金属在塑性变形中的组织结构与性能变化

《金属在塑性变形中的组织结构与性能变化》由会员分享，可在线阅读，更多相关《金属在塑性变形中的组织结构与性能变化（22页珍藏版）》请在装配图网上搜索。

1、6 材料在塑性变形中的组织结构与性能变化本章仅将简要地介绍冷形变和其后的加热过程、以和热形变过程对金属和合金的 组织结构与性能的影响的主要理论。6.1冷形变后金属组织结构和性能的变化金属和合金在低于再结晶温度进行压力加工时，通常就称为冷形变或冷加工。钢 在常温下进行的冷轧、冷拔、冷挤、冷冲等压力加工过程皆为冷形变过程。在冷形变 过程中组织和性能都会发生变化。金属组织结构的变化金属塑性变形的物理实质基本上就是位错的运动，位错运动的结果就产生了塑性 变形。在位错的运动过程中，位错之间、位错与溶质原子、间隙位置原子以和空位之 间、位错与第二相质点之间都会发生相互作用，引起位错的数量、分布和组态的变化

2、。从微观角度来看，这就是金属组织结构在塑性变形过程中或变形后的主要变化。塑性 变形对位错的数量、分布和组态的影响是和金属材料本身的性质以和变形温度、变形 速度等外在条件有关的。单晶体塑性变形时，随着变形量增加，位错增多，位错密度增加，运动位错在各 种障碍前受阻，要继续运动需要增加应力，从而引起加工硬化。变形到一定程度后产 生交滑移，因而引起动态回复，这些塑性变形过程中的变化已是我们所熟知的，不再 细述。多晶体塑性变形时，随着变形量增加和单晶体变形一样，位错的密度要增加。用 测量电阻变化、储能变化的方法，或者用测量腐蚀坑的方法以和电镜直接观测的方法 都可以出金属材料的位错密度。退火状态的金属，典

3、型的位错密度值是105108 2,而大变形后的典型数值是101010121。通过实验得到的位错密度（P）同流变应力（0）之间的关系是：1Gb 2（6-1）式中：a等干0. 20. 3范围的常数；G 剪切弹性模量；b柏氏矢量。多晶体塑性变形时，因为各个晶粒取向不同，各晶粒的变形既相互阻碍又相互促 进，变形量稍大就形成了位错胞状结构。所谓胞状结构，是变形的各种晶粒中，被密 集的位错缠给结区分许多个单个的小区域。这每一个小区域的内部，位错密集度较低，相对地可认为是没有位错的，这一种区域就称为胞子。这些小区域的边界，称为胞壁。胞壁位错密度最大。胞壁的排列看起来好象很混乱，但有一个共同的倾向，就是它们

4、是平行于低指数晶面排列的。胞壁两侧晶体之间通常存在着一个小于2。的取向差。胞的直径一般是 13卩，胞的直径同原始晶粒大小无关，它可以随变形量增加而减少到 一定程度。例如铁在室温下变形时胞的大小同变形量的关系如图6-1所示，铁在室温下变形的胞状结构示于图6-2所示。变形金属中位错的数量、分布和组态要受到许多因素的影响。性量的关系图6-2室温下变形时铁的胞状结构层错能高的金属，扩张位错的宽度较小，其螺位错易于交滑移，异号位错易于合 并消失，所以在相同变形量时，层错能高的金属中，位错密度要比层错能低的位错密 度低。同样因为层错能高的金属，其螺位错易交滑移，易于改变它们所在的滑移面， 从而便于排成胞壁

5、结构，所以层错能高的金属，例如、等，容易产生轮廓清楚的胞状结构。层错能低的金属材料，如奥氏体不锈钢，位错排列是分散的林位错状的，没 有发现轮廓清楚的胞状结构。空位与运动中的位错发生相互作用时要产生割阶，割阶阻碍位错运动，所以空位 增多，可能使位错源增多，位错密度增大。同时又因为空位增多，位错运动受到阻碍 不易排列成胞壁，形成胞状结构所需要的变形量就要增大。所以，通常由于淬火冷却 比缓慢冷却时的空位密度大，因而位错密度高，同时胞状结构不易形成。第二相质点对位错的数量和分布以和组态也有明显的影响。间距大的粗质点，促 进胞状结构的形成。因为它起着位错源的作用，第二相质点周围住错增加了，因而就 易于在

6、第二相所在的滑移面上形成胞壁。相反，细小的第二相在变形中阻碍位错运动 的作用大，因而防碍胞状结构的形成。这种情况下，形成胞状结构所需的变形量要比 单相金属相应地要大些，位错密度也比单相金属相应地要高些，处在胞内的位错也增 多了。变形温度有很大影响，铜、铝、金、铁等很多金属的实验都说明：变形温度降低，位错密度增大， 胞内位错的数目增多，形成胞状结构的倾向降低。即降低变形温度后,形成明显的胞状结构需要的变形量要大。显然这些都是和位错运动的难易程度有关的。应变速率影响的一般规律是：增加应变速率有降低变形温度相类似的效果。同种材料细晶粒样品变形后的位错密度比粗晶粒的大。奇尔斯特()根据实验资 料提出了

7、位错密度和晶粒大小的数量关系(6-2)式中：d 晶粒直径；a、k、n和应变有关的常数。小晶粒的材料变形后位错密度高，主要是因为晶界是位错运动的障碍，变形过程 中运动位错在晶界前产生塞积，而细小的晶粒组织，单位体积的晶界面积较多，所以 细晶粒材料中位错密度就较大。金属塑性变形时所消耗的能量，大部分转化为热能而散发掉了，但仍有一小部分 以点阵缺陷（空位、间隙位置原子、位错、层错等）的弹性畸变能的形式存贮在变形 后的金属中，从而使其自由能较冷塑性变形前为高。随变形量增加，位错密度增加， 存贮于金属内部的能量增多。但其它点阵缺陷增加，对提高贮能也有贡献，因此贮能 的变化能较全面地反映塑性变形引起的组织

8、结构变化。假定贮能的大小是和位错密度 成比例的，则初次再结晶过程中可能释放出的贮能：（6-3）式中 k2 是考虑贮能同位错密度的比例关系的常数，其余各个参数的含义同于式 6-2。由上式可见，贮能的大小是和形变程度、晶粒大小有关的。贮能（严格地说应是 自由能）是形变金属发生回复和再结晶的驱动力。金属冷变形后，晶粒外形、夹杂物和第二相的分布也会发生变化。拉伸时，各晶 粒顺着拉伸方向伸长； 压缩时， 晶粒被压成扁平状。 伸长与压缩的程度与变形量有关。 变形量大，伸长与压扁的程度也越大。变形量特别大时，晶粒组织成纤维状。浸蚀后 的金相样品中，几乎无法分辨出晶粒，晶界模糊不清，但晶粒拉长和压扁的趋势仍然

