1、物理冶金基礎課程主要內容第一章金屬的晶體結構1、金屬的通性1）良好的導電、導熱性2）正的電阻溫度系數3）不透明、金屬光澤4）良好的延展性2、晶體與非晶體1）晶體含義晶體是由許多質點（包括原子、離子或分子）在三維空間作有規則的周期性重復排列而構成的固體，非晶體則不呈這種周期性的規則排列。2）晶體與非晶體的區別：根本區別：質點是否在三維空間作有規則的周期性重復排列。晶體熔化時具有固定的熔點,而非晶體無明顯熔點,只存在一個軟化溫度范圍。 晶體具有各向異性,非晶體呈各向同性。3）單晶體與多晶體 單晶體 質點按同一取向排列。由一個核心（稱為晶核）生長而成的晶體 多晶體 通常由許多不同位向的小晶體(晶粒）

2、所組成。晶粒與晶粒之間的界面稱為晶界, 多晶體材料一般顯示出各向同性假等向性。3、空間點陣和晶胞1） 陣點 將構成晶體的實際質點（原子、離子、分子）抽象成純粹的幾何點稱為陣點。2）空間點陣 陣點在空間呈周期性規則排列，并具有等同的周圍環境的模型。3）晶格（空間格子）作許多平行的直線把陣點連接起來，構成一個三維的幾何格架稱為晶格。4）晶胞定義在空間點陣中，能代表空間點陣結構特點的小平行六面體。整個空間點陣可由晶胞作三維的重復堆砌而構成。晶胞參數 晶胞三條棱邊的邊長a、b、c及晶軸之間的夾角、稱為晶胞參數。 4、晶面指數與晶向指數1）晶 向晶體中的某些方向，涉及到晶體中原子的位置，原子列方向，表示

3、的是一組相互 平行、方向一致的直線的指向。2）晶面晶體中原子所構成的平面。國際上通用的是用密勒指數表示晶面及晶向。 晶向指數晶面指數。enjeen3）金屬的三種典型晶體結構 密排六方hcp：密排面為（0001） ABABAB 面心立方fcc：密排面為111 ABCABCABC 體心六方bcc：密排面為（100） ABABAB4）配位數和致密度配位數致密度5）晶體結構中的間隙八面體間隙四面體間隙6）同素異晶性（多型性） 當外界條件（溫度、壓力）改變時，元素的晶體結構可以發生轉變，這種性能稱作同素異晶性，或稱多型性，這種轉變則稱為同素異晶轉變或多型性轉變，轉變 的產物叫同素異晶體。第二章合金相結構

4、1、固 溶 體1）固溶體的類型置換固溶體間隙固溶體2）影響置換固溶體固溶度的因素 原子尺寸化學親和力（電負性） 電子濃度（原子價）晶體結構有序化3）有序化對合金性能的影響： 通常提高硬度、強度、降低塑性有序強化； 電阻降低； 影響鐵磁性； 影響彈性性質 2、固溶體的性質1）固溶強化固溶體的強度總是比組成它的純組元高，且隨溶質原子濃度增加，強度也增加。2）改變物理、化學性質 3）改變點陣常數4）金屬間化合物（中間相）第三章空位與位錯1、空位 空位和間隙原子經常是同時出現和同時存在的兩類點缺陷，原子作熱振動，一定溫度下原子熱振動能量一定，呈統計分布，在瞬間一些能量大的原子克服周圍原子對它的束縛，遷

5、移至別處，形成空位。空位形成引起點陣畸變，亦會割斷鍵力，故空位形成需能量，空位形成能（EV）為形成一個空位所需能量。2、空位的熱力學分析 點缺陷與線、面缺陷的區別之一是后者為熱力學不穩定的缺陷，而點缺陷是熱力學穩定的缺陷。在一定溫度下，晶體中有一定平衡數量的空位和間隙原子，其數量可近似算出。 3、空位的性質1）晶體中空位在熱力學上是穩定的，一定溫度T對應一平衡濃度C；2）C與T呈指數關系，溫度升高，空位濃度大大增大 ；3）空位形成能EV大，空位濃度小 。4、過飽和空位 給定溫度下，晶體中存在一平衡的空位濃度。5、產生過飽和空位條件 1）高溫淬火2）塑性變形 3）高能粒子輻射 4）形成金屬間化合

6、物 6、空位的遷移 空位在晶體中的分布是一個動態平衡，其不斷地與周圍原子交換位置，使空位移動所必需的能量，叫空位移動能Em。    空位移動所造成的原子遷移，即金屬晶體中的自擴散。自擴散激活能相當于空位形成能與移動能的總和。 7、空位對金屬性能的影響 1）對電阻的影響 （空位引起點陣畸變，使傳導電子受到散射，產生附加電阻）2）對力學性能的影響3）對高溫蠕變的影響 8、位錯的基本類型及特征1）刃型位錯特征：刃型位錯有一額外半原子面 ；位錯線不一定是直線，可以是折線或曲線，但刃型位錯線必與滑移矢量垂直，且滑移面是位錯線和滑移矢量所構成的唯一平面； 位錯周圍的

