材料变形与断裂.ppt

1,第八章 材料变形与回复再结晶,8.1 金属变形与断裂概述8.2 滑移与孪晶8.3 单晶体塑性变形8.4 多晶体塑性变形8.5 纯金属变形强化8.6 合金变形强化,8.7 冷变形金属组织8.8 回复和再结晶8.9 金属热变形8.10 陶瓷和高分子材料变形,2,8.1 金属变形与断裂概述,力学性能是材料在外力作用下表现出的变形和断裂性能。材料在生产制造和实际使用过程中都会涉及这一问题。强度、硬度、塑性、冲击韧度、断裂韧性、耐磨性、粘弹性等等,强度：材料抵抗因外力作用变形和断裂的能力,静载强度 变载强度 高温强度,3,静载强度,4,1oab弹性变形,2bcd屈服变形,3dB均匀塑性变形,4BK局部集中塑变,铸铁、陶瓷：只有第1阶段中、高碳钢：没有第2阶段,5,1）弹性极限和刚度弹性极限（e）：外力作用下，材料不产生永久变形所能承受的最大应力值。刚度：材料在受力时抵抗弹性变形的能力（以弹性模量E衡量=E）。,影响E的主要因素：反映了材料内部原子结应力的大小，组织不敏感的力学指标。,6,2）屈服强度(s、0.2):使材料开始塑性变形的 最小应力值。3）强度极限(b):材料受力产生最大均匀塑性变 形时所能承受的最大应力值。屈强比（s/b）：屈强比高，材料强度利用 率高。屈强比低，材料使用可靠 性高。,7,变载强度：疲劳强度（-1）：材料在交变应力反 复作用下而不发生断裂 的最应大力值。高温强度：蠕变极限：在给定温度和时间内使材料产生一定 变形的应力值。持久强度：在给定温度和时间内使材料产生断裂 的应力值。,8,塑性：材料在受力断裂前产生塑性变形的能力。延伸率：=（L-L0）/L0100%断面收缩率：=（A0-A）/A0100%,L,9,硬度：材料抵抗局部塑性变形的能力。硬度测试法：（1）布氏硬度（HB）：特点：使用淬火钢球压头，测算压痕表面积，测量结果较准确，但压痕较大，不能测高硬度材料。,测量原理,布氏硬度计,适用于未经淬火的钢、铸铁、有色金属或质地轻软的轴承合金。,10,（2）洛氏硬度（HRA、HRB、HRC）:特点：使用金刚石、淬火钢球压头，测量压痕深 度，压痕小，可测高硬度材料。,测量原理,洛、维氏硬度计,HRB 轻金属，未淬火钢HRC 较硬，淬硬钢制品HRA 硬、薄试件,11,（3）维氏硬度（HV）：特点：使用金刚石压头，测量载荷小，压痕浅，可测软、硬材料和薄片材料。,12,冲击韧度（冲击韧性，k=Ak/A0 kJ/m2）：材料受冲击载荷作用断裂时单位断口面积所消耗的冲击功。ak=冲击破坏所消耗的功Ak/标准试样断口截面积F(J/cm2）冲击韧性随温度降低而下降。存在冷脆转化温度。,13,断裂韧性(K1c)：材料抵抗裂纹扩展的能力。应力强度因子 K1=Ya1/2,应力场强度因子临界值，称为材料的断裂韧性，用KIC表示，它表明了材料有裂纹存在时抵抗脆性断裂的能力。,KIC是材料固有特性，与裂纹本身的大小、形状、外加应力等无关，而与材料本身成分、热处理及加工工艺有关。,断裂韧性是强度和韧性的综合体现。,14,探测出裂纹形状和尺寸，根据KIC，制定零件工作是否安全KIKIC，失稳扩展。已知内部裂纹2a，计算承受的最大应力。已知载荷大小，计算不产生脆断所允许的内部宏观裂纹的临界尺寸,15,耐磨性：材料抵抗磨损的能力。