变形织构(deformation texture)

多晶材料因塑性变形后的晶粒取向偏离非随机分布的状态。金属在塑性变形过程中，因受到外界热与力的作用和受内部各晶粒间的相互作用及变形发展的限制，各晶粒要相对于外力轴发生转动，结果大多数晶粒聚集到某些取向上来，从而形成变形织构。拉伸过程中晶体的转动使滑移方向力图转向平行于拉伸轴向。压缩变形时，晶体的转动使滑移面力图转向垂直于压力轴向。除滑移变形外，机械孪生(见孪生)、扭折(见扭折带)等变形机构都能使晶粒发生取向的变化。

类别 按变形方式不同，变形织构可分为拉丝织构、挤压织构、锻造织构和轧制织构等；按织构类型可分为丝织构(线织构)、面织构和板织构等，它们分别用、{hkl}及{hkl}密勒指数表示。(见织构)

金属的点阵结构不同，其变形织构也不同。fcc金属的板织构有铜织构{112}(111)、S一织构{123}<634>、黄铜织构{011}(211)以及戈斯织构{011}(100>等；面织构有{110}；丝织构有<111>和<1()O)。bcc金属的滑移系多，变形织构较复杂，典型的板织构有{100}<011>、{112><1l0>、{111}(112)与{111}<110>等；面织构有{111)；丝织构有<110>。hcp金属典型的板织构有{0001}<1120>；面织构有{0001)；丝织构有<1010>和<0001)。以上变形织构各组分的相对强弱受合金元素的性质和含量、晶粒大小和形状、晶界和相界特性、变形热力学条件以及应力应变状态等许多内外因素的影响和控制。如fcc金属越纯或轧制温度较高(不发生动态再结晶)时，{112)<111>与{123)(634>组分越强，易形成“铜型”织构，如图1所示；相反，合金元素含量较高或轧制温度低或变形程度大时，{011)<211>与{011)<100>组分强，其他组分弱，易形成“黄铜型”织构，如图2所示。有人认为，织构由“铜型”向“黄铜型”转化受交滑移控制，但越来越多的研究表明，上述织构类型的转化是由孪生变形引起的。

图1工业纯铜的轧制织构

(轧制温度：室温；ε一95％)

图2  H70黄铜的轧制织构

(轧制温度：室温；ε=95％)

变形织构模型 许多科学工作者致力于变形织构形成理论的研究，提出了许多塑性变形模型，主要有萨克斯(E．Sachs)模型和泰勒(G．I．Taylor)模型，其他模型基本上是由它们派生出来的。1928年萨克斯假定各晶粒的受力状态都等于样品的宏观受力状态，并假定各滑移系上临界分切应力τ_c为常数，当滑移系上的分切应力达到τ_c时，该滑移系启动。若已知外施应力状态σ_ij则滑移系s上的分切应力τ_r^s =m_ij^sσ_ij(i,j=1,2,3)。式中ij重复表示求和，m_ij^s=n^(s)a_ib^(s)a_j ，n^(s)为滑移系。滑移平面的法向矢量；b^(s)为滑移方向矢量；a为应力张量σ_ij坐标系矢量；括号内字母重复表示不求和。该模型适用于单晶体的自由变形，按最大取向因子m_ij^s选取滑移系s。但该模型对多晶体来说，忽视了各晶粒之间变形的相互限制和协调，各晶粒之间会形成“孔洞”或‘‘堆集”。一些研究者放松了晶体的变形只由最大取向因子选取滑移系的限制，或者规定了对变形体外形的限制。尽管这样，该模型难以描述多晶体的塑性变形。1938年泰勒提出另一塑性变形模型，假定金属中各晶粒的变形状态与样品的宏观变形状态相同。根据该模型，又考虑体积守恒及dε_ij=1/2(m_ij^s+m_ji^s)dγ^s(见微观塑性力学)关系，要进行晶体的塑性变形至少需要启动5个滑移系。fcc金属通常有12个滑移系，因此滑移系的选取有C₁₂⁵=792种可能，但独立的滑移系只有384种。为了确定所需滑移系，泰勒选取的原则是使晶体塑性变形的总剪切量dτ=∑dγ^s最小。20世纪50年代毕肖普(J．F．W.Bishop)和希尔(R．Hill)用最大外功原理求解滑移系：对于一个给定的应变状态，所选择的滑移系应满足外力所做的功δW=σ_ijδε_ij为最大。1969年陈煜耀(G•Y•Chin)等证明了以上•t两个原则’’是等价的。但科克斯(U．F．Kocks)用该原理对fcc金属只能求出6或者8个滑移系，因此5个滑移系的求算具有不确定性。要解决不确定性问题，需要引入附加的原则或方法。平均转动法用晶体的平均转动计算每一晶粒方向的变化；松弛限制法将所施加的应变(或应变速率)分量减少1个或者2个；塑性功二次最小二乘法通常可使滑移量和晶格转动惟一确定；速率敏感模型使屈服角变圆，使与给定顶点相关的不同滑移系的分切应力值不同

泰勒模型忽视了晶体的弹性应变、各晶体的非均匀应变、晶界处应力的平衡以及晶体的加工硬化。尽管如此，与萨克斯模型相比，实验表明它比较适用于多晶材料的变形，因此，许多变形模型都是基于泰勒模型进行修正发展的。修正的泰勒模型放松了宏观应变的严格限制，考虑了晶界处的变形和应力的可传递性以及晶粒的大小与形状等情况。基于各修正的模型所预测的晶体取向分布更接近实际的结果

基于上述原则，当滑移系(n^s，b^s)确定以后，各滑移系的剪切量dγ^s随即确定。考虑晶体中某矢量A，当滑移系(n^s，b^s)启动并产生了dγ^s的剪切变形时，则A变到A’=A+dγ^s(An^s)b^s；若有K个滑移系启动，则           

A’=A+∑[dγ^s(An^s)b^s]

由该式可计算晶体产生滑移塑性变形后取向的变化。