中科大金属学原理课件第8章 材料的塑性变形

金属的弹性变形1,特点：变形可逆，去除外力后，变形消失。服从虎克定律，应力应变成线性关系。正应力下：σ=Eδ,切应力τ=Gγ,G=E/2(1+v),v=0.33,G≈3E/8.2,弹性模量：主要的物理的和力学参量，原子间结合力的反映和度量，发生弹性变形的难易程度取决于作用力－原子间距曲线的钭率S0。第八章材料的塑性变形金属材料弹性变形小，＜0.1%，原子间距只在r0附近变化，可把S0看成常数。F=S0(r-r0),Ur0F钭率S0吸引力排斥力00由于单位面积内原子键数为1/r02，改写上式：E是组织不敏感性能指标—单位面积的作用应力－弹性模量。弹性模量在工程上表示材料的刚度，抵抗弹性变形的能力一、滑移和孪晶变形1，滑移观察抛光后的纯铝或纯铁试样变形后，表面内有许多平衡或几组交叉的细线第一节单晶体塑性变形2,滑移机制实际晶体在很小的应力下就可以发生塑变，是位错发生运动的结果。那么，需要加多大应力可使位错运动，运动就受到多大的力。位错受到的力是正统函数，称为P－N(派耳斯－纳巴罗)力：b为柏氏矢量，a为原子间距，指数项为点阵阻力或是晶格阻力。a,实际晶体开始塑变的应力比理论屈服强度要低得多,τP－N≈10-4G,而理论屈服强度高达G/30.b,位错常在原子排列到最紧密的平面和方向运动。因紧密则原子面间距a大，方向上间距小也是柏氏矢量最小的方向。(密排方向)派纳力表示了变形的难易程度，其大小和晶体结构及结合键有关。在金属中，P-N比较小，故金属易塑性变形，而fcc和hcp的P-N力最低(本质软金属)。体心的P-N力稍高些，且对温度敏感。低温时P-N力急剧升高—体心立方金属产生低温脆性的原因。共价金属和离子晶体(本质硬金属)的P-N很高，故很脆。二，滑移系(滑移面和滑移方向)1，面心立方密排面{111}共四个，密排方向<110>3个。其滑移面和滑移方向可清楚表明一个锥形八面体中，滑移面和在该面上的滑移方向的组合称为滑移系，4×3=12个滑移系。2，体心立方{110}<111>，6个和2个，6×2=12个滑移系。但体心立方金属的滑移变形受合金元素、晶体位向、温度和应变速率的影响较大，其滑移面也有{112}和{123}，但方向恒为[111]。因此，体心立方金属可能有48个滑移系。3，密排六方c/a较大，c/a≥1.63,Cd,Zn,Mg等滑移面为(0001)，滑移方向为<110>，组合后，仅有三个滑移系c/a较小，枝柱面原子排列的密度较基面上大，滑移面为{100}，如Ti,受杂质影响很大。滑移系的多少是影响金属塑性好坏的重要因素，hcp塑性低。塑性好坏，除了决定滑移系之外，还与滑移方向多少有关，还与杂质、加工硬化有关。尽管bcc有潜在的48个滑移系，但不可能同时动作，而且变形时也会发生转动滑移距离是的整数倍一定要切应力，切应力小些三、孪晶变形孪晶变形也是一种常见的变形方式，在下列几种情况很重要1，对hcp：滑移系小，需要孪晶变形来调节，孪晶变形改变晶体位向，促使滑移继续发生。如Ti及合金，Mg及合金，Be及合金，孪晶变形明显。2，Fe在低温拉伸和冲击：易形成孪晶-断裂的萌生地，是发生滑移还是孪晶取决于两者临界切应力的相对大小。实验测定，发生滑移的临界切应力随温度降低而急剧升高，而孪晶临界切应力基本不变。如-196℃，孪晶临界切应力就较低。3，fcc金属不易出现孪晶。