9、 清晰可见，它与金属的变形程度相适应。金属或合金内部含有第二相或者有夹杂物偏聚时，变形后会引起这些偏聚区域的 伸长而形成带状组织。如轴承钢中的夹杂物带状和碳化物带状那样。由晶粒伸长而形成的纤维组织可用退火消除之，但夹杂物或碳化物集聚区因变形 伸长而成的带状组织，虽经过高温退火也常常不能完全消除。金属和合金的多晶体一般说来是各向同性的，但经冷变形，出现了带状组织和纤 维组织后，就使金属和合金在性能上具有方向性。金属和合金冷变形后，组织结构上 还有一个重要的变化，就是可能产生择优取向的多晶体组织，即形成形变织构。此外，金属材料在冷变形过程中，晶体可能被破坏，晶内，晶界可能产生微裂纹， 甚至宏观裂纹

10、等。多晶体的各个部分，以至于晶粒间甚至晶粒内各部分间的变形是 不均匀的，因而变形后材料内部还有残余内应力存在。6.1.2 金属性能的变化金属材料冷变形后，从显微镜能分辨的尺度来看，晶粒被拉长，形成了纤维组织；夹杂和第二相质点成带状或点链状分布，也可能产生形变织构；产生各种裂纹。从更 加微细观的尺度来看，金属冷变形后，位错密度增加，产生胞状结构。点缺陷和层错 等晶体缺陷增多，自由能增大。组织结构上这一系列的变化，就会影响到金属材料的 力学性能、物理性能和化学性能发生显著变化。力学性能的变化体现在：冷加工后，金属材料的强度指标（比例极限、弹性极限、 屈服极限、强度极限、硬度）增加，塑性指标（面结率

11、、延伸率等）降低，韧性也降低了。此外，随着变形程度的增加，还可能产生力学性能的方向性。生产上经常利用冷加工能提高材料的强度，通过加工硬化（或称形变强化）来强 化金属材料，向用户提供冷硬状态交货的冷轧、冷拔和冷挤压的高强度型材、带材、 线材和钢丝等。因此，冷加工是通过塑性变形改变金属材料性能的重要手段之一。加工硬化作用的应用，近年来有很大发展。例如，预先形变热处理就是利用加工 硬化作用的一例。将平衡组织的钢于室温（或零下温度）进行冷变形，获得相当程度 的强化，然后进行中间回火（软化） ，最后再进行快速加热的淬火和最终回火。这种处 理工艺就称为预先形变热处理。与普通热处理相比，由于预先形变的强化作

12、用，钢的 抗拉强度和屈服强度都有相当的提高（1030%）,而塑性则保持不变或略有增减。冷加工后，形变材料的物理、化学性能也发生明显变化。经冷变形后的金属，由 于在晶间和晶内产生微观裂纹和空隙以和点阵缺陷，因而密度降低，导热、导电、导 磁性能降低。同样原因，使其金属材料的化学稳定性降低，耐腐蚀性能降低，溶解性 增加。6.2 回复金属和合金经过冷塑性变形后， 力学性能、 物理性能和化学性能都已发生了变化， 但是金属冷变形状态的这些性能是不稳定的。冷变形过程中所消耗的机械能的一少部 分贮存在变形金属中，从而使其自由能较变形前为高，因此冷变形后的金属在热力学 上是处于不稳定的亚稳状态。如果升高温度，使

13、金属中的原子获得足够的活动能力， 以克服亚稳态与稳定态之间的位垒，则经冷变形的金属将自发地通过点阵缺陷的减少 和重新排列而恢复到冷变形前的稳定态。点阵缺陷的减少和重排，即是组织结构恢复 到变形前状态的变化，也相应地引起各种性能的恢复。冷塑性变形后的金属加热时，通常是依次发生回复、再结晶和晶粒长大三个阶段 的化。这三个阶段不是绝然分开的，常有部分重叠。回复是指经冷塑性变形的金属在 加热时，在大角度晶界扫过变形基体从而形成无畸变的组织（即再结晶晶粒组织）前 所产生的某些亚结构和性能的变化阶段。再结晶是指经冷变形后的金属在加热时，通 过再结晶核心的形成和随后的成长，直到变形基体全部被新晶粒消耗完毕，

14、新晶粒互 相接触为止的阶段。这一阶段又称为初次再结晶阶段。随后进入晶粒长大阶段。回复过程中，金属会释放出冷塑性变形过程所贮能量的一部分。残余内应力会降 低或消除，电阻率、硬度、强度会降低，密度、塑性、韧性等会提高，但是各种性能 对不同的组织结构的敏感性是不同的，所以各种性能的变化速率不尽相同。回复过程中组织结构的变化状态与形变后的组织结构以和回复的温度和时间有 关。回复温度较低时，由于塑性变形所产生的过量空位就会消失。其消失至少存在着 四种可能的机理：空位迁移到金属的自由表面或晶界而消失；空位与塑性变形所产生 的间隙位置原子重新合并而消失：空位与位错发生相互作用而消失Z 空位聚集成空位片，然后

15、崩塌成位错环而消失。电阻率和密度对空位、间隙位置原子等点缺陷的变化 很敏感，而机械性能对这些点缺陷的变化却不很敏感。因此低温退火时，机械性能的变化是不大的，而电阻率却有较大的不同程度的降低。回复温度稍高一些时，同一个滑移面上的异号位错，会在塞积位错群的长程应力 场作用下，会聚而合并消失，降低位错密度。同一滑移面上的异号位错会聚前，必须 借热激活来截过它们所在的滑移面上的林位错，由于这一过程的激活能不大，在不很 高的温度下就能发生。回复温度较高时，不但同一滑移而上的异号位错可以会聚抵消，而且不同滑移面 上的位错也易于攀移和交滑移，从而互相抵消或重新排列成一种能量较低的结构。回 复温度越高，位错互

