晶体缺陷密度大为降低的现象，新等 轴晶粒在冷变形的基体内形核长大，直到冷 变形晶粒完全耗尽为止。
0.6 mm
0.6 mm
33% cold worked brass
New crystals nucleate after 3 sec. at 580C.
a. 单个位错滑移、攀移，形成亚晶界。 b. 亚晶合并成Y结点。 c. Y结点移动，亚晶长大，完成多边形化。
多边形化
内容回顾
回复的不同阶段
形变形成位错缠结和胞状结构（如图a，b）→胞内位 错重排列和对消(如图c)→胞壁的峰锐化形成亚晶(如图 d)→亚晶长大(如图e)
低温回复（ 0.1Tm ＜ T＜0.3Tm）
晶界是有利的再结晶形核 位置，原始晶粒小，再结 晶形核位置多，有利于再 结晶；但原始晶粒小，变 形较均匀，减少形核位置， 不利于再结晶。 总体是前者影响大于后者。 原始晶粒尺寸还可能影响 形变织构，从而影响再结 晶动力学。
亚晶合并机制 亚晶蚕食机制 晶界弓出机制
再结晶核心的长大
再结晶晶核一经形成，就开始自发地长大。 晶核在畸变能的作用下，背离其曲率中心， 向畸变能较高的变形晶粒推移，直到全部形 成无畸变（或畸变很少）的等轴晶粒为止。
金属学与热处理第七章回复与再结晶
位错的攀移是通过空位扩散到位错线处来实现的， 而空位的扩散又是一种热激活过程，因此多边化的速 度随温度升高而迅速增加。
回复退火（又称去应力退火）的应用：
回复退火主要是用作去应力退火，使冷加工的 金属件在基本保持加工硬化状态的条件下，降低 其内应力，以避免变形或开裂，并改善工件的耐 蚀性。如:经冷冲压的黄铜工件、冷拉钢丝卷制弹 簧。
恢复再结晶的驱动力：塑性变形后的储存能
7－1 冷变形金属在加热时的组织 和性能变化
随加热温度的提高,冷变形金属发生变化为：回复、再 结晶、晶粒长大。 回复（recovery）—在较低加热温度时，变形后金属 的光学显微组织发生改变前，所产生的某些亚结 构和性能的变化过程。 再结晶（recrystallization）—经回复后的变形金属， 在加热时，纤维状晶粒通过再结晶核心的形成及 长大，变成无畸变的等轴新晶粒的过程。 晶粒长大（grain growth）— 再结晶后的金属继续加 热时，将使晶粒进一步长大的过程。
(二) 再结晶温度
再结晶温度(recrystallization temperature)： 定义：经严重冷变形（大于 70% ）的金属，在约一小时 的保温时间内能够完成再结晶（大于 95% ）的温度。 用TR(或T再)表示。 一般 TR = δTm ；Tm为熔点 工业纯金属δ＝（0.35～0.40）； 高纯金属 δ＝（0.25～0.35） 下表给出了一些金属的TR 应该注意的是：实际生产时再结晶退火温度要比再结 晶温度高出100－200℃
(2) 亚晶形核
对于变形度较大的金属,再结晶形核往 往采用这种方式。亚晶核核方式有： 1. 亚晶合并机制：在变形度大且具有高层错 能的金属中。 2. 亚晶迁移（boundary migration）机制 （也叫吞并机制）：在变形度大,而层错能 低的金属中。
回复退火（又称去应力退火）的应用：
回复退火主要是用作去应力退火，使冷加工的 金属件在基本保持加工硬化状态的条件下，降低 其内应力，以避免变形或开裂，并改善工件的耐 蚀性。如:经冷冲压的黄铜工件、冷拉钢丝卷制弹 簧。
恢复再结晶的驱动力：塑性变形后的储存能
7－1 冷变形金属在加热时的组织 和性能变化
随加热温度的提高,冷变形金属发生变化为：回复、再 结晶、晶粒长大。 回复（recovery）—在较低加热温度时，变形后金属 的光学显微组织发生改变前，所产生的某些亚结 构和性能的变化过程。 再结晶（recrystallization）—经回复后的变形金属， 在加热时，纤维状晶粒通过再结晶核心的形成及 长大，变成无畸变的等轴新晶粒的过程。 晶粒长大（grain growth）— 再结晶后的金属继续加 热时，将使晶粒进一步长大的过程。
(二) 再结晶温度
