塑变回复再结晶

塑变回复再结晶第1页，课件共97页，创作于2023年2月第一节金属的变形特性（弹性变形、塑性变形、断裂）——自学第二节单晶体的塑性变形一、滑移定义：在切应力作用下，晶体的两部分沿一定的晶面和晶向发生相对的滑动。通过滑移产生的变形叫滑移变形。第2页，课件共97页，创作于2023年2月1、滑移带与滑移线滑移带：光学显微镜观察到的塑变后单晶试样表面形成的滑移条纹。滑移线：组成滑移带的平行线条。第3页，课件共97页，创作于2023年2月滑移的特点：

1)不改变晶体点阵类型；

2）不改变晶体内部各位向；

3）滑移量是滑移方向上原子间距的整数倍；

4)

滑移后在晶体表面出现一系列台阶。第4页，课件共97页，创作于2023年2月2、滑移的晶体学特征（滑移系）滑移面：能发生滑移的晶面（原子密度最大或次大晶面）。滑移方向：滑移面上能进行滑移的方向（原子密度最大的方向）。原因：原子面密度最大，其面间距大，原子面间结合力小。位错滑移所需加的临界切应力小，位错易发生移动；原子密度最大的方向，原子列间距大，原子列间结合力小。第5页，课件共97页，创作于2023年2月滑移系：晶体中一个滑移面和其上的一个滑移方向的组合，称为一个滑移系。典型晶体结构的滑移系：面心立方：滑移面{111}4个，滑移方向<110>3个，滑移系4×3=12个第6页，课件共97页，创作于2023年2月体心立方：滑移面为{110}；滑移方向为<111>。

{110}有6个，每个面有2个<111>方向，滑移系6×2=12密排六方：滑移面{0001}1个，滑移方向<1120>3个，滑移系1×3=3第7页，课件共97页，创作于2023年2月滑移系对金属塑性影响:

滑移系越多，发生滑移的可能性越大，塑性越好；(每个滑移系表示：金属晶体在进行滑移时可能采取的一个空间取向)。滑移方向对塑变的作用＞滑移面的作用；面心立方金属比体心立方金属的塑性好；第8页，课件共97页，创作于2023年2月3、滑移所需的临界分切应力滑移面面积=A/cosφ外力在滑移方向上的分力为：Fcosλ，

外力在滑移面上沿滑移方向的分切应力：式中：F/A为正应力；cosλcosφ为取向因子(Schmidt）。第9页，课件共97页，创作于2023年2月为简单考虑λ=90°-φ，即滑移面法线、滑移方向、外力轴在同一平面上，则：

cosλcosφ=cos（90°-φ）cosφcosλcosφ=(1/2)sin2φφ=45°，（cosλcosφ）max=1/2，τ最大。这样的滑移系启动时所需外力最小，最易滑移。第10页，课件共97页，创作于2023年2月临界分切应力（τK）：使滑移系开始启动所需的最小分切应力。临界分切应力（τK）是表示晶体特性的物理量，不随外力方向而变化，只和金属材料的成分、形变温度、形变速度有关。提高临界分切应力（τK）就可提高材料的强度。当滑移开始时，在宏观上金属开始屈服，F/A=σSτK=σS