16、相抵消越多，位错密度越低。正是由于位错通过滑移、攀移运动 的重组，异号位错相互抵消， 形成多边形化组织。用位错模型表承多边形化，如图6-3；a）表示散乱分布的同号位错所引起的点阵弯曲；b）表示多边化前各层点阵弯曲；c）表示多边化后各层点阵曲，此时位错已有规则的排列成行，由原来无序状态变为垂直 组合。这一过程只有在较高温度（例如单晶体是400 C）下才能产生。不同金属的多边化速度不同，多边形化速度比快100倍。这可能是位错攀移速度较快的缘故。这种刃位错的排列形式就构成了小角度的倾斜晶界，就形成了亚晶组织。回复过程进行的速度与各种因素有关。凡是能使变形金属中位错密度提高，畸变图6-3多边化示意图图

17、6-4回复与再结晶对冷变形金属性能影响图6-5再结晶综合动力曲线能增大的各种因素，例如增大变形量，降低变形温度，加大形变速度，减小晶粒直径 等都加快恢复。加热温度和加热时间是影响回复速度的外部条件。加热温度高，恢复 的速度快，同样的温度下，初期回复速度快，时间增长以后，回复速度降低了，是一 种所谓的弛豫过程。回复退火在生产中主要用作去内应力退火，使冷加工的金属件，在基本上保持加 工硬化的条件下降低其内应力，以避免变形和开裂，改善工件的耐蚀性。予先形变热 处理工艺中，低温冷变形后进行的中间回火，也是一种回复性质的处理。其目的是为 了得到比较稳定的位错（亚晶组织），在进行快速淬火加热和最后的回火处

18、理后，仍能够保持良好的形变强化的效果。6.3 再结晶和晶粒长大退火温度升高冷变形材料将发生再结晶。再结晶是从形成无畸变的晶核开始，逐 渐长大成位错密度很低的等轴状晶粒。更确切地说，是通过无畸变的再结晶核和可移 动的大角度晶界的形成，和随后晶界的移动，从而形成无畸变的新晶粒组织的过程。 这一过程与固态相变相似，但没有相的变化。当变形基体全部被无畸变的新晶粒消耗 完毕时，就完成再结晶阶段，随后即进入晶粒长大阶段。此时，材料组织从不稳定状 态变成稳定状态。冷塑性变形后的金属加热时， 其组织和性能最显著的变化是在再结晶阶段发生的。 如图 6-4 所示。再结晶是消除加工硬化的重要软化手段。再结晶还是控制

19、晶粒大小、 形态、均匀程度、获得或避免晶粒的择优取向的重要手段。通过各种影响因素对再结 晶过程进行控制，将对金属材料的强韧性、热强性、冲压住和电磁性等发生重大的影 响。6.3.1 主要影响因素6.3.1.1 温度5010精确地确定再结晶温度比较困难，这是因为材料纯度和化学成分，晶粒尺寸，形 变程度，退火保温时间等都是影响金属再结晶温度的因素。测定再结晶温度通常采用 硬度法。将冷变形金属加热退火保温3060后，测量硬度变化， 将软化程度达到的温度定为再结晶温度。同时采用金相法和X 射线法进行校核。形变度小于15 时多采用金相法校核。在光学显微镜下观察第一颗新晶粒，或者观察晶界上出现 “锯齿状 ”

20、边缘。变形度大时用射线衍射法测定连续衍射环背底上出现第一个清晰的斑 点时的温度。由于形变金属的再结晶温度受多种因素影响，所以材料再结晶温度并非固定值。 金属纯度和形变量一定时，再结晶温度与加热时间的关系为（6-4） 式中：t 保温时间；T再结晶温度（K）; Q激活能；R 气体常数。纯金属形变度为 1 5时仅出现晶粒长大，不发生再结晶形核，退火后得到晶粒粗大的组织，材料的强度和塑性同时下降。这个形变度称为临界变形度。这种现象 一般不希望出现，但是却可利用这种方法制取单晶体。加热温度越高，再结晶速度越快，开始再结晶、完成再结晶所需要的时间也越短。其规律如图 6-5 所示。6.3.1.2 变形程度金

21、属的冷变形程度越大，其储存的能量也越高，再结晶的驱动力也越大，因此， 再结晶温度就越低（如图6-6所示），同时等温退火的再结晶速度也就越快，开始再结晶和完成结晶需要的时间越短（图6-7所示）。时何图6-6开始结晶温度与预先冷变形量的关系图6-7再结晶综合动力曲线晶粒越细小，同体积的金属中，晶界的总面积越大，经相同程度的塑性变形后， 由于位错在晶界附近塞积而导致晶格强烈弯曲的区域也就越多，从而提供更多的形核 场所，因此再结晶的形孩率更大，再结晶速率更快，形成晶粒也就越小。微量溶质原子微量溶质原子的存在对金属的再结晶有巨大的影响。表6-1列出了一些溶质元素对变形纯铜的再结晶温度的影响。表6-1微量

22、溶质元素材料材料讯再姑品醍啦140前5370可见微量溶质元素会阻碍再结晶，提高再结晶温度。不同的溶质元素其提高再结 晶温度的程度也不相同。微量溶质元素阻碍再结晶，是因为溶质原子与位错和晶界间 存在着交互作用，使溶质原子多偏聚在位错和晶界处，对位错的滑移与攀移和晶界的 迁移起阻碍作用，不利再结晶的形核和核长大，就阻碍了再结晶。不同溶质原子对再 结晶的影响程度不同，是由于它们与位错和晶界间具有不同的交互作用能，同时不同 溶质原子在金属中还具有不同的扩散系数所致。弥散相颗粒弥散相质点对再结晶的影响主要取决于基体上弥散相颗粒的大小和其分布。金属 发生冷塑性变形时，基体中的弥散相硬颗粒直径较大、间距较大

23、时，位错在颗粒附近 塞积，增大了加工硬化速率，增加了冷变形储存的能量，使再结晶的驱动力增大。此 外，位错在颗粒附近的塞积，在基体中产生了许多有利于再结晶形核的局部晶格畸变 区，因而促进了再结晶。如果弥的硬颗粒直径和间距都较小时，虽然冷变形后的位错 密度更大，但是这种弥散分布的细小的第二相颗粒阻碍了加热时位错重新排列构成亚 晶界，也阻碍了晶界的迁移过程（即核的生长过程） ，从而使再结晶受到阻碍。6.3.2 影响再结晶后晶粒大小的主要因素晶粒大小对材料的力学性能和加工性能都有很大的影响。晶粒细小均匀的材料， 变形均匀，变形容易协调，塑性韧性好；晶粒细小，金属的流变应力高，材料的强度 高；晶粒细化，