但对低层错能的合金，如高猛钢、不锈钢、α-黄铜，P-N力低，易发生滑变形，孪晶变形占有相当比例。故退火时出现明显的退火孪晶。切应力作用下沿着一定的晶面和晶向，在一个区域内发生连续顺序切变。四、单晶体的塑性变形1，施密特定律晶体发生变形，并不是12个滑移系都开始。一个单晶体受拉伸，当拉力轴沿着一个晶向，只有当外力在某个滑移方向上的切应力达到某一临界值时，这一滑移系才开始(位错运动的应力)，发生塑性变形，当有许多滑移系时，分切应力最大的滑移系首先开动。外力在滑移方向上的分切应力：τc是一个定值，对某种金属是一个定值。但材料的屈服强度σs则随拉力轴相对于晶体取向即λ、φ值而定。FNFλφ滑移方向滑移面法向αA/cosφcosφcosλ称为取向因子，值大称为软取向，材料的屈服强度低，反之为硬取向,屈服强度高。取向因子λ+φ=90°相当于滑移方向位于外力方向与滑移面法向所组成的平面，则cosφcosλ=0.5sin2φ,φ=45°,0.5sin2φ=0.5,cosφcosλ=0.5最大，称为软取向。滑移面垂直于拉力轴或平行于拉力轴时，则在滑移面上的分切应力为零。因此不能滑移。物理意义：起始塑变的临界分切应力定律：临界分切应力确切定义应该是滑移系上第一个位错开动所需要的切应力，但难于测量实际测试的屈服点都是对应某一定量塑性变形的应力，此时已有较多的位错发生运动，甚至含一些运动位错的交互作用和杂质原子对位错的钉扎力通常所说的流变应力(FlowStress)是在某一塑性变形量下的应力一些金属晶体发生滑移的临界分切应力金属温度纯度%滑移方向滑移面τc

mpaAlCuNi室温FeNbTiMgMgMg室温300℃室温99.9999.9999.9899.9699.9099.9999.98<110><111>{111}{110}0.790.985.6827.4433.8013.70.760.643.92fcc,hcp,τc小与纯度有关与滑移面有关和温度有关，如Mg临界分切应力的估计i)按Frank-Read源估计：τe=Gb/L,L是位错网的直径10-3~10-5cm,估计的τc与实际值相近ii)按τP-N来估计：软金属τP-N不是τc的主要部分，偏小；硬金属，晶格阻力则是临界分切应力的主要贡献iii)按位错间的长程交互作用估计：其中L是平行滑移面之间距离，α为常数，取决于位错排列情况iV)按位错间短程交互作用估计割阶形成能α’Gb3,α’小于1的常数。形成割阶所耗能量靠外力作功来补偿。位错核心宽度为d，林位错平均距离为L，运动位错截过一个林位错，外加切应力做功，τjbLd:ⅴ)按运动位错和林位错交割产生会合位错。继续前进要把会合位错拉开，要做功:vi)带割阶运动时必伴随产生点缺陷空位形成能αGb3,外加切应力在b距离做功为τDLb2,τD=αGb/L,α=0.2的常数上面各种力，除了晶格阻力之外，它们对切应力的贡献，都具有相同的形式，τ=αGb/L,因不同机制，α略有差异。但按上述方式计算结果和实测得的临界分切应力的数量级一样。临界分切应力和温度的关系温度升高，临界分切应力有所降低长程交互作用引起的阻力随温度变化很小短程交互作用引起的阻力受温度影响大温度足够高，热激活提供足够能量保持临界分切应力不再随温度变化，如Mg,Cd层错能对fcc的τc有明显影响。层错能低受温度影响小。T/Kτ体心立方金属结构的临界分切应力和杂质关系极大，随温度变化比较密切。各温度下的τc可利用直线表示，有的用二段有的用三段。