第五章 材料固态变形过程微观组织转变
物质相变过程中微观结构变化研究
物质相变过程中微观结构变化研究物质相变是指物质的物理状态从一种到另一种的转变过程，常见的相变包括固态到液态的熔化、液态到气态的汽化、气态到液态的凝结以及液态到固态的凝固等。
在这些相变过程中，物质的微观结构会发生变化，这对于理解物质的性质和特点非常重要。
本文旨在探讨物质相变过程中微观结构的变化，以及相关的研究方法和应用。
相变过程中的微观结构变化是由原子、分子或离子之间的相互作用力所决定的。
在固态中，原子、分子或离子会紧密地排列在一起，形成一个有序排列的晶体结构。
而在液态和气态中，由于内部的相互作用力较弱，物质的微观结构则呈现出无序的状态。
因此，相变过程中的微观结构变化可以看作是有序结构到无序结构的转变。
为了研究物质相变过程中微观结构的变化，科学家采用了多种实验和理论方法。
X射线衍射技术是其中一种常用的方法。
通过将X射线束照射到物质上，利用X射线的衍射现象可以得到物质的衍射图样，从中可以推断出物质的晶体结构以及晶格参数的变化。
这种方法在固态到液态的相变研究中得到了广泛应用。
除了X射线衍射技术，核磁共振（NMR）也常用于研究相变过程中物质的微观结构变化。
NMR是一种基于原子核自旋的谱学技术，通过测量原子核的共振频率和强度，可以获得关于物质结构和动力学性质的信息。
在相变过程中，NMR可以探测物质中原子之间的相互作用力的变化，从而揭示出相变过程中微观结构的演化过程。
另外，计算方法也在研究物质相变中的微观结构变化中发挥了重要作用。
分子动力学模拟是一种基于牛顿运动定律的计算方法，可以模拟和预测物质的微观状态和行为。
通过在计算机上模拟大量的原子或分子的运动，可以获得物质相变过程中微观结构变化的详细信息。
这种计算方法在材料科学和化学领域的研究中得到了广泛应用。
研究物质相变中微观结构变化的结果对于理解物质特性和应用有着重要的意义。
例如，理解固态材料的熔化过程可以指导熔融制备材料的工艺参数选择，从而得到具有特定性能的材料。
材料组织结构转变原理
材料组织结构转变原理哎，说到材料组织结构转变原理，这可真是个让人头大的话题。
不过别担心，咱们今天就用大白话来聊聊这个听起来高深莫测的东西。
先说说，啥是材料组织结构转变。
简单来说，就是材料在受到外力、温度变化或者化学作用的影响下，它的内部结构会发生变化。
这就好比你把一块橡皮泥捏来捏去，它的形状就会变来变去，但橡皮泥还是橡皮泥，只是形状变了。
咱们就拿最常见的金属来说吧。
金属在加热的时候，它的原子会变得更加活跃，这时候如果给它施加压力，金属的晶体结构就会发生变化，这就是所谓的相变。
比如，铁在加热到一定温度后，它的晶体结构会从体心立方结构变成面心立方结构，这个过程叫做奥氏体化。
再举个栗子，冬天的时候，你有没有发现，有些金属制品会变得特别脆，一摔就碎？这就是因为金属在低温下会发生脆性转变，它的内部结构变得更加脆弱。
那这些转变有啥用呢？用处可大了去了。
比如，通过控制材料的组织结构转变，我们可以制造出更硬、更耐磨、更耐腐蚀的材料。
就像你做蛋糕，通过调整配方和烘焙时间，可以让蛋糕更加松软或者更加结实。
说到这儿，我突然想起来一个有趣的事儿。
有一次，我去朋友家做客，他正在做铁艺。
他告诉我，他正在尝试通过改变加热和冷却的过程，来改变铁的硬度和韧性。
他把铁条加热到红热，然后迅速放入冷水中，这个过程叫做淬火。
他说这样可以让铁变得更硬，但同时也更脆。
然后，他再把铁条加热到一定的温度，保持一段时间，这个过程叫做回火。
这样可以让铁的硬度降低，但韧性增加。
他给我展示了一块经过这样处理的铁条，果然，这块铁条既有硬度又有韧性，真是神奇。
所以你看，材料组织结构转变原理并不是什么遥不可及的科学，它其实就在我们身边，影响着我们的生活。
