第六章金属及合金塑性变形.doc

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：

公式中是拉力，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，屈服强度，抗拉强度。当拉应力小于弹性极限时，金属只发生弹性变形，当拉应力大于弹性极限，而小于屈服强度时，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，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。和都表示金属
产生明显塑性变形时的应力。
除强度指标外，还能得到两个塑性指标，即延伸率和
断面收缩率，分别定义为：

公式中：是试样断裂后的标距长度，分别是试样原始横截面积和断裂后的横截面积。延伸率和断面收缩率这两个塑性指标表示金属产生塑性变形的能力。
二、 金属的弹性变形
弹性是金属的一个重要性能，弹性变形发生于塑性变形之前，在塑性变形中也会发生一定的弹性变形。
1. 弹性变形的实质
弹性变形的实质就是金属的晶格结构在外力作用下，产生的弹性畸变。根据双原子模型，晶体不受外力时，内部原子基本处于平衡位置，原子之间的结合力为0，结合能最低。当晶体受到外力作用后，内部原子就会发生位移，偏离平衡位置，在宏观上就产生变形。如果外力小于原子间的结合力，去除外力后，原子在结合力的作用下又回到原来的平衡位置，变形便随之消失，这就是弹性变形。
2. 弹性变形的宏观定律——虎克定律
在弹性变形阶段，应力和应变呈直线关系，这一关系称虎克定律，即
在正应力下
在切应力下
公式中：分别称为正应变和切应变，分别称为正变弹性摸量和切变弹性模量。弹性模量在工程上又称为刚度，它反映了金属材料抵抗弹性变形的能力。弹性模量或刚度越大，弹性变形越困难。
3. 决定弹性模量的因素——原子间结合力
金属的弹性模量是一个对组织不敏感的性能，它主要取决于原子间结合力的大小，其它因素对它的影响很小。由于晶体中原子沿不同的方向，结合力不同，因此单晶体的弹性模量也具有方向性，表现出各向异性。而多晶体由于各个晶粒的取向是任意的，晶体的各向异性被相互抵消了，所以多晶体的弹性模量的各向异性表现不出来。
§6.1 单晶体的塑性变形
我们知道：当金属材料受到的外力达到屈服强度时，将发生明显的塑性变形。塑性变形的方式有四种：滑移、孪生、晶界滑动和蠕变。滑移是高、低温塑性变形最重要的方式，孪生只有在低温变形中才会发生，而晶界滑动和蠕变只在高温变形下才起作用。虽然工程上应用的大多数金属材料是多晶体，但多晶体的塑性变形较复杂，为了方便学习，首先介绍单晶体的塑性变形。单晶体冷塑性变形的方式主要是滑移，此外还有孪生。本节主要介绍滑移。
一、 滑移
1. 滑移的表象（表面现象）—滑移带和滑移线
如果将表面抛光后的单晶体金属进行拉伸，产生塑性变形，然后在显微镜下观察，可以看到：金属表面有许多相互平行的黑色线条（如图6.2）。这些黑色的线条称为滑移带。如果在放大倍数更高的电子显微镜下观察（图6.3），可发现：每条滑移带是由一组互相平行滑移线组成，滑移线之间形成小台阶。滑移带和滑移线是在放大倍数不同的显微镜下，对塑性变形的金属观察后得到的结果。
再对拉伸前后的金属进行X-射线结构分析后，表明：金属的晶体结构在拉伸变形前后不发生任何变化，滑移线两侧的晶体位向也没有发生变化。
通过以上实验分析，可以给滑移下一个完整的定义：在切应力的作用下，晶体的一部分相对另一部分沿一定的晶面和该晶面上的一定晶向发生相对滑动，滑动前后晶体结构和位向不发生变化。
2. 滑移系
1) 滑移面、滑移方向、滑移系
既然滑移是晶体的一部分相对于另一部分，沿一定的晶面和该晶面上的一定晶向发生相对滑动，则一定的晶面称滑移面，滑移面上一定的晶向称滑移方向。一个滑移面和该滑移面上的滑移方向的组合称称滑移系，用符号｛hkl｝〈uvw〉来表示。一般来说，滑移面和滑移方向是晶体的密排面和密排方向。
2) 三种典型金属晶体的滑移系（看表6-2）