材料摩擦学特性衡量参数：摩擦系数、磨损量提高耐磨性途径：减摩（用软材料润滑摩擦面）抗磨（使用硬材料抵抗磨损）,16,粘弹性：在外力作用下，材料产生的应变在 时间上滞后于应力变化的现象。（1）蠕变：产生的变形随时间缓慢增加的现象。原因：主要由高温下金属晶界滑移引起。,时间,应变,随应力变化的弹性应变,17,（2）应力松弛：材料受力变形产生的应力随时 间逐渐衰减的现象。原因：材料在应力长期作用下发生缓慢塑性变形。,18,（3）弹性滞后与内耗弹性滞后:在弹性变形范围内，材料加载和卸 载曲线不重合的现象。（对相同应力，卸载时的应变大于加载时）内耗：材料变形时消耗外力做功使之转化为热 能的现象。原因：材料内部由于分子摩擦、原子扩散、位错运动等不可逆过程消耗能量。,19,8.2 滑移与孪晶,大量位错移动而导致晶体的一部分相对于另一部分，沿着一定晶面和晶向作相对的移动，即晶体塑性变形的滑移机制。滑移过程，晶体位向不发生变化，滑移晶面上下两部分的原子相对平移一个原子间距或若干个原子间距。,20,滑移变形是不均匀的，常集中在一部分晶面上，而处于各滑移带之间的晶体没有产生滑移，滑移带的发展过程，首先是出现细滑移线，后来才发展成带，而且，滑移线的数目随应变程度的增大而增多，它们之间的距离则在缩短。,滑移线和滑移带,21,滑移系：晶体的滑移发生在一定的晶面和晶向，发生滑移的晶面和晶向称为滑移面和滑移方向。一个确定的滑移面与位于该滑移面上的一个滑移方向构成一个滑移系。滑移面和滑移方向通常是晶体中的密排面和密排方向.一个晶体的滑移系数目是晶体有效密排面数与每个面上的密排方向数目的乘积。晶体的滑移系愈多，滑移过程可能选择的空间取向就愈多，晶体的塑性就愈好。,22,FCC：滑移面：111，共有四个有效滑移面滑移方向：110，每个滑移面上有三个滑移方向滑移系数目：4*3=12个BCC滑移面：110、112、123等晶面上。通常在低温下为112，中温时为110，高温下为123滑移方向总是111晶向。总的滑移系数目：6*2+12*1+24+1=48个一般滑移系多塑性会好，但是还与杂质、加工硬化等有关，bcc的滑移方向少，48个滑移系不能同时运动，且滑移面密排程度低，因此fcc塑性更好。,23,HCP：滑移面与轴比c/a有关。当c/a大于或近似等于1.633时，滑移面为(0001)晶面，滑移系为3个。当c/a小于1.633时，滑移面变为柱面（1-100）或棱锥面（1-101），滑移系分别为3个和6个。但滑移方向都是。,24,孪生是以晶体中一定的晶面（称为孪晶面）沿着一定的晶向（孪生方向）移动而发生的，已滑移部分和未滑移部分镜面对称。在切变区域内，与孪晶面平行的各层晶面的相对位移是一定的。实质就是一个肖克莱不全位错的移动,25,26,孪晶对整个变形量的总体贡献不大，而且临界切应力很大。但是对hcp结构很重要。形成的孪晶改变了晶体的位向，使新的滑移系开动，间接对塑性变形有贡献,体心立方金属滑移系多，但在一定特殊条件下也可发生孪晶。（纯铁-196或室温冲击或爆炸成型）面心立方一般不会发生孪晶，但对于加工硬化或超低温的金属也有可能。,bcc 112fcc 111hcp 1，0，-1，2,27,28,8.3 单晶体塑性变形,多个滑移系不是同时运动，而是分切应力最大的最先运动。,滑移面法向和外力夹角,滑移方向和外力夹角,滑移面分力：滑移面面积：,29,Schmid取向因子：对于某特定晶体，临界切应力一定，屈服强度不同是由于取向因子不同造成的。