材料的形變和再結(jié)晶

關于材料的形變和再結(jié)晶第1頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月一、單晶體塑形變形（三種方式）：滑移、孿生、扭折。

1、滑移：在切應力作用下，晶體的一部分沿一定晶面和晶向，相對于另一部分發(fā)生相對移動的一種運動狀態(tài)。晶體塑性變形的不均勻性：滑移只是集中發(fā)生在一些晶面上，滑移帶或滑移線之間的晶體層片未產(chǎn)生變形，只是彼此作相對位移?；葡担阂粋€滑移面和此面上的一個滑移方向合起來叫做一個滑移系。5,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

2第2頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月只有當外力在某一滑移系中的分切應力達到一定臨界值時，該滑移系方可發(fā)生滑移，該分切應力稱為滑移的臨界分切應力。晶體滑移并不是晶體的一部分相對于另一部分沿著滑移面作剛性整體位移，而是借助位錯在滑移面上運動逐步進行。

位錯在運動時會遇到點陣阻力，又稱為派-納（P-N）力：5,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

3第3頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月2、孿生：在切應力作用下，晶體的一部分沿一定晶面（孿晶面）和一定的晶向（孿生方向）相對于另一部分作均勻的切變、形成孿晶所產(chǎn)生的變形。

孿生的特點及與滑移的異同點。相同點：都是在切應力作用下產(chǎn)生的剪切應變過程。都不改變晶體結(jié)構(gòu)。都存在臨界分切應力。都是晶體中的一部分相對于另一部分沿一定的晶面和晶向的平移。5,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

4第4頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月孿生的特點及與滑移的不同點：對塑性變形的貢獻小，但是可以改變位向，進一步誘發(fā)滑移。孿晶的兩部分晶體形成鏡面對稱的位向關系?；频臋C制是位錯的產(chǎn)生和移動，而孿生是孿生區(qū)內(nèi)的原子沿滑移方向的均勻切變，不全位錯參與。孿生的臨界分切應力大。晶體對稱度越低，越容易發(fā)生孿生。變形溫度越低，加載速度越高，越容易發(fā)生孿生。5,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

5第5頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月3、扭折：為了使晶體的形狀與外力相適應，當外力超過某一臨界值時晶體將會產(chǎn)生局部彎曲，這種變形方式稱為扭折，變形區(qū)域則稱為扭折帶。

二、多晶體的塑性變形：多晶體中每個晶粒變形的基本方式與單晶體相同，但由于相鄰晶粒之間取向不同，以及晶界的存在，因而多晶體的變形既需克服晶界的阻礙。1、晶粒取向的影響：各晶粒變形過程中的相互制約和協(xié)調(diào)性；多晶體塑性變形時要求每個晶粒至少能在5個獨立的滑移系上進行滑移。65,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

第6頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月2、晶界的影響：晶界對滑移具有阻礙效應。在變形過程中位錯難以通過晶界，被堵塞在晶界附近。這種在晶界附近產(chǎn)生的位錯塞積群會對晶內(nèi)的位錯源產(chǎn)生一反作用力。此反作用力隨位錯塞積的數(shù)目n而增大。多晶體的強度隨其晶粒細化而提高。多晶體的屈服強度s與晶粒平均直徑d的關系可用著名的霍爾—佩奇（Hall-Petch）公式表示在多晶體材料中往往存在一“等強溫度TE”，低于TE時，晶界強度高于晶粒內(nèi)部的；高于TE時則得到相反的結(jié)果。75,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

第7頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月三、合金的塑形變形：按合金組成相不同，主要可分為單相固溶體合金和多相合金。

1、單相固溶體合金的塑性變形：溶質(zhì)原子對合金塑性變形的影響主要表現(xiàn)在（1）固溶強化作用；（2）提高了塑性變形的阻力；（3）有些固溶體會出現(xiàn)明顯的屈服點和應變時效現(xiàn)象。85,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

