移系上进行。多晶体的塑性变形是通过各晶粒的多系滑移来保证相互间协调的，即一个多晶体是否能够塑性变形，决定于它是否具备有5个独立的滑移系来满足各晶粒变形时相互协调的要求。
（2）晶界的影响
在室温下，晶界对滑移产生阻碍效应 霍尔佩奇公式（重要）
面心立方晶体的塑变能力较好，因为产生复滑移，协同性比体心立方好，在一个面上的滑移系多，体心立方晶体的滑移系虽然有48个，但不能同时被激活，在不同的温度范围内，激活不同的滑移系。
8.合金的塑性变形 （1）单相固溶体 a.固溶强化（重要）
一般认为固溶强化是由于多方面的作用，有溶质原子与位错的弹性交互作用、化学交互作用，静电作用以及当固溶体产生塑性变形时，位错运动改变了溶质原子在固溶体结构中以短程有序或偏聚形成存在的分布状态，从而引起系统能量的升高。
b.屈服现象与应变时效（重要）
当应力达到上屈服点时，首先在试样的应力集中处开始塑性变形，并在试样表面产生一个与拉伸轴约成45°交角的变形带——吕德斯带。吕德斯带与滑移带不同，它是由许多晶粒协调变形的结果，即吕德斯带穿过了试样横截面上的每个晶粒，而其中每个晶粒内部则仍按各自的滑移系进行滑移变形。
在固溶体合金中，溶质原子或杂质原子可以与位错交互作用而形成溶质原子气团——柯氏气团。（重要）
溶质原子与位错交互作用偏聚于刃型位错的下方，以抵消部分或全部张应力，从而使位错的弹性应变能减小，当位错处于能量较低的状态时，位错趋向于稳定，即对位错有着钉扎作用，位错要运动，必须在更大的应力作用下，才能挣脱柯氏气团的钉扎而移动，形成上屈服点，而一旦挣脱之后，位错运动就较容易，因此应力减小，出现了下屈服点和水平台——屈服现象的物理本质
位错增殖理论：塑性变形开始之前，可动位错密度较低，此时要维持一定的应变值，势必使位错运动速度增大，而要使v增大就需要提高应力值，这就是上屈服点应力较高的原因，但一旦塑性变形开始后，位错迅速增殖，位错密度迅速
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上升，此时应变值仍维持一定值，故位错密度的突然升高导致v的突然下降，于是所需的应力也突然减小，产生了屈服降落，这就是下屈服点应力较低的原因。
将预变性试样在常温下放置几天或经200℃左右短时加热后再进行拉伸，则屈服现象又出现，且屈服应力进一步提高——应变时效
（2）多相合金的塑性变形
根据第二相粒子的尺寸大小，可将合金分成两大类：若第二相粒子与基体晶粒尺寸属同一数量级——聚合型两相合金；若第二相粒子细小而弥散地分布在基体晶粒中——弥散分布型两相合金
a.聚合型合金的塑性变形
当组成合金的两相晶粒尺寸属同一数量级，且都为塑性相时，则合金的变形能力取决于两相的体积分数——机械混合法则。这类合金在发生塑性变形时，滑移往往首先发生较软的相中，只可当第二相为较强相，且体积分数大于30%时，才能明显起到强化作用。
如果聚合型合金中一相为塑性相，另一相为脆性相时，则合金在塑性变形过程中所表现的性能，不仅取决于第二相的相对数量，而且与其形状、大小、分布、尺寸因素有关。
b.弥散分布型合金的塑性变形：将第二相粒子分为不可变形的可变形的两类 一般弥散强化型合金中的第二相粒子（借助粉末冶金方法加入）是属于不可变形的，而沉淀相粒子（通过时效处理从过饱和固溶体中析出）多属可变形的。
不可变形粒子的强化作用——位错绕过机制（重要）
减少粒子尺寸（以同样的体积分数为前提）或提高粒子的体积分数，都会导致合金强度的提高。因为在同样的体积分数时，粒子越小，粒子间距也越小。
可变形粒子——位错切过机制（位错将切过粒子使之随基体一起变形） 9.塑性变形时，材料组织与性能变化
（1）显微组织变化：除了每个晶粒内部出现大量的滑移带或孪晶带外，随着变形度的增加，原来的等轴晶粒将逐渐沿其变形方向伸长。当变形量很大时，晶粒变得模糊不清，晶粒已难以分辨而呈现出一片如纤维状的条纹——纤维组织（非晶态组织），纤维的分布方向即是材料流变伸展的方向。
（2）亚结构的变化
位错缠结——发生聚集——由缠结的位错组成胞状亚结构 （3）性能的变化
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a.金属材料经冷加工变形后，强度硬度显著提高，塑性很快下降——加工硬化。特别是对那些不能通过热处理强化的材料（纯金属，奥氏体不锈钢等），主要借助冷加工实现强化。