就面心立方结构的晶体来说，其密排面和密排方向是｛111｝和〈110〉，因此它的滑移面和滑移方向是｛111｝和〈110〉。｛111｝晶面族有4个等效晶面，即滑移面有4个，每个滑移面上有三个滑移方向，所以面心立方结构的晶体有：4×3=12个滑移系。例如：铜、银等金属都有12个滑移系。
对于体心立方结构的晶体，其密排面和密排方向是｛110｝和〈111〉，因此它的滑移面和滑移方向是｛110｝和〈111〉。｛110｝晶面族有6个等效晶面（见教科书14页），即滑移面有6个，每个滑移面上有两个滑移方向，所以体心立方结构的晶体有：6×2=12个滑移系。例如：α-铁、铬等金属都有12个滑移系。
密排六方结构的晶体的密排面和密排方向是｛0001｝和〈1120〉，因此它的滑移面和滑移方向是｛0001｝和〈1120〉。｛0001｝晶面族只有1个晶面，即滑移面有1个，该滑移面上有三个滑移方向，所以密排六方结构的晶体有：1×3=3个滑移系。例如：镁、锌等金属只有3个滑移系。
3) 根据晶体结构判断金属的塑性
可以根据金属的晶体结构来判断塑性的优劣。判断的依据有两个有以下两个。
l 滑移系的数量
金属的塑性首先取决于滑移系的数量。滑移系的数量越多，金属塑性越好；反之，塑性越差。例如，镁和锌的晶体结构是密排六方结构，滑移系数量少，塑性差，难于进行加工变形，所以具有密排六方结构的金属加工性能很差。
l 滑移面上滑移方向的数量
滑移面上滑移方向的数量越多，金属适应不同方向的外力的能力越强，越容易滑移，塑性越好。虽然面心立方结构和体心立方结构都有12个滑移系，但体心立方结构的滑移面上只有2个滑移方向，而面心立方结构的滑移面上有三个滑移系。因此具有面心立方结构的金属的塑性要优于体心立方结构的金属。例如，γ-铁、铜的塑性优于α-铁。
结论：从晶体结构的角度来说，面心立方结构的金属塑性较好，加工性能也较好；体心立方结构的次之，密排六方结构的最差。
3. 滑移的临界分切应力
使金属产生滑移的力是外力在滑移面上沿滑移方向的分切应力。现在我们讨论拉应力和分切应力的关系，并引出一些有用的概念。
1) 拉应力与分切应力的关系—施密特定律
如图6.4。设圆柱体单晶的横截面积为A0、受到的拉力为F。拉力和滑移方向的夹角为λ，拉力和滑移面垂线的夹角为φ，则拉力在滑移面上沿滑移方向上的切向分力为：
。
因滑移面为椭圆形，面积是：
所以分切应力
此公式中，是拉应力，称取向因子。此式表明，在滑移面上沿滑移方向产生的分切应力不仅和拉应力有关，而且还受取向因子的影响。
2) 软取向和硬取向
根据施密特定律，在拉应力一定的条件下，分切应力是随取向因子而变化的。当都是45°时，取向因子最大，分切应力最大，滑移最容易进行，这种位向称软取向；当=90或=90°时，即拉力方向和滑移面垂直或拉力方向与滑移方向平行时，取向因子为0，分切应力为0，滑移无法进行，这种位向称硬取向。
3) 临界分切应力的定义和测定
外力在滑移面上沿滑移方向存在分切应力，并不能说滑移就能发生，金属就能产生塑性变形。只有当分切应力大于某一临界值时，才能产生滑移。使晶体滑移系开动，产生滑移所需要的最小分切应力，称为临界分切应力，用表示。临界分切应力的大小取决金属的本性、纯度、试验温度和加载速度，而与外力的大小、方向及作用方式无关。
金属的临界分切应力是用实验方法求得的。当拉应力达到屈服强度时，单晶体开始产生塑性变形，即单晶体开始滑移。此时，拉应力在滑移面上沿滑移方向上的分切应力就是临界分切应力。根据施密特定律，有：。
实验中，单晶体的屈服强度因为是各向异性的，在很大范围内变化，但它和取向因子是双曲线关系，二者的乘积是常数，这也正说明：临界分切应力是与外力的大小、方向及作用方式无关的常数。

4. 滑移时的晶体转动（以拉伸为例）
单晶体在拉应力作用下产生滑移的同时，还会发生两个转动：一个是滑移面会向拉应力的方向转动，另一个是滑移方向会向最大切应力方向转动，两个转动的最终结果是：使滑移方向转向拉应力方向，晶体的空间位向发生了变化。这两个转动是怎么发生的呢？看图6.7。