第8頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月屈服現(xiàn)象本質(zhì)：（1）Cottrell氣團理論：在固溶體合金中，溶質(zhì)原子或雜質(zhì)原子可以與位錯交互作用而形成溶質(zhì)原子氣團，即所謂的Cottrell氣團。上屈服點：掙脫Cottrel氣團，需要較大的應力下屈服點：掙脫以后位錯的運動就容易，應力下降（2）位錯增殖理論9由位錯理論得位錯的平均運動速度5,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

第9頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月2、多相合金的塑性變形：根據(jù)尺寸大小分為聚合型相差不多彌散型細?。?）聚合型合金的塑性變形：10（2）彌散分布型合金的塑性變形：1）不可變形粒子的強化作用2）可變形微粒的強化作用5,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

第10頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月四、塑性變形對材料組織與性能的影響：1、顯微組織的變化：晶粒內(nèi)部結(jié)構(gòu)出現(xiàn)大量的滑移帶或?qū)\晶帶；晶粒外觀結(jié)構(gòu)將逐漸沿其變形方向伸長；當變形量很大時，出現(xiàn)纖維組織。2、亞結(jié)構(gòu)的變化：隨著變形度的增大，晶體中的位錯密度迅速提高，出現(xiàn)胞狀亞結(jié)構(gòu)。3、性能的變化：加工硬化及其他物理化學性能的變化。4、形變織構(gòu)：晶面轉(zhuǎn)動使多晶體中原來取向互不相同的各個晶粒在空間取向上呈現(xiàn)一定程度的規(guī)律性，這一現(xiàn)象稱為擇優(yōu)取向，這種組織狀態(tài)則稱為形變織構(gòu)。絲織構(gòu)；板織構(gòu)。由于取向，造成了材料性能的各向異性。115,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

第11頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月5．殘余應力（儲存能）：外力做的功中一部分儲存在材料內(nèi)部。根據(jù)范圍大小，分三種：宏觀殘余應力：各部分宏觀變形不均勻引起占總的儲存能很少，約0.1%；微觀殘余應力：晶?；騺喚ЯＶg的變形不均勻引起，可能引起微裂紋；點陣畸變：作用范圍是幾十至幾百納米，由于工件在塑性變形中形成的大量點陣缺陷（如空位、間隙原子、位錯等）引起的，占儲存能的絕大部分（80-90%）。125,2晶體的塑形變形內(nèi)容回顧

第12頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月13本章章節(jié)結(jié)構(gòu)5.1彈性和粘彈性5.2晶體的塑性變形5.3回復和再結(jié)晶5.4熱變形與動態(tài)回復、再結(jié)晶5.5陶瓷材料變形的特點5.6高聚物的塑性變形

第13頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月5.3回復和再結(jié)晶金屬經(jīng)過一定程度冷塑性變形后，組織和性能都發(fā)生了明顯的變化，由于各種缺陷及內(nèi)應力的產(chǎn)生，導致金屬晶體在熱力學上處于不穩(wěn)定狀態(tài)，有自發(fā)向穩(wěn)定態(tài)轉(zhuǎn)化的趨勢。通過適當?shù)募訜岷捅剡^程，這種趨勢就會成為現(xiàn)實。這種變化的表現(xiàn)就是一系列組織、性能的變化。根據(jù)其顯微組織及性能的變化情況，可將這種變化分為三個階段：回復、再結(jié)晶和晶粒長大。14第14頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月5.3.1冷變形金屬在加熱時的組織和性能變化1.顯微組織變化回復（recovery):新的無畸變晶粒出現(xiàn)前所產(chǎn)生的亞結(jié)構(gòu)和性能變化的階段，在金相顯微鏡中無明顯變化；再結(jié)晶：指出現(xiàn)無畸變的等軸新晶粒逐步取代變形晶粒的過程；晶粒長大：指再結(jié)晶結(jié)束后晶粒的長大過程。15第15頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月加熱時冷變形金屬顯微組織發(fā)生變化16第16頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月性能變化

