它是金属材料范（塑）性变形的重要现象之一。加工硬化标志金属抗塑性变形能力的增强。

材料加工硬化的宏观特征常用加工硬化曲线描述。对于单晶材料，通常用分切应力（）与分切应变（）之间的关系表示加工硬化曲线。典型的面心立方单晶体的加工硬化曲线可分为3个阶段（图1）。

图1　面心立方金属单晶体的加工硬化曲线的3个阶段

①第Ⅰ阶段，又称易滑移阶段。这一阶段的特点是硬化系数很小，约为（为切变模量）。这一阶段晶体只有一个滑移系统开动，晶体取向单滑移。如果晶体取向多滑移，这个阶段就不会出现。所以一般多晶体的加工硬化曲线中没有易滑移阶段。此外，温度的下降使这个阶段变长，但硬化系数没有变化。微观观察表明，这阶段主滑移面位错密度增长较快，而林位错增长较慢；表面滑移线长而细，分布均匀。

②第Ⅱ阶段，随着单滑移的进行，晶体发生转动，当次滑移系统开始被激活时，硬化进入第Ⅱ阶段。这个阶段的特点是硬化系数很大，约为的30倍，且与取向、温度、杂质含量关系不大。各种面心立方金属的近似相等，约为1/300。这个阶段应力-应变呈直线关系，所以这个阶段又称线性硬化阶段。这阶段林位错密度增加很快，位错一般以缠结形式出现，后期出现不规则的胞状组织。表面滑移线短而粗，其平均长度随应变的增加而减小。

③第Ⅲ阶段，这一阶段的特点是硬化系数逐渐减小，应力-应变呈抛物线关系，故又称抛物线型硬化阶段。这一阶段的起始应力及硬化系数都随温度的升高而减小，故又称动态回复阶段。在这一阶段，晶体表面出现许多集中滑移带，而内部则出现明显的胞状组织。

影响加工硬化曲线的因素很多，比较重要的有金属的种类、晶体的纯度和取向、形变温度和形变速度。高层错能的纯金属（如铝）晶体，在液态空气温度时有明显的3阶段硬化曲线，但在室温就只出现抛物线型的第Ⅲ阶段。取向多滑移的晶体只能得到抛物线型的硬化曲线。六角金属单晶体，由于滑移限制在基面上，一般出现很长的第Ⅰ阶段。高纯度的体心立方金属单晶体（如铌、钽、铁等）在室温也出现3个阶段的硬化曲线，但样品不纯或在低温形变，就得不到3个阶段的硬化曲线。此外，一些非金属晶体如锗、锑化铟、氯化钠等，也表现出3个阶段的硬化曲线。

多晶体中各个晶粒对于加载方向而言可能有极不同的取向，加上晶粒间界的影响，各个晶粒中的应力应变状态将是极不均匀的。因此，多晶体的硬化曲线一般只代表相对于单晶体硬化曲线的一个极为复杂的平均。工程上常用拉伸变形中的法向应力（）与应变（）之间的关系表示多晶体的加工硬化曲线。在很多情况下，多晶体的加工硬化曲线可近似用幂函数表示。式中为强化因子，为加工硬化指数，对于一般材料来说，在0与1之间。

20世纪30年代英国的G.I.泰勒^[注]提出了加工硬化的位错理论。此后相继提出不少类似的理论，仍在发展中。各种理论的一个共同出发点是，加工硬化现象是位错运动阻力随形变的增加而增大的结果。阻力有两类：①来源于位错间的弹性交互作用的长程阻力；②来源于位错交截时产生的割阶，为短程阻力。一般情形下，第一种阻力是加工硬化的主要原因。两种阻力都随位错密度的增加而增大，形变过程中位错不断增殖，因而引起硬化。一系列的实验表明，流变应力与位错密度之间的关系为：

此式即培莱-赫（Bailey-Hirsch）关系式，反映了形变时加工硬化的实质。式中为位错交互作用以外的因素对位错运动的阻力；为常数；为伯格斯矢量数值；为切变模量。

A.泽格^[注]在泰勒理论的基础上，提出了一个系统比较完整的加工硬化理论。它把硬化主要归因于滑移面上位错之间的弹性交互作用。在易滑移阶段，不形成障碍，硬化主要来自主滑移面上散乱分布的平行位错所产生的内应力。随着变形的增加，次滑移系逐渐激活，由于位错的交互作用，形成了洛莫-科特雷耳（Lomer-Cottrell）位错，它们是主滑移面中滑移位错塞积的有效障碍（图2），于是硬化由第Ⅰ阶段进入第Ⅱ阶段。在这一阶段，流变应力主要决定于塞积群的长程应力。根据这一理论，第Ⅱ阶段的硬化系数为：

式中为塞积群中位错的平均数；为常数。根据滑移线的实验数据，约25，约10^-3厘米，得出约1/300，与实验结果相符。

图2　位错被洛莫-科特雷耳位错所限制

塞积群中的领先螺型位错在应力作用下的滑移是第Ⅲ阶段的开始。由于螺型位错在热激活作用下通过滑移超过了障碍，引起硬化系数的下降，且与温度和层错能有关。在这阶段，螺型位错通过交滑移相互消除，留下刃型位错群，构成胞状组织的界壁（图3）。

图3　通过螺型位错交滑移形成胞状结构