说明临界分切应力可能是上面各种机制总和，并在不同温度范围内，其主导作用机制不同。滑移时晶体的转动。如果晶体在拉伸时不受约束，滑移时各滑移层象推开扑克牌那样一层层滑开，每一层和力轴夹角不变。单晶体滑移时，除滑移面发生相对位移外,往往伴随着晶体的转动，对于仅有一组滑移面的密排六方金属尤为明显拉伸夹头不可能横向动作，故为了保持轴上固定不变，单晶体必须朝向最大分切应力方向。晶体各部分相对外力取向不断改变，各滑移系的取向因素也在不断改变，原来硬的变软，原来软的变硬例：已知Cu的的滑移系的临界切应力τc为1Mpa,问要使面上产生[101]方向的滑移，问在[001]方向上应施多大的应力？要使面上产生[110]方向的滑移呢？解：a)对于立方系，两晶面(h1,k1,l1)和(h2,k2,l2)的夹角为b)由于滑动方向[110]和[001]方向点积为零，故两晶向垂直，cosλ=0,σ=∞,即作用应力方向为[110]方向不会产生滑移。施密特定律在h.c.p和f.c.c都得到证实但体心立方金属不服从施密特定律，具体表现是滑移的临界切应力并不是常数。拉力轴不同，τc也在改变，而且在施密特因子为最大时(晶体取向上)，作拉伸与压缩，两者的临界切应力是不同的。理想情况下，τc和P-N力应有对应关系，因为P-N力就是位错运动开始塑性变形所要克服的阻力。但实际τc比计算P-N力要高三个数量级以上。P-N考虑了位错，实际晶体还有位错和溶质，及它们之间交互作用。例2：一个简单立方晶系的双晶，它们的位向和力轴方向如图表示，问哪一个晶体先滑动，哪一个滑移系滑移？解：简单立方晶系的滑移系为{100}<100>，根据施密特定律：第1晶体先滑移，滑移系是(001)[010]和(010)[001]，第2晶体不能滑移，因为外力垂直于(100)面。如图σ与(001)[010]和(010)[001]不垂直。12(011)[001][100]σσσ[100]例3：沿单晶铜[001]加拉伸载荷105pa,求位错单位长度上受力大小和方向，a=0.36mm.解：是一螺位错，xyzb4，单滑移，多滑移和交滑移单滑移：晶体中只有一个滑移系统上的分切应力最大，并达到临界切应力。在晶粒内只有一组平行的滑移线，只有在变形量很小的情况下发生，位错在滑移过程中不与其它位错发生位错交互作用，因此，加工硬化很弱。多滑移：当拉力轴在晶体特定取向上，可能会使几个滑移系上的分切应力相等，并同时达到临界切应力时就会发生多滑移。多系滑移会产生强的加工硬化。如面心立方金属。两组平行线交叉。交滑移：螺位错在两个相交的滑移面上运动。螺位错在一个滑移面上运动遇有障碍，会转动到另一滑移面上继续滑移，滑移方向不变。滑移线不平直，有转折和台阶，hcp几乎不发生交滑移，fcc可以发生交滑移，最容易发生交滑移的是bcc晶体(因滑移面多，可看到波纹状线条)交滑移在晶体的塑性变形中是很主要的。如果没有交滑移，只增加外力，晶体很难继续变形下去，只有发生断裂。扩展位错交滑移，必须首先束集成不扩展的螺旋位错线段。交滑移示意图如下：扩展位错宽度，r愈小，d愈大，束集困难，交滑移难度大，易脆断。Fe层错能高，易交滑移，滑移线呈波纹状，加入3%Si后，r降低，阻碍了交滑移，滑移线呈平直状，材料变脆奥氏体不锈钢，高锰钢，α-黄铜，虽然交滑移困难，即滑移被抑制，但可以发生孪晶变形，孪晶变形也促进了滑移的产生。