通过了解和掌握这些原理，我们可以更好地利用材料，制造出更多更好的产品。
最后，我想说的是，虽然材料组织结构转变原理听起来很复杂，但其实它就像生活中的点点滴滴，只要你细心观察，就会发现它无处不在。
就像你每天吃饭、穿衣、走路，这些都是生活的一部分，材料组织结构转变原理也是科学的一部分，只要你愿意去了解，就会发现它其实很有趣，也很有用。
热变形过程中微观组织演变机理
热变形过程中微观组织演变机理⾦属的热变形是指发⽣在再结晶温度以上的塑性变形。
⾦属发⽣塑性变形后，吸收了部分变形功，内能增⾼，结构缺陷增多，处于不稳定的状态，当条件满⾜时，就有⾃发恢复到原始低内能状态的趋势。
当温度升⾼到⼀定程度，原⼦获得⾜够扩散能⼒时，就将发⽣组织、结构以及性能的变化。
随着温度升⾼，⾦属内部依次发⽣回复与再结晶过程。
热塑性变形时，回复、再结晶与加⼯硬化同时发⽣，加⼯硬化不断被回复、再结晶消除，使⾦属材料始终保持⾼塑性、低变形抗⼒的软化状态。
因此，回复和再结晶是⾦属热变形过程中的软化机制。
⼀般认为在应⼒作⽤下的回复、再结晶称为动态回复、动态再结晶，这样在热变形过程中主要发⽣动态回复和动态再结晶。
动态回复主要通过位错的攀移、交滑移来实现。
位错运动容易、易发⽣攀移、交滑移的⾦属内部，异号位错⽐较容易相互抵消，导致位错密度下降，⾦属内部的畸变能降低，就不⾜以达到动态再结晶所需的能量。
因此，如铝、锌、镁等层错能⾼的⾦属材料，动态回复是其热塑性变形过程中唯⼀的软化机制。
⽽对于如铜、银、奥⽒体钢等层错能低的⾦属材料，在热塑性变形过程中⽆显著的动态回复过程。
这是因为层错能低，扩展位错的宽度就⼤，位错集束困难，不易产⽣位错的交滑移和攀移，这样随着变形程度增⼤，位错密度也增⼤。
当内部畸变能达到临界值时，就会发⽣动态再结晶。
本⽂中研究的连杆材料为40Cr，因此在热锻过程中的软化机制是动态再结晶。
⾦属发⽣动态再结晶过程按照应⼒⼀应变曲线的形态可分为两种:单峰型和多峰型。
单峰型动态再结晶机理是从原始晶界处重复形核和长⼤，促使晶粒的细化。
多峰型动态再结晶的机理还在研究中，因此本⽂中只讨论单峰型动态再结晶过程。
图2-2为单峰型动态再结晶材料的⾼温流变应⼒曲线。
根据曲线特征可将该类型材料的变形过程分为三个阶段:第⼀阶段:加⼯硬化和动态回复阶段，即图中的AB段。
在这⼀阶段，应⼒随着应变上升很快，⾦属出现加⼯硬化。
材料物理材料的固态相变
固态相变的分类
固态相变
扩散相变 非扩散相变
扩散相变是原子被热激活离开原来的阵点向相邻的位置移动，即把扩 散过程作媒介发生的相变。 如共析反应、磁铁分解等各种析出反应（相分离过程）和有序无 序转变，同素异构转变等都是这种相变。 非扩散相变是原子之间不改变其位置关系，协调运动发生的相变。 如具有代表性的是马氏体相变。
因此
在无序晶格中，Fe原子随机地与Al原子混合，因而
Fhkl是假想的平均散射因子。
其中f=(fFe+fAl)/2
如果 h+k+l=奇数的线在无序合金不出现，有序化后应最先观察到，称 为有序点阵线或超点阵线。
有序点阵线和基体点阵线反射强度比，在CsCl点阵情况下为
因此，散射因子值相近的同类元素，有序点阵线的强度变得非常弱。
4.1平衡状态图和相律
状态图也称为相图，用图表示某种条件下物质存在的形态和相。 平衡状态图：表示某个物质系统在平衡状态下稳定存在的形态和相，简 称状态图。
平衡状态中能有几个相共存主要取决于相律。 设构成物质系的成分数为n，相数为p，则自由变化的参量即自由度数f为
f n2 p
才可进行。 液态：D～10-7cm2/sec 固态：D～10-7～10-8cm2/天，扩散慢得多 ——固态相变很少按平衡相图转变