24、晶界面积增加，使单位面积上偏聚的杂质原子数量减少，可降低脆性 转化温度。利用晶粒细化是提高材料的性能的重要手段，希望通过变形和再结晶过程 来细化晶粒。对没有相变重结晶的金属和合金来说，形变和再结晶是细化晶粒的唯一 途径。因此研究影响冷变形金属再结晶后晶粒大小的因素是很有实际意义的。决定再 结晶退火后晶粒大小的最主要因素是预先变形量、退火温度，其次是原始晶粒度、杂 质和退火时间等。6.3.2.1 变形量的影响 当退火时间、退火温度一定时，再结晶后晶粒大小和变形量的关系如图 6-8 所示。当 变形量很小时，晶格畸变能低，形核率低，甚至不形核，而且没有足够的动力推动再 结晶过程的进行，不发生再结晶，

25、只有晶粒长大，出现粗晶组织。当变形量达到一定值（如碳钢为 210% ）时，再结晶后的晶粒特别粗大，此变形程度称为临界变形程度。在制定压力加工工艺和进行模具设计时应注意不使局部区域的形变量在临界变形 区范围内。当变形程度超过临界变形程度以后，变形量越大再结晶后的晶粒越细，这 是由于变形程度增加，使再结晶核心数目增多的结果。为了细化晶粒，条件允许时， 应尽量采用大变形量，避免在临界变形程度加工。6.3.2.2 退火温度的影响提高退火温度， 不仅使再结晶晶粒度大， 而且还会影响到临界变形程度。 见图 6-9， 随着退火温度升高，其临界变形程度变小，且再结晶晶粒明显长大。原始晶粒的大小和夹杂的存在都对

26、再结晶后的晶粒大小有影响。通常在同样变形 程度和温度下，原始晶粒越细，再结晶后的晶粒也越细；通常杂质妨碍再结晶晶粒长 大，对组织细化有一定影响，特别是分布在晶界上的杂质成连续膜时，造成的障碍作 用更大。4 a 12 Id 201410韻#讶甘给響心密逊呂TK图6-8温度一定时变形量与晶粒大小的关系图6-9低碳钢(0.06)变形量和退火温度 对再结晶晶粒大小的影响6.4热变形过程中金属组织结构和性能的变化热形变或热加工是指在再结晶温度以上进行的变形过程。在冶金产品中，除一些 铸件和烧结件外，利用材料一般在热变形时其塑性较好的特点，几乎所有初加工产品 都采用热加工方法。其中一部分产品就以热加工状态

27、使用，另一部分为中间产品，为 深加工产品提供坯料。不论中间产品还是最终成品，它们的性能都要受到热加工过程 所形成的组织的影响。热加工变形之所以具有如此重要的作用，是因为有其固有特点。热变形的特点与其它加工方法相比，热加工所具有优点是：(1) 处欲热变形时的金属，其变形抗力低，因此能量消耗少。(2) 金属在热加工变形时，在加工硬化过程的同时，也存在着回复或再结晶的软化过程，就使塑性变形容易进行。一般情况下其塑性、韧性好，产生断裂的频向性减 少。同时，高温下金属原子活动性提高，使金属中密闭的空洞、气泡、裂纹等缺陷易 于焊合。但要充分注意，热加工的最佳温度范围随钢种成分的不同而异，避免在可能 发生塑

28、性恶化的温度区间内加工。例如工业纯铁或钢中含硫量过高时，可能形成分布 于晶界上的低熔点硫化物共晶体，热变形时发生开裂的红脆”现象.(3) 与冷加工相比，热加工变形一般不易产生织构。这是由于在高温下发生滑移 的系统比较多，使滑移面和滑移方向不断发生变化，因此，工件的择优取向性较小。(4) 生产过程中，不需要象冷加工那样的中间退火，从而可简化生产工序，提高 生产率，降低成本。(5) 通过控制热加工过程，可以在很大程度上改变金属材料的组织结构以满足各 种性能的要求。但和其它加工方法比较起来，其不足之处主要是：(1) 对过薄或过细的工件，由于散热较快，生产中保持热加工温度困难。因此，目前生产落的或细的

29、金属材料，一般仍采用冷加工（冷轧、冷拉）的方法。（2）热加工后工件的表面不如冷加工生产的光洁，尺寸也不如冷加工生产的精 确。（3）由于在热加工结束时，产品内的温度难于均匀一致，温度偏高处晶粒尺寸 要大一些，特别是大断面的情况下更为突出。因此，热加工后产品的组织、性能常常 不如冷加工的均匀。（4）热加工金属材料的强度比冷加工的低。（5）某些金属材料不宜热加工。例如铜中含时，它们的低熔点杂质分布在晶界 上，热加工会引起晶间断裂。20 60 100 寮尺寸/ 血裂8cy*XVCVJ 整歐*金属组织结构和性能的变化热加工变形后组织结构的特点是：（1）改造铸态组织铸态金属组织中的缩孔、疏松、空隙、气泡等

30、 缺陷等得到压缩式焊合，铸态组织的物理、化学和 结晶学方面的不均匀性会得到改造。（2 ）细化晶粒和破碎夹杂物铸态金属中的拄状晶和粗大的等轴晶经锻造或 轧制等热变形和对再结晶的有效控制，可变为较细 小均匀的等轴晶粒。变形金属中（如各种坯料）的粗大不均匀的晶粒组织，通过热变形和有效的再结图6-10氧化物夹杂的数量与接晶控制也可变为细小均匀的等轴晶粒。如果热变形触疲劳寿命的关系和随后的冷却条件适当地配合，还可以得到强韧性能很好的亚晶组织。细小均匀的晶粒组织，亚晶组织是具有强度高、塑性好、韧性好、 脆性转化温度低的特点。因此，一般的结构钢都希望得到细小均匀的晶粒组织和亚晶 组织。热变形破碎夹杂物和第二