,m增大，软取向，容易屈服m减小，硬取向，不易屈服,当滑移面垂直或平行于拉伸轴时，m=0，不滑移。,30,晶体的转动：拉伸时，在产生滑移的过程中，晶体的位向在不断改变，不仅滑移面在转动，而且滑移方向也改变位向。,31,压缩时也有转动,几何硬化：如果晶体滑移面原来是处于其法线与外力轴夹角接近45的位向，经滑移和转动后，就会转到此夹角越来越远离45的位向，从而使滑移变得越来越困难。几何软化：经滑移和转动后，一些原来角度远离45的晶面将转到接近45，使滑移变得容易进行。,32,晶体的滑移形式：单滑移：只有一个特定的滑移系处于最有利的位置而优先开动时，形成单滑移。一个晶粒内只有一组平行滑移线。多滑移：由于变形时晶体转动，有两组或几组滑移面同时转到有利位向，使滑移可能在两组或更多的滑移面上同时或交替地进行，形成“双滑移”或“多滑移”。会出现交叉形的滑移带。,33,34,交滑移：指两个或多个滑移面共同沿着一个滑移方向的滑移。实质是螺位错在不改变滑移方向的情况下，从一个滑移面滑到交线处，转到另一个滑移面的过程。,AB-A,35,交滑移是纯螺位错的运动，当螺位错分解为扩展位错时，欲交滑移，必须先束集为全螺位错，此过程与层错能有关（层错能越低，越难束集，难以发生交滑移），还可因热激活而得到促进。,Cu不易交滑移，无波纹状滑移带,Al易交滑移，产生波纹状滑移带,36,扭折是不均匀塑性变形的一种形式，它是在滑移和孪生难以实现，或者在变形受到某种约束时才出现的。在扭折带中，晶体位向有突变，有可能使该区域内的滑移系处于有利的位置，从而产生滑移。,37,8.4 多晶体塑性变形,晶界阻滞效应：90%以上的晶界是大角度晶界，结构复杂，由约几个纳米厚的原子排列紊乱区域与原子排列较整齐区域交替相间而成。晶界本身使滑移受阻不易直接传到相邻晶粒。取向差效应：多晶体中，不同位向晶粒的滑移系取向不相同，滑移不能从一个晶粒直接延续到另一晶粒中。,38,39,多晶体金属塑性变形的特点各晶粒变形的不同时性和不均匀性。各晶粒变形的相互协调性，需要五个以上的独立滑移系同时动作。由于晶界阻滞效应及取向差效应，变形从某个晶粒开始以后，不可能从一个晶粒直接延续到另一个晶粒之中，但多晶体作为一个连续的整体，每个晶粒处于其它晶粒的包围之中，不允许各个晶粒在任一滑移系中自由变形，否则必将造成晶界开裂，为使每一晶粒与邻近晶粒产生协调变形，Von Mises指出：晶粒应至少能在五个独立的滑移系上进行滑移fcc和bcc金属能满足五个以上独立滑移系的条件，塑性通常较好；而hcp金属独立滑移系少，塑性通常不好。,40,滑移的传递，必激发相邻晶粒的位错源。多晶体的变形抗力比单晶体大，变形更不均匀。由于晶界阻滞效应及取向差效应，使多晶体的变形抗力比单晶体大，其中，取向差效应是多晶体加工硬化更主要的原因，一般说来，晶界阻滞效应只在变形早期较重要。塑性变形时，导致一些物理、化学性能的变化。时间性：hcp系的多晶体金属与单晶体比较，前者具有明显的晶界阻滞效应和极高的加工硬化率，而在立方晶系金属中，多晶和单晶试样的应力应变曲线就没有那么大的差别。,41,晶粒大小对机械性能的影响,室温机械性能：晶粒越细，室温强度，包括s，b，-1较大，塑性较好，称为细晶强化。