cosλcosφ临界分切应力定律：只有当τ≥τK时，才能开始滑移。第11页，课件共97页，创作于2023年2月由于τK与外力方向无关，则：cosλcosφ改变时，相应晶体发生塑性变形的屈服应力也要改变。第12页，课件共97页，创作于2023年2月cosλcosφ的变化范围：cosλcosφ=(1/2)sin2φφ=45°为“软取向”。cosλcosφ=1/2，τ最大，最易滑移。软取向：取向因子较大的位向；φ=0、90°为“硬取向”。cosλcosφ=0，τ=0，无论施加多大外力也不能滑移。硬取向：取向因子较小的位向；φ大于或小于45°都不利滑移。第13页，课件共97页，创作于2023年2月4、滑移时晶体的转动滑移面上单纯切应力作用下——进行滑移；滑移面上同时存在分正应力时——原子面除做相对位移外，还有晶体的转动，使φ角发生变化。拉伸时：φ’>φ第14页，课件共97页，创作于2023年2月原因：σn1和σn2组成力偶使滑移面向外力轴方向转动。τb及τb,组成的偶将使滑移方向转向最大切应力方向。第15页，课件共97页，创作于2023年2月转动结果：拉伸时：晶体的转动力求使作用滑移面转到与力轴平行的方向；使滑移方向转到最大切应力方向。压缩时：晶体的转动力求使作用滑移面转到与力轴垂直的方向。第16页，课件共97页，创作于2023年2月晶体转动的结果：使φ和λ角发生变化；取向因子变化导致：（1）对只有一组滑移面的晶体：几何软化：使滑移系转向容易滑移的软取向。几何硬化：使滑移系转向不容易滑移的硬取向，造成形变抗力增加。（2）对有多组滑移面的晶体：多个滑移系滑移。第17页，课件共97页，创作于2023年2月5、多系滑移多系滑移：在两个或更多个滑移系上同时或交替进行的滑移。出现在：外力轴和几个滑移系构成的取向因子相同（称等效滑移系），分切应力同时达到临界值。多个等效滑移系各自作独立的滑移。滑移线：呈交叉、曲折形状。第18页，课件共97页，创作于2023年2月二、位错的滑移机制滑移：在切应力作用下，晶体中的位错沿滑移面的运动。位错的产生：人类很早就知道金属有塑性（但不知原因）。20世纪20年代：应用X射线衍射，知道金属原子有规则排列，估算了切变强度。估算晶体的理论剪切强度（修正后）：

τ＝G/30

实验测定切变强度很低（比理论切变强度低2—4个数量级）。设想：晶体中存在某些缺陷，缺陷可使形变过程在局部发生、扩展，不需要两个晶面作整体的相对刚性滑动，这样，就可降低晶体滑移所需要的力——这样的缺陷就是位错。位错的概念早在1934年就提出，但直到1956年有人利用电镜薄膜透射法直接观察到位错后，它才完全为人们信服，位错理论才得以迅速发展与应用。第19页，课件共97页，创作于2023年2月1、刃位错的滑移：在切应力作用下，位错中心附近原子沿柏氏矢量方向做少量移动（小于一个原子间距），使位错在滑移面上向右移动了一个原子间距。第20页，课件共97页，创作于2023年2月位错达到晶体表面，晶体上下沿滑移面相对滑移一个柏氏矢量。第21页，课件共97页，创作于2023年2月

小结：（1）位错滑移只需一个很小的切应力即可完成；（2）位错线运动方向垂直于位错线且与柏氏矢量方向平行。第22页，课件共97页，创作于2023年2月（3）晶体滑移方向即为柏氏矢量的方向。当位错达到晶体表面后，晶体上下沿柏氏矢量方向滑移一个柏氏矢量大小的台阶。第23页，课件共97页，创作于2023年2月刃位错的滑移演示第24页，课件共97页，创作于2023年2月螺位错的滑移演示第25页，课件共97页，创作于2023年2月2、位错的增殖——Frand-Read位错源Si单晶中的位错源第26页，课件共97页，创作于2023年2月3、位错的交割与塞积（1）位错的交割：定义：不同滑移面上运动位错相遇发生相互截割的过程。位错交割的结果：在原直位错线上形成一段一个或几个原子间距大小的折线。割阶：形成的曲折线段不在位错所在的滑移面上。扭折：形成的曲折线段处于位错所在的滑移面上。第27页，课件共97页，创作于2023年2月当两刃位错柏氏矢量相互垂直↓b1b2第28页，课件共97页，创作于2023年2月割阶对位错运动产生阻碍作用。扭折对位错运动无阻碍，且不稳定，在位错线张力的作用下将会消除。第29页，课件共97页，创作于2023年2月（2）位错的塞积位错在障碍物前端产生的应力集中：

τ=nτon∝L，τ∝n表明：n个柏氏矢量相同位错在障碍物前受阻形成位错塞积群，前端产生的应力集中相当于外加切应力的n倍。在此应力集中作用下：晶界处若不能松弛应力，可能迫使临近晶粒位错源启动或导致晶界裂纹的产生。