冷變形金屬在退火過程中的性能和能量變化：17第17頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月1.力學性能(1)硬度（hardness）和強度（strength）:回復階段,變化不大,再結(jié)晶下降較大。(2)塑性:回復階段,變化不大;再結(jié)晶階段上升；粗化后下降。2.物理性能(1)電阻（resistance）:回復階段，電阻率明顯下降。(2)密度（density）:回復階段變化不大，再結(jié)晶階段上升。18第18頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月3.內(nèi)應力:回復階段基本消除宏觀應力,而微觀應力消除需再結(jié)晶后才能完成；4.亞晶粒尺寸：回復前期變化不大，后期顯著增大；5.儲存能釋放（releaseofstoredenergy）。19第19頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月5.3.2回復（一）回復動力學

在回復階段，材料性能的變化是隨溫度和時間的變化而變化，相同變形程度多晶體鐵在不同溫度下的回復動力學曲線?？v坐標為余應變硬化率(1－R)。R為屈服強度回復率，

σm、σ

r和σ0分別代表變形后、回復后和完全退火后的屈服強度。屈服強度回復程度R愈大，則剩余應變硬化率(1－R)越小。

20第20頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月

回復過程是一個馳豫過程，具有以下特點：①回復過程在加熱后立刻開始，沒有孕育期；②回復開始的速率很大，隨著時間的延長，逐漸降低，直至趨于零；③加熱溫度越高，最終回復程度也越高；④變形量越大，初始晶粒尺寸越小，都有助于加快回復速率。21第21頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月

回復特征通常可用一級反應方程來表達，即：（1）

式中t為恒溫下的加熱時間，x為冷變形導致的性能增量經(jīng)加熱后的殘留分數(shù)，c為與材料和溫度有關的比例常數(shù)，c值與溫度的關系具有典型的熱激活過程的特點：

（2）

式中Q為激活能，R為氣體常數(shù)(8.31×10-3J/kg·mol·K)，c0為比例常數(shù)，T為絕對溫度。將式（2）代入方程（1）中并積分，以x0表示開始時性能增量的殘留分數(shù)，則得：

22第22頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月

在不同溫度下如以回復到相同程度作比較，即上式左邊為常數(shù)，這樣對兩邊同時取對數(shù)：

于是，通過作圖所得到的直線關系，由其斜率即可求出回復過程的激活能Q。鐵的回復實驗表明，短時間回復時，其激活能與空位遷移激活能相近，長時間回復時，其激活能與鐵的自擴散激活能相近。因此對于冷變形金屬的回復不能用單一機制描述。

23第23頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月(二)回復機制

（1）低溫回復溫度較低，原子活動能力有限，一般局限于點缺陷的運動，通過空位遷移至晶界、位錯或與間隙原子結(jié)合而消失，使冷變形過程中形成的過飽和空位濃度下降。對點缺陷敏感的電阻率此時發(fā)生明顯下降。（2）中溫回復溫度升高，原子活動能力增強，除點缺陷運動外，位錯也被激活，在內(nèi)應力作用下開始滑移，部分異號位錯發(fā)生抵消，位錯密度略有降低。（3）高溫回復變形金屬在較高溫（～0.3Tm）下，變形金屬的回復機制主要與位錯的攀移運動有關。這時同一滑移面上的同號刃型位錯在本身彈性應力場作用下，還可能發(fā)生攀移運動，最終通過滑移和攀移使得這些位錯從同一滑移面變?yōu)樵诓煌泼嫔县Q直排列的位錯墻以降低總畸變能，并產(chǎn)生亞晶（多邊化結(jié)構(gòu)）。24第24頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月

多邊化過程的驅(qū)動力主要來自應變能的下降，產(chǎn)生的條件:(1)塑性變形使晶體點陣發(fā)生彎曲。(2)在滑移面上有塞積的同號刃型位錯。(3)需加熱到較高溫度使刃型位錯能產(chǎn)生攀移運動。多邊化前后刃型位錯的排列情況下圖所示：25第25頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月5.3.3再結(jié)晶

再結(jié)晶是指經(jīng)冷變形金屬加熱到一定溫度時，通過形成新的等軸晶粒并逐步取代變形晶粒的過程。與回復過程主要區(qū)別：再結(jié)晶是一個光學顯微組織完全改變的過程，隨著保溫時間的延長，新等軸晶數(shù)量及尺寸不斷增加，直至原變形晶粒全部消失為止，再結(jié)晶過程結(jié)束。26第26頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月(一)再結(jié)晶過程