图（1）虚线是单晶体在拉应力作用下发生滑移前的情况。A、B、C是三层晶体，层与层之间的界面是滑移面。
图（1）实线是A、B、C三层晶体在拉应力作用下，产生相对滑移后得到的结果。从图中可见：相对滑动的结果使B层晶体受到的拉应力已不在同一作用线上。点的拉应力可分解为两个分量：一个是沿滑移面的切应力，另一个是垂直于滑移面的正应力。同理，点的拉应力可分解为和两个分量。这样和会形成一个力偶，在该力偶的作用下，滑移面向拉应力方向转动。
图（2）是沿垂直于滑移面看到的B层晶体的情况，注意方向是最大切应力方向。图中点的切应力可分解为两个分切应力，即沿滑移方向的分切应力和垂直于滑移方向的分切应力。同理，点的切应力也可分解为。——又组成一个力偶，该力偶的作用使滑移方向转向最大切应力方向（方向）。
综上所述，拉伸时晶体转动的结果，使滑移方向转向拉力方向；同理，压缩时晶体转动的结果，使滑移面垂直压力方向。
5. 多系滑移
面心立方结构和体心立方结构的晶体，滑移系较多。刚开始的滑移是在取向因子最大的滑移系中进行的。在外力的作用下，晶体会发生转动，晶体的空间位向发生变化，从而使其它滑移系的取向因子也发生变化。当外力在这些滑移系中沿滑移方向的分切应力大于临界分切应力时，这些滑移系也会产生滑移。这种在晶体两个或两个以上滑移系中同时进行的滑移，称多系滑移。不同滑移系产生的滑移带空间位向不同，互不平行，因此多系滑移产生的滑移带往往呈交叉状（见图6.8）。
二、 滑移的位错机制
1. 滑移的实质——位错的运动
如果晶体中没有位错，滑移是晶体的一部分相对于另一部分作整体的刚性滑动，那么滑移所需要的临界分切应力非常大。例如，铜单晶如果不存在位错，根据理论计算，其临界分切应力为1500MPa，而实际测得的铜单晶滑移的临界分切应力仅为0.98MPa，两者相差竟1500倍。为什么会有如此巨大的差别?
原因在于实际的晶体中，总存在一定数量的位错。位错的运动产生了滑移。（如图6.10所示）当正刃型位错沿滑移面由位置移动到位置时，它移动了一个原子间距，而位错周围的原子从实心点移动到空心点的距离小于一个原子间距。也就是说，位错移动一个原子间距只需要位错周围的原子作远小于一个原子间距的移动就能实现，而不需要滑移面上的所有原子一起移动一个原子间距。在这一过程中，由于原子偏移量小、无需滑移面上的所有原子同时移动，因而位错运动需要的临界分切应力是很小的，这就是实际滑移的临界分切应力远小于理论值的原因。换句话说：晶体中存在一定数量位错，可以大大降低晶体的强度（见图1.49）。
当一条位错线沿滑移面移动至晶体表面时，便产生了一个原子间距的滑移台阶，大量位错沿此滑移面移动至晶体表面时，便产生了滑移线，相互平行的滑移线形成滑移带。这就是前面介绍的对滑移所观察到的结果。所以在切应力下，滑移不是晶体的一部分相对于另一部分作整体的、刚性的移动，而是位错在滑移面上沿滑移方向的逐步运动的结果。这就是滑移的实质。
2. 冷塑性形变过程中位错的增殖
在晶体的塑性变形过程中，位错运动至晶体表面，形成滑移线后，就消失了。从这一点看，晶体中的位错数量应该是减少的。但恰恰相反，在塑性变形过程中，观察到的位错数量是增加的。这说明有新的位错产生，位错增殖了。常见的位错增值机制是弗兰克——瑞德机制。
弗兰克——瑞德位错增值机制如图6.11所示。图中有(a)~(f)7个小图，描述了位错增殖的过程。(a)图中是一段滑移面为纸面的位错线。由于种种原因（例如位错缠结），两点固定不动。在切向分力的作用下（是柏氏矢量），位错线沿切向分力方向弯曲。图(b)、(c)、(d)表示位错线弯曲、扩大的过程。注意，图(d)中m和n是异号位错，异号位错会相互吸引、对消。最后位错线分成两部分（见图(d),(e)），一部分是一个位错环，另一部分又回到原来的位置。这个过程重复进行就可以源源不断地放出位错环。
§6.3 孪生
金属冷塑性变形的方式除滑移外，另一种方式是孪生。下面简要介绍孪生。
1. 基本概念——孪生、孪生面、孪生方向、孪晶
