分沿一定晶面和晶向发生 切变 孪晶带：发生切变的部分 孪生面：发生孪生的切变 面，其位置和形状均不发 生改变。 孪生区域的晶体结构不变， 但晶体取向发生改变，呈 现镜面对称，构成孪晶

4.1.1 单晶体的塑性变形
孪生的特点 ① 改变晶体取向，与母体之间存在镜面对称关系 ② 在切应力下发生，通常出现在滑移受阻的应力集中
加热温度的高低可用约化温度TH表示
TH
T Tm
式中 T—用热力学温度表示的加热温度
Tm—用热力学温度表示的金属的熔点 低温回复：0.1<TH≤0.2
移动到晶界或位错处消失
点缺陷迁移 空位与间隙原子相遇复合
点缺陷密度下降
空位集结
去应力退火：对冷变形金属低温加热，既稳定组织， 降低内应力，又保留加工硬化
丝织构：拔丝时形成的织构，其各晶粒的某一晶向大 致平行于拔丝方向
板织构：轧板时形成的织构，其各晶粒的某一晶面和 晶向大致与轧面和轧向平行
4.4.2 塑性变形对金属性能的影响
(1)残余应力
残余应力会引起零件发生翘曲或扭曲变形,甚至开裂, 或经淬火、磨削后表面会出现裂纹,还会严重影响塑性 、冲击韧性、疲劳强度。冷塑性变形的金属材料及工 件需要进行去应力退火处理。
⑤ 溶质原子与位错的交互作用越强，强化作用越好。
⑥ 溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，强化效 果越明显。
4.4 塑性变形对金属组织和性能的影响
4.4.1 塑性变形对金属组织的影响 拉伸变形时,晶粒会沿拉伸方向伸长
4.4.1 塑性变形对金属组织的影响
纤维组织：当变形量很大时，晶粒变得细长，晶界模 糊不规则,呈现纤维状，分布方向即为材料流变伸展的 方向，沿纤维方向的强度高于横向强度
晶粒的过程 驱动力：变形金属经回复后未被释放的储存能 特征：
①形核长大过程 ②非相变过程，新、旧晶粒成分及晶格结构完全相同 ③组织复原，塑性、韧性提高，强度、硬度下降，加 工硬化作用消失
4.5.1 回复与再结晶过程
形核机制： ①凸出形核机制、②亚
晶合并机制、③亚晶迁 移机制
影响因素： ①变形程度、②原始晶
面心立方＞体心立方＞密排六方
4.1.1 单晶体的塑性变形
临界分切应力：滑移的发生需要外加应力在某一滑移 系上的分切应力达到临界值
设拉力F与滑移面的垂线方向的夹角为ϕ，拉力F 与滑移 方向的夹角为θ，则作用于滑移面沿滑移方向的分切应 力为
F cos F cos cos cos cos A0 / cos A0
4.5.1 回复与再结晶过程
中温回复：0.2<TH≤0.3
位错滑移
异号位错相遇而抵销 位错缠结重新排列
位错密度降低 亚晶规整化
高温回复：0.3<TH≤0.4 位错攀移＋滑移
位错垂直排列 （亚晶界）
弹性畸变能降低
多边化 （亚晶粒）
4.5.1 回复与再结晶过程
(2)再结晶 再结晶是指出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代原变形
4.2 合金的塑性变形
(1)单相固溶体合金的塑性变形 影响：①固溶强化；②屈服现象；③应变时效现象 溶质原子的分布情况：①无序分布、②偏聚分布、③
短程有序分布，一般具ຫໍສະໝຸດ 微观不均匀性 溶质原子晶格畸变
位错运动受阻，克服内应力场
阻力大于纯金属
4.2 合金的塑性变形
(2)多相混合物合金的塑性变形
4.1.1 单晶体的塑性变形
单晶体滑移时，滑移面 晶面向外力轴方向转动， 滑移方向向最大切应力 方向转动，轴线发生偏 斜。
实际拉伸试验中，试样 受到夹头的限制，滑移 面会向拉伸轴方向转动， 且试样两端发生一定的 变形以适应外部约束。
4.1.1 单晶体的塑性变形
(2)孪生 孪生发生时，晶体的一部
(4)第二相强化 第二相呈网状分布：对合金的强度和塑性均不利 第二相呈片状分布：多晶体内晶界增加，增强金属的
强度和硬度，但降低塑性和韧性
4.3 金属及合金的强化机制
(5)弥散强化 第二相粒子以更细小的方式弥散在基体金属中，合金
的塑性、韧性略有下降，强度、硬度会有显著提高。 第二相粒子颗粒越小,分布越均匀,强化效果越好,这种强
4.1.1 单晶体的塑性变形 (1)滑移 单晶体受到拉力作用会产生变形，在试样表面产生许
多与拉伸轴成一定角度的细线，表面呈现高低不一的 台阶状，通常称为滑移带。
4.1.1 单晶体的塑性变形
滑移线：一个滑移带内存在多个更小的相互平行的台 阶，滑移线之间的距离约100个原子间距左右,每个滑移 线的滑移量可达到1000个原子间距左右。
宏观残余应力
工件不同部分的宏观变形不均匀性， 存在于变形体各区域之间
微观残余应力
晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀性， 存在于各晶粒之间