再结晶温度(recrystallization temperature)： 定义：经严重冷变形（大于 70% ）的金属，在约一小时 的保温时间内能够完成再结晶（大于 95% ）的温度。 用TR(或T再)表示。 一般 TR = δTm ；Tm为熔点 工业纯金属δ＝（0.35～0.40）； 高纯金属 δ＝（0.25～0.35） 下表给出了一些金属的TR 应该注意的是：实际生产时再结晶退火温度要比再结 晶温度高出100－200℃
(2) 亚晶形核
对于变形度较大的金属,再结晶形核往 往采用这种方式。亚晶核核方式有： 1. 亚晶合并机制：在变形度大且具有高层错 能的金属中。 2. 亚晶迁移（boundary migration）机制 （也叫吞并机制）：在变形度大,而层错能 低的金属中。
第七章回复与再结晶
化严重时下降。 （2）物理性能 密度：在回复阶段变化不大，在再结晶阶段急剧升高； 电阻：电阻在回复阶段可明显下降。
回复、再结晶及晶粒长大阶段中性能的变 化情况
7.2 回复
回复过程3阶段（储存能在回复阶段三个峰值所对应的） 约化温度：表征加热温度的高低，用绝对温标表示的加热温度与其熔点温度之比， TH =T/Tm。
错相遇相消，位错密度下降，位错缠结内部重新排列组合，使亚晶规整化。
（3）高温回复（ TH >0.5Tm） 高温回复，原子活动能力进一步增强，位错除滑移外，还可攀移。主要机制是多边化。冷变形后由
于同号刃型位错在滑移面上塞积而导致点阵弯曲，在退火过程中通过刃型位错的攀移和滑移，使同号 刃型位错沿垂直于滑移面的方向排列成小角的亚晶界，这个过程称为多边化。其驱动力来自应变能的 下降。
位错及晶界处，对位错的运动及晶界的迁移起阻碍作用，因此不利于再结晶的形核与长大，阻碍再结 晶，使再结晶温度升高。 4.原始晶粒尺寸
其他条件相同情况下，晶粒越细，变形抗力越大，冷变形后存储能越多，再结晶温度越低。相同变 形度，晶粒越细，晶界总面积越大，可供形核场所较多，生核率也增大，再结晶速度加快。
5.分散相粒子 分散相粒子直径较大，离子间距较大的情况下，再结晶被促进；而小的粒子尺寸和小的粒子间距，
储存能的释放与性能变化
1 储存能：存在于冷变形金属内部的一小部分（～10％）变形功。
弹性应变能（3～12％） 2 存在形式 位错（80～90％）
点缺陷
3 储存能的释放：原子活动能力提高，迁移至平衡位置，储存能得以释放。
（1）力学性能 回复阶段：强度、硬度略有下降，塑性略有提高。 再结晶阶段：强度、硬度明显下降，塑性明显提高。 晶粒长大阶段：强度、硬度继续下降，塑性继续提高,粗
回复、再结晶及晶粒长大阶段中性能的变 化情况
7.2 回复
回复过程3阶段（储存能在回复阶段三个峰值所对应的） 约化温度：表征加热温度的高低，用绝对温标表示的加热温度与其熔点温度之比， TH =T/Tm。
错相遇相消，位错密度下降，位错缠结内部重新排列组合，使亚晶规整化。
（3）高温回复（ TH >0.5Tm） 高温回复，原子活动能力进一步增强，位错除滑移外，还可攀移。主要机制是多边化。冷变形后由
于同号刃型位错在滑移面上塞积而导致点阵弯曲，在退火过程中通过刃型位错的攀移和滑移，使同号 刃型位错沿垂直于滑移面的方向排列成小角的亚晶界，这个过程称为多边化。其驱动力来自应变能的 下降。
位错及晶界处，对位错的运动及晶界的迁移起阻碍作用，因此不利于再结晶的形核与长大，阻碍再结 晶，使再结晶温度升高。 4.原始晶粒尺寸
其他条件相同情况下，晶粒越细，变形抗力越大，冷变形后存储能越多，再结晶温度越低。相同变 形度，晶粒越细，晶界总面积越大，可供形核场所较多，生核率也增大，再结晶速度加快。
5.分散相粒子 分散相粒子直径较大，离子间距较大的情况下，再结晶被促进；而小的粒子尺寸和小的粒子间距，
储存能的释放与性能变化
1 储存能：存在于冷变形金属内部的一小部分（～10％）变形功。
弹性应变能（3～12％） 2 存在形式 位错（80～90％）
点缺陷
3 储存能的释放：原子活动能力提高，迁移至平衡位置，储存能得以释放。
（1）力学性能 回复阶段：强度、硬度略有下降，塑性略有提高。 再结晶阶段：强度、硬度明显下降，塑性明显提高。 晶粒长大阶段：强度、硬度继续下降，塑性继续提高,粗
第七章回复与再结晶
§6-2 回复
回复的定义及特点
1 定义：冷变形后的金属在加热温度不高时，其光学显微组织
未发生明显改变时所产生的某些亚结构和性能的变化过程。 2 特点：