共析钢：
缓慢冷却：奥氏体—→珠光体（扩散型相变） 快速冷却：奥氏体—→马氏体（非扩散型相变）
4.3 有序-无序转变
有序晶格的观测
有序-无序相变在结构上常涉及到多组元固溶体中两种或 多种原子在晶格点阵上排列的有序化。
同时也表明：在任何相变点上，平衡共存相的吉布斯自由能必须连续、
第五章 金属扩散及固态转变
⑷原子扩散的影响
对于扩散型相变，新旧两相的成分不同，相变通过 组元的扩散才能进行。在此种情况下，扩散就成为 相变的主要控制因素。但原子在固态中的扩散速度 远低于液态，两者的扩散系数相差几个数量级。 当过冷度增加到一定程度时，扩散成为决定性 因素，再增大过冷度会使转变速度减慢，甚至 原来的高温转变被抑制，在更低温度下发生无 扩散相变。 例如共析钢从高温奥氏体状态快速冷却下来，扩 散型的珠光体相变被抑制，在更低温度下发生无 扩散的马氏体相变，生成亚稳的马氏体组织。
a）
b）
c）
d）
e）
图5-14 共析转变的形核与生长示意图
1 共析转变的形核
⑴假定富含B组元的β为领 先相，γ相需源源不断提供 B组元才能保证β相的生长。 ⑵由于B组元不断降低，这 样为富含A组元的α相的形 核创造了条件，于是便在B 元的侧面形成了α相。 ⑶ α相 β相就这样不断地交 替生长，并向γ相纵深发展， 最后形成层片状的共析领域。
所有元素在α-Fe 的扩散系数>γ-Fe 中的扩散系数
例:900℃时,置换原子Ni在α -Fe中的扩散系数比在γ -Fe 中约大 1400 倍 ;527℃时 , 间隙原子 N 在 α -Fe 中的扩散系数 比在γ -Fe 中约大1500倍。
表明：致密度大，扩散系数小. 应用:渗氮温度尽量选在共析转变温度以下（590 ℃）,可 以缩短工艺周期。
应用举例 铸造合金消除枝晶偏析的均匀化退火
钢在加热和冷却时的一些相变
变形金属的回复与再结晶
钢的化学热处理
金属加热过程中的氧化和脱碳
固态扩散的实验(柯肯达尔效应) • 把Cu、Ni棒对焊，在焊接面上镶嵌上钨丝作为界面 标志。加热到高温并保温，界面标志钨丝向纯Ni一 侧移动了一段距离.
al-4cu-mg合金半固态压缩过程中的微观组织演变
al-4cu-mg合金半固态压缩过程中的微观组
织演变
al-4cu-mg合金半固态压缩过程中的微观组织演变是一个复杂而
重要的过程。
合金在半固态状态下具有高变形性能和良好的成形性能，使得半固态成形技术成为目前先进制造技术的重要方向之一。
在半固态压缩过程中，合金的微观组织演变是由固态颗粒、液态
相和半固态相之间的相互作用所驱动的。
在初期阶段，液态相首先进
入半固态区域，然后由于自重和表面张力的作用，液态相向空隙处移动，形成了空隙，半固态相在空隙中成长。
当固相颗粒密度增加并占
据了大量的空隙时，半固态相会在空隙中脱离固相颗粒并成为孤立的
团簇。
这些团簇会合并，成为连续的半固态相，从而形成了一种网络
结构，并随着流变应力的增加而变得更加致密。
在半固态压缩过程中，随着固相颗粒的消耗和半固态相的形成，
合金的相变性也会发生变化。
在初期阶段，合金中的液态相和过饱和
固溶质会随着半固态相的形成逐渐减少，最终转化为晶粒边缘的固溶体。
同时，随着半固态相的团簇合并，半固态相的成分也会发生变化，最终形成了高密度的紧密堆积结构，达到了半固态压缩的效果。
总之，al-4cu-mg合金半固态压缩过程中的微观组织演变是由多
种因素共同作用的结果，包括固态颗粒、液态相和半固态相的相互作用、流变应力的作用以及相变的影响等。
材料基础第五章固体材料凝固与结晶
5.2 金属结晶的基本规律
1. 金属结晶的微观现象 金属是一种多晶体，是由不同位向的晶粒