7、點陣發生彈性畸變，既有正應變，又有切應變 ；位錯是一管道 。2）螺型位錯特征： 螺型位錯無額外半原子面，原子錯排呈軸對稱 ；螺型位錯與滑移矢量平行，故一定是直線 ；位錯線的移動方向與晶塊滑移方向互相垂直。3） 混合位錯 位錯線上任一點的滑移矢量相同，但兩者方向夾角呈任意角度 。4）柏氏矢量b的物理意義 表征位錯線的性質 b表征了總畸變的積累 b表征了位錯強度 同一晶體中b大的位錯具有嚴重的點陣畸變，能量高且不穩定。 位錯的許多性質，如位錯的能量，應力場，位錯受力等，都與b有關。 5）位錯的運動 位錯移動阻力點陣阻力，又叫派納力（Peirls- nNabarro），此阻力來源于周期排列的晶體點陣

8、。刃型位錯的運動方式：滑移、攀移 影響攀移因素：A、溫度：溫度升高，原子擴散能力增大，攀移易于進行。 B、正應力：垂直于額外關原子面的壓應力，促進正攀移，拉應力，促進負攀移 。6） 螺型位錯的運動特點螺位錯無多余半原子面，只能作滑移。7）混合位錯的運動9、位錯的應力場（位錯的彈性行為）位錯的存在，在其周圍的點陣發生不同程度的畸變。中心部分畸變程度最為嚴重，為位錯中心區，這部分超出了彈性應變范圍，不討論，僅討論中心區以外的彈性畸變區，借助彈性連續介質模型討論位錯的彈性性質。 1） 螺型位錯應力場G為切變模量 切應力 亦可用直角坐標表示： 特征：只有切應力，無正應力   

9、60;   的大小與r呈反比，與G、b呈正比 與無關，所以切應力是軸對稱的 2） 刃型位錯應力場G為切變模量，v為泊松比 采用圓柱坐標表示，則為： 應力場特點應力的大小與r呈反比，與G、b呈正比 有正、切應力，同一地點|xx|>|yy|，yy較復雜，不作重點考慮 y>0, xx<0，為壓應力     y<0, xx>0，為拉應力     y=0, xx=yy=0，只有切應力 y=±x，只有xx、zz3） 位錯的應變能 位錯的存在在其點陣周圍產生彈

10、性應變與應力，儲存的能量包括：螺型位錯的應變能 刃型位錯應變能 混合位錯的應變能任何一個混合位錯都可分解為一刃型位錯和一個螺型位錯，設其柏氏矢量b與位錯線交角為，則 :               刃位錯 =900 螺位錯 =00實際晶體中，r0約為埃的量級（約為10-8cm）；R約為亞晶尺寸，約為10-3-10-4cm，v取1/3 可得單位長度位錯應變能E=KGb2 ，從以上討論可得： A、E與b2呈正比，b小則應變能低，位錯愈穩定 。B、E隨R增大而增

11、加，說明位錯長程應力場的能量占主導作用，中心區能量小，可忽略 。C、在晶體中最易于形成螺型位錯。 D、兩點間以直線最短，所以直線位錯比曲線位錯能量小，位錯總有伸直趨勢。位錯存在導致內能升高，同時位錯的引入又使晶體熵值增加。由F=E內-TS，通過估算得出，因應變能而引起系統自由能的增加，遠大于熵增加而引起系統自由能的減小。故位錯與空位不同，它在熱力學上是不穩定的。 10、位錯的受力 1） 位錯的線張力 為了降低能量，位錯有由曲變直，由長變短的傾向。線張力T表示增加單位長度位錯線所需能量，在數值上等于位錯應變能。 位錯在受力彎曲時， 單位長度位錯線彎曲所需外力為 2） 外力場中位錯所受的力作用于單

12、位長度位錯線上力為： 可見平衡條件下，曲率半徑R越小，即位錯越彎曲，所需與之平衡的切應力越大。 11、位錯與晶體缺陷的相互作用1）兩平行螺型位錯間的交互作用 =450，Fr最大 b，b同號，Fr為正值，兩位錯相互排斥 b，b異號，Fr為負值，兩位錯相互吸引2）兩個平衡刃型位錯之間的相互作用滑移力 攀移力 根據以上兩式可推斷出，在不同位置所受到的攀移力和滑移力。 Fy與y軸方向一致，Fy為正，即指向上，為負即指向下。故可推知，兩位錯沿y軸方向是互相排斥的。 滑移力Fx變化規律為： A、x2>y2, Fx指向外，即排斥B、x2< y2, Fx指向內，吸引 C、 x=0, Fx=0，處于

13、穩定的平衡位置 D、 x=±y, Fx=0，處于介穩平衡位置據此可了解金屬退火后亞晶界的形成。如穩定同號位錯沿垂直于滑移面方向排列。小角度晶界、亞晶界即是這樣排列的結果。3）位錯的交截 在滑移面上運動的某一位錯，必與穿過此滑移面上的其它位錯（稱為“位錯林”）相交截，該過程即為“位錯交截”。位錯相互切割后，將使位錯產生彎折，生成位錯折線，這種折線有兩種：割階：垂直滑移面的折線扭折：在滑移面上的折線 小結：位錯交截后產生“扭折”或“割階”。“扭折”可以是刃型、亦可是“螺型”，可隨位錯線一道運動，幾乎不產生阻力，且它可因位錯線張力而消失。“割階”都是刃型位錯，有滑移割階和攀移割階，割階不會