① 加热T低：T回 = (0.25~0.3)T熔； ② 显微组织无明显变化：仍保留拉长、畸变的晶粒。 ③ 晶粒内部亚结构发生变化（电子显微镜）： a 低温回复，点缺陷↓↓；主要指空位 b 高温回复，位错密度↓ (异号位错的合并；同号位错的规整
拉应力场和压应力场重叠而抵消一部分应变能。P197+9
滑移
攀 移 多边形化前 多边形化后
回复亚晶的形成 ——“多边形化” 过程
缠结 位错
位错 伸直
冷加工态
位错 网络
回复0.1h 大的稳 定网格
回复50h
回复300h
④ 性能变化： HB、ζ 略 ↓ ，δ 、ψ 略↑；
R↓↓；耐腐蚀性提高 原因：晶格畸变↓
热加工实质：是否有再结晶软化过程
衡量依据：T再
例：W 在1000℃非热加工； Sn、Pb 在室温为热加工； 动态回复和 动态再结晶
原晶粒
变形晶粒
所形成的小晶粒
全部新晶粒
残留的变形晶粒
金属在热轧时变形和再结晶的示意图
热加工对组织、性能的影响
热加工：钢材的热锻与热轧 1 消除铸态组织缺陷
⑴ 压合铸件中的疏松、气孔等缺陷，提高组织致密度和机械
再结晶应用——再结晶退火
再结晶退火的目的：
① 中间退火：消除加工硬化，有利于进一步冷变形；
如：冷拔铁铬铝电阻丝生产中： 氢气保护再结晶退火 ② 无相变金属的细晶强化(如Al、Cu等)： 冷塑变 + 再结晶退火→细化的再结晶晶粒
再结晶图的应用
塑性变形和再结晶
塑性变形和再结晶引言在材料加工和形状塑造过程中，塑性变形和再结晶是两个重要的现象。
塑性变形是指材料在加工过程中受到外力作用而发生的形变，而再结晶是指材料经历过塑性变形后，重新形成晶粒的过程。
本文将从塑性变形和再结晶的基本概念、相关机理以及实际应用等方面进行介绍和分析。
塑性变形基本概念塑性变形是指材料在受到外力作用下发生的非弹性形变。
在塑性变形过程中，材料的晶体结构发生位移和重新排列，但并不改变其化学组成。
塑性变形可以通过施加压力、拉伸、弯曲或剪切等方式实现。
塑性变形的机制塑性变形的机制主要包括滑移、爬移和重结晶。
滑移是指晶体中的原子层沿着某一方向移动，以适应外界力的作用，从而产生形变。
爬移是指由于晶体点位错的移动引起的晶体形变。
重结晶是指材料在塑性变形过程中受到高温或其他因素的影响，原来的晶体结构破坏，重新形成新的晶粒。
塑性变形的影响因素塑性变形的影响因素包括应力、温度、变形速率和晶体结构等。
较高的应力将使材料更容易发生塑性变形，而较低的温度和较高的变形速率则有利于塑性变形的发生。
晶体结构的变化也会影响材料的塑性变形性能。
再结晶基本概念再结晶是指材料在塑性变形后，经历一系列热处理过程形成新的晶粒结构。
再结晶能够改善材料的力学性能和热稳定性，并消除塑性变形过程中产生的缺陷和应力。
再结晶的机制再结晶的机制主要包括动态再结晶和静态再结晶。
动态再结晶发生在塑性变形过程中，由于高应变速率和高温造成原来的晶体结构破坏，从而形成新的晶粒。
静态再结晶发生在塑性变形后，通过热处理将材料加热至临界温度以下，再形成新的晶粒。
再结晶的影响因素再结晶的影响因素包括温度、时间和应变等。
较高的温度和较长的时间将有利于再结晶的发生。
而较大的应变会促使再结晶的发生，因为应变能使材料的晶体结构发生变化。
应用塑性变形和再结晶在材料加工和形状塑造过程中具有重要的应用价值。
塑性变形使材料能够被轻松地塑造成所需的形状，从而实现产品的制造和加工。
金属的塑性变形与再结晶
内应力分为宏观内应力、微观内应力和畸变应力三类。
畸变应力是形变金属中的主要内应力，也是金属强化的主
要原因。
内应力的存在，使金属耐蚀性下降，引起零件加工、淬
火过程中的变形和开裂。因此，金属在塑性变形后，通 常要进行退火处理，以消除或降低内应力。
第四节
回复与再结晶
一、冷变形金属在加热时的组织和性能变化 金属经冷变形后, 组织处于不稳定状态, 有自发恢复 到稳定状态的倾向。但在常温下，原子扩散能力小,不 稳定状态可长时间维持。加热可使原子扩散能力增加， 金属将依次发生回复、再结晶和晶粒长大。
三、再结晶退火后的晶粒度
1、加热温度和保温时间 加热温度越高，保温时间越长，金属的晶粒越粗大，加热 温度的影响尤为显著。
2、预先变形度
预先变形度的影响，实质上是变形均匀程度的影响.