所组成。晶粒结晶的形成过程如下（图5-1）： (1) 将 液 态 金 属 冷 却 到 熔 点 以 下 的 某 个 温 度 , 并等温停留; (2) 经过孕育期后, 从液态中生长出第一批晶核； (3) 晶核不断长大, 同时有新的晶核形成和长大； (4) 液态不断成核和长大, 使液态金属越来越少； (5) 长大的晶粒彼此相遇而停止; 当所有晶粒相 遇时，液态便金材属料基耗础第尽五章固，体材结料凝晶固与完结 成变成固态。
(5-3)
式中，U为内能，p为压力，V为体积。
由热力学第一定理可知，
U＝ Q－W
其中，Q为体系的热量，W为外力作的功。
dS = Q/T
W= pdV
则
dU＝ TdS － pdV 材料基础第五章固体材料凝固与结 晶
(5-4)
把式(5-3)、(5-4)代入(5-2)式，可得
dG ＝－S dT ＋ Vdp
液态向固态转变时，其单位体积自由能 的变化ΔGV与过冷度存在着密切的关系。
由于 ΔGV ＝ GL －GS
材料基础第五章固体材料凝固与结 晶
由 (5-1) 式可知，
ΔGV ＝ΔH- TΔS=（Hs-HL）- T（Ss-SL） 令 -Lm＝ (HS －HL） (Lm为熔化潜热)。 当 T＝ Tm时, ΔGV ＝0 故（ SS －SL ）＝ - Lm / Tm, 当 T < Tm时, 由于（SL －SS）的变化很小， 可视作常数，
这是金属凝固结晶时的热力学必要条件。
两相的自由能差值是发生相转变的驱动力， 没有自由能差值，就没有相变驱动力，两相的 相变就不可能发生。
所以，凝固必须在低于熔点温度下才能进 行。过冷度越大，液态和固态的自由能差值就 越大，相变驱动力越大，凝固速度就越快，这 是为什么液态金材属料基凝础第固五章时晶固体材一料凝定固与要结 有过冷度。
第五章 材料固态变形过程微观组织转变
第一节 纯金属的塑性变形
分为单晶体和多晶体
一、单晶体金属的塑性变形
单晶体受力后，外力在任何晶 面上都可分解为正应力和切应 力。正应力只能引起弹性变形 及解理断裂。只有在切应力的 作用下金属晶体才能产生塑性 变形。
外 力 在 晶 面 上 的 分 解
切 应 力 作 用 下 的 变 形
锌 单 晶 的 拉 伸 照 片
晶体通过位错运动产生滑移时，只 在位错中心的少数原子发生移动， 它们移动的距离远小于一个原子间 距，因而所需临界切应力小，这种 现象称作位错的易动性。
刃位错的运动
㈡ 孪生twinning 孪生是指晶体的一部 分沿一定晶面和晶向 相对于另一部分所发 生的切变。
发生切变的部分称孪生带或孪晶，沿其发生孪生的 晶面称孪生面。
钛合金六方相中的形变孪晶
晶体中一般有一定位错密度，晶体发生塑性 变形时，位错滑移过程中相互交割，会阻碍 位错的继续运动，或者说位错运动需要更大 的应力，这种效应称为形变强化或加工硬化 (work hardening)
二、多晶体金属的塑性变形 单个晶粒变形与单晶体相似,
多晶体变形比单晶体复杂。 ㈠晶界及晶粒位向差的影响 1、晶界的影响 当位错运动到晶界附近时，
（面心立方）
（密排六方）
⑶滑移时，晶体两部分的相对位移 量是原子间距的整数倍。
滑移的结果在晶体表面形成台阶， 称滑移线，若干条滑移线组成一 个滑移带slip band。
铜拉伸试样表面滑移带
2、滑移的机理
把滑移设想为刚性整体滑动所需的 理论临界切应力值比实际测量临界 切应力值大3-4个数量级。滑移是通 过滑移面上位错的运动来实现的。
塑性变形的形式：滑移和孪生。 金属常以滑移方式发生塑性变形。 ㈠ 滑移slip 滑移是指晶体的一部分沿一定的
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高温合金中的颗粒状第二相
第三节 塑性变形对组织和性能的影响
一、塑性变形对组织结构的影响 金属发生塑性变形时，不仅外形