31、相并能改变它们的分布，这对改善性能十分有益。夹杂 物对变形组织的影响，不仅同它的总量有关，而且还和夹杂物的大小和分布有关。通 过热变形破碎夹杂物，并改善它集中分布的状态，尽可能的使其分布在较大的范围内，就可分散它的不利作用，从而降低其危害性。如在冷作模具钢、高速钢、轴承钢中存 在粗大的碳化物，将明显降低其耐磨性、韧性和接触疲劳寿命，图6-10表示了氧化物夹杂的尺寸与接触疲劳寿命的关系。热加工对破碎碳化物、在一定程度上改变碳化物 的形状并使之均布可起到作用。（3）热变形中形成的纤维组织形成纤维组织也是热加工变形的一个重要特征。铸态金属在热加工变形中所形成的纤维组织和金属在冷加工变形中由于晶粒被拉

32、长而形成的纤维组织不同。前者是由于金属铸态结晶时所产生的枝晶偏析，在热变形中保留下来，并随着变形而延伸形成的 纤维” 变形金属由于纤维组织的形成而出现方向性，其纵向和横向具有不同的机械性能，从表 6-2中可见到，沿纤维组织方向试样具有较高的强度和塑性，沿横向的塑性指标降低。生产实践中应充分利用纤维组织造成变形金属具有方向性这一特点，使纤维组织 形成的流线在工件内有更适宜的分布。表6-245号钢机械性能与纤维方向性的关系试样計同口* (MW(r.i (MPa)d (%* (%)40017.5eao*50103L（4）形成带状组织热加工形成的带状组织可表现为晶粒带状和碳化物带状两类。缓冷的热轧低碳

33、钢中可能会出现先共折铁素体和珠光体交替相间的显微组织带状（二次带状），两相区的低温大变形量轧制使先共析铁素体，被拉长而成的带状组织都属于晶粒带状组织。枝 晶偏析严重的高碳钢（如轴承钢、工具钢）如果热加工前或加工过程中未作均匀化退 火，先共折渗碳体在热加工中破碎.沿延伸方向分布，也可能出现碳化物带状。终轧 温度过高，冷却速度过漫，压缩比不足都会增大碳化物带状的级别。脆性夹杂物在热 加工中可能被破碎而成点链状分布，塑性夹杂物会被拉长或压扁而成条带状。钢材中 出现这些带状组织，都会降低钢材的机械性能。（5）形成网状组织高碳钢（如轴承钢）的轧前加热温度一般都高于。线，加热时碳化物几乎全部溶 解到奥氏体

34、区内。在轧后奥氏体状态下的冷却过程中，二次渗碳体析出并在奥氏体晶 界形成网状碳化物，对材料的使用寿命影响很大，严重地降低其强度和韧性。研究结 果表明，保温温度和保温时间比变形量对网状碳化物的影响显著。在变形条件下，在 750 C保温，随保温时间的延长析出严重。在轧制生产中， 采用降低终轧温度，在850 C左右终轧，通过形变细化碳化物，随后快速冷却到700 C以下，就可以消除或减少网状碳化物。总之，通过热变形可以显著的改变金属的组织和性能。设计合适的加工工艺，得 到具备理想组织和性能的产品是我们的目的所在。金属在热变形过程中的特点金属在再结晶温度以上进行的热变形过程中发生了回复和再结晶，热变形的

35、最 大特点是加工硬化与软化同时进行。热加工过程中的回复和再结晶，就其性质来讲可 分成五种形态，即动态回复、动态再结晶、静态回复、静态再结晶和亚动态再结晶。 静态回复、静态再结晶和亚动态再结晶是热变形终止后，利用余热进行的回复和再结 晶。动态回复和动态再结晶是指在形变过程中和形变同时发生的回复和再结晶。正因 为其发生的时间、条件的不同，对材料的组织结构、性能影响不同。下面以钢的奥氏体高温加工为例来说明金属在热加工过程中发生的回复和再结 晶。（1） 奥氏体热加工过程中的组织结构变化奥氏体热加工是加工硬化与高温动态软化同时进行的过程，这个过程可以由奥氏体热。变形的应力一应变曲线反映出来。图6-11是

36、奥氏体热变形的真实应力一应变曲线的一般形式。应力应变曲线由三个阶段组成。图6-11奥氏体热变形的真实应力一应变曲线的一般形式第一个阶段：当塑性变形量小时，随着变形量增加，流变应力逐渐增大，直到达 到最大值。位错密度不断增加，造成了材料的加工硬化。但变形是在高温下进行，加 工硬化加剧的同时，变形中所产生的位错能够在加工过程中通过交滑移和攀移运动， 使部分位错消失，部分位当位错重新排列发展到一定程度时，形成了清晰的亚晶界。 结构上的这些变化都使得材料软化，由于这是在热加工过程中发生的，故称为动态软 化。这种动态软化是回复产生的，所以它是一种动态回复。变形综合作用的结果是形 变硬化超过动态回复的软化

37、作用，因此随着变形量增加，流变应力增加，一直达到峰 值为止。只是当变形量逐渐增大，位错密度不断增大的同时，位错消失的速度随之增 加，加工硬化速度逐渐减弱。反应在应力一应变曲线上，随着形变量增加，曲线的斜 率越来越小。在这一阶段等轴的奥氏体晶粒被拉长了。第二阶段：第一阶段的动态回复抵消不了形变产生的加工硬化。随着变形量的 增加，金属内部畸变达到一定程度后，形变的奥氏体就将发生再结晶。由于是在热加 工过程中发生的再结晶，故称为动态再结晶。随着动态再结晶的发生，使更多的位错 消失，材料的流变应力很快下降，这是热加工过程的另一种软化方式。发生动态再结 晶必需的最低变形量，称为动态再结晶的临界变形量，以

38、D表示，D几乎与应力应变曲线上的峰植p相等，确切定量的讲d -0.8 0.9 p。动态再结晶临界变形程度D数值的物理意义是：当形变量小于D时，在奥氏体晶粒内位错密度升高、发生加工硬化的同时，只发生动态回复的软化过程；当变形量大于D时，才能发生动态再结晶。因为动态再结晶是在热加工过程中发生发展的，即在动态再结晶形核长大的同时,形变是在继续进行着，因此动态再结晶所形成的新晶粒，其结构是与静态再结晶晶粒 内的结构不同的，富集了新的位错，仍有较高的位错密度或者亚晶。在金属内部不同的部分都可能分别存在着由零到d一系列不同程度的形变量，就是说仍然存在着一定的加工硬化的。同时在已经发生动态再结晶的晶 粒内部