14、因位錯線張力而消失。 4） 位錯的塞積 位錯運動過程中除遇到其它位錯而發生交截外，還可能遇到晶界，孿晶界，相界等障礙物而產生“塞積”現象。 刃位錯間相互斥力 位錯塞積群對位錯源的反作用力 ，此力與塞積群中的位錯數目成正比。 障礙物對塞積群的反作用力 該力超過一定值時，就會把障礙物“沖垮”，這意味著晶體開始發生變形。 反作用力： =n0 可見障礙物與領先位錯間的作用力是外加分切應力的n倍，所以在障礙物處產生很大的應力集中，這樣可能出現三種情況。 A、使相鄰晶粒屈服（即促使相鄰晶粒的位錯源開動）; B、在障礙物前端萌生微裂紋 ;C、障礙物不堅硬時，位錯切過 。5）位錯與點缺陷之間的交互作用位錯與溶

15、質原子的交互作用 通常把圍繞位錯而形成的溶質原子聚集物，稱為“科垂耳氣團”（Cottrell Atmosphere），這種氣團阻礙位錯運動產生強化。用柯氏氣團可解釋合金中出現的應變時效和屈服點現象。位錯與空位的交互作用 空位通常被吸引到刃型位錯的壓縮區，或消失在刃型位錯線上，使位錯線產生割階，空位與位錯在一定條件下可互相轉化。 A、空位盤轉化成位錯環 過飽和空位可以聚集成空位盤，繼而可崩塌成刃型位錯環。B、位錯在運動過程中產生空位 異號刃型位錯互毀后產生一串空位 。兩相互垂直的螺型位錯經交截后產生刃型割階，它只能通過攀移跟主位錯線一起移動，在割階后留下一串空位，割階間的位錯線是異號刃型位錯，吸

16、引互毀后形成位錯偶。 12、位錯的萌生與增值1）晶體中位錯的萌生液體金屬凝固時形成位錯 枝晶生長過程中受溫度梯度、濃度梯度、機械振動和雜質影響而產生內應力，使枝晶發生偏轉或彎曲，點陣錯排過飽和空位轉化成位錯局部應力集中形成位錯 晶體內部的某些界面和微裂紋附近，由于應力作用使局部區域發生滑移，產生位錯。2） 晶體中位錯的增值退火狀態金屬的位錯密度為106-108/cm2。 冷加工狀態金屬的位錯密度為1010-1012/ cm2，說明位錯增殖，F-R源機制（弗蘭克-瑞德源） 當>max，位錯才能不斷向外擴張，源源不斷產生位錯環，起到增殖作用。 13、實際晶體中的位錯 實際晶體簡單立方結構中的

17、位錯，其 b 總是等于點陣矢量。實際晶體中根據柏氏矢量的不同，可把位錯分為以下幾種形式：1） b 等于單位點陣矢量的稱為“單位位錯”。 2） b等于單位點陣矢量的整數倍的為“全位錯”。 3） b 不等于單位點陣矢量或其整數倍的為“不全位錯”或稱“部分位錯” 。Fcc : bcc ： hcp ： 14、層錯堆垛順序發生局部錯亂，出現堆垛層錯， 層錯是一種晶體缺陷，它破壞了晶體排列的周期性，引起能量升高。產生單位面積的層錯所需能量為“層錯能”。但層錯的影響僅表現在次近鄰關系，僅引起很少的點陣畸變，故層錯能相對晶界能很小，層錯能愈小，出現層錯的幾率愈大。層錯的邊界即為不全位錯。  1）不全

18、位錯 層錯區與完整晶體的交界處，為“不全位錯” 2）肖克萊（Shockley）不全位錯特征： ， 且垂直于位錯線，為純刃型，也可為純螺型或混合型 可滑移，不能攀移，即可在具有堆垛層錯的111面上滑移，引起層錯面的擴散或收縮，但不能離開層錯面3）弗蘭克（Frank）不全位錯特征： 在fcc晶體中插入或抽走一層（111）面，就會形成堆垛層錯。若插入或抽走的只是一部分，層錯與完整晶體邊界即所謂“Frank位錯”。正弗蘭克位錯可由填隙原子聚集成園盤而形成 ，負弗蘭克位錯可由空位盤崩塌而形成。 ，b與層錯面和位錯線垂直，故是純刃型 只能攀移，而攀移必須借助原子的擴散，故運動困難，稱為固定位錯。15、位錯

19、反應與擴展位錯1）位錯反應 幾何條件：反應前各位錯柏氏矢量之和應等于反應后各 之和即 前= 后 能量條件：能量降低的過程2） 擴展位錯b 1= b 2+ b 3+層錯                 16、位錯的束集擴展位錯不能交滑移，要交滑移， 必先收縮成螺型全位錯，此即束集（Constriction）。束集必對抗兩個不全位錯間斥力作功，故層錯區愈寬，愈不易束集，愈難于交滑移。 17、鈴木氣團溶質原子與擴展位錯之間