当变形度很小时，晶格畸变小，不足以引起再结晶. 当变形达到2-10%时，只有部分晶粒变形，变形极不均匀， 再结晶晶粒大小相差悬殊，易互相吞并和长大,再结晶后 晶粒特别粗大，这个变形度称临界变形度。
㈠ 回复 回复是指在加热温度较低时，由于金属中的点缺陷及位 错近距离迁移而引起的晶内某些变化。如空位与其他缺
陷合并、同一滑移面上的异号位错相遇合并而使缺陷数
量减少等。
在回复阶段，金属组织变化不明显，其强度、硬度略有 下降，塑性略有提高，但内应力、电阻率等显著下降。
工业上，常利用回复现象将冷变 形金属低温加热，既稳定组织又 保留加工硬化，这种热处理方法 称去应力退火。 ㈡ 再结晶 当变形金属被加热到较高温度时， 由于原子活动能力增大，晶粒的 形状开始发生变化，由破碎拉长 的晶粒变为完整的等轴晶粒。 这种冷变形组织在加热时重新彻 底改组的过程称再结晶。 再结晶后，金属的强度、硬度下 降，塑性、韧性提高，加工硬化 消失。
第七章 金属及合金的回复与再结晶PPT课件
第七章 金属及合金的回复与再结晶
• 第一节 形变金属与合金在退火过程中的变化 • 储存能(P194)、退火（P194） • 一、显微组织的变化 • 将塑性变形后的金属材料加热到0.5Tm温度附近，进行保
温，随着时间的延长，金属的组织将发生一系列的变化， 这种变化可以分为三个阶段，如下图。
二、储存能及内应力的变化
• 特点（P206），右图为示 意图。
下图为Fe－Si箔材于1200℃退火后 的组织。
℃
三、再结晶退火后的组织
• （一）再结晶图 • 变形程度越大，则晶
粒越细；而退火温度 越高，则晶粒越粗大。 通常将晶粒大小、变 形程度和退火温度之 间的关系，绘制成立 体图形，称为“再结 晶图”。
• 右图为工业纯铝、工 业纯铁的再结晶图。
• 从图中的各条曲线不难看出，回复的程度是温度和时间的 函数。温度越高，回复的程度越大。当温度一定时，回复 的程度随时间的延长而逐渐增加。
二、回复机制
• 回复是空位和位错在退火过程中发生运动，从而改变了它 们的数量和组态的过程。
• 在低温回复时，主要涉及到空位的运动，结果使空位的密 度大大减少。
• 在较高温度回复时，主要涉及到位错的运动（下图）。
• （一）变形度 • 变形度对金属再结晶
晶粒大小的影响如右 图。 • 临界变形度（P202）
• （二）再结晶退火温度 • （三）原始晶粒尺寸
• 当变形度一定时，材料的原始晶粒度越细，则再 结晶后的晶粒也越细。（下图）
• （四）合金元素及杂质
第四节 晶粒长大
• 再结晶阶段刚刚结束时，得到的是无畸变的等轴 的再结晶初始晶粒。随着加热温度的升高或保温 时间的延长，晶粒之间就会互相吞并而长大，这 一现象称之为晶粒长大，或聚合再结晶。
• 第一节 形变金属与合金在退火过程中的变化 • 储存能(P194)、退火（P194） • 一、显微组织的变化 • 将塑性变形后的金属材料加热到0.5Tm温度附近，进行保
温，随着时间的延长，金属的组织将发生一系列的变化， 这种变化可以分为三个阶段，如下图。
二、储存能及内应力的变化
• 特点（P206），右图为示 意图。
下图为Fe－Si箔材于1200℃退火后 的组织。
℃
三、再结晶退火后的组织
• （一）再结晶图 • 变形程度越大，则晶
粒越细；而退火温度 越高，则晶粒越粗大。 通常将晶粒大小、变 形程度和退火温度之 间的关系，绘制成立 体图形，称为“再结 晶图”。
• 右图为工业纯铝、工 业纯铁的再结晶图。
• 从图中的各条曲线不难看出，回复的程度是温度和时间的 函数。温度越高，回复的程度越大。当温度一定时，回复 的程度随时间的延长而逐渐增加。
二、回复机制
• 回复是空位和位错在退火过程中发生运动，从而改变了它 们的数量和组态的过程。
• 在低温回复时，主要涉及到空位的运动，结果使空位的密 度大大减少。
• 在较高温度回复时，主要涉及到位错的运动（下图）。
• （一）变形度 • 变形度对金属再结晶
晶粒大小的影响如右 图。 • 临界变形度（P202）
• （二）再结晶退火温度 • （三）原始晶粒尺寸
• 当变形度一定时，材料的原始晶粒度越细，则再 结晶后的晶粒也越细。（下图）
• （四）合金元素及杂质
第四节 晶粒长大
• 再结晶阶段刚刚结束时，得到的是无畸变的等轴 的再结晶初始晶粒。随着加热温度的升高或保温 时间的延长，晶粒之间就会互相吞并而长大，这 一现象称之为晶粒长大，或聚合再结晶。
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尽量避免材料发生塑性变形，如铸造、焊接、热处理等。