束集2L0二、孪晶常见的另一种塑性变形方式：晶体的一部分相对于另一部分在切应力作用下沿特定的晶面与晶向产生一定角度的均匀切变。发生孪生的区域称为孪晶带滑移系较少的密排六方金属Cd,Zn,Mg等比较容易出现孪生变形，而金属性较弱的Bi,Sb等菱方晶体，几乎全部是孪生方式进行塑性变形。各层(111)面都相对于其邻面沿方向产生一个位移量的切变。使切变部分与未变形部分以孪晶面为分界面，形成对称镜面结构。两个孪晶界各成镜面对称。孪生变形的主要特点：切应力滑移也受阻引起应力集中低层错能易产生孪晶所需切应力比滑移大得多.Mg的孪生5.4~34.3,滑移仅有0.49mPa,所有的面都切变，距离非完整的，如a/b<112>外发式，极高速度，伴随应力集中的松驰，应力-应变曲线为金属齿状孪生贡献的滑移量少，仅7.2%。但孪晶的形成改变了晶体的，从而使某些有利的滑移系转换到有利于发生滑移的位置。激发进一步的滑移和晶体继续变形孪生出现彼此相交时，会引起应力的高度集中，可能产生微裂纹孪晶部分的位向与基体对称，抛光后有浮凸效应。三、扭折当受力晶体的取向不利于发生滑移或孪生时，将通过扭折进行不均匀的局部塑性变形。扭折区：由符号相反的两刃位错组成—是由大量运动位错的汇集和引起弯曲应力作用的结果孪曲区：堆积着许多同号位错扭折是突然发生的，局部晶格绕某轴产生旋转，而产生扭折，面心立方结构会发生扭折带，在形变第Ⅲ阶段出现形变带：形变形成的取向与晶体其余部分不同的区域,边缘不是晶界,它有一定宽度,是取向逐渐过渡的区域.形变带的点阵转动是逐步的.都是不均匀的变形方式.晶体相对于给定的应力状态是不稳定的话，形变时晶体会发生转动，力求转动到稳定的取向.在某些取向以及某些应力状态下，晶粒发生的局部转动会使晶体从单一径向分裂成两种互补的取向的局部的区域就是形变带。是一种不均匀的变形.第二节单晶体的拉伸变形一、单晶体的应力-应变曲线θ=dτ/dr加工硬化系数第Ⅰ阶段：切应力达到晶体的临界分切应力时，一个滑移系开动，阻力小，硬化效应小。易滑移阶段，滑移线长直而且稀，基本都平行位错的滑移。终止在0.05~0.2处第Ⅱ阶段：滑移在几组相交的滑移面中发生，位错交割，增殖塞积相继发生，位错运动阻力加大，θⅡ=3×10-3G，线性硬化阶段，滑移线短而密，互相相交θⅠθⅡθⅢ切应力τ第Ⅲ阶段：应力进一步增高，滑移障碍将逐渐克服交滑移进行变形，θⅢ下降，抛物线硬化阶段。动态恢复阶段但曲线形状受结构类型、取向、杂质会计师及试验温度影响，实际曲线有所改变。滑移线出现波纹，末端有细化现象加工硬化理论一、影响因素1，内部因素：晶体结构，晶体取向或织构，堆垛层错线，化学成分，显微组织2，外部因素：温度，应变速度，形变模式，试样尺寸。二、硬化理论1，长程应力场作用(平行位错之间)：拉伸初期施加的应力较小，只有平行的位错才能进行滑移，是单系滑移，待后期才是多系滑移2，i)原滑移中位错塞积产生的长程应力场导致另一个滑移系(次)开动，产生大量林位错，位错滑动和林位错交割，产生位错滑移的阻力并使位错增殖ii)林位错使原滑移系中的下一R源产生大量割阶，带割阶的位错运动阻力大iii)第二滑移系开动，形成越来越多的L-C(面角)不动位错，以及L-C位错为核心逐渐形成很多位错环，位错偶极力及塞积位错等，成为位错运动的障碍iv)局部应力场引起的硬化(短程应力场)3，应力足够大，螺位错交滑移到别的滑移面，或塞积群前的障碍被高的应力集中摧毁，应力场松驰，硬化率下降。