第30页，课件共97页，创作于2023年2月三、孪生定义：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿特定的晶面、晶向发生一定角度的均匀切变。孪晶：经孪生变形后，发生变形和未发生变形的两部分以它们的界面为镜面，形成的镜象对称的一对晶体。第31页，课件共97页，创作于2023年2月孪生系：体心立方：孪生面{112}，孪生方向<111>面心立方：孪生面{111}，孪生方向密排六方：孪生面，孪生方向形成孪晶：孪晶为条带状（平直的、透镜状），可以平行，也可以交成一定角度。第32页，课件共97页，创作于2023年2月1、面心立方晶体孪生的切变过程第33页，课件共97页，创作于2023年2月2、孪生的特点（1）部分晶体发生了均匀的切变，位移量正比于至孪生面的距离。切变时，原子移动的距离不是孪生方向原子间距的整数倍。（2）引起晶体取向变化（成镜面对称）。（3）不改变晶体的点阵类型。第34页，课件共97页，创作于2023年2月（4）孪生所需的临界分切应力比滑移大许多倍。例如：99.999%Cd，滑移的临界分切应力为30g/mm2；孪生的临界分切应力为422g/mm2；（5）孪生时可以听到声音（变形速度快，引起冲击波）。（6）孪生对总变形量贡献不大（提供7—10%）。但孪生是滑移的补充，当滑移不能进行时，孪生改变晶体取向，使滑移继续。第35页，课件共97页，创作于2023年2月3、发生孪生变形的条件密排六方：滑移系少，容易进行孪生变形。体心立方：室温只有在冲击载荷下发生孪生变形。室温以下由于滑移不易进行，可以孪生方式变形。面心立方：在极低温度（4—78K）下，滑移极为困难时产生。第36页，课件共97页，创作于2023年2月第三节多晶体的塑性变形多晶体变形抗力高于单晶体。多晶体与单晶体比较：相邻各晶粒之间存在晶界；相邻晶粒位向不同。多晶体塑变：每个晶粒变形基本方式同单晶体；有特殊性。第37页，课件共97页，创作于2023年2月一、多晶体塑变特点1、各晶粒不能同时变形，各晶粒的变形不均匀。2、相邻晶粒位向不同，阻碍了滑移进行。第38页，课件共97页，创作于2023年2月3、相邻晶粒要协调变形滑移传递需激发相邻晶粒位错源开动；相邻晶粒几个滑移系（甚至取向不利的）开动，参与滑移变形的晶粒越来越多，宏观上处于均匀变形阶段。第39页，课件共97页，创作于2023年2月4、晶界作用常温下晶界强化作用。滑移在晶界处受阻，晶界界附近变形量小。第40页，课件共97页，创作于2023年2月二、晶粒大小的影响结论：常温下晶粒越细小，屈服强度越高，塑性越好。式中：σo：晶内对变形的阻力，相当于单晶体金属的屈服强度；K：常数，表示晶界对变形的影响，与晶界结构有关；d：晶粒平均直径。Hall-Petch公式（经验关系式）：第41页，课件共97页，创作于2023年2月第42页，课件共97页，创作于2023年2月晶粒越细小，屈服强度越高的原因：τ=nτon∝L，τ∝n晶粒细小，位错源到晶界的距离小，发放的位错数目少，附加的切应力小，不易激发相邻位错源开动，滑移不易转到另一晶粒，屈服强度高。第43页，课件共97页，创作于2023年2月晶粒越细小，塑性越高的原因：（当应力大于屈服极限开始变形时，晶粒细小，在开裂前承受的变形量大，塑性好）（1）晶粒细小，晶内与晶界变形差异小，变形均匀，应力集中小，不易开裂；（2）晶粒细小，单位面积晶粒数多，有利于变形的取向多；（3）晶粒细小，晶界多且曲折，不利于裂纹的传播。细晶强化是提高性能的途径之一。第44页，课件共97页，创作于2023年2月溶质原子在基体中存在形式：固溶体；复相合金（固溶体+第二相）。第四节合金的塑性变形特点（增加）一、单相固溶体1、产生固溶强化第45页，课件共97页，创作于2023年2月2、固溶强化机理:（1）晶格畸变阻碍位错运动；（2）柯氏气团阻碍了位错运动，产生固溶强化。柯氏气团：溶质原子围绕位错形成的溶质原子聚集区。第46页，课件共97页，创作于2023年2月二、复相合金固溶体+第二相（性质、形状、大小、数量、分布）1、复合型：第二相尺寸与基体晶粒尺寸属于同一数量级。（1）两相均有塑性：式中：f为相的体积分数。σ为应力；ε为应变。第47页，课件共97页，创作于2023年2月（2）固溶体基体和一定量硬脆相第二相呈连续网状分布在晶界上：强度下降，塑性也很低。第二相呈断续网状分布在晶界上：有一定的塑性和强度。第二相呈孤立的粒子分布在基体上：强度较低，塑性好。第二相以片状分布在基体上：增加了变形抗力，而且片间距越小，强度越高，塑性不降低。第48页，课件共97页，创作于2023年2月2、弥散型（第二相十分细小、弥散分布）（1）位错的饶过机制——颗粒尺寸大且不可变形奥罗万在1948年首先提出，称奥罗万机制。粒子对位错运动产生阻碍：第49页，课件共97页，创作于2023年2月（2）位错的切过机制—尺寸小、可变形粒子粒子对位错运动产生阻碍：生成柏氏矢量大小的台阶，增加了粒子与基体间的界面面积；打乱了溶质原子有序分布等增加位错运动阻力。第50页，课件共97页，创作于2023年2月第五节塑变对金属组织结构和性能影响一、显微组织结构的变化1、显微组织晶粒外形变化（沿变形方向伸长、纤维组织、带状组织）。出现滑移带、孪生带；第51页，课件共97页，创作于2023年2月2、亚结构（1）位错密度升高：由变形前退火态106—107/cm2增至1011—1012/cm2。（2）位错分布变化：位错形成位错缠结或形成胞状亚结构。第52页，课件共97页，创作于2023年2月3、晶粒位向改变——形变织构定义：多晶体金属形变后具有择优取向的晶体结构。择优取向（晶粒取向大致趋于一致）——织构。类型：丝织构和板织构。织构的表示：{hkl}<uvw>。