7-1 单晶体的塑性变形
在常温和低温下，单晶体的塑性变形主要通过滑移和
孪生方式进行，此外亦有扭折、微应变等方式。 在高温下，单晶体的塑性变形还可通过扩散性变形等 方式发生。
7-1 单晶体的塑性变形
一、滑移
（一）有关概念 滑移：晶体相邻两部分沿着某一晶面在某个晶向上彼
思考题： 1. 单相固溶体合金的强度均高于纯溶剂组元
的强度，试用位错理论分析之。
2. 合金化是提高材料强度的一种有效途经，
试运用所学理论分析合金化可以提高材料强度的
原因。
7-4 塑性变形后材料的组织与性能
一、显微组织的变化
随着变形量的增加，等轴晶粒将逐渐沿着变形方向伸
长，当变形量很大时，形成纤维组织。
此间作相对的平行滑动。
7-1 单晶体的性变形
滑移现象观察
7-1 单晶体的塑性变形
（二）滑移面、滑移方向和滑移系
晶体的滑移通常沿着一定的晶面和晶向进行，这些晶 面和晶向分别称为滑移面和滑移方向。 面心立方晶体：滑移面{11l}，滑移方向<110> 体心立方晶体：滑移面{110}，滑移方向<111> 密排六方晶体：滑移面{0001}，滑移方向<112 0> 由 PN
7-4 塑性变形后材料的组织与性能
四、形变织构
随着变形量的增加，各个晶粒的滑移面和滑移方向将向 主变形方向转动，多晶体中各个晶粒的取向逐渐趋于一致， 这一现象称为择优取向，相应的组织状态称为形变织构。 随加工变形方式不同，形变织构主要有两种类型：拔丝 时形成的织构称为丝织构，其主要特征为各晶粒的某一晶向 大致与拔丝方向相平行；轧板时形成的织构称为板织构，其 主要特征为各晶粒的某一晶面和晶向分别趋于同轧面与轧向
2G 2a ex p 可知，滑移沿最密晶面和 1 (1 )b
最密晶向进行。
7-1 单晶体的塑性变形
滑移系：一个滑移面和该面上的一个滑移方向。
晶体的滑移面有主次之分，故滑移系也有主次之分。 通常主滑移系数目决定着晶体滑移的难易程度。 面心立方晶体主滑移系：{11l}<110>，共有4 3=12个 体心立方晶体主滑移系：{110}<111>，共有6 2=12个 密排六方晶体主滑移系：{0001}<112 0>，共有1 3=3个 滑移由易到难依次为：面心立方体心立方密排六方
7-3 单相与多相材料的塑性变形
2. 第二相强化（弥散强化、沉淀硬化）机制
（1）绕过机制 对于不可变形的第二相
粒子，当运动位错与其相遇
时，将受到粒子的阻碍，使 位错线绕其发生弯曲。随着 外加应力的增加，位错线受
位错绕过第二相粒子示意图
阻部分的弯曲程度更大，最形成包围粒子的位错环，而位错 线的其余部分则越过粒子继续滑移。位错弯曲绕过第二相粒 子和留下的位错环对后续位错滑移的阻碍作用将导致强化。
7-2 多晶体的塑性变形
二、晶界强化
（一）晶界强化机制 多晶体中晶界对位错滑移的阻力主要源于两个方面：
(1) 晶界两侧晶粒间的位向差造成的阻力；(2) 晶界本身造
成的阻力。由于晶界对晶体中位错的滑移产生阻碍作用， 使得变形过程中位错不能越过晶界而是在晶界附近产生位 错塞积，形成位错塞积群，从而引起材料强度的提高。 晶粒越细，晶界数量越多，晶界强化作用越大，材料
7-3 单相与多相材料的塑性变形
（二）弥散型合金的塑形变形 第二相以细小弥散的粒子形式均匀分布于基体相中时，
将会产生显著的强化作用。
1. 第二相粒子的类型 通常可将第二相粒子分为 “不可变形的”和“可变形的”
两大类：一般地，弥散强化型合金中的第二相粒子（借助粉
末冶金方法加人的）属于不可变形的，而沉淀相粒子（通过 时效处理由过饱和固溶体中析出）多属可变形的，但当沉淀 相粒子在时效过程中长大到一定程度后，也能起到不可变形 粒子的作用。
7-1 单晶体的塑性变形
（五）单滑移、多滑移和交滑移
单滑移：滑移只沿着一个滑移系进行。
多滑移：滑移沿着两个或两个 以上滑移系同时进行。 交滑移：在两个或多个滑移面上 沿某一个共同的滑移方
向同时或交替进行。
面心立方晶体中拉力轴 为 [001]时造成的多滑移
7-1 单晶体的塑性变形
二、孪生
（一）孪生的概念 孪生：在相当大的切应力作用下，晶体沿着一定晶面 上的某一特定晶向发生均匀切变。 孪生是晶体塑性变形的另一种重要形式，它常作为滑 移难于进行时的补充。
第七章 材料的塑性变形与再结晶
概述
在外力作用下，材料将发生变形：外力较小时，发生 弹性变形；当外力较大时，将发生塑性变形，即产生不可 逆的永久变形；当外力过大时，就会发生断裂。 在实际生产中，有的利用材料的塑性变形进行固态成 形，如锻造、轧制、拉拔、挤压等；有的因材料发生塑性