塞积群中螺位错交滑移后，在原滑移面和交滑移面留下两群刃位错，温度不高，不易攀移，形成脆状结构，温度高由热激活帮助交滑移，故第Ⅲ阶段和温度有很大关系ⅠⅡⅢ存在范围取决于金属纯度，形变温度、晶体取向等金属越纯，Ⅰ阶越短，θ1变化不大力轴相对于晶体的软取向时，形变主要是单系滑移，长Ⅰ长θ1小，硬取向时，Ⅰ短，θ1大取向对Ⅱ段影响小形变温度低，Ⅰ、Ⅱ段就长，θ1与θ2与温度无关τⅢ对温度非常敏感，温度高，τⅢ越小晶体愈小，位错易于滑出晶体，第Ⅰ段长层错能大则第Ⅱ短，第Ⅲ段很早就会出现六方晶体仅有一组平行的滑移面滑移，Ⅰ长，100%-200%，也可出现三个阶段bcc滑移，非常易发生多系滑移，难看到Ⅰ段，如有夹杂，C、N等间隙原子，不论是单晶体还是多晶体，都会出现上屈服点和下屈服点第三节多晶体的塑性变形多晶体对塑性变形的影响主要表现在晶界的作用和晶界的作用和晶粒取向的作用：现象：实验观察表明，滑移线是终止在晶界阻碍滑移，阻止位错运动规律：多晶体的变形特点：第一是变形的传递，第二是变形的协调。一晶粒在某一滑移系动作后，位错遇到晶界使塞积起来不可能延伸到邻晶粒。产生大量的应力集中，当应力集中能使相邻晶粒位错源开始，原来取向不利的晶粒开始变形，相邻晶粒也使位错产生的集中得以松驰，就是滑移的传播过程。晶粒取向的影响变形在晶界传递的同时，邻近晶界的晶粒在晶界附近区域有几个滑移系动作，实验证明在晶界附近有几个滑移系同时动作。为了满足变形协调，理论计算应有6个独立的滑移系，以保证6个独立的应变分量，使晶粒形状自由变化，在体积不变时，至少要5个。对于fcc和bcc容易满足这个变形协调条件。对于hcp则难于实现，为了实现变形协调①增加滑移面，除底面或棱锥面②产生孪晶变形，孪晶和滑移结合起来，可连续变形多晶体的屈服强度可写为面心立方金属滑移系多，且易交滑移，最大，每一晶粒都有一个取向有利滑移系。hcp则不行，晶体就影响很大实验证实，晶粒越细，材料强度越高，通过位错塞积模型，位错运动要克服点阵磨擦力τ0.

使位错运动在有效切应力为τ-τ0.位错运动距离为L(晶粒直径之半)受阻塞积，对位错源反作用，反作用与塞积位错数目有关。细晶粒位错娄n少，位错源近，反作用力大，使位错源停止开动。而粗晶粒还在不断放出位错。晶粒的影响粗晶粒晶界塞积的位错数目多，产生的应力集中大，更加容易使相邻的位错源开动，因而粗晶粒的屈服强度低。粗晶粒塞积位错多，产生的应力集中大，有使相邻晶粒易开动。但若相邻晶粒取向特别不利(位错被钉扎)，位错源不易开动，不易变形，应力集中不易松驰，则在邻近晶粒某一特定方向产生很大拉动，形成裂纹来松驰集中应力。说明粒晶容易萌生裂纹，断裂时塑性低。细晶还可韧化材料，变形均匀，应力集中小。变晶调节能力强高温下晶界的弱化作用原子活动能力增大以及原子沿晶界的扩散速率加快，有粘滞特性，减弱了对变形的阻碍作用，多晶体塑性变形以沿晶界发生相对滑动方式进行，区域层薄，且易回复软化，使变形继续进行.变形特点：不同时性，有先后之分变形是连续的，延伸率变化是连续的。靠近晶界处延伸率小，变形小，阻力大细晶粒形变场且强度高，大晶粒形成不均匀取向差域大，需要更多滑移系开动来协调，则互相交割和缠结的现象增多。晶界强度并不高形变的宏观协调一个晶粒与几个晶粒相邻，取向应不尽相同，变形时产生协调，取向差不同，参与协调的滑移系数目不同，则晶粒各区分成开动不同数目的滑移系区域，必然使晶粒碎化取向有差别的小块。每一小块变形较均匀，各区出现一定位向差，即前面所说的形变或镶嵌块。