再結(jié)晶過程是形核和長大,但無晶格類型變化。

1.形核

實驗表明，再結(jié)晶通常在變形金屬中能量較高的局部區(qū)域優(yōu)先形成無畸變的再結(jié)晶晶核，其形核機制有：

(1)晶界弓出形核(凸出形核機制)

對于變形度較?。?lt;20%）的金屬；27第27頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月假設弓出形核核心為球冠型，球冠半徑為L，晶界界面能為γ，冷變形金屬中單位體積儲存能為Es，若界面由I推進至II，其掃過的體積為dV，界面的面積為dA，若dV體積內(nèi)全部儲存能都被釋放，則此過程中的自由能變化為：

28第28頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月若晶界為球面，設其半徑為r，則若晶界弓出段兩端a、b固定，且γ值恒定，則開始階段隨ab弓出彎曲，r逐漸減小、ΔG值增大。當r達到最小值(r＝ab/2＝L)時，ΔG將達到最大值。若繼續(xù)弓出，r的增大使ΔG減小，晶界將自發(fā)地向前推移。因此，一般段長為2L的晶界，其弓出形核的能量條件為Δ

G<0，即：

Es≥2γ/L29第29頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月(2)亞晶形核

對于變形度較大的金屬,再結(jié)晶形核方式有：

亞晶合并機制：某些取向差較小的相鄰亞晶界上的位錯網(wǎng)絡通過解離、拆散并轉(zhuǎn)移到其它亞晶界上，導致亞晶界的消失而形成亞晶間的合并，通常在變形度大,而層錯能低的金屬中。30第30頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月亞晶遷移（boundarymigration）機制：某些取向差較大的亞晶界具有較高的活性，可以直接吞食周圍亞晶，并逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼蔷Ы?，實際上是某些亞晶的直接長大，在變形度大,而層錯能低的金屬中。31第31頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月

2.長大再結(jié)晶晶核是依靠晶界的遷移而長大的。以弓出方式形成的晶核，當r>rc便會借助于界面向高畸變區(qū)域長大。以亞晶遷移機制形成的晶核，一旦形成大角度晶界就可迅速移動,掃除其遇到的位錯,留下無應變的晶體。晶界遷移的驅(qū)動力為新、舊晶粒之間的自由能差。遷移方向總是背向曲率中心，向著畸變區(qū)推進，直到完全形成無畸變晶粒。32第32頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月(二)再結(jié)晶動力學

再結(jié)晶動力學：取決于形核率N和長大速率G的大小?？v坐標表示已再結(jié)晶晶粒分數(shù)，橫坐標表示保溫時間。其特點：

(1)

恒溫動力學曲線呈“S”形

(2)

有一孕育期

(3)等溫下,再結(jié)晶速度呈現(xiàn)“慢、快、慢”的特點33第33頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月(三)再結(jié)晶溫度

再結(jié)晶溫度：冷變形金屬開始進行再結(jié)晶最低溫度。測定方法：金相法：顯微鏡中出現(xiàn)第一顆新晶粒溫度

硬度法：硬度下降50%時的溫度一般工業(yè)上所說的再結(jié)晶溫度是指經(jīng)較大冷變形量（>70%）的金屬，在1h完成再結(jié)晶體積分數(shù)95%所對應的溫度。

實際生產(chǎn)上確定方法：一般TR=（0.35～0.40）Tm34第34頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月一些金屬的再結(jié)晶溫度35第35頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月影響再結(jié)晶的因素