变形而影响加工工效，如车、铣、钻、刨、磨等；有的要
s 0 Kd
1 2
其中 0表示位错在晶粒内滑移的阻力，相当于单晶体的屈服 强度；K表示晶界对变形影响的程度，与晶界结构有关。
7-2 多晶体的塑性变形
思考题：
1. 指出三种典型结构金属晶体的滑移面和滑 移方向并比较其滑移难易程度。 2. 何谓加工硬化？ 3. 运用位错理论说明细化晶粒可以提高材料 强度的原因。
7-3 单相与多相材料的塑性变形
（2）切过机制
当第二相粒子为可变形粒子时，位错将切过粒子并使之 随同基体一起变形，由于 位错切过粒子后会增加界 面面积，同时粒子和基体 相的晶体结构不同、比容 不同以及滑移面取向不一 致，会对位错滑移产生阻
碍作用，引起强化。
位错切过第二相粒子示意图
7-3 单相与多相材料的塑性变形
强化。
7-3 单相与多相材料的塑性变形
3. 影响固溶强化的因素 ① 固溶体中溶质原子的含量越高，强化作用越大； ② 溶质原子与溶剂原子的原子半径相差越大，强化 作用越大； ③ 间隙型溶质原子比置换型溶质原子具有更大的固
溶强化效果；
④ 溶质原子与溶剂原子的价电子数相差越大，固溶 强化作用越显著。
7-3 单相与多相材料的塑性变形
切应力
增大，加工硬化十分显著，
II 大；
纯金属单晶体的典型应力应变曲线
第III阶段—抛物线型硬化阶段：随应变量增加，应力上
升缓慢，呈抛物线型，III逐渐减小。
7-2 多晶体的塑性变形
一、晶粒取向和晶界对多晶体塑性变形的影响
（一）晶粒取向和晶界对多晶体塑性变形的影响 1. 晶粒取向的影响:（1）位向不同的各个晶粒所受应
的强度越高。
7-2 多晶体的塑性变形
位错源 应力集中 与应力场 位错源
位错源 晶界
位错在相邻晶粒中的作用示意图
7-2 多晶体的塑性变形
（二）霍尔-佩奇公式
晶界的数量直接取决于晶粒的大小，故晶界对多晶体屈 服强度的影响可由晶粒大小直接表征。多晶体的屈服强度s 与晶粒平均直径 d 之间的关系可用霍尔-佩奇（Hall - Petch） 公式表示，即：
（3）孪晶与未切变的晶体间形成镜面对称的位向关系；
（4）与滑移相比，孪生对晶体变形量的直接贡献较小，但 孪晶的形成可改变晶体的位向，激发进一步的滑移和
晶体变形。
7-1 单晶体的塑性变形
三、加工硬化
（一）加工硬化的概念 金属材料经冷加工变形后，其强度、硬度显著提高，
而塑性、韧性则急剧下降，这种现象即称为加工硬化。
经20%室温变形后，纯铁 中的胞状亚结构
经冷轧变形2%后，不锈钢 中的复杂位错网络
7-4 塑性变形后材料的组织与性能
三、性能变化
（一）力学性能 强度、硬度显著提高，塑性、韧性则明显降低。
（二）物理性能
电阻率明显增高，电阻温度系数降低，热导率和磁导率 下降，铁磁材料的磁滞损耗及矫顽力增大。 （三）化学性能 金属的化学活性增大，腐蚀速度加快。
力并不一致，各晶粒不能同时开始变形，其中处于有利取
向的晶粒首先发生滑移，处于不利取向的晶粒则未滑移； （2）多晶体中的每个晶粒都处于其他晶粒包围之中，它 的变形必然与其邻近晶粒相互协调，否则难以进行变形。 2. 晶界的影响：多晶体的屈服强度明显地高于同样材 料的单晶体，且在同一种多晶体材料中，晶粒越细小，其 屈服强度越高。
7-1 单晶体的塑性变形
（三）临界分切应力
沿某一滑移系发生滑移所需的 最小分切应力。 （四）施密特定律 外力在某一滑移系上的分切应
F 力为: cos cos cos cos A c s cos cos 施密特定律：
cos cos 称为取向因子或施密特因子。
体心立方结构金属：孪生面{112}，孪生方向<111>
面心立方结构金属：孪生面{111}，孪生方向<112>
7-1 单晶体的塑性变形
（四）孪生的特点
（1）孪生变形是在切应力作用下发生的，孪生所需的临界 切应力要比滑移时大得多； （2）孪生是一种均匀切变，切变区中每层原子面相对于孪 生面的切变量与该层晶面离开孪生面的距离成正比；
c
7-4 塑性变形后材料的组织与性能
胞状亚结构的形成不仅与变形程度有关，而且还取决于材料的层 错能。层错能 较高的金属材料（如铝、铁、镍等），容易出现明 显的胞状亚结构，而 较低的金属材料（如不锈钢、 黄铜等）， 经大量塑性变形后，位错杂乱地排列于晶体中，构成位错分布较均匀 的复杂位错网络，不易出现胞状亚结构。
二、多相材料的塑性变形
多相合金与单相固溶体合金的不同之处在于：除基体相 外，尚有其他相（统称为第二相）存在。 根据第二相粒子的尺寸大小可将多相合金分为两大类： 第二相粒子尺寸与基体相晶粒尺寸属同一数量级的多相合金
称为聚合型合金；第二相粒子细小而弥散地分布在基体相晶