39、，可能开始新的动态回复，形成新的亚晶，甚至又产生新的动态再结晶核心。就整个奥氏体 来说，动态再结晶的发生并不能都消除全部的加 工硬化。因此，动态再结晶不是完全软化机理。反映在应力一应变曲线上，即使发生了动态再结 晶，流变应力仍比原始状态的数值高，这也与静 态再结晶不同。第三阶段：这一阶段的应力一应变曲线可能 出现两种情况，即变形量继续增加时，应力基本 不变，呈稳态变形，如图6-12曲线a所示。另外也可能随着变形量继续增加时，呈非稳态变形， 如图6-11之曲线b所示。连续动态再结晶的稳态变形图6-12连续动态再结晶与间断动 态再结晶应力应变曲线核心到奥氏体全部动态再结晶完成所需要的形变量为r，

40、r可能大于发生动态再结晶热加工形变和再结晶都不断进行，动态再结晶所形成的晶粒，重新发生形变、加 工硬化，随即又开始新的动态再结晶，如此循环不止。如果材料的动态再结晶从产生的临界变形量d ；也可能小于d。当临界变形量d V r时，发生连续动态再结晶的稳态变形。即已发生动态再结晶的晶粒，又承受变形，并在某些区域已达到D的变形量，就可能产生第二轮的再结晶核心，开始第二轮的动态再结晶。如此类推，在变 形过程中的奥氏体内可能同时发生几轮动态再结晶，每一轮动态再结晶又可能同时处 于再结晶发展的不同阶段，有的刚开始，有的接近结束。奥氏体内各处的形变量不同，有的是零，有的具有一定的数值，于是，平均起来看，在这

41、个阶段的变形过程中，平 均变形量大体恒等于某一个数值，结果就反映出一个平均不变的应力值。这种情况就是出现连续动态再结晶时的稳态变形。当D r时，发生间断动态再结晶。间断动态再结晶第一轮动态再结晶完成时，晶粒的形变量尚未达到值d，还不能立即发生第二轮动态再结晶。第二轮再结晶未开始前，这时动态再结晶这种软化机理已失效，流变 应力要增加直到第二轮动态再结晶开始为止，因此应力一应变曲线上出现了波浪形， 呈非稳态变形。这种情况下，动态再结晶是间断进行的。D和r受到形变条件的影响，变形温度和速度是主要影响因素。变形温度高或应变速率 降低都使得动态再结晶的临界变形量D降低。但是升高温度，降低应变速率，由动态

42、再结晶开始形核到全部完成动态再结晶所需要的变形量r降低得更显著。所以升高变形温度，降低应变速率，就可能出现D r的情况。因为在高变形温度，或低应变速率情况下，在动态再结晶晶粒内的位错密度增加得较慢，与未动态再结晶 的含有较高位错密度的基体间具有一定的位错密度差，也就是能保持一定的动态再结 晶晶界的迁移速度，这样动态再结晶的速度较快，就可以在较小的变形量r完成动态再结晶，为 d r。相反地，在变形温度低，或低应变速率高情况下，已动态再结 晶的晶粒中的位错密度增加得较快，与未动态再结晶的畸变能差减低，降低了晶界移 动速度，降低了动态再结晶的速度，因而需要变形量更大时才能全部完成动态再结晶，使得r变

43、大，出现 d r现象。第三阶段的变形情况除受变形条件影响外，材料的化学成分、奥氏体原始晶粒 大小对其也有影响。 一般情况是：奥氏体中固溶有合金元素或存在有细小的第二质点，D提高；原始奥氏体晶粒尺寸较大，也使D提高。某些时候，希望得到亚晶组织，不希望发生 动态再结晶时，就可以通过控制各种因素来控制D和变形量以达到预期的目的。(2) 奥氏体在热加工间隔时间内和热加工 后发生的变化图6-13奥氏体在热加工间隔时间内应力-应变曲线的变化在多道次的完成的奥氏体热加工过程中， 材料始终是处于高温状态下，因此非常有必要研 究热加工间隔时间内或热加工后奥氏体的组织结 构变化。在变形过程中发生的动态回复和动态再

44、 结晶，都不能完全消除材料的加工硬化，奥氏体 晶粒中仍残留有畸变能，因而这样的组织结构仍 然不是稳定的。在热加工的间隔时间内和热加工 后缓冷过程中，性能上会继续软化，对应的组织 结构的变化就是回复和再结晶。不过这是在热加工后发生的，叫做静态回复和静态再 结晶。加热到奥氏体区后进行热加工，当形变量达某一数值1时，停止热加工并卸载，随后在此我们引入了软化百分数描述奥氏体热加工后在间隔时间内的软化程度。将钢等温保持不同时间t以后，再加力使之变形。发现第二次变形时，流变应力有不同程度的降低，如图 6-13所示。停留时间越长，流变应力越低。在两次形变之间奥氏体的软化百分数（6-5）y 奥氏体热加工前原始

45、的屈服强度1 奥氏体热加土达到变变应力；1 予变形为1并等温保持tl时间后再变形|软化百分数 X，与热加工温度、加工速度、变形量和间隔时间 加工量使奥氏体在热加工中形成的组织结构不同，讨论几种不同形变量的奥氏体在间 隔时间内软化百分数的变化，实质上也是研究在热加工过程中，已形成的不同奥氐体 结构在热加工的间隔时间内将继续发生的变化。1 ”1远小于 P时：如图6-14曲线上X为:式中:，有关。不同的热 图6-14 0.68钢在780C热变形的应力-应变曲线a点所示的形变量，这一形变量既小于动态再结晶的临界变形D，也小于静态再结晶的临界变形量s。在这一变形量时，热加工中只有动态回复发生，热加工后在

46、该温度下保温时其软化情况如图6-15中曲线a所示。由该曲线可见，形变停止后，奥氏体软化立即开始。随着保温时间增长，软化程度增大，但软化达到 一定程度后就停止不变，即使延长保温时间，也仍有约70%以上的加工硬化不能消除。这种变化有如冷加工退火时的回复阶段，称为静态回复。在静态回复中，位错继续减 少，亚晶界更加清晰。未消除的加工硬化，对下道热加工的硬化有迭加作用。如果这 是最后一道轧制，则在急冷下来的相变组织中，仍保留高温形成的高位错密度结构。1小于动态再结晶的临界变形量D，但大于静态再结晶的临界变形量时s :如图6-14曲线上b点所示的变形量，在热加工中未发生动态再结晶，只有动态回复。热加工后在