孪生是在切应力作用下，晶体的一部分相对于另外一部分沿一定的晶面和该晶面上一定的晶向，产生一定角度的均匀切变变形。孪生后，发生切变变形的区域的晶体位向发生了变化。一定的晶面称孪生面，孪生面上一定的晶向称孪生方向，发生切变变形的区域称孪晶或孪晶带。在图6.14中，带状或透镜状的组织就是锌在塑性变形后产生的孪晶。
2. 孪生的切变过程（不讲）
在冷加工过程中，孪晶是如何产生的呢？下面以面心立方结构的为例，介绍孪生的切变过程。
图6.15的左图是面心立方结构的晶胞图，孪生面为AB1B2，晶面指数（111）。孪生方向，晶向指数〔〕，的长度是沿孪生方向的原子间距。右图是沿方向看到的晶面上原子的排列情况，AB是孪生面，它和孪生方向重合。
孪生切变时，晶面CD上的原子相对于孪生面AB，沿孪生方向移动了的原子间距，晶面EF上的原子移动了的原子间距，而晶面GH上的原子移动了1个原子间距。
孪生切变后，晶面CD上的原子和晶面“”上的原子以孪生面AB为镜面成对称关系，晶面EF上的原子和晶面“”上的原子呈对称关系，而晶面GH上的原子和晶面“”上的原子呈对称关系。
3. 孪生的特点
孪生具有下面4个特点，这些特点也是孪生和滑移的区别。
1) 孪生后，孪生面的两侧的晶体形成以孪生面为镜面呈对称关系，孪晶的空间位向发生了变化。
孪晶由于空间位向发生了变化，耐腐蚀性能降低，抛光和侵蚀后，可观察到：孪晶呈带状或透镜状的组织，如图6.14。
2) 孪生只有在滑移无法进行时，才会发生。
滑移和孪生都是在分切应力下进行的，孪生的临界分切应力远大于滑移的临界分切应力。当晶体受到外力作用时，首先进行滑移，只有当滑移无法进行时，才会发生孪生。面心立方结构和体心立方结构的晶体，滑移系较多，塑性变形的主要方式是滑移，一般不容易发生孪生，所以在这些晶体中很难观察到孪晶。而密排六方结构的晶体，滑移系少，当外力方向不利于滑移时，就会发生孪生，所以，在此类晶体中往往可以观察到变形孪晶。
3) 孪生形变速度极快，常伴有冲击波和声响。
4) 孪生可以激发滑移，提高金属材料的变形能力。
由于孪生改变了晶体的位向，有可能使原来不利于滑移的滑移系转到有利于滑移的位置，从而使滑移进一步进行，提高了金属的变形能力。

§6.3 多晶体的冷塑性变形
一、 多晶体的结构特点
实际应用的金属材料大多数是多晶体，冷塑性变形的主要方式仍是滑移。但是多晶体具有两个不同于单晶体的结构特点：一是多晶体由许多空间取向不同的晶粒组成，二是晶粒之间存在晶界。正是由于多晶体的结构特点使其冷塑性变形比单晶体更为复杂，并决定了其塑性变形的特点。
二、 多晶体冷塑性变形的特点
多晶体塑性变形的特点主要表现在以下四个方面：
1. 多晶体中各个晶粒不会同时发生滑移，即不会同时发生塑性变形。
发生滑移是塑性变形的开始。由于多晶体中各个晶粒具有不同位向，在一定方向的外力作用下，根据施密特定律，取向因子大的晶粒，分切应力大，首先达到临界分切应力，产生滑移。而取向因子小的晶粒，分切应力小，必须随外力的不断增大才能达到临界分切应力，产生滑移。所以多晶体中各晶粒不会同时滑移，也不会同时发生塑性变形，而是有先有后。
2. 室温或低温下，晶界是位错运动（即塑性变形）的障碍。
相邻两晶粒之间存在位向差，不可能同时滑移，即两晶粒中的位错不可能同时开动。取向因子大的晶粒，其位错先开动，塑性变形先进行。当位错运动至晶界附近时，相邻晶粒因取向因子小，还未产生塑性变形。此时，位错不能越过晶界，而在晶界附近停止下来。位错不能运动，当然塑性变形也就无法进行，这样晶界就成为位错运动（即塑性变形）的障碍物。
3. 多晶体中每个晶粒的塑性变形必须受相邻晶粒的制约。
由于多晶体中每个晶粒都处于周围晶粒的包围中，因此，他的变形不是孤立的、任意的，而是受到周围晶粒的制约。
4. 多晶体的塑性变形具有不均匀性。
多晶体的塑性变形的不均匀性体现在两个方面：（1）各晶粒的变形是不均匀的。由于各晶粒不会同时发生塑性变形，当然它们的变形量也不同，变形是不均匀的。（2）同一晶粒内部的变形也是不均匀的。低温下，由于晶界是塑性变形的阻碍物，因此在同一晶粒中，靠近晶界处变形量小，远离晶界处变形量大。
三、 晶粒大小对多晶体机械性能的影响