7-1 单晶体的塑性变形
在常温和低温下，单晶体的塑性变形主要通过滑移和
孪生方式进行，此外亦有扭折、微应变等方式。 在高温下，单晶体的塑性变形还可通过扩散性变形等 方式发生。
7-1 单晶体的塑性变形
一、滑移
（一）有关概念 滑移：晶体相邻两部分沿着某一晶面在某个晶向上彼
思考题： 1. 单相固溶体合金的强度均高于纯溶剂组元
的强度，试用位错理论分析之。
2. 合金化是提高材料强度的一种有效途经，
试运用所学理论分析合金化可以提高材料强度的
原因。
7-4 塑性变形后材料的组织与性能
一、显微组织的变化
随着变形量的增加，等轴晶粒将逐渐沿着变形方向伸
长，当变形量很大时，形成纤维组织。
此间作相对的平行滑动。
7-1 单晶体的性变形
滑移现象观察
7-1 单晶体的塑性变形
（二）滑移面、滑移方向和滑移系
晶体的滑移通常沿着一定的晶面和晶向进行，这些晶 面和晶向分别称为滑移面和滑移方向。 面心立方晶体：滑移面{11l}，滑移方向<110> 体心立方晶体：滑移面{110}，滑移方向<111> 密排六方晶体：滑移面{0001}，滑移方向<112 0> 由 PN
7-4 塑性变形后材料的组织与性能
四、形变织构
随着变形量的增加，各个晶粒的滑移面和滑移方向将向 主变形方向转动，多晶体中各个晶粒的取向逐渐趋于一致， 这一现象称为择优取向，相应的组织状态称为形变织构。 随加工变形方式不同，形变织构主要有两种类型：拔丝 时形成的织构称为丝织构，其主要特征为各晶粒的某一晶向 大致与拔丝方向相平行；轧板时形成的织构称为板织构，其 主要特征为各晶粒的某一晶面和晶向分别趋于同轧面与轧向
2G 2a ex p 可知，滑移沿最密晶面和 1 (1 )b
最密晶向进行。
7-1 单晶体的塑性变形
滑移系：一个滑移面和该面上的一个滑移方向。
晶体的滑移面有主次之分，故滑移系也有主次之分。 通常主滑移系数目决定着晶体滑移的难易程度。 面心立方晶体主滑移系：{11l}<110>，共有4 3=12个 体心立方晶体主滑移系：{110}<111>，共有6 2=12个 密排六方晶体主滑移系：{0001}<112 0>，共有1 3=3个 滑移由易到难依次为：面心立方体心立方密排六方
7-3 单相与多相材料的塑性变形
2. 第二相强化（弥散强化、沉淀硬化）机制
（1）绕过机制 对于不可变形的第二相
粒子，当运动位错与其相遇
时，将受到粒子的阻碍，使 位错线绕其发生弯曲。随着 外加应力的增加，位错线受
位错绕过第二相粒子示意图
阻部分的弯曲程度更大，最形成包围粒子的位错环，而位错 线的其余部分则越过粒子继续滑移。位错弯曲绕过第二相粒 子和留下的位错环对后续位错滑移的阻碍作用将导致强化。
7-2 多晶体的塑性变形
二、晶界强化
（一）晶界强化机制 多晶体中晶界对位错滑移的阻力主要源于两个方面：
(1) 晶界两侧晶粒间的位向差造成的阻力；(2) 晶界本身造
成的阻力。由于晶界对晶体中位错的滑移产生阻碍作用， 使得变形过程中位错不能越过晶界而是在晶界附近产生位 错塞积，形成位错塞积群，从而引起材料强度的提高。 晶粒越细，晶界数量越多，晶界强化作用越大，材料
7-3 单相与多相材料的塑性变形
（二）弥散型合金的塑形变形 第二相以细小弥散的粒子形式均匀分布于基体相中时，
将会产生显著的强化作用。
1. 第二相粒子的类型 通常可将第二相粒子分为 “不可变形的”和“可变形的”
两大类：一般地，弥散强化型合金中的第二相粒子（借助粉
末冶金方法加人的）属于不可变形的，而沉淀相粒子（通过 时效处理由过饱和固溶体中析出）多属可变形的，但当沉淀 相粒子在时效过程中长大到一定程度后，也能起到不可变形 粒子的作用。
7-1 单晶体的塑性变形
（五）单滑移、多滑移和交滑移
单滑移：滑移只沿着一个滑移系进行。
多滑移：滑移沿着两个或两个 以上滑移系同时进行。 交滑移：在两个或多个滑移面上 沿某一个共同的滑移方
向同时或交替进行。
面心立方晶体中拉力轴 为 [001]时造成的多滑移
7-1 单晶体的塑性变形
二、孪生
（一）孪生的概念 孪生：在相当大的切应力作用下，晶体沿着一定晶面 上的某一特定晶向发生均匀切变。 孪生是晶体塑性变形的另一种重要形式，它常作为滑 移难于进行时的补充。
第七章 材料的塑性变形与再结晶
概述
在外力作用下，材料将发生变形：外力较小时，发生 弹性变形；当外力较大时，将发生塑性变形，即产生不可 逆的永久变形；当外力过大时，就会发生断裂。 在实际生产中，有的利用材料的塑性变形进行固态成 形，如锻造、轧制、拉拔、挤压等；有的因材料发生塑性
变形而影响加工工效，如车、铣、钻、刨、磨等；有的要