1.變形程度：變形度增大、開始TR下降，等溫退火再結(jié)晶速度越快，而大到一定程度，TR趨于穩(wěn)定。2.原始晶粒尺寸：其它條件相同時，金屬原始晶粒細小，則變形抗力大，形變儲存能高，則TR越低，同時形核率和長大速度均增加，有利于再結(jié)晶。3.微量溶質(zhì)原子：溶質(zhì)原子偏聚于位錯和晶界處，起阻礙作用，使TR提高。36第36頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月4.第二相粒子：其作用是兩方面的,這主要取決于分散相粒子大小與分布。第二相粒子尺寸較大,間距較寬（>1微米），促進再結(jié)晶。第二相粒子尺寸較小且又密集分布時阻礙再結(jié)晶形成。5.退火工藝參數(shù)：加熱速度過于緩慢或極快時，TR上升；當變形程度和保溫時間一定，退火溫度越高，再結(jié)晶速度快；在一定范圍內(nèi)延長保溫時間，TR降低。37第37頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月(四)再結(jié)晶后晶粒大小

再結(jié)晶晶粒的平均直徑d與形核率N及長大速度G之間的關系如下：

d=常數(shù)（G/N）1/4

影響再結(jié)晶后晶粒大小的因素：

1.

變形程度的影響變形度很小時，晶粒尺寸為原始晶粒尺寸；

臨界變形度εc時，晶粒特別粗大，一般金屬εc=2～8%;當變形度大于εc時，隨變形度增加，晶粒逐漸細化。

38第38頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月2.退火溫度：對剛完成再結(jié)晶時的晶粒尺寸影響較小，若T升高，再結(jié)晶速度快，εc值變小。再結(jié)晶完成后，溫度越高，晶粒長大越快，晶粒越粗。

3.原始晶粒尺寸當變形度一定時，原始晶粒越細，D越小。39第39頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月（六）再結(jié)晶全圖

再結(jié)晶全圖是表示變形程度、退火溫度及再結(jié)晶后晶粒大小關系的立體圖形。40第40頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月5.3.4.晶粒長大

再結(jié)晶結(jié)束后，材料的晶粒一般比較細小(等軸晶)，若繼續(xù)升溫或延長保溫時間，晶粒會繼續(xù)長大。晶粒長大是一個自發(fā)過程。晶粒長大驅(qū)動力來自總的界面能的降低。根據(jù)再結(jié)晶后晶粒長大特點，分為:

（1）正常晶粒長大:均勻長大（2）異常晶粒長大:不均勻長大，又稱二次再結(jié)晶；把通常說的再結(jié)晶稱為一次再結(jié)晶。41第41頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月（一）晶粒正常長大

1.晶粒長大的方式：長大是通過大晶粒吞食小晶粒，晶界向曲率中心的方向移動進行的。2.驅(qū)動力：來源于晶界遷移后體系總的自由能的降低，即總的界面能的降低，即晶界凸側(cè)晶粒不斷長大,凹側(cè)晶粒不斷縮小。3.晶粒大小:平均晶粒直徑與保溫時間關系:Dt=ct1/2恒溫下發(fā)生正常晶粒長大時，平均晶粒直徑隨保溫時間的平方根而增大。當金屬中存在阻礙晶界遷移的因素(如雜質(zhì))時,t的指數(shù)項小于1/2。42第42頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月4.影響因素

(1)溫度

T升高，晶粒長大速度也越快，越易粗化。

(2)分散相微粒

當合金中存在第二相微粒時,粒子對晶界的阻礙作用使晶粒長大速度降低。正常長大停止時晶粒平均尺寸稱為極限平均晶粒尺寸，其值為式:

Dlim=4r/3φ極限平均晶粒尺寸決定于分散相粒子的尺寸及所占的體積分數(shù)。當φ一定、r越小時,極限平均晶粒尺寸越小。43第43頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月（3）晶粒間位向差

一般小角度晶界或具有孿晶結(jié)構(gòu)的晶界遷移速度很??；大角度晶界遷移速度一般較快。（4）雜質(zhì)與微量元素

阻礙晶界的遷移。44第44頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月(二)晶粒異常長大晶粒異常長大(二次再結(jié)晶、不連續(xù)晶粒長大)：1.驅(qū)動力：來自界面能的降低。2.長大方式：少數(shù)晶粒突發(fā)性地迅速地粗化，使晶粒間的尺寸差別顯著增大，不需重新形核。3.條件：組織中存在使大多數(shù)晶粒邊界比較穩(wěn)定或被釘扎，而只有少數(shù)晶粒邊界易遷移的因素。455.3.5再結(jié)晶退火后的組織自學了解第45頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月5.4熱變形與動態(tài)回復、再結(jié)晶