47、该温度保温时，经过一定时间的静态回复后会发生静态再结晶。其热 加工后的恒温软化过程如图6-15中曲线b所示。由该曲线可见其软化过程包括两个阶段，第一阶段软化静态回复，第二阶段就是静态再结晶。静态再结晶发展的结果，形 成新的低位错密度的再结晶晶粒，热加工产生的加工硬化可全部消除。此时，如果再 次热加工，流变应力便回复到热加工前的原始屈服强度。1大于D时：如图6-14曲线上c点所示的变形量，在热加工中已发生动态再结晶，热加工后， 其软化过程如图 6-15中曲线C所示。该软化过程由三个阶段所组成。第一阶段为静态回复，第二阶段为亚动态再结晶，第三阶段为静态再结晶。亚动态再结晶是另一种软 化机理，它不同

48、于静态再结晶，不需要新的再结晶核心，而是利用奥氏体已经形成的 动态再结晶核心，但还没有进行动态再结晶的核心作为自己的核心；它也不同于一般 的动态再结晶，体现在它是发生在形变终止以后的再结晶。既在已发生动态再结晶的奥氏体中，已经存在不少刚形成的核心，在形变停止时，这些刚形成的核心未承 受过形变，比周围基体更稳定，因此停止形变后，周围基体就以其为核心，发生再结 晶，这就是所谓的亚动态再结晶。亚动态再结晶发生后，软化过程继续进行时，就发求+翌令IE韶幹图6-15 0.68钢在780 C变形时不同变形量对静态软化的影响舷变量* 图6-16奥氏体在热加工中及其后的间隔时间内的变化示意图生静态再结晶。因为

49、在未发生动态再结晶的奥氏体中，只有变形终止后才能形成 再结晶核心，因而这些区域只能发生静态再结晶而不能发生亚动态再结晶。1远大干 D时：如图6-14曲线上d点所示，形变停止后，其软化过程如图6-15中曲线d所示。软化过程由两阶段组成。第一阶段是静态回复，第二阶段是亚动再结晶。由于变形量 很大，热变形时已处于稳定变形阶段，变形中形成的动态再结晶核心，在形变停止后，这些动态再结晶的核心迅速长大，亚动态再结晶过程进行很快，在静态再结晶未发生 前，奥氏作已全部发生了亚动态再结晶。奥氏体热加工后的间隔时间所发生的组织结构的变化，与奥氏体热变形历史状况 密切相关，即与奥氏体的变形温度、形变速率、形变量等有

50、密切关系。奥氏体在热加 工过程中和热加工停止后的间隔时间内发生的变化， 可综合表示于图 6-16 中。 图的上 半部是热加工的应力一应变曲线，图的下半部是热加工后时间隔时间内软化的几种机 理和软化百分数。图的上半部可看到热加工过程的真应力变化，图的下半部可以看到 热加工后间隔时间内将发生的软化过程。在下半部的图中，对应任一变形量1 作一垂线，垂线可能通过的几个区域,既表示软化的几种机理。沿垂线由下向上，表示软化过程的顺序和相应的软化百分数。图中的阴影线部分表示残留的加工硬化百分数。在静 态软化过程中，有一个关键的变形量，即静态再结晶的临界变形s ，只有当变形量1大于s时，在热加工后的间隙时间内

51、才可能发生静态再结晶。S的大小受变形后的保温温度、形变速率、奥氏体的化学成份和奥氏体的晶粒大小影响。降低变形后的保温温度，提高变形速率和增大奥氏体的晶粒尺寸，都使s增加，使静态再结晶不易发生。增加奥氏体中合金元素也有同样的效果。（3）回复与再结晶的速率和再结晶后的晶粒大小 热加工后奥氏体回复与再结晶的速率主要决定于奥氏体内部存在的畸变能大小， 热加工后停留的温度高低，奥氏体的成份和第二相质点大小等。当奥氏体的成份一定 时，增大变形量，提高应变速率，提高形变后的停留温度t，都将提高回复与再结晶的速率，并促使再结晶晶粒细化。晶粒大小直接影响到材料的性能，对热加工后的再结晶晶粒大小控制非常重要。 热

52、加工后发生的再结晶晶粒大小和变形量、变形温度、应变速率、变形后停留时间以 和原始奥氏体晶粒大小有关。大的变形量和低的热加工温度，高的应变速率和细的原 始晶粒尺寸都将增大再结晶的形核速率，促使再结晶晶粒细化。经过热加工是可以细 化奥氏体晶粒的。但再结晶完成后继续保持在高温，奥氏体晶粒就会粗化。钢中如有 细小分散的第二相存在会阻碍晶界移动，奥氏体晶粒长大较慢些，短时间高温停留， 或冷却速度慢一些，也不会变得太粗，这一点是很有意义的。变形后的静态再结晶晶粒尺寸主要取决于该温度下的形变量大小，与形变温度关 系小。原始晶粒大小的影响在变形量比较小时更明显，因为再结晶的核心主要集中在 奥氏体中晶界附近，但

53、当形变量大时，不仅晶界附近，晶内也易于产生再结晶核心， 故此时奥氏体晶粒大小对再结晶后的晶粒尺寸的影响就逐渐减弱。但要注意，如果变 形温度降低，静态再结晶的临界变形量s增大，静态再结晶就难发生。在一定的变形温度以下，甚至热加工后停留很长的时间也不发生静态再结晶。在这样的温度下进行 热加工，奥氏体晶粒不能通过静态再结晶而细化，但是可以得到细小的亚晶组织。随着变形量增加，奥氏体晶粒被拉长，晶内的亚晶尺寸也越来越小。利用亚晶来强化金 属材料具有重要的工业意义6.5材料的各向异性形变织构塑性变形前的金属多晶体各晶粒的位向是随意的，塑性变形后晶粒的某些晶向平行于一定方向，某些晶面平行于一定平面，材料性能

54、在某种程度上变得有方向性，使材料呈现出各向异性。这些晶面和晶向优先平行于某个方向或某个平面的现象称为择优 取向，这种结构称为形变织构。为了更好地利用或消除金属材料的各向异性，研究形 变织构和再结晶织构的形成规律是非常重要的。例如纯经99%的拉拔变形后，大约有92 %的晶粒的111平行于拉伸轴，称之为丝织构，纤维织构或111丝织构。冷变形金属再结晶退火后出现的织相称为再结晶织构。形变织构实际上并非全部晶粒的某类 晶向严格平行于一定方向，某些晶粒和亚晶粒与理想方向常有一定的位向差，这种现 象称为 织构散布”。织构散布不仅存在于晶粒之间，也存在于晶粒内部。形变织构有 几种不同类型。(1)轴向丝织构(