s 0 Kd
1 2
其中 0表示位错在晶粒内滑移的阻力，相当于单晶体的屈服 强度；K表示晶界对变形影响的程度，与晶界结构有关。
7-2 多晶体的塑性变形
思考题：
1. 指出三种典型结构金属晶体的滑移面和滑 移方向并比较其滑移难易程度。 2. 何谓加工硬化？ 3. 运用位错理论说明细化晶粒可以提高材料 强度的原因。
7-3 单相与多相材料的塑性变形
（2）切过机制
当第二相粒子为可变形粒子时，位错将切过粒子并使之 随同基体一起变形，由于 位错切过粒子后会增加界 面面积，同时粒子和基体 相的晶体结构不同、比容 不同以及滑移面取向不一 致，会对位错滑移产生阻
碍作用，引起强化。
位错切过第二相粒子示意图
7-3 单相与多相材料的塑性变形
强化。
7-3 单相与多相材料的塑性变形
3. 影响固溶强化的因素 ① 固溶体中溶质原子的含量越高，强化作用越大； ② 溶质原子与溶剂原子的原子半径相差越大，强化 作用越大； ③ 间隙型溶质原子比置换型溶质原子具有更大的固
溶强化效果；
④ 溶质原子与溶剂原子的价电子数相差越大，固溶 强化作用越显著。
7-3 单相与多相材料的塑性变形
切应力
增大，加工硬化十分显著，
II 大；
纯金属单晶体的典型应力应变曲线
第III阶段—抛物线型硬化阶段：随应变量增加，应力上
升缓慢，呈抛物线型，III逐渐减小。
7-2 多晶体的塑性变形
一、晶粒取向和晶界对多晶体塑性变形的影响
（一）晶粒取向和晶界对多晶体塑性变形的影响 1. 晶粒取向的影响:（1）位向不同的各个晶粒所受应
的强度越高。
7-2 多晶体的塑性变形
位错源 应力集中 与应力场 位错源
位错源 晶界
位错在相邻晶粒中的作用示意图
7-2 多晶体的塑性变形
（二）霍尔-佩奇公式
晶界的数量直接取决于晶粒的大小，故晶界对多晶体屈 服强度的影响可由晶粒大小直接表征。多晶体的屈服强度s 与晶粒平均直径 d 之间的关系可用霍尔-佩奇（Hall - Petch） 公式表示，即：
（3）孪晶与未切变的晶体间形成镜面对称的位向关系；
（4）与滑移相比，孪生对晶体变形量的直接贡献较小，但 孪晶的形成可改变晶体的位向，激发进一步的滑移和
晶体变形。
7-1 单晶体的塑性变形
三、加工硬化
（一）加工硬化的概念 金属材料经冷加工变形后，其强度、硬度显著提高，
而塑性、韧性则急剧下降，这种现象即称为加工硬化。
经20%室温变形后，纯铁 中的胞状亚结构
经冷轧变形2%后，不锈钢 中的复杂位错网络
7-4 塑性变形后材料的组织与性能
三、性能变化
（一）力学性能 强度、硬度显著提高，塑性、韧性则明显降低。
（二）物理性能
电阻率明显增高，电阻温度系数降低，热导率和磁导率 下降，铁磁材料的磁滞损耗及矫顽力增大。 （三）化学性能 金属的化学活性增大，腐蚀速度加快。
力并不一致，各晶粒不能同时开始变形，其中处于有利取
向的晶粒首先发生滑移，处于不利取向的晶粒则未滑移； （2）多晶体中的每个晶粒都处于其他晶粒包围之中，它 的变形必然与其邻近晶粒相互协调，否则难以进行变形。 2. 晶界的影响：多晶体的屈服强度明显地高于同样材 料的单晶体，且在同一种多晶体材料中，晶粒越细小，其 屈服强度越高。
7-1 单晶体的塑性变形
（三）临界分切应力
沿某一滑移系发生滑移所需的 最小分切应力。 （四）施密特定律 外力在某一滑移系上的分切应
F 力为: cos cos cos cos A c s cos cos 施密特定律：
cos cos 称为取向因子或施密特因子。
体心立方结构金属：孪生面{112}，孪生方向<111>
面心立方结构金属：孪生面{111}，孪生方向<112>
7-1 单晶体的塑性变形
（四）孪生的特点
（1）孪生变形是在切应力作用下发生的，孪生所需的临界 切应力要比滑移时大得多； （2）孪生是一种均匀切变，切变区中每层原子面相对于孪 生面的切变量与该层晶面离开孪生面的距离成正比；
c
7-4 塑性变形后材料的组织与性能
胞状亚结构的形成不仅与变形程度有关，而且还取决于材料的层 错能。层错能 较高的金属材料（如铝、铁、镍等），容易出现明 显的胞状亚结构，而 较低的金属材料（如不锈钢、 黄铜等）， 经大量塑性变形后，位错杂乱地排列于晶体中，构成位错分布较均匀 的复杂位错网络，不易出现胞状亚结构。
二、多相材料的塑性变形
多相合金与单相固溶体合金的不同之处在于：除基体相 外，尚有其他相（统称为第二相）存在。 根据第二相粒子的尺寸大小可将多相合金分为两大类： 第二相粒子尺寸与基体相晶粒尺寸属同一数量级的多相合金
称为聚合型合金；第二相粒子细小而弥散地分布在基体相晶