金屬的熱加工和冷加工冷加工：在再結(jié)晶溫度以下的變形加工.熱加工：在再結(jié)晶溫度以上的變形加工.46第46頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月5.4.1動態(tài)回復和動態(tài)再結(jié)晶

若提高金屬變形的溫度,使金屬在熱變形的同時也發(fā)生回復和再結(jié)晶，這種與金屬變形同時發(fā)生的回復與再結(jié)晶稱為動態(tài)回復(dynamicrecovery)和動態(tài)再結(jié)晶(dynamicrecrystallization)。47第47頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月（一）動態(tài)回復

1.

動態(tài)回復時的真實應力-真實應變曲線曲線分為三段：第Ⅰ階段—微應變階段:應力增加很快,但應變量不大(小于1%),加工硬化開始出現(xiàn)。第Ⅱ階段—均勻變形階段:金屬材料開始均勻塑性變形，伴隨加工硬化作用的加強,開始出現(xiàn)動態(tài)回復并逐漸加強,其造成的軟化逐漸抵消加工硬化作用,使曲線的斜率下降并趨于水平。第Ⅲ階段—穩(wěn)態(tài)流變階段:由變形產(chǎn)生的加工硬化與動態(tài)回復產(chǎn)生的軟化達到動態(tài)平衡,流變應力不再隨應變的增加而增大,曲線保持水平狀態(tài)。達到穩(wěn)態(tài)流變時應力值與變形溫度和應變速率有關,增高變形溫度或降低應變速率,都將使穩(wěn)態(tài)流變應力降低。48第48頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月2.動態(tài)回復機制隨著應變量的增加，位錯通過增殖密度升高，形成位錯纏結(jié)和胞狀亞結(jié)構(gòu)。熱變形溫度較高，為回復提供了熱激活條件。通過刃型位錯的攀移、螺型位錯的交滑移、位錯結(jié)點的脫釘，異號位錯的抵銷，位錯密度不斷減小。位錯的增殖速率和消亡速率平衡，應力-應變曲線轉(zhuǎn)為水平的穩(wěn)態(tài)流變階段。49第49頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月（二）動態(tài)再結(jié)晶

1.

動態(tài)再結(jié)晶的應力金屬在一定溫度下以不同應變速率變形并發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的曲線，三個階段：第一階段-加工硬化階段：應力隨應變上升很快，金屬出現(xiàn)加工硬化（0<ε<εc）。第二階段-動態(tài)再結(jié)晶開始階段：應變達到臨界值εc，動態(tài)再結(jié)晶開始，其軟化作用隨應變增加而上升；當σ>σmax，動態(tài)再結(jié)晶的軟化作用超過加工硬化，應力隨應變增加而下降（εc<ε<εs）。第三階段-穩(wěn)定流變階段：隨真應變的增加，加工硬化和動態(tài)再結(jié)晶引起的軟化趨于平衡，流變應力趨于恒定。但當ε以低速率進行時，曲線出現(xiàn)波動，其原因主要是位錯密度變化慢引起。50第50頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月2.動態(tài)再結(jié)晶的機制