{hkl}表示该晶面平行于轧制平面；

<uvw>表示该晶向平行于轧制或拉拔方向。第53页，课件共97页，创作于2023年2月形变织构使金属产生明显的各向异性。第54页，课件共97页，创作于2023年2月性能上出现各向异性：原因：组织上的方向性（晶粒沿变形方向伸长）和结构上的方向性（形变织构)各向异性对材料成型和使用性能的影响：（1）深冲板材出现“制耳”：各方向上变形不一致。（2）利用织构：变压器硅钢片获得<100>织构，磁感应强度最大，铁损最小。通过冷轧获得（110）[001]织构的硅钢片。第55页，课件共97页，创作于2023年2月4、残余内应力（内应力）定义：金属经冷变形，外力去除后，其内部仍残留着的应力。（1）宏观内应力（第一类内应力）：由于工件各部分变形不均匀。第56页，课件共97页，创作于2023年2月（2）微观内应力（第二类内应力）：在晶粒内或晶粒之间保持平衡的残留内应力。由于各个晶粒变形不均匀引起的。（3）点阵畸变（第三类内应力）：位错、空位等晶体缺陷周围产生点阵畸变和应力场，在几百或几千个原子范围内保持平衡。冷变形后的金属内部有储存能，处于高能量状态。第57页，课件共97页，创作于2023年2月二、塑变对性能的影响1、产生加工硬化定义：金属材料经冷变形，强度、硬度提高、塑性下降的现象。

机理：多组滑移系进行滑移，位错密度升高，位错交互作用，产生位错塞积、割阶等，位错之间相互钉扎，位错运动困难。第58页，课件共97页，创作于2023年2月加工硬化的利与弊：强化金属的重要途径；利提高材料使用安全性；利弊材料加工成型的保证。弊变形阻力提高，动力消耗增大；脆断危险性提高。加工硬化的应用：在生产上可通过冷轧、冷拔(等冷加工工艺)提高钢板或钢丝的强度。第59页，课件共97页，创作于2023年2月2、其它性能变化电阻升高；化学活性增加，腐蚀速度加快；结构缺陷增多，扩散加快。第60页，课件共97页，创作于2023年2月提高金属材料强度的基本途径：1、尽量减少金属中的缺陷：制造无位错的金属和合金晶须和单晶。2、增加晶体中的缺陷：金属材料强化的实质：使位错运动困难。第61页，课件共97页，创作于2023年2月（1）固溶强化晶格畸变、柯氏气团阻碍位错运动。第62页，课件共97页，创作于2023年2月（2）第二相强化第二相颗粒阻碍位错运动（位错的绕过和切过机制）第63页，课件共97页，创作于2023年2月（3）冷加工硬化：增加位错密度，位错交互作用，产生位错塞积、割阶等，位错之间相互钉扎，位错运动困难。