发生变化，而且其内部的晶粒也 相应地被拉长或压扁。
当变形量很大时，晶粒将被拉长 为纤维状，晶界变得模糊不清。
Before deform
elastic deform
after plastic deform
塑性变形及随后的加热对金属材料 组织和性能有显著影响。了解塑性 变形本质，塑性变形及加热时组织 的变化,有助于发挥金属的性能潜 力，正确确定加工工艺。
第一节 纯金属的塑性变形 第二节 合金的塑性变形与强化 第三节 塑性变形对组织和性能的影响 第四节 回复与再结晶 第五节 金属的热加工
在回复阶段，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。
80%冷变形Al合金回 复后的TEM明场像
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 铁素体变形80% 化，由破碎拉长的晶粒变为 完整的等轴晶粒。
黄铜
1040钢 (0.4%C)
铜
冷塑性变形量，%
产生加工硬化的原 因是:
1、随变形量增加, 位 错密度增加，由于 位错之间的交互作 用(堆积、缠结)，使 变形抗力增加。
位错密度与强度关系
2. 随变形量增加，亚结构细化 3. 随变形量增加, 空位密度增加
4. 几何硬化：由晶粒转动引起
由于加工硬化, 使已变形部分发 生硬化而停止变形, 而未变形部 分开始变形。没有加工硬化, 金 属就不会发生均匀塑性变形。
<110> <111> ×3
六方 底面 ×1 {111}
底面 对角线
×3
六方底面
底面 对角线
滑移系 6×2=12
4×3=12
1×3=3
滑移系越多，金属发生滑移的可能性越大，塑性也 越好，其中滑移方向对塑性的贡献比滑移面更大。
金属的塑性: 面心立方晶格好于体心立方晶格, 体心 立方晶格好于密排六方晶格。
冷变形(变形量为38%)黄铜580ºC 保温15分后的的再结晶组织
580ºC保温8秒后的组织 580ºC保温15分后的组织
㈢ 再结晶后的晶粒长大 再结晶完成后，若继续升 温或延长保温时间，将发 生晶粒长大，这是一个自 发的过程。
黄 铜 再 结 晶 后 晶 粒 的 长 大 700ºC保温10分后的组织
也与多晶体纯金属相似。但随溶质含量增加，固溶体 的强度、硬度提高，塑性、韧性下降，称固溶强化。
产生固溶强化solid solution strengthening的原因：
溶质原子与位错相互作用。溶质原子不仅使晶格发
生畸变，而且易被吸附在位错附近形成柯氏气团，
使位错被钉扎住，位错要脱钉，则必须增加外力，
变形20%纯铁中的位错
通过细化晶粒来同时提 高金属的强度、硬度、 塑性和韧性的方法称细 晶强化
第二节 合金的塑性变形与强化
合金可根据组织分为单相固溶体和多相混合物两种。 合金元素的存在，使合金的变形与纯金属显著不同。
奥氏体 珠光体
一、单相固溶体合金的塑性变形与固溶强化 单相固溶体合金组织与纯金属相同，其塑性变形过程
因原子密度最大的晶面之间面间距最大，结合力最 弱；原子密度最大的晶向原子间距最短，所以产生 滑移时所受点阵阻力最小。
一个滑移面和 其上的一个滑 移方向构成一 个滑移系。
三种典型金属晶格的滑移系
晶格 体心立方晶格
面心立方晶格
密排六方晶格
滑
移 面
{110} ×6
滑移 <111> 方向 ×2
{{111111}} {110} ×4
第五章 材料固态变形过程的微观组织转变
process
solidification
forming
Heat-treatment
Example for Forming
cover
frame
Deformation is divided into elastic and plastic.