b.加工硬化曲线要会 且分为三个阶段：易滑移阶段、线性硬化阶段、抛物线硬化阶段，但此三个阶段是单晶体的。对于多晶体的塑性变形，由于晶界的阻碍作用和晶粒之间的协调配合要求，多晶体的应力——应变曲线不会出现第一阶段，而且其硬化曲线通常更陡，细晶粒多晶体在变形开始阶段尤为明显，其应变主要指在主流变方向（主要变形方向）的变形量，流变应力则指引起该应变的应力。在塑性变形过程中，位错密度的增加及钉扎作用是导致加工硬化的决定性因素。
（4）形变织构
在塑性变形中，随着形变程度的增加，各个晶粒的滑移面和滑移方向都要向主形变方向转动，逐渐使多晶体中原来取向互不相同的各个晶粒在空间取向上呈现一定程度的规律性，这种现象称为择优取向，这种组织状态称为形变织构。
织构会造成各向异性，可用于磁性材料中，降低磁损。织构会造成其沿各个方向变形的不均匀性，使工件的边缘出现高低不平——制耳
（5）残余应力
塑性变形中外力所作的功除大部分转化成热之外，还有一小部分以畸变能的形式储存在材料内部，这部分能量叫做储存能。
储存能的具体表现方式为：宏观残余应力、微观残余应力、点阵畸变 a.宏观残余应力 它是由工件不同部分的宏观变形不均匀性引起的，故其应力平衡范围包括整个工件——所对应的畸变能不大
b.微观残余应力 由晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀引起——内应力有时很大，可致工件破坏
c.点阵畸变 由工件在塑性变形中形成的大量点阵缺陷引起，储存能的80%到90%用于形成点阵畸变
10.冷变形材料重新加热退火分为三个阶段
（1）回复：新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性能变化，由于不发生大角度晶界的迁移，所以晶粒的形状和大小与变形态的相同，仍保持着纤维状或扁平状，光学显微组织上几乎看不出变化
（2）再结晶：出现无畸变的等轴晶粒逐步取代变形晶粒的过程
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（3）晶粒长大：再结晶结束之后晶粒的继续长大，在晶界表面能的驱动下，新晶粒互相吞食而长大，从而得到一个该条件下较为稳定的尺寸
11.退火加热时性能和能量的变化（重要）
（1）强度和硬度：回复阶段的硬化变化很小，再结晶阶段下降较大，即回复阶段时变形金属仍保持很高的位错密度，而发生再结晶后，则由于位错密度显著降低，故强度和硬度明显下降。
（2）电阻：变形金属的电阻在回复阶段已表现明显的下降趋势，标志着点缺陷浓度明显减小。
（3）内应力：在回复阶段，大部分或全部的宏观内应力可以消除，而微观内应力只有通过再结晶才可全部消除。
（4）亚晶粒尺寸：回复的前期，亚晶粒尺寸变化不大，但在后期，尤其在接近再结晶时，亚晶粒尺寸就显著增大。
（5）密度：变形金属的密度在再结晶阶段发生急剧增高，与前期点缺陷数目减少有关，主要由于位错密度显著降低所致。
（6）储能释放：再结晶释放的更多 12.回复
（1）回复是一个弛豫过程，其特点：a.没有孕育期 b.在一定温度下，初期的回复速率很大，随后逐渐变慢，直到趋近于零 c.每一温度的回复程度有一极限值，退火温度越高，极限值越大，而达到此极限值所需的时间越短 d.预变性量越大，起始的回复速率越大，晶粒尺寸减小也有利于回复过程的加快（此处有计算）
（2）回复机制（重要）
低温回复——与点缺陷的迁移有关。迁移至晶界或金属表面，并通过空位与位错的交互作用，空位与间隙原子的重新结合，以及空位聚合起来形成空位对、空位群，空位片——崩塌成位错环而消失，从而使点缺陷密度明显下降
中温回复——与位错的滑移有关 同一滑移面上异号位错可以相互吸引而抵消，位错偶极子的两条位错线相消等。
高温回复——驱动力应变能的下降，刃型位错有足够能量产生攀移，攀移结果是a.使滑移面上不规则的位错重新分布，有较大的应变能释放。b.沿垂直于滑移面方向排列并具有一定取向差的位错墙（小角度晶界），以及由此产生的亚晶——多边化结构。
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