20、會發生化學交互作用，產生鈴木氣團。由于擴展位錯的層錯區具有與周圍基體不同的晶體結構（如fcc中層錯區屬hcp），為保持熱力學平衡，溶質原子在層錯區濃度與在基體中濃度不同，有的原子偏聚于層錯區，減小表面能，使層錯區寬度d增大，不易于束集，難于交滑移，從而提高合金強度，這種由化學交互作用而產生溶質原子在層錯區偏聚，構成了“鈴木氣團”。 與科垂耳氣團比較: 1）鈴木氣團與溫度無關 2）鈴木氣團與位錯類型無關 18、Lomer-Cottrell位錯fcc晶體中一種很重要的位錯反應. 三個不全位錯和兩片層錯所構成的組態，為“Lomer-Cottrell位錯”（面角位錯）。它對fcc金屬加工硬化起重要作用

21、，其中 110位錯又叫“壓桿位錯”。第四章表面與界面1、表面1）表面的結構 表面原子一側沒有固體原子與之鍵合，有較高能量幾個原子層厚，與周圍氣相或液相接觸的面結構、性能與晶體內部不相同 2）表面能3）晶體表面 4）表面吸附 2、晶界、亞晶界1）大角晶界：相鄰晶體位向差>100 2）小角度晶界：位向差為2-100（位錯模型解釋） 3）亞晶界：位向差<20 4） 晶界能 5）第二相6）晶界的其它特性晶界熔點低，易過燒 晶界是易擴散通道 晶界易形核 晶界易受腐蝕晶界常溫下強化，高溫下弱化3、相界：不同結構的兩固相間界面，有共格，半共格，非共格1)共格相界：界面完全有序，無錯配區域，界面是

22、兩相點陣的共有點陣面，僅在少數情況下出現，如鈷相變中fcc相與hcp相的相界 2)半共格相界：與小角度晶界類似，錯配區為界面上位錯，如兩種結構相同的晶體，點陣參數或夾角有少量差異. 相界上只存在點陣參數差異，在界面上引進刃型位錯，使位錯在單位距離內造成的等于相界上點陣平移的相對差值，松馳晶格中共格彈性畸變相界上原子排列成斜方網絡時，若界面上原子仍呈平行，可用刃型位錯描述，若相界兩側原子排列夾角上有差異，則可用螺型位錯描述。第五章金屬的塑性變形1、 單晶體金屬的塑性變形1）滑移 單晶體金屬的塑性變形-滑移 滑移變形是不均勻的，常集中在一部分晶面上，而處于各滑移帶之間的晶體沒有產生滑移，滑移帶的發

23、展過程，首先是出現細滑移線，后來才發展成帶，而且，滑移線的數目隨應變程度的增大而增多，它們之間的距離則在縮短。2）滑移的晶體學特征 滑移面 晶體的滑移通常是沿著一定的晶面發生的，此組晶面稱為滑移面； 滑移方向 滑移是沿著滑移面上一定的晶向進行的，此晶向稱為滑移方向；滑移面與滑移方向大致是最密排面和最密排方向，因為此時派納力最小。 滑移系 3）臨界分切應力2、多系滑移與交滑移1）單系滑移 只有一個特定的滑移系處于最有利的位置而優先開動時，形成單滑移。 2）多系滑移由于變形時晶體轉動的結果，有兩組或幾組滑移面同時轉到有利位向，使滑移可能在兩組或更多的滑移面上同時或交替地進行，形成“雙滑移”或“多滑

24、移”。如果發生雙滑移或多系滑移，會出現交叉形的滑移帶 3）交滑移 交滑移是指兩個或多個滑移面共同沿著一個滑移方向的滑移。交滑移的實質是螺位錯在不改變滑移方向的情況下，從一個滑移面滑到交線處，轉到另一個滑移面的過程。  交滑移是純螺位錯的運動，當螺位錯分解為擴展位錯時，欲交滑移，必須先束集為全螺位錯，此過程與層錯能有關（層錯能越低，越難束集，難以發生交滑移），還可因熱激活而得到促進。3、孿生 1）孿生的晶體學 孿生是以晶體中一定的晶面（稱為孿晶面）沿著一定的晶向（孿生方向）移動而發生的。在切變區域內，與孿晶面平行的各層晶面的相對位移是一定的。 2）孿生的特點 孿生是一部分晶體沿孿晶面相

25、對于另一部分晶體作切變，切變時原子移動的距離是孿生方向原子間距的分數倍；孿生是部分位錯運動的結果；孿晶面兩側晶體的位向不同，呈鏡面對稱；孿生是一種均勻的切變；孿晶浸蝕后有明顯的襯度，經拋光與浸蝕后仍能重現。孿晶的萌生一般需要較大的應力，但隨后長大所需的應力較小，其拉伸曲線呈鋸齒狀。孿晶核心大多是在晶體局部高應力區形成。 變形孿晶一般呈片狀。 變形孿晶經常以爆發方式形成，生成速率較快。形變孿晶常見于密排六方和體心立方晶體（密排六方金屬很容易產生孿生變形），面心立方晶體中很難發生孿生孿生本身對金屬塑性變形的貢獻不大，但形成的孿晶改變了晶體的位向，使新的滑移系開動，間接對塑性變形有貢獻。 4、多晶體