点阵畸变
工件在塑性变形中形成的大量点阵缺 陷，存在于晶体内部
4.4.2 塑性变形对金属性能的影响
(2)性能变化 ①加工硬化 ②引起金属的电阻率的增加，增加的程度与形变量成
粒尺寸、③微量溶质原 子、④第二相粒子、⑤ 再结晶退火工艺参数
铁素体变形80%
650℃加 热
670℃加热
4.5.1 回复与再结晶过程
再结晶温度：冷变形金属进行再结晶的最低温度。工 业上指经较大冷变形量(>70%)的金属，在一小时内完 成再结晶(体积分数≥95%)所对应的温度。
再结晶温度TR与其熔点Tm之间的关系为
4.5.1 回复与再结晶过程
(3)晶粒长大 再结晶后得到的晶粒一般为细小的等轴晶粒，继续提
高加热温度或延长保温时间，晶粒会自发长大。 晶粒长大是通过晶界的迁移进行的，是大晶粒吞并小
晶粒的过程。 晶界移动的驱动力：总界面能的降低 晶粒长大方式：正常晶粒长大、异常晶粒长大
(2)细晶强化 晶粒越细，强度越高，改善塑性和韧性： ①晶界阻碍位错运动，导致位错在晶界处的塞积 ②多滑移系的同时运动导致位错相互交割
Hall-Patch公式：多晶体屈服强度σs—晶粒平均尺寸d
1
s 0 Kd 2
式中 σ0—单晶的屈服强度； K —晶界对变形的影响系数，与晶界结构有关
化方式称为弥散强化。
第二相粒子来源： ①粉末冶金法，通常属于不可变形粒子，其作用原理
可由奥罗万机制解释。 ②热处理产生的沉淀相：多属于可变形，其强化作用
多来源于位错对于第二相粒子的切割
4.3 金属及合金的强化机制
固溶强化的特点: ④ 间隙原子在体心立方晶体中引起的点阵畸变是非对
称性的，强化效果好于面心立方晶体，但由于固溶度 有限，强化效果也有限。
4.3 金属及合金的强化机制
(3)固溶强化 与纯金属相比，固溶体合金的强度和硬度较高，而塑
性和韧性下降。
固溶强化的特点: ① 合金溶解度范围内，溶质浓度越高，强化效果越好 ② 溶质与溶剂原子尺寸相差越大，强化效果越好。 ③ 间隙原子所能引起的晶格畸变更大，故而间隙固溶
体的强化效果好于置换固溶体。
4.3 金属及合金的强化机制
固溶强化的特点: ④ 间隙原子在体心立方晶体中引起的点阵畸变是非对
称性的，强化效果好于面心立方晶体，但由于固溶度有 限，强化效果也有限。
⑤ 溶质原子与位错的交互作用越强，强化作用越好。
⑥ 溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，强化效 果越明显。
4.3 金属及合金的强化机制
TR 0.35 ~ 0.45Tm
4.5.1 回复与再结晶过程
再结晶温度影响因素： ① 变形程度的影响 冷变形越大，储能越多，驱动力越大 →长大越快，T再越低 ② 原始晶粒 晶粒越细，变形抗力越大，变形后的储能越高 →T再越低 ③ 微量溶质 易于位错交互作用，阻碍形核和长大→提高T再 ④第二相粒子：可提高、或降低再结晶温度 ⑤退火工艺：加热速度、加热温度、保温时间等
正火态
变形40%
工业纯铁在塑性变 形前后的组织变化
变形80%
4.4.1 塑性变形对金属组织的影响
位错在滑移过程中不断增殖、相互交割，形成位错缠 结，逐渐发展成胞状亚结构。
位错呈不均匀分布，高密度缠结位错集中区域形成胞 壁,胞内部的位错密度相对较低
4.4.1 塑性变形对金属组织的影响
形变织构：塑性变形过程中,各晶粒的滑移系会向主变 形方向旋转,形成择优取向
式中 A0 —试样横截面积 σ=F/A0—拉伸应力 cosφcosθ —取向因子，即Schmid因子
4.1.1 单晶体的塑性变形
当滑移面和滑移方向都与外力轴方向成45°角时，滑 移面上的切应力最大，滑移最易发生
当滑移面和滑移方向都与外力轴方向垂直或平行时， 滑移面上的切应力为0，不发生滑移。
区，临界切变应力大于滑移 ③ 均匀切变，每一层原子相对于孪生面的切变量与其
到孪生面的距离成正比 ④ 原子位移小于孪生方向原子间距
孪晶对于变形的贡献主要在于改变晶体取向，使原先 不利于滑移的取向改变为有利取向。
4.1.1 单晶体的塑性变形
孪生的分类
机械孪晶或变形孪晶：变形方式形成的孪晶，通常呈 透镜状或片状
4.5.1 回复与再结晶过程
(1)回复 回复是指新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和
性能变化的阶段 变化：
①点缺陷和位错会发生近距离迁移，如空位会和其它 缺陷合并,异号位错相遇而相互抵消等。
②多边形化，即位错运动导致其由冷塑性变形时的无 序状态变为垂直分布，形成亚晶界。
4.5.1 回复与再结晶过程
正比 ③影响磁化率，使抗磁性降低 ④最大磁导率随冷加工变形而减小,矫顽力随压缩率增
大而增大 ⑤应力方向与磁致伸缩系数为正的金属的伸缩同方向
时，促进磁化，反之起阻碍作用