（4）细晶强化：增加晶界、位错源到晶界的距离小，发放的位错数目少，附加的切应力小，不易激发相邻位错源开动。（5）热处理强化：改变组织结构等。第64页，课件共97页，创作于2023年2月第五节冷变形金属的回复与再结晶金属变形后：晶粒外形变化；亚结构变化；性能变化第65页，课件共97页，创作于2023年2月储存能：塑性变形时，外加能量储存在形变金属内部的能量(塑变后金属材料的自由升高)。储存形式：空位：比例较小位错：80～90％弹性应变能：3～12％畸变能：储存能动力学条件允许，则向低能量方向转变——发生回复、再结晶和晶粒长大三个阶段。第66页，课件共97页，创作于2023年2月一、回复1、定义：形变金属加热时，在新晶粒出现之前，某些物理、力学性能及亚结构发生变化的过程。2、驱动力：储存能。3、回复机制对应温度：TH=T加(K)/Tm(K)（1）低温回复：0.1<TH<0.3点缺陷运动消失：空位与间隙原子对消；空位群坍塌成为位错；空位到晶界或位错处沉没。与点缺陷有关的性能开始回复。第67页，课件共97页，创作于2023年2月（2）中温回复：0.3<TH<0.5

原子活动能力增大。点缺陷继续运动消失；位错滑移、交滑移运动：使位错数量有所减少。异号位错对消；位错缠结内位错重新排列；亚晶长大。变形后亚晶回复后亚晶第68页，课件共97页，创作于2023年2月亚晶长大（亚晶规范化）：形变胞状组织回复时，胞内位错——滑移到胞壁发生异号位错对消，使胞内无位错；胞壁位错——滑移、交滑移重新组合，使排列整齐，胞壁厚度减小。亚晶界清晰、明确，亚晶尺寸相对增大。第69页，课件共97页，创作于2023年2月（3）高温回复：TH>0.5点缺陷继续运动；位错滑移运动；位错攀移运动——多边化和亚晶合并。（位错数量有所减少）。第70页，课件共97页，创作于2023年2月位错的攀移：刃位错在垂直于滑移面的方向发生的上下运动。第71页，课件共97页，创作于2023年2月多边化：第72页，课件共97页，创作于2023年2月亚晶合并：形成大角度亚晶界的一种方式。区域性的、大量的位错调整和消失，只有在高温下进行。第73页，课件共97页，创作于2023年2月4、回复退火的应用（消除内应力退火）回复退火：将变形后的金属和合金，在回复阶段温度（低于再结晶温度）进行加热、保温、缓冷的操作。目的：消除内应力及某些物理性能的回复。因为：冷变形金属中的内应力在多数情况下有害。如，第一次世界大战时，深冲的黄铜弹壳的开裂，将弹壳在250—300℃进行回复处理，解决了这个问题。第74页，课件共97页，创作于2023年2月二、再结晶1、定义：经冷变形有很大畸变的金属，加热到一定温度，产生一些无畸变的小晶粒并不断长大，直到由无畸变晶粒所取代的过程。（冷变形金属在加热条件下生成一种全新组织结构的过程）。2、驱动力：储存能（相邻晶粒畸变能差）。3、利用再结晶退火：

恢复金属的变形能力；

与冷变形结合，改善材料的性能。第75页，课件共97页，创作于2023年2月4、再结晶过程：形核和核长大。第76页，课件共97页，创作于2023年2月再结晶形核：

可动性较大的大角度晶界的突发式迁移，扫过的区域为无畸变的再结晶核心。可动性较大的大角度晶界的获得：加工时保留下来的原始晶界；形变及回复时形成的亚晶界。形核方式：亚晶形核晶界弓出形核第77页，课件共97页，创作于2023年2月（1）亚晶形核对变形量大的金属。1）亚晶迁移（亚晶蚕食）：在位错密度很大的小区域内，形成位错密度很低的亚晶，向四周生长。使之与周围基体的取向差逐渐增大，变成大角度亚晶界，成为再结晶核心。大角度亚晶界可以突发迁移，蚕食经过途中位错，留下无畸变的晶体。第78页，课件共97页，创作于2023年2月2）亚晶合并：形变胞加热形成回复亚晶，亚晶界上的位错通过攀移与滑移，逐渐转移到周围其它亚晶界上，导致相邻亚晶边界的消失（亚晶合并）；亚晶合并使亚晶尺寸增大、亚晶界上位错密度增加，与其它亚晶的位向差增大，具被突发迁移的条件，成为再结晶核心。第79页，课件共97页，创作于2023年2月（2）晶界弓出形核对于形变量较小（一般小于20%）的金属。冷变形量较低，不同取向晶粒的变形量不同，相邻晶粒的位错密度不同。晶界中的一段向位错密度高的一侧突然弓出，被此段晶界扫过的地区，位错密度下降，成为无畸变的晶体——再结晶核心。第80页，课件共97页，创作于2023年2月再结晶核心的长大：再结晶核心形成后，自发向有畸变区域成长，直到各个再结晶核心相互接触，冷变形基体完全被无畸变的小晶粒取代。驱动力：储存能。界面推移方向：背离曲率中心方向。组织：细小无畸变的等轴晶粒。界面移动方向第81页，课件共97页，创作于2023年2月三、再结晶温度与影响因素1、再结晶温度定义：理论上：开始发生再结晶的最低温度。实际上：在规定时间内（通常为1小时），能够完成再结晶（转变95%体积百分数）所对应的退火温度。确定最低再结晶温度方法：对工业纯金属：Tr=(0.35—0.4)Tm(K)