26、的塑性變形 1)晶界阻滯效應：90%以上的晶界是大角度晶界，其結構復雜，由約幾個納米厚的原子排列紊亂的區域與原子排列較整齊的區域交替相間而成，這種晶界本身使滑移受阻而不易直接傳到相鄰晶粒。 2)取向差效應：多晶體中，不同位向晶粒的滑移系取向不相同，滑移不能從一個晶粒直接延續到另一晶粒中。5、多晶體金屬塑性變形的特點1)各晶粒變形的不同時性和不均勻性。 2)各晶粒變形的相互協調性，需要五個以上的獨立滑移系同時動作。 3)滑移的傳遞，必須激發相鄰晶粒的位錯源。 4)多晶體的變形抗力比單晶體大，變形更不均勻。 5)塑性變形時，導致一些物理、化學性能的變化。 6)時間性6、晶粒大小對機械性能的影響1)

27、晶粒大小對金屬室溫機械性能的影響 晶粒越細，室溫強度（s，b，-1）較大，塑性較好，稱為細晶強化 Hall-Petch公式：S=i+Kd-1/2 大量實驗表明，Hall-Petch公式不僅適用于屈服強度，同時也適用于整個流變范圍以至斷裂強度。2)晶粒大小對高溫強度的影響 高溫下晶界在應力作用下會產生粘滯性流動，發生晶粒沿晶界的相對滑動；另外，還可能產生“擴散蠕變”，所以，細晶粒組織的高溫強度反而較低。 7、合金的塑性變形 1）固溶強化 溶質原子溶入基體金屬后,使變形抗力提高，應力-應變曲線升高，變形能力下降，這就是固溶強化。對于同一溶質，固溶體的屈服強度一般與其含量成直線關系。 固溶強化的機制

28、 彈性交互作用 化學交互作用 電交互作用 幾何交互作用 2）屈服點現象 試樣開始屈服時對應的應力稱為上屈服點載荷首次降低的最低載荷或不變載荷稱為下屈服點，試樣繼續伸長，應力保持為定值或有微小的波動，在拉伸曲線上出現一個應力平臺區，試樣在此恒定應力下的伸長稱為屈服伸長。3）呂德斯帶 在發生屈服延伸階段，試樣的應變是不均勻的， 在試樣表面可觀察到與縱軸約呈45度交角的應變痕跡，稱為呂德斯（Lüders）帶。呂德斯帶會造成拉伸和深沖過程中工件表面不平整。 4）屈服現象的解釋 ：與金屬中微量的溶質原子有關。 溶質原子與位錯的應力場發生彈性交互作用，形成氣團釘扎位錯運動，必須在更大的應力作用下

29、才能產生新的位錯或使位錯脫釘，表現為上屈服點；一旦脫釘，使位錯繼續運動的應力就不需開始時那么大，故應力值下降到下屈服點，試樣繼續伸長，應力保持為定值或有微少的波動。 ：位錯運動與增殖的結果。 應變速率 mbv 其中：應變速率，可通過試驗機人為控制成固定不變的速度, m ：位錯密度，b：柏氏矢量 ,而位錯運動速度v=（/0）m 其中：0 ：位錯作單位速度運動時所需的應力 m ：應力敏感指數， ：外加有效應力 開始變形時，m低，欲使應變速率固定，需要較大的v值，故需要較高的應力，表現為上屈服點；一旦塑性變形開始后，位錯迅速增殖，m 增加，必然導致v的突然下降（為保持應變速率固定），所以所需的應力

30、突然下降，產生了屈服現象。是否產生屈服點現象還與材料的m 值有關，m小的材料，如Ge，Si，Li，Fe等出現顯著的上下屈服點。 5）應變時效 將低碳鋼試樣拉伸到產生少量預塑性變形后卸載，然后重新加載，試樣不發生屈服現象，但若產生一定量的塑性變形后卸載， 在室溫停留幾天或在低溫（如150）時效幾小時后再進行拉伸，此時屈服點現象重新出現，并且上屈服點升高，這種現象即應變時效。應變時效原因： 室溫長期停留或低溫時效期間，溶質原子C、N又聚集到位錯線周圍重新形成氣團所致。 6）解決由于呂德斯帶造成的工件表面不平整的措施 加入少量能奪取固溶體合金中的溶質原子，使之形成穩定化合物的元素。 板材在深沖之前進

31、行比屈服伸長范圍稍大的預變形（約0.5%-2%變形度），使位錯掙脫氣團的釘扎，然后盡快進行深沖。 8、復相合金的塑性變形主要變形方式仍然是滑移與孿生。 通常按第二相粒子的尺寸將合金分成兩大類：如果第二相粒子尺寸與基體晶粒尺寸屬同一數量級，稱為聚合型；如果第二相粒子十分細小，并且彌散地分布在基體晶粒內，稱為彌散分布型。 1）如果兩個相都具有塑性，則合金的變形決定于兩相的體積分數。 等應變理論 ：假定塑性變形過程中兩相應變相等。合金產生一定應變的平均流變應力：a = f1 1 + f2 2其中：f1、f2為兩個相的體積分數f1+ f2=1 ，1、2為兩個相在此應變時的流變應力 等應力理論 ：假定塑