Forming is concerned with plastic deformation
铜多晶试样拉伸后形成的滑移带
㈢ 晶粒大小对金属力学性 能的影响
金属的晶粒越细，其强度 和硬度越高。 因为金属晶粒越细，晶界 总面积越大，位错障碍越 多；需要协调的具有不同 位向的晶粒越多，使金属 塑性变形的抗力越高。
Cu-Zn 合金
晶粒大小与金属强度关系
金属的晶粒越细，其塑性和韧性也越高。
因为晶粒越细，单位体积内晶粒数目越多，参与变
塑性变形还使晶 粒破碎为亚晶粒。
变形前
变形后
工业纯铁在塑性变形前后的组织变化
(a) 正火态
(b) 变形40% 变形20%纯铁中的位错
(c) 变形80%
由于晶粒的转动，当塑性变
形达到一定程度时，会使绝
大部分晶粒的某一位向与变
形方向趋于一致，这种现象 称织构texture或择优取向。
无
有
各向异性导致的铜板 “制耳”
黄 铜
加热温度 ℃
㈠ 回复
空位
间隙原子
点缺陷在加热时 运动， 目标:降低体系 的自由能
小置换原子
大置换原子
位错引起周围应力场变化
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。 最终位错运动使其由冷塑 性变形时的无序状态变为 垂直分布，形成亚晶界， 这一过程称多边形化。
形的晶粒数目也越
多，变形越均匀，
脆性 材料
使在断裂前发生较
塑性材料
大的塑性变形。强
度和塑性同时增加,
金属在断裂前消耗
的功也大，因而其 应变
韧性也比较好。
三、形变强化和细晶强化
形变强化也称为加工硬化。这个现象指金属材料 在冷塑性变形后，金属的硬度和强度提高，同时 塑性和韧性下降。这个强化是由于形变过程中位 错增值，使材料中位错密度增大，位错之间的应 变场相互作用使位错运动困难，从而提高了材料 的强度。
650℃加热
这种冷变形组织在加热时重 新彻底改组的过程称再结晶。
670℃加热
再结晶也是晶核形成和长 大的过程，但不是相变过 程，再结晶前后晶粒的晶 格类型和成分完全相同。
Al合金再结晶晶粒在原 变形组织晶界上形核
冷变形奥氏体不锈钢加 热时再结晶晶粒形核于
高密度位错基体上
由于再结晶后组织的复原， 冷变形黄铜组织性能随温度的变化 因而金属的强度、硬度下 降，塑性、韧性提高，加 工硬化效应消失。
晶粒的长大是通过晶界迁移进行的，是大晶粒吞并 小晶粒的过程。晶粒粗大会使金属的强度，尤其是 塑性和韧性降低 。
原子穿过 晶界扩散
晶界迁 移方向
黄铜再结晶和晶粒长大各个阶段的金相照片
冷变形量为38％的组织 580ºC保温3秒后的组织 580ºC保温4秒后的组织 580ºC保温8秒后的组织 580ºC保温15分后的组织 700ºC保温10分后的组织
未变形纯铁 变形20%纯铁中的位错
加工硬化是强化金属的重要手 段之一，对于不能热处理强化 的金属和合金尤为重要。
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。
晶体通过位错运动产生滑移时，只 在位错中心的少数原子发生移动， 它们移动的距离远小于一个原子间 距，因而所需临界切应力小，这种 现象称作位错的易动性。
刃位错的运动
㈡ 孪生twinning 孪生是指晶体的一部 分沿一定晶面和晶向 相对于另一部分所发 生的切变。
发生切变的部分称孪生带或孪晶，沿其发生孪生的 晶面称孪生面。
孪生的结果使孪生面两侧的晶体呈镜面对称。
孪生示意图
孪晶组织
与滑移相比： 孪生使晶格位向发生改变； 所需切应力比滑移大得多, 变形速度极快, 接近声速; 孪生时相邻原子面的相对位移量小于一个原子间距。
密排六方晶格金属滑移系少，常以孪生方式变形。体 心立方晶格金属只有在低温或冲击作用下才发生孪生 变形。面心立方晶格金属，一般不发生孪生变形。
㈡ 多晶体金属的塑性变形过程
多晶体中首先发生滑移的是滑移系与外力夹角等于 或接近于45°的晶粒。当塞积位错前端的应力达到
一定程度，加上相邻晶粒的转动，使相邻晶粒中原
来处于不利位向滑移系上的位错开动，从而使滑移
由一批晶粒传递到另
一批晶粒，当有大量
晶粒发生滑移后，金 σ
σ
属便显示出明显的塑 性变形。
（面心立方）
（密排六方）
⑶滑移时，晶体两部分的相对位移 量是原子间距的整数倍。
滑移的结果在晶体表面形成台阶， 称滑移线，若干条滑移线组成一 个滑移带slip band。
铜拉伸试样表面滑移带
2、滑移的机理
把滑移设想为刚性整体滑动所需的 理论临界切应力值比实际测量临界 切应力值大3-4个数量级。滑移是通 过滑移面上位错的运动来实现的。
二、再结晶温度
再结晶不是一个恒温过程，它是自某一温度开始，在 一个温度范围内连续进行的过程，发生再结晶的最低 温度称再结晶温度。
580ºC保温3秒后的组织
580ºC保温4秒后的组织
受到晶界的阻碍而堆积起来, 称位错的塞积。要使变形继 续进行, 则必须增加外力, 从 而使金属的变形抗力提高。