1. 对强度的影响——霍尔—佩奇公式
低温下，由于晶界是位错运动、塑性变形的障碍，因此金属材料的晶粒越细小，晶界面积越大，晶界对塑性变形的阻碍作用越强，金属材料强度、硬度越高。实际上，晶粒大小对金属材料强度的影响可通过霍尔—佩奇公式加以说明，该公式为：

公式中，----多晶体的屈服强度，
----单晶体的屈服强度。
K-----与晶界有关的常数，代表晶界对强度的影响程度。
d------多晶体中晶粒的平均直径，平均直径d越小，晶粒越细小。
从公式中可以看出：
（1） 对同一种金属材料来说，由于总大于0，多晶体的屈服强度总大于单晶体。
（2） 晶粒尺寸越小，多晶体金属材料的屈服强度越高。
l 该公式对于抗拉强度同样适用。
2. 对塑性和韧性的影响
一般来说，金属材料晶粒越细小，室温和低温下的塑性和韧性越好。这是因为晶粒越细，单位体积中的晶粒数目越多，塑性变形可以分散到更多的晶粒中进行，从而减小多晶体变形的不均匀性，避免裂纹的过早出现，因而塑性好。并且晶粒越细，晶界越曲折，即使出现裂纹，裂纹也不容易扩展开来，因而韧性好。
总之，金属材料晶粒越细小，低温下的强度、硬度越高，塑性和韧性越好，这称为细晶强化。所以，若金属材料作为低温结构材料来使用，总是希望它具有细小的晶粒组织。

§6.4 多晶体冷塑性变形后的组织和性能
一、 冷塑性变形对多晶体金属材料组织和结构的影响
1. 金属材料的等轴晶粒组织在冷加工过程中变成纤维组织，使机械性能具有方向性。
金属在冷加工过程中，随外观形状、尺寸的变化，内部晶粒的形状也要发生相应的变化，由等轴晶粒变成沿加工方向伸长的晶粒，并且晶粒伸长的程度随变形量的增大而增大。当变形量很大时，晶界变得模糊不清，晶粒难于分辨，此时金属的显微组织呈长条状的纤维组织，见图6.21。
具有纤维组织的金属，性能具有明显的方向性，纵向的强度和塑性高于横向。
2. 金属材料的亚结构（亚晶）细化，位错密度增加，产生加工硬化现象。
晶粒是由亚晶组成的。当变形量较大，晶粒变成纤维状的同时，亚晶同样也被拉长、破碎，并产生细化现象。大变形量和亚晶的细化使金属中的位错密度大大增加，晶格畸变加剧，从而导致金属材料的硬度、强度升高，塑性、韧性降低，这种现象称为加工硬化。
3. 金属材料的晶粒出现择优取向，产生变形织构，使多晶体表现出各向异性。
例如，在拉应力产生的塑性变形中，多晶体的各个晶粒的滑移面和滑移方向会向拉力方向转动。当变形量很大时，各晶粒的取向会大致趋于一致，这种现象称为晶粒的择优取向。加工过程中出现的、具有择优取向的组织称为变形织构。具有等轴晶粒的多晶体不显示各向异性，表现出伪等向性。而变形织构的产生使原来不显示各向异性的多晶体，表现出各向异性。
生产中的变形织构有两种：丝织构和板织构（见教科书）。
一般情况下，变形织构是有害的，它使金属在随后的冷变形中，沿不同的方向变形量不一致。
4. 在金属材料中产生残余应力，导致其产生变形、开裂和加工硬化。
前面介绍过，多晶体的塑性变形具有不均匀性。不均匀变形会在金属材料中产生附加应力。变形大的部分产生附加压应力，变形小的部分产生附加拉应力。附加拉应力和附加压应力相互平衡，存在于变形金属中。变形结束后残留在金属材料中的附加应力称为残留应力，残余应力包括残余拉应力残余压应力。残余应力按存在范围的大小可分为以下三类。
l 宏观内应力
l 微观内应力
l 点阵畸变（晶格畸变）
二、 冷塑性变形对多晶体金属材料性能的影响
金属经冷塑性变形以后，组织结构发生了明显的变化，它的性能也要发生相应的变化。
1. 机械性能的变化——加工硬化
在冷塑性变形中，随变形量的增加，金属的强度、硬度升高，塑性和韧性降低，这种现象称加工硬化。
在生产中，利用加工硬化，可以提高金属材料的强度、硬度和耐磨性。但加工硬化降低了金属材料的塑性，使加工性能变差。生产上，一般采用再结晶退火来消除加工硬化。
2. 物理、化学性能的变化
冷塑性变形后的金属中，存在大量的位错和点缺陷（主要是空位）。空位增多会使金属电阻率增大，密度降低。位错数量的增加会使原子扩散速度加快，因为位错是扩散的快速通道。此外，冷塑性变形后的金属中还存在残余应力，它使金属出现应力腐蚀，降低其耐蚀性。