動態(tài)再結(jié)晶通過形核和長大完成。

應變速率較低時，動態(tài)再結(jié)晶通過原晶界的弓出機制形核；

應變速率較高時，通過亞晶聚集長大方式進行。515.4.2熱加工對組織和性能的影響自學了解第51頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月5.4.3蠕變早期，人們對金屬材料強度的認識不足，設計金屬構(gòu)件時僅以短時強度作為設計依據(jù)。不少構(gòu)件，即使使用應力低于彈性極限，使用一段時間后仍然會發(fā)生因塑性受形而失效或因破斷而失效的現(xiàn)象。隨著金屬材料的使用溫度逐步提高，這就使人們進一步認識到材料強度與使用期限之間尚有密切的聯(lián)系，從而相繼開拓了蠕變、蠕變斷裂、松弛、疲勞、斷裂力學等長時強度研究領域。蠕變則是其中研究最早、內(nèi)容較豐富而成果較顯著的一個領域，成為其他幾個研究領域的基礎。52第52頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月在一定溫度下，金屬受持續(xù)應力的作用而產(chǎn)生緩慢的塑性變形的現(xiàn)象稱為金屬的蠕變。引起蠕變的這一應力稱蠕變應力。在這種持續(xù)應力作用下，蠕變變形逐漸增加，最終可以導致斷裂，這種斷裂稱蠕變斷裂。53第53頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月1.蠕變曲線在恒定溫度下，一個受單向恒定載荷(拉或壓)作用的試樣，其變形ε與時間t的關系可用典型的蠕變曲線表示，斜率表示蠕變速率，曲線可分下列幾個階段：第I階段：減速蠕變階段(圖中ab段)，在加載的瞬間產(chǎn)生了的彈性變形ε0，以后隨加載時間的延續(xù)，變形連續(xù)進行，但變形速率不斷降低；第II階段：恒定蠕變階段，曲線bc段，此階段蠕變變形速率隨加載時間的延續(xù)而保持恒定，且為最小蠕變速率；第III階段：曲線上從c點到d點斷裂為止，也稱加速蠕變階段，隨蠕變過程的進行，蠕變速率顯著增加，直至最終產(chǎn)生蠕變斷裂。54第54頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月2.蠕變機制蠕變主要形變機理有3種：（1）位錯蠕變：一般情況，滑移面上的位錯運動受阻產(chǎn)生塞積，滑移受阻，只有在更大的切應力才能使位錯重新開動增殖。高溫下，刃型位錯借助熱激活攀移到鄰近的滑移面而繼續(xù)滑移，攀移減小了位錯塞積產(chǎn)生的應力集中，使加工硬化減弱了，回復過程得以進行，當蠕變引起的加工硬化速率和高溫回復的軟化速率相等時-蠕變第二階段；（2）擴散蠕變：當溫度很高和應力很低時，蠕變是靠空位的移動造成的；（3）晶界滑動蠕變：在高溫蠕變條件下，晶界上的原子易于擴散，受力后易于產(chǎn)生滑動，故促進蠕變進行。55第55頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月5.4.4超塑性材料在一定條件下進行熱變形，可獲得延伸率達到500%－2000%的均勻塑性變形，且不發(fā)生縮頸現(xiàn)象，材料的這種特性，稱為超塑性。

56第56頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月1.產(chǎn)生超塑性的條件：①材料具有等軸細小的組織，晶粒直徑小于10μm，而且在超塑性變形過程中晶粒不顯著長大；②超塑性變形溫度范圍在(0.5－0.65)Tm范圍內(nèi)進行。③低應變速率，一般在10-2－10-4s-1范圍內(nèi)，以保證晶界擴散過程順利進行。57第57頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月2.超塑性的特征在高溫下，材料的流變應力不僅是應變和溫度T的函數(shù)，而且對應變速率也很敏感。存在以下關系：

σ(ε，T)=Kε’m

K為常數(shù)，m為應變速率敏感指數(shù)，金屬要具備超塑性，m一般在0.3以上；晶粒越細，m值越大，在超塑性材料中獲得微晶是關鍵。58第58頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月3.超塑性的本質(zhì)

關于超塑性的本質(zhì)，多數(shù)觀點認為系由晶界轉(zhuǎn)動與晶粒轉(zhuǎn)動所致。如下圖所示：59第59頁，課件共68頁，創(chuàng)作于2023年2月超塑性組織結(jié)構(gòu)變化具有以下特征：（1）超塑性變形時，沒有晶內(nèi)滑移也沒有位錯密度增高；（2）由于超塑性變形在高溫下長時間進行，因此晶粒會長大；（3）盡管變形量很大，但晶粒形狀始終保持等軸；（4）原來兩相呈帶狀分布的合金，超塑性變形后變?yōu)榫鶆蚍植?；?）利用冷變形和再結(jié)晶方法制取超細晶