宏观协调难易程度取决于晶粒大小小晶粒间形变均匀，晶粒越大，形变越不均匀，晶粒碎化现象区强烈。大晶粒只要求局部开动较少的滑移系，结果应力会降低。六个应变分量描述一个应变状态，塑变体积不变，即三应变之积不变，有5个应变分量独立，因此，要保持应变速度，必须有5个独立滑移系开动。当然扁平晶粒不一定要五个独立滑移系形变是微观协调对于高层错能金属，形变的主要机制是滑移，形变过程的微观应变协调主要是靠形成低能位错结构(lowEnergyDislocationStructure.LED)

位错缠结LED位错墙—回复，交互作用能下降，相互屏蔽使长程应力场下降位错胞状结构，胞内位错ρ低随机分布的位错群集，实质上是回复过程，因位错类型多相互屏蔽而使长程应力场降低，是低能位错结构。应变增加，晶粒被拉长，但胞的形状保持带轴状，胞内位错密度进一步缩小，胞壁中位错排列逐渐规则化，取向差加大---回复晶粒内各区域开动的滑移系数目不同从而使晶粒碎化，碎化各区由过渡或稠密位错墙分隔开，DDW随着应变量加大，则胞块内的取向差变大，即胞块变细，边上为切变带受干扰就变成S型，称S-bomd从变形过程的组织演变看出，形变初期晶界是位错运动的主要障碍，但是在形变过程中晶粒内部形成各种类型的次生界面，使原始界面作用随应变的增加变得越来越不重要了。层错能高的材料(Al,Ni,Cu)，有上述叙述的胞状结构层错能低的材料，位错分解成扩展位错，不易交滑移和攀移，不易形成明显的普通胞状结构，而形成一种所谓的Taylon点阵。而目前了解不多，另外还产生形变孪晶中等层错能材料，依赖于晶粒内部局部取向。有些晶粒取向易滑移，另一些晶粒易孪生，前者含有位错胞状结构和显微带，后者主要为孪晶形成气团，降低位错运动率，降低形成普通胞状倾向合金元素影响层错能，来影响变形方式应变协调需要形成更多的几何必需边界，位错密度高,聚集在粒子周围,也不易形成胞状结构钉扎位错使位错不易交滑移，阻碍胞状结构形成溶质原子的影响：第二相的影响温度高，有利于位错交滑移和攀移，普通胞状结构明显，并且胞的尺寸大高，减少了位错与第二相颗粒的交互作用，使大颗粒附近形变带尺寸减少形变速率的作用与温度作用相反形变过程宏观组织的变化原来等轴状的晶粒形状会发生改变：i)轧制时，等轴状—扁平状。变形增加，原始晶粒结构因变形诱发的次生结构而变得模糊。90%时，已经不能辨认原始晶粒了ii)拉拔时：等轴晶粒沿拉拔方向拉长转变为长的细棒、细丝。bcc拉拔后是卷曲的晶粒结构，<110>的立方织构旋压时：纵向是伸长的纤维状，横向为螺旋状iii)夹杂物(可变)沿变形方向发生改变----流线(Flow-Line)，锻件的流线平行于模的轮廓。iv)变形的组织不稳定第四节冷变形金属的组织与性能一、冷变形金属的力学性能1，生产实际冷成型工艺需要：冷轧薄板，拉丝，深冲的性能变形如下图：冷加工变形量%应力σbσs不断提高，但σs提高快，σb与σs接近时，很容易拉断，冷拉拔应力大于σs