§6.5 回复、再结晶和晶粒长大
一、 几个基本概念
1. 储存能
冷加工过程中，外界必须对金属做功。其中大部分功以热量的形式散失到周围环境中，只有少部分能量以残余应力的形式存在于金属中，这部分能量称为储存能，而大部分储存能又以点阵畸变（晶格畸变）的形式存在。所以可以将储存能定义为：在冷塑性变形中形成的、以残余应力（大部分又以点阵畸变）形式存在于金属中的能量。
2. 发生回复和再结晶的条件
储存能的存在，使金属自由能升高，因此，从热力学角度方面考虑，冷变形金属的纤维状或偏平状组织（轧制时形成）不稳定。如果升高温度，使原子具有足够的扩散能力，则纤维状或偏平状组织就会自发地向变形前的等轴晶粒组织转化，这个过程称回复和再结晶。所以，发生回复和再结晶的条件有两个：一是金属必须进行冷塑性变形，具有储存能。二是温度必须保证原子具有足够的扩散能力。
3. 冷塑性变形的金属在加热过程中组织变化的三个变化阶段
见教科书
三、 回复
1. 定义及其驱动力
回复是指冷塑性变形的金属在低温加热时，在纤维状或偏平状的显微组织发生改变前（即在再结晶晶核形成前）,产生的晶粒内部亚结构和性能的变化过程。回复的驱动力是储存能。
2. 回复过程中组织和结构的变化
冷塑性变形的金属中存在大量的位错和点缺陷。回复过程中，由于加热温度低，原子的扩散能力弱，冷变形金属的显微组织无明显变化，仍然是纤维状或扁平状的组织。但晶粒内部的亚结构却发生了以下两方面的变化。
1) 点缺陷（主要是空位）的运动导致其浓度降低。
回复过程中，点缺陷（主要是空位）的运动较为容易。空位可迁移到晶界和位错处消失，也可以和置换原子发生相互作用而消失，结果使金属中的空位浓度大大降低。
2) 位错的对消和重新排列，形成回复亚晶——多边形化
在温度稍高的回复过程中，原子的扩散能力稍微增强，位错可发生短距离的运动。当异号位错相遇，发生对消；同号位错相遇，发生重新排列。重新排列的位错构成亚晶界，形成回复亚晶，该过程称多边形化。图6.28是多边形化前后位错的排列情况。但注意：多边形化不会明显降低变形金属中的位错密度。
3. 回复后性能的变化
冷加工金属在回复过程中仍保持纤维状和偏平状的组织，并且位错密度也没有明显的降低。因而金属的机械性能，如强度、硬度、塑性和韧性变化不大，即冷变形产生的加工硬化大部分未消除。但因为空位浓度大大降低，金属电阻率减小，密度增大，并且由于宏观内应力的消除，金属耐腐蚀性能提高。
4. 回复在生产中的应用——回复处理（定型处理或去应力退火）教科书

三、 再结晶
1. 定义及其驱动力 教科书
2. 再结晶过程中组织和结构的变化
再结晶加热温度高，原子扩散能力强。它是一个通过原子扩散进行的晶核形成和晶核长大的过程。图6.30（a）～(f)形象地描述了再结晶过程中组织的变化。从图中可见，首先晶核是在位错密度高、点阵畸变大的区域（如：晶界、孪晶界、夹杂物周围）优先形核，然后晶核借助于晶界向位错密度高的变形区域移动而长大。晶界扫过的区域，位错密度降低，点阵畸变急剧减小。再结晶结束后，金属冷变形产生的纤维状或扁平状组织被细小等轴晶粒组织取代，同时残余应力被完全消除，金属的组织又恢复到变形前的状态。
3. 再结晶后性能的变化
再结晶结束后，由于金属变形产生的纤维状组织被细小的等轴晶粒组织取代，残余应力被完全消除，因而金属的强度、硬度显著降低，塑性和韧性明显提高，加工硬化完全被消除，金属又恢复到变形前的状态。
4. 再结晶不是相变
再结晶过程是一个晶核形成和晶核长大的过程，从这一点看，再结晶和结晶、重结晶相类似。但它们之间存在本质的区别，这主要表现在以下两方面。
1) 转变的驱动力不同。再结晶的驱动力是储存能，而结晶和重结晶的驱动力是两相自由能之差。
2) 转变前后晶体结构是否发生变化。在结晶和重结晶过程中，金属的晶体结构发生了变化，而在再结晶过程中，金属的晶体结构不发生任何变化，再结晶只是一种组织转变。
总之，结晶和重结晶是相变，而再结晶不是相变。