高纯金属系数为0.25—0.35

生产中再结晶退火温度比最低再结晶温度高100——200℃。第82页，课件共97页，创作于2023年2月2、影响再结晶温度的主要因素（1）变形程度变形程度越大，储存能越多，再结晶驱动力越大，再结晶温度越低。

（2）金属的纯度杂质与微量溶质原子偏聚在位错和晶界，再结晶温度升高。

（3）原始晶粒尺寸原始晶粒越细小，再结晶温度越低。

（4）加热时间和加热速度加热时间长，再结晶温度降低。加热速度慢，再结晶温度降低。第83页，课件共97页，创作于2023年2月四、再结晶后的晶粒大小控制再结晶后晶粒的平均直径：

d=K(G/N)1/4，再结晶晶粒越细小，强度越高，塑性越好。影响因素：1、变形程度临界变形量：能发生再结晶的最小变形量。（2—10%）。变形小于2—10%：不发生再结晶；变形量在2—10%：再结晶后晶粒粗大；变形大于2—10%：随变形量增加，晶粒变细。第84页，课件共97页，创作于2023年2月2、原始晶粒尺寸原始晶粒越细小，点阵畸变区多，再结晶的形核地点多，再结晶后晶粒细小。3、合金元素与杂质杂质与微量溶质原子偏聚在位错和晶界，阻碍晶界运动，再结晶晶粒的长大速率下降，使再结晶晶粒细化。临界变形度的危害第85页，课件共97页，创作于2023年2月看出：温度一定，形变量越大，再结晶后晶粒越细小；形变量一定，温度越高，再结晶后晶粒越粗大。在低形变量和高退火温度的角上，形成一个晶粒非常粗大的区域，除非特殊要求，必须避开此区域。4、退火温度再结晶图：表示形变量、再结晶退火温度和再结晶后晶粒大小的图。制定金属变形和再结晶退火工艺依据。第86页，课件共97页，创作于2023年2月五、再结晶后晶粒的长大再结晶完成后,得到细小等轴的晶粒，晶粒长大，总的晶界面积减少，能量降低是一个自发过程。长大：正常长大（连续均匀长大）：参与长大的晶粒数量多，且分布均匀；所有晶界具有大致相同的可动性；各晶粒尺寸差异不大，且平均尺寸连续增大。异常长大（二次再结晶）：少数晶粒优先长大，吞食周围晶粒而长成粗大晶粒。第87页，课件共97页，创作于2023年2月一、正常长大1、晶界迁移方向和驱动力晶界迁移：晶界在其法线方向上的迁移。晶界迁移驱动力：界面能的减少，与曲率有关。晶界迁移方向：向曲率中心方向移动。长大方式：大吃小，凹吃凸。第88页，课件共97页，创作于2023年2月2、长大中晶界迁移规律：（1）弯曲界面向曲率中心方向移动，晶界趋于平直化；（2）晶界交角力求为120°；（3）边数小于6边的晶粒消失。大于6边的晶粒长大；3、晶粒的稳定态：正六边形。第89页，课件共97页，创作于2023年2月4、影响晶粒长大的主要因素（1）温度：温度越高，晶粒长大速度越快。（2）杂质与微量元素：少量杂质或溶质原子对晶界移动有显著阻碍作用。（3）第二相分散粒子：运动的晶界遇到第二相粒子，粒子对晶界移动产生一个阻力，拖住晶界，