55、拉拔织构)材料拉伸时各晶粒向着拉伸外力轴方向转动，形成了某一晶向与拉伸轴平行。，W ,等体心立方金属拉伸后110方向平行于拉伸轴，形成110丝织构。面心立方金属的丝织构主要有111和100。铝只有111织构，纯铜、镍两种织构都又。几种纯金属的丝织构如表6-3。表6-3面心立方金属的丝织构金用平打于拉忡轴程度()1金鶯纯度(輻)110A189299.5Ni277399.5Ou3466电解CuAu1S499,999Ag544699*999(2) 体心立方金属压缩变形时主要产生(111)织构，同时也有较弱的 100和112织构，变形量增大， 112织构变弱。面心立方金属一般产生110织构和其它一些弱

56、织构。(3) 轧制产生的织构不仅某些晶向平行于轧制方向，而且某些晶面平行于轧制平面，称为板织构。体心立方金属合金的典型轧制织构主要是100+112+111。纯铁经过 98.8%压下率的轧制后的织构就是这种类型。面心立方金属板织构基苯上可以分为两类：一类为铜式”织构，也称为 纯金属”织构。铜、铝、镍、金等金属的轧制织构就是这种类型。其特点是具有110和112两种织构 组分。另一类是 黄铜式”织构，也称为 合金”织构，特 点是 110织构的组分。常见金属形变织构如表6-4。表6-4面心和铁心形变织构的比较织构类型商心立方体心立方拉拨纵构 （次）压端纽构111）轧制级构Jliot + 1112111

57、001 + 11121 110）1110 （纯啊h+ 11111 11101 （黄啊）（4）形变织构理论形变织构是多晶体滑移过程中晶体转动的结果，仅以面心立方金属丝织构为例做一简要分析。形变织构较成功的定量理论尚未建立。最早研究形变织构的是W 和E.,利用标准投影图分析了滑移时晶体转动。图6-17是面心立方单晶体最有利滑移系统与拉伸方向的关系。（a）图中箭头所指方向表示晶体转动趋势，从中可见形变后确实能 形成或织构。（b）图中三角形内各区域的有效滑移系如表6-5。表6-5标准三角形内各区域滑移系匱城構移方向B, CIV. I VCI * BV*12ZJ. CIV. V. IBV , CIB.

58、C, Aiv. IT nrhiv. ci . arnB, Cr A叭 ni, iB1V , A ffl C IrAivt vmB1V, V AMaAIV. Hl. VAW t B V拉伸时滑移系向拉伸轴方向转动，最后成为与拉伸轴一致方向。印与a2区域的有利滑移方向为，1,V，拉拔过程中这些位向转向A点，A点是111 方向。d和b2区域的有利滑移系是，川，I，形变中各滑移方向转向1，即001 方向。 C和 d区域的有利滑移方向为，V，川，拉伸时各滑移方向转向112,结果进入和 b区域，继续变形时将向111或100方向转动，出现两种织构。3图6-17面心立方单晶体金属滑移系统与拉伸方向的关系再结晶

59、织构将具有形变织构的材料进行再结晶退火，可能形成再结晶织构或退火织构。再结 晶织构不一定与形变织构相同。影响再结晶织构的主要因素是合金成分，杂质或复合 相，位错密度，原始组织和亚结构，退火温度和时间，退火介质，材料几何尺寸等。材料中的少量添加剂对形变织构的影响较弱，但强烈影响再结晶织构。中加人质 量分数为0.2 %的或0.1 %的有利于形成立方织构；加入质量分数为0.0025 %的P能抑制立方织构的产生。中加入少量可消除再结晶织构。再结晶织构的形成主要有定向形核，定向长大和定向形核与长大等三种机制。定 向形核机制认为，一次再结晶时的晶核位向与形变织村的位向密切相关，新生晶核依 靠消耗形变基体而

60、长大，最后得到再结晶织构。这种理论的不足之处在于不能解释再 结晶过程中常常发生织构变化现象。晶核定向长大理论认为，晶界迁移速度取决于相邻晶粒的位向关系。具有不同位 向的再结晶晶核，在长大过程中出现了选择”性长大，只有在形变织构基体中具有最大迁移速度的界面，才能不断迁移，形成再结晶织构。这种理论不能解释为什么再结 晶织构和形变织构存在对应关系。存在形变织构的材料，再结晶退火时可能出现的织构变化大致有三种情况。第一是退火时保持形变织构；二是再结晶过程中形变织构被一个或几个组分形成的织构取 代。在许多情况下早期形成的再结晶织构又被晚期出现的织构取代。织构的应用材料中织构的存在既有利也有弊；控制不当将

61、带来不良影响，控制得当则可发挥 其有利作用。（1）织构与机械性能各向异性以板材深冲压成型为例，深冲时应当注意应变比（r）和应变比的差（ r）。应变比r是指宽度方向上的真应变（ W）与厚度方向上真应变（ T ）的比值，（6-6）r值反映板材在宽度与厚度方向上强度的差异，r大的板材不易减薄。r值反映板面上不同方向应变比的均匀程度（6-7）r是轧制方向的r值，尬竟是宽度方向的r值，皿是与轧制方向成45方向上的r值。r = 时表明板面上应变比均匀，r时深冲时易出现制耳（图 6-18 ）。正确控制钢板轧制工艺，可获得111+111混合织构，使之具有较大的r值，并使 r趋近于零，从而使板厚度方向强度较大，

62、板面上应变比均匀的要求得 以满足。坯料a)b)c)图6-18板材深冲时 r值与 制耳”现象（2）织构与磁晶各向异性织构与材料磁性关系密切。最典型的是变压器用硅钢片的磁性各向异性，如图6-19，晶向最易磁化，万向次之，晶向最难磁化。250200so0200400600鐵场强度fCe5000nI 冠ESW草在应用硅钢片制作变压器时应选择 适当织构，提高产品性能，降低产品重 量，减少电耗，降低成本。高斯织构硅钢片具有110 织构，用这种材料制作变压器时，使晶向（轧制方向）顺磁路时，在相同磁场强度下可得到较大的磁感应强度，磁阻最小，磁通量最大。立方织构是硅钢片的100织构。轧制方向与横向都是 。制作变压器时不必先沿轧向切成条片，再叠成方框，直接冲成方框即可。这类变压器铁芯整体性能好，运行