5. 再结晶温度及其影响因素
1) 再结晶温度
再结晶不是相变，它只是一种组织转变(即由位错密度高的加工态纤维状或扁平状组织转变为位错密度低的退火态等轴晶粒组织)，所以再结晶不像相变一样，有一个热力学上的明确的转变温度。原则上，只要金属发生变形，具有储存能，然后加热，就会发生再结晶。所以再结晶是冷加工后的金属随温度的升高、保温时间的延长，而逐渐形核和长大的过程。生产上将再结晶温度定义为：经大变形量（变形量＞70%）变形的金属在1小时保温时间内，能够完成再结晶（再结晶体积分数＞95%）的最低加热温度。
纯金属的再结晶温度可用下面公式表示：

公式中是纯金属的热力学熔点。公式表明：纯金属熔点越高，再结晶温度越高。
2) 影响纯金属再结晶温度的因素
l 变形量。
l 杂质元素 一般来说合金的再结晶温度高于纯金属。
l 冷变形前的原始晶粒度
l 加热时间和加热速度
6. 再结晶晶粒大小的控制
由于晶粒大小对金属材料机械性能影响很大，因此如何控制再结晶晶粒大小，是生产上一个十分重要的问题。影响再结晶晶粒大小的因素主要有以下几个方面。
1) 变形量
变形量对再结晶晶粒大小的影响如图6.33所示。从图中可见；
l 变形量很小时，晶粒尺寸不发生任何变化。这是因为变形量很小时，储存能也很小，不足以引起再结晶，所以晶粒尺寸不发生变化。
l 当变形量达到某一数值时，再结晶晶粒特别粗大，此时的变形量称临界变形量。（它是指在某一温度下，发生再结晶的最小变形量，一般金属为2%——10%。加热温度越高，临界变形量越小）。经过临界变形量变形的金属，再结晶后的晶粒特别粗大，这是因为变形量较小，再结晶形核率低，晶核数量少，而晶核生长速度相对于形核率较大而造成的。故生产上应避免在临界变形量附近进行加工，以免再结晶晶粒粗大，降低力学性能。
l 当变形量大于临界变形量后，随变形量的增大，再结晶晶粒逐渐细小。这是因为随变形量的增大，储存能增加，再结晶的形核率和长大速度均增大，但形核率的增长率远高于长大速度的增长率，所以再结晶晶粒逐渐细小。当变形量增大到一定程度时，晶粒尺寸基本保持不变。再结晶的变形量、形核率、生长速度之间的关系类似于结晶的过冷度、形核率、生长速度之间的关系。
l 当变形量很大时，又会出现再结晶晶粒粗大的现象，产生再结晶织构。这与冷变形中变形织构的形成有关。前面介绍过，变形量很大时，冷变形金属中会产生变形织构，使多晶体金属表现出各向异性。在再结晶过程中，各向异性使晶粒沿某一方向的生长速度特别快，出现择优取向。再结晶过程中形成的具有择优取向的组织，称再结晶织构。
2) 加热温度和保温时间
退火加热温度越高，保温时间越长，再结晶晶粒越粗大。这两个因素中，温度的影响更为显著。
3) 冷变形前晶粒大小
当变形量一定时，变形前金属晶粒越细小，再结晶晶粒也越细小。
4) 杂质和合金元素 教科书
5) 变形温度
7. 再结晶在生产中的应用
1) 再结晶退火（中间退火或成品退火）。在冷加工过程中，由于发生加工硬化，金属材料的塑性变差，即加工性能变差。为了使材料能顺利进行加工，必须进行再结晶退火，消除加工硬化。由于再结晶退火一般是在材料加工的中间环节进行的，故又称为中间退火。当金属材料加工到成品尺寸后，为了得到软态制品，也需要进行再结晶退火，这是成品退火的一种。
2) 再结晶温度可以作为衡量高温使用的金属组织稳定性的指标。有些金属材料是在高温下使用的，它们和低温下使用的金属材料最大的区别是：高温使用的金属材料会发生显著的原子扩散，引起组织和性能发生很大的变化。再结晶温度在一定程度上反映了金属原子的扩散能力，再结晶温度越高，金属原子在一定温度下的扩散能力越弱，组织就越稳定，性能变化越小。因此再结晶温度可以作为衡量高温使用的金属组织稳定性的指标。
四、 晶粒长大
1. 晶粒长大及其驱动力
变形金属再结晶刚结束，得到的是细小的等轴晶粒组织。若继续加热，会引起晶粒长大。晶粒长大是一个自发过程，原因是它减小晶界面积，降低界面能量，从而是金属自由能降低。因此，晶粒长大的驱动力是晶粒长大前后的界面能量之差。
2. 晶粒长大的特点