32、性變形過程中兩相應力相同。對合金施加一定應力時，平均應變a= f11+f 22 其中：f1、f2為兩個相的體積分數1,2為此應力下兩相的應變 2）如果兩相中一個是塑性相，而另一個是硬脆相時，則合金的機械性能主要取決于硬脆相的存在情況。 第二相粗大變形只在機體中，第二相易破碎或周圍產生裂紋，合金強度塑性不好 第二相連續分布在晶界上，合金很脆 9、彌散分布型兩相合金的塑性變形當第二相以細小彌散的微粒均勻分布在基體相中時，將產生顯著的強化作用，通常將微粒分成不可變形的和可變形的兩類。 1）不可變形微粒的強化作用奧羅萬機制（位錯繞過機制） 適用于第二相粒子較硬并與基體界面為非共格的情形。 2)彌散分布

33、型兩相合金的塑性變形奧羅萬機制（位錯繞過機制） 減小粒子尺寸或提高粒子的體積分數，都使合金的強度提高。3）可變形微粒的強化作用切割機制 適用于第二相粒子較軟并與基體共格的情形。強化作用主要決定于粒子本身的性質以及其與基體的聯系，主要有以下幾方面的作用： 位錯切過粒子后產生新的界面，提高了界面能。 若共格的粒子是一種有序結構，位錯切過之后，沿滑移面產生反相疇，使位錯切過粒子時需要附加應力。由于粒子的點陣常數與基體不一樣，粒子周圍產生共格畸變，存在彈性應變場，阻礙位錯運動。 由于粒子的層錯能與基體的不同，擴展位錯切過粒子時，其寬度會產生變化，引起能量升高，從而強化。由于基體和粒子中滑移面的取向不一

34、致，螺型位錯線切過粒子時必然產生一割階，而割階會妨礙整個位錯線的移動。 增大粒子尺寸或增加體積分數有利于提高強度。 10、金屬塑性變形后的組織與性能1）組織的變化 晶粒內出現大量的滑移帶，進行了孿生變形的金屬還出現孿晶帶纖維組織和帶狀組織胞狀組織 2）胞狀組織的形成因素： 變形量：變形量越大，胞的數量增多，尺寸減小，跨越胞壁的平均取向差也逐漸增加。 材料類型：層錯能高的金屬（如Al、Fe）等，當變形程度較高時，出現明顯的胞狀組織；低層錯能金屬，不易形成位錯纏結，冷變形后的胞狀組織不明顯。 3）加工硬化 金屬經冷加工變形后，其強度、硬度增加、塑性降低。4)單晶體的典型加工硬化曲線：- 曲線的斜率

35、=d/d 稱為“加工硬化速率”，曲線明顯可分為三個階段： 易滑移階段：發生單滑移，位錯移動和增殖所遇到的阻力很小，I 很低。 線性硬化階段：發生多系滑移，位錯運動困難，II 遠大于I，并接近于一常數拋物線硬化階段：與位錯的多滑移過程有關，III 隨應變增加而降低，應力應變曲線變為拋物線。5)影響單晶體加工硬化曲線的因素 晶體結構類型 雜質含量 晶體位向 6)多晶體的加工硬化 其應力應變曲線不出現第一階段，且加工硬化率明顯高于單晶體。 細晶粒的加工硬化率一般大于粗晶粒金屬 合金比純金屬的加工硬化率要高，溶質原子的加入，在大多數情況下增大加工硬化率。7)加工硬化的實際意義 使金屬基體具有一定的抗偶

36、然過載的能力。 加工硬化和塑性變形適當配合可使金屬進行均勻塑性變形。 是強化金屬的重要手段之一。可降低塑性，改善材料，如低碳鋼的切削加工性能。11、變形后金屬中的殘余應力 金屬塑性變形時，外力所作的功除了轉化為熱量之外，還有一小部分被保留在金屬內部，表現為殘余應力。按照殘余應力平衡范圍的不同，通常將其分為三類： 1)第一類內應力，又稱宏觀殘余應力 2)第二類內應力， 屬微觀內應力 3)第三類內應力，即晶格畸變應力第一類內應力又稱宏觀殘余應力，作用范圍為整個工件，它是由金屬材料（或零件）各個部分（如表面和心部）的宏觀形變不均勻而引起的。 第一類內應力使工件尺寸不穩定，嚴重時甚至使工件在受力之下變

37、形產生斷裂。 第二類內應力 屬微觀內應力 ,作用尺度與晶粒尺寸為同一數量級，往往在晶粒內或晶粒之間保持平衡，是由于晶粒或亞晶粒之間變形不均勻而引起的。第二類內應力使金屬更容易腐蝕，以黃銅最為典型，加工以后由于內應力存在，于春季或潮濕環境下發生應力腐蝕開裂。 第三類內應力即晶格畸變應力，屬微觀內應力,塑性變形時產生大量空位和位錯，其周圍產生了點陣畸變和應力場，此時的內應力是在幾百或幾千個原子范圍內保持平衡，其中占主要的又是由于生成大量位錯所形成的應力。第三類內應力是產生加工硬化的主要原因。12、變形織構1)定義：多晶體中位向不同的晶粒取向變成大體一致，這個過程稱為“擇優取向”。擇優取向后的晶體結