，小于σb，否则会拉断2，提高材料强度的重要手段，高强钢铁可达3000Mpa,但塑韧性降低很多电阻率增高，电阻温度系数降低，磁滞与矫顽力略有增加，导磁率下降，原子活动能力增大，耐蚀性差二、冷变形时组织1，冷变形前晶粒为等轴状，各向同性；冷变形后晶粒沿拉拔和轧方向伸长—纤维组织，夹杂也同晶粒一变形，晶界模糊，各向异性2，变形很强时，对层错能高的和较高的Fe,Al,Cu，大量位错增殖和交割，交滑移，形成胞状结构。胞内位错ρ低，胞壁大量编结位错难穿过。三、形变织构1，形变织构：形变时晶体滑移，同时也发生转动，变形量大时，各个晶粒某个相同的滑移系都逐渐转向与拉力轴平行，趋于一致，晶体择优取向，变形量越大，择优取向越强。这种结构称形变织构。可利用X射线衍射法测定2，金属的形变织构晶体结构板织构(轧板)纵织构(拔丝)[100]为主f.c.cα黄铜(110)[112]纯铜[111]为主b.c.ch.c.p(100)[011][110]对于fcc,板织构还与金属的层错能有关，低则形成α黄铜织构；高则形成纯铜织构。通过加入一些合金元素降低层错能，改变织构。

(也可改变:变形度,形变温度,加工方法,杂质等)3，各向异性i)深冲时，希望变形沿宽度方向伸展，厚度方向少变形，否则再薄会断裂。Wi,Wf位伸时的起始宽度与最终宽度Ti,Tf位伸时的起始厚度与最终厚度Li,Lf位伸时的起始长度与最终长度体积不变时的换算。Ti/Tf=LfWf/LiWiii)厚板在板面展宽时，各个方向上变形应该是均匀的，否则边缘凸起，形成“创耳”Δr越小越好，要求特定织构，深冲细板，60-75%变形加少量Al,{111}[110]iii)硅钢{110}[100]织构(α-Fe),板织构—高斯织构，沿轧向磁感应强度大，铁损小若获{100}[100]织构(立方织构)，则在轧向和垂直于轧向两个方向上，都具有很好的磁性，是理想情况四、残留应力1，变形时，各部分变形程度不同，在金属内部残存应力---弹性内应力塑变时，能量转换成热能，畸变能存在于钢中，W变形功%。板材(线、零件)体积内不同部分平衡的应力—宏观应力----第一类应力微观体积内，如晶粒尺度----微观应力---第二类应力残留拉应力降低材料强度，特别是疲劳强度。残留拉应力增加材料的强度，特别是疲劳强度位错和点缺陷引起的局部的残余应力称为畸变(变形、开裂)储存能---第三类应力。(点阵畸变形式存在，位错，空位)2,冷变形还引起物理和化学性能变化电导率和抗腐蚀性能下降陶瓷与金属间化合物的塑性变形金属间化合物如Al5Mg3,Ni3Al,TiA和组成陶瓷材料的各种化合物中都含有异类原子的邻对，滑移将破坏异类原子邻接次序，因而抗拒切变和滑移。很硬、很脆，没有塑性，本身难于应用，但它们以弥散粒子分布在合金中，却可以强化金属材料然而有一类材料(陶瓷)，也有些塑性，如增塑粘土。由于在强力的离子-共价键组成的层片之间是弱的次级键力，因而是软的，易于塑变陶瓷材料缺乏塑性，是由于共价或离子式结合，原子之间的结合键是定位并定向的，在各电子对之间电子电荷发生了交换。这样当共价晶体受力足够大时，电子键合补拆五项原则是又未能立即重新组成，故导致脆断。不管单晶或多晶的陶瓷都是脆的。离子式结合的陶瓷，位错组态复杂，运动受到了很多限制，但仍能产生并在晶面连续滑移。在室温施以压力时，表现相当的塑性形变。但多晶界由于晶界发生开裂而变脆。高分子材料的塑性变形热塑性塑料形变可分为二种：弹性，塑性或二者结合玻璃化温度以下为弹性变形玻璃化温度以上，主要为塑性变形发生塑性变形的机制：如下图a主链碳键的伸长b卷曲主链的伸展c链间滑动。(a)(b)(c)FFF下图为有机玻璃在不同温度下的拉伸曲线，表明有较大的塑性变形-40℃68℃86℃104℃122℃140℃010203020406080应力mpa应变%复合材料的形变由强度远大于基体增强相(颗粒