l 晶粒长大通过原子扩散促使晶界迁移来完成。
l 晶粒长大促使晶界平直化。原因是曲线晶界总比直线晶界长，曲线晶界的界面能量总比直线晶界界面能量高。
l 在平面上六边形晶粒最稳定。原因是相邻晶粒的三处晶界的界面能（即界面张力）可相互抵消，使晶界处于平衡状态。
3. 晶粒长大的分类
晶粒长大可分为正常长大和异常长大。所谓正常长大是指大多数晶粒同时长大，犹如照片放大一样，而异常长大是指少数晶粒迅速吞并周围的小晶粒而急剧长大。晶粒异常长大又称二次再结晶。
晶粒异常长大的原因在于，合金中存在细小、弥散的第二相。它们在加热过程中有阻碍晶粒长大的作用，这是其有利的方面。但在加热温度提高或保温时间延长的情况下，它们会聚集长大，甚至溶解在合金中。此时，阻碍晶粒长大的作用也就消失了，晶粒就急剧长大了。
晶粒长大，尤其是异常长大，将降低金属材料的力学性能，因此生产中应严格控制加热温度和加热时间，尽量避免。

§6.5 金属的热加工
一、 热加工和冷加工
1. 热加工的必要性
冷加工会产生加工硬化，这不仅使金属的变形抗力增大，
2. 冷加工和热加工的界限——再结晶温度
3. 回复、再结晶的分类
热加工温度高于再结晶温度，因此热加工过程中，金属一边发生变形，产生加工硬化，一边发生回复和再结晶，消除加工硬化，使变形金属产生软化。此时的回复和再结晶是和变形同时发生的，这称为动态回复和动态再结晶。而在变形之后发生的回复和再结晶称为静态回复和静态再结晶。
4. 热加工温度范围的控制
确定金属材料热加工温度范围的具体方法是；
l 上限温度低于固相线100~200℃。温度过高，金属材料容易过热（晶粒粗大，晶界氧化）和过烧（晶界熔化），导致产品报废。
l 下限温度稍高于再结晶温度。温度过高，再结晶后晶粒粗大，产品力学性能差；温度过低，再结晶进行不完全，变形组织保留下来，难于消除加工硬化。
二、 热加工对金属组织和性能的影响
1. 消除或减轻铸锭或坯料中的组织缺陷、细化晶粒，提高金属材料的力学性能。
铸锭中存在着许多缺陷（如偏析，疏松和气泡），柱状晶区和等轴晶区的存在使组织极不均匀，因此铸锭密度低，力学性能差。在热加工（例如热锻、热轧）过程中，柱状晶和粗大的等轴晶被破碎，通过再结晶作用，得到的是细小的等轴晶粒。同时，内壁未被氧化的气孔、疏松和微裂纹由于机械焊和作用而消失；显微偏析由于高温下的压缩和扩散作用大大减轻。正是由于上述种种变化，经过热加工的金属材料的密度、力学性能显著提高（见表6-6）。
2. 形成宏观的纤维组织（流线）和微观的带状组织，使材料的力学性能表现出各向异性。
在热加工过程中，铸锭的宏观偏析、夹杂物以及第二相将沿加工方向变形、破碎而显著伸长，它们的分布状态在再结晶中不会改变。结果在宏观组织上，可看到：宏观偏析沿加工方向伸长而形成的一条条流线，这种流线组织称为热加工的纤维组织；而在显微组织上，可以看到：第二相和夹杂物沿加工变形方向交替地呈带状分布（如图6.36和6.37），这种组织称为带状组织。
热加工形成的纤维组织和带状组织使金属材料的力学性能出现各向异性，即纵向力学性能高于横向（见表6.2）。

复习思考题
1. 金属材料塑性变形的方式有哪四种？常温或低温下又有哪两种？
2. 单晶体金属拉伸时会发生哪两个转动？
3. 滑移的实质是 。晶体中存在一定数量的位错，可大大降低晶体的 。
4. 由霍尔—佩奇公式可知，金属晶粒越细小，常温或低温下的屈服强度 。
5. 什么是变形织构？生产上的变形织构有哪两种？
6. 什么是残余应力？有哪几种？如何消除残余应力？
7. 区分热加工和冷加工的界限是什么？
8. 冷加工的金属加热时，随加热温度的升高会发生什么变化？
9. 回复、再结晶和晶粒长大的驱动力分别是什么？
10. 超过临界变形度后，随变形量增大，金属的再结晶温度 ，而再结晶刚结束后的晶粒尺寸 。
11. 写出铜、α-Fe、锌的滑移系和滑移系数量，并判定它们塑性的优劣。
12. 多晶体金属冷塑性变形的特点是什么？
13. 冷塑性变形对多晶体金属组织、结构和性能有什么影响？
14. 热加工对金属组织结构和性能有何影响？
20