38、構稱為“織構”，由變形引起的織構稱為變形織構。 2)絲織構 在拉絲時形成，使各個晶粒的某一晶向轉向與拉伸方向平行，以與線軸平行的晶向<uvw>表示。3)板織構軋制時，使晶粒的某一晶向趨向于與軋制方向平行，某一晶面趨向于與軋制面平行，以與軋面平行的晶面hkl和與軋向平行的晶向<uvw>表示，記為hkl<uvw>。 4)變形量越大，擇優取向的趨勢越明顯。5)織構利弊織構的形成使材料的性能出現各向異性。第六章回復再結晶與熱加工1、 變形金屬加熱時組織性能變化的特點 儲能是促使冷變形金屬發生變化的驅動力。觀察冷變形金屬加熱時的變化，從儲能釋放及組織結構和性能的變化來

39、分析，可分為回復、再結晶和晶粒長大三個階段。1）顯微組織的變化 2）性能的變化2、回復 1)回復動力學曲線 回復過程沒有孕育期，隨著退火的開始進行，發生軟化。在一定溫度下，初期的回復速率很大，以后逐漸變慢，直到最后回復速率為零。每一溫度的回復程度有一極限值，退火溫度越高，這個極限值也越高而達到此極限所需時間則越短。回復不能使金屬性能恢復到冷變形前的水平。2)回復動力學方程 設P為冷變形后在回復階段發生變化的某種性能，如臨界切應力，P0為變形前該性能的值，P=P-P0為加工硬化造成的性能的增量，與晶體中晶體缺陷的體積濃度CP成正比。 3）回復機制一般認為是點缺陷和位錯在退火過程中發生運動，從而改

40、變了它們的組態和分布。 低溫回復：回復的機制主要是過剩空位的消失，趨向于平衡空位濃度。 中溫回復：其主要機制是位錯滑移導致位錯重新組合；異號位錯會聚而互相抵消以及亞晶粒長大。 高溫回復：回復機制是包括攀移在內的位錯運動和多邊化，以及亞晶粒合并。4）回復退火的應用 主要用作去應力退火，使冷加工金屬在基本上保持加工硬化的狀態下降低其內應力，以穩定和改善性能，減少變形和開裂，提高耐蝕性。3、再結晶冷變形后的金屬加熱到一定溫度后，在原來的變形組織中產生無畸變的新晶粒，而且性能恢復到變形以前的完全軟化狀態，這個過程稱為再結晶，其驅動力為冷變形時所產生的儲能。4、再結晶的形核與長大 形核 1）亞晶粒粗化的

41、形核機制一般發生在冷變形度大時亞晶合并形核，適于高層錯能金屬 亞晶粒長大形核，適于低層錯能金屬 通過亞晶合并和亞晶長大，使亞晶界與基體間的取向差增大，直至形成大角度晶界，便成為再結晶的核心。 2）原有晶界弓出的形核機制一般發生在形變較小的金屬中 長大 形核之后，無畸變核心與周圍畸變的舊晶粒之間的應變能差是核心長大的驅動力，當各個新晶粒彼此接觸，原來變形的舊晶粒全部消失時，再結晶過程即告完成。 5、再結晶動力學 1）恒溫動力學曲線 冷軋60%的含Si3.25鋼的等溫再結晶具有S形特征，存在孕育期； 再結晶速率開始時很小，然后逐漸加快，再結晶體積分數約為0.5時，速度達到最大值，隨后逐漸

42、減慢 ；溫度越高，轉變速度越快。2）再結晶方程Johnson-Mehl（約翰遜梅厄）方程已再結晶體積分數 N：形核速度 G：長大速度 退火保溫時間 Avrami（阿弗瑞米）方程： ：已再結晶體積分數 kn：系數t：退火保溫時間 阿弗瑞米方程較約翰遜梅厄方程更為適用。6、影響再結晶速率與再結晶溫度的主要因素 通常把再結晶溫度定義為經過嚴重冷變形的金屬（>70%），加熱1小時，再結晶體積占到總體積的95%的溫度。另外，有的文獻把保溫30-60min，開始發生再結晶或完成50%再結晶的溫度定義為再結晶溫度，因此，引用再結晶溫度時，必須注意它的具體條件。對于工業純金屬，其起始再結晶溫度與熔點之間

43、存在下列關系： T再=（0.3-0.4）T熔。1)退火溫度 升高退火溫度，將顯著提高和G，再結晶速度加快。 2)變形程度 變形程度增高，再結晶速度加快，再結晶溫度降低，并逐步趨于一穩定值。3)微量溶質原子或雜質 提高金屬的再結晶溫度，降低再結晶速度4)第二相可能促進，也可能阻礙再結晶，主要取決于基體上第二相粒子的大小及其分布。5)原始晶粒 原始晶粒細小使再結晶速 度增加，再結晶溫度降低。 6)加熱速度 極快的加熱或加熱速度過于緩慢時，再結晶速度降低，再結晶溫度上升。 7)加熱時間 在一定范圍內延長加熱時間會降低再結晶溫度 。7、再結晶后晶粒大小的控制 再結晶后晶粒尺寸d與G和之間存在下列關系：

44、上式表明：增大形核率或減小長大速率G可以得到細的再結晶晶粒1)變形程度對應于再結晶后得到特別粗大晶粒的變形程度稱為“臨 界變形度”，一般為 2-10%，當變形量超過臨界變形度以后， 隨變形度增加，再結晶晶粒變細。 2)原始晶粒大小 原始晶粒越細，再結晶后晶粒越細。 3)退火溫度 當變形程度和保溫時間一定時，退火溫度越高，所得到的晶粒越粗大。8、 晶粒長大晶粒長大的驅動力是晶界能的下降,即長大前后的界面能差值。1）晶粒的正常長大定義：指晶體中有許多晶粒獲得長大條件，晶粒的長大是連續地，均勻地進行，晶粒長大過程中晶粒的尺寸是比較均勻的，晶粒平均尺寸的增大也是連續的。2）晶粒長大的方式彎曲的晶界總是

45、趨向于平直化，即向曲率中心移動以減少界面積，同時，大角度晶界的遷移率總是大于小角度晶界的遷移率。當晶界為三維空間的任意曲面時，作用在單位界面上的力P為：P：晶界遷移的驅動力 ：晶界單位面積的界面能 R1、R2：曲面的兩個主曲率半徑 如果空間曲面為球面時，R1=R2 ， 即：晶界遷移的驅動力與其曲率半徑R成反比，與界面能成正比。 晶界總是向角度較銳的晶粒方向移動，力圖使三個夾角都等于120度。在二維坐標中，晶界邊數少于6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐漸縮小，甚至消失，而邊數大于6的晶粒，晶界向內凹進，逐漸長大，當晶粒的邊數為6時，處于穩定狀態。  9、影響晶粒長大（即晶界遷移率）的因素

46、   1）溫度： 溫度越高，晶粒長大速度越快，晶粒越粗大 2）第二相： 晶粒長大的極限半徑 ， 第二相質點的數量越多，顆粒越小，則阻礙晶粒長大的能力越強。 3）可溶解的雜質或合金元素阻礙晶界遷移，特別是晶界偏聚現象顯著的元素，其阻礙作用更大。但當溫度很高時，晶界偏聚可能消失，其阻礙作用減弱甚至消失。10、晶粒的異常長大（二次再結晶）定義：將再結晶完成后的金屬繼續加熱至某一溫度以上，或更長時間的保溫，會有少數幾個晶粒優先長大，成為特別粗大的晶粒，而其周圍較細的晶粒則逐漸被吞食掉，整個金屬由少數比再結晶后晶粒要大幾十倍甚至幾百倍的特大晶粒組成。 1)驅動力：同正常晶粒長大一樣，是長大前后

47、的界面能差 2)產生條件：正常晶粒長大過程被彌散的第二相質點或雜質、織構等所強烈阻礙。 3)對性能的影響：得到粗大組織，降低材料的室溫機械性能，大多數情況下應當避免。 11、金屬的熱加工將金屬或合金加熱至再結晶溫度以上進行的壓力加工稱為熱加工。 熱加工時，硬化過程與軟化過程是同時進行的，按其特征不同，可分為下述五種形式：1) 動態回復 2) 動態再結晶 3) 亞動態再結晶 4) 靜態再結晶 5) 靜態回復 12、動態回復和動態再結晶 1）動態回復 （真應力真應變曲線）微應變階段 動態回復的初始階段 穩態變形階段2）組織結構的變化 熱加工后的晶粒沿變形方向伸長，同時，晶粒內部出現動態回復所形成的

48、等軸亞晶粒。亞晶尺寸與穩態流變應力成反比，并隨變形溫度升高和變形速度降低而增大。 3）動態回復的機制是位錯的攀移和交滑移，攀移在動態回復中起主要的作用。層錯能的高低是決定動態回復進行充分與否的關鍵因素，動態回復易在層錯能高的金屬，如鋁及鋁合金中發生。4）動態再結晶 （真應力真應變曲線）加工硬化階段 （0<<c) 動態再結晶的初始階段 （c<s） 穩態流變階段 （s）5）組織結構的變化:晶粒是等軸的，大小不均勻，晶界呈鋸齒狀，等軸晶內存在被纏結位錯所分割成的亞晶粒6）層錯能較低的金屬，如銅及銅合金，熱加工過程中發生的軟化過程主要來自動態再結晶。晶界往往是動態再結晶的主要形核之處

49、。形變溫度越高，應變速率越小，應變量越大，越有利于動態再結晶。動態再結晶的晶粒大小d主要決定于熱變形時的流變應力。 。 13、熱加工對金屬組織和性能的影響1)消除了某些鑄造缺陷，較鑄態具有較佳的機械性能。 2)加工流線 3)帶狀組織4)顯微組織的細化動態回復和動態再結晶后，在晶粒內部都形成了亞晶粒，具有這種亞組織的材料，其強度、韌性提高，稱為亞組織強化，其屈服強度與亞晶尺寸ds之間滿足Hall-petch公式：14、 超塑性某些金屬材料，在特定條件下拉伸時，能得到特別高的延伸率，這一現象稱為超塑性，按產生超塑性的冶金因素不同，可將其分為兩類： 1）微晶超塑性（組織超塑性） 2）相變超塑性 目前研究最多的是微晶超塑性 3）超塑性的表示（力學性能指標）   不產生縮頸和獲得高延伸率是衡量材料超塑性的兩項指標。 延伸率用 表示。不產生縮頸的抗縮頸能力用應變速率敏感指數m表示。 m越高，越有利于獲得超塑性。超塑性合金，m0.3-0.9 在溫度T，應變量T一定的條件下，真應力與應變速率的關系為：