,Hall-Petch公式：,高温强度：高温下晶界在应力作用下会产生粘滞性流动，发生晶粒沿晶界的相对滑动；另外，还可能产生“扩散蠕变”，所以，细晶粒组织的高温强度反而较低。,42,塑性：同样变形条件下，塑性变形可分散在更多晶粒内，变形均匀，单个晶粒内位错塞积少，应力集中小，开裂机会小，在断裂前可承受较大变形，体现出高塑性。韧性：细化晶粒，裂纹不易萌生，且晶界曲折更多，裂纹不易传播，断裂过程中吸收更多能量，体现出高韧性。,塑韧性,43,8.5 纯金属变形强化,变形强化又称为加工硬化，指金属经变形后，流变应力随变形程度增加而增加，要继续变形只有不断增加外力的现象。,一、位错交割晶体多滑移后，两个相交滑移面上的运动位错会相互交截，原来直线型位错产生弯折，如果弯折仍然在滑移面上，称为扭折；不在滑移面上称为割阶。任意两个位错交割均形成刃型割阶，大小和方向取决于穿过位错的柏氏矢量；螺位错割阶只能攀移，运动阻力大。,44,两根互相垂直刃型位错的交截 柏氏矢量互相平行，AB，xy两根相互垂直的刃型位错线b1/b2，交截后各自产生一小段PP和QQ的折线，它们均位于原来两个滑移面上，同属螺型性质，为“扭折”。在运动过程中，这种折线在线张力的作用下可能被拉长而消失。,45,柏氏矢量互相垂直，b1 b2，当xy位错线与不动的AB位错交截后，AB产生一个长度与b1相等的刃型割阶PP。,46,两个螺位错：l1与l2交截后，两根螺位错各自产生一小段的刃型割阶。l1上割阶PP，长度为b2，此割阶只能在PP 与b1组成的平面内沿 b1所指方向滑移，与l1滑移方向不一致，不能与l1一道运动，只能通过攀移。但攀移在室温下是困难的，故它是l1运动的障碍、阻力。,47,“扭折”可以是刃型、亦可是螺型，可随位错线一道运动，几乎不产生位错阻力，且它可因位错线张力而消失。“割阶”都是刃型位错，有滑移割阶和攀移割阶，割阶不会因位错线张力而消失。,48,二、位错反应两个滑移面上的位错，一定条件下反应，形成一个不可动的位错。,Lomer-Cottrell位错,Fcc中，C1、C2分别代表处于111面平行于BC的位错线，DC+CADA,b3C3，故C3为纯刃型位错，但b3与C3构成平面为（001），故C3为一固定位错。,49,Cottrell指出，层错能不变时，两个全位错各自分解为扩展位错,当每个位错中的一个不全位错达到交截线BC时，合并且位于BC上。,新位错方向为 110，滑移面为（001），该位错线不可滑动，牵制了三个不全位错和两片层错，这样形成于两个111面之间的面角上，由三个不全位错和两片层错所构成的组态，为“Lomer-Cottrell位错”（面角位错），其中 110位错又叫“压杆位错”。它对fcc金属加工硬化起重要作用。,50,三、位错增殖,位错的萌生液体金属凝固时的内应力使枝晶发生偏转或弯曲，点阵错排形成位错。过饱和空位转化成位错界面和微裂纹附近局部应力集中形成位错,51,位错增殖F-R源（弗兰克-瑞德源）机制,AB位错线段两端固定，在外加切应力作用下变弯并向外扩张，当两端弯出来的线段相互靠近时，由于两者分属左、右螺型，抵消并形成一闭合位错环和环内一小段弯曲位错线，然后继续。max，位错才能不断向外扩张，源源不断产生位错环，起到增殖作用。,52,8.6 合金变形强化一、单相合金,53,置换式固溶：原子尺寸差别增大，溶解度减小，点阵畸变度增大，应力场增强，位错运动阻力增大，强化效果增强。间隙式固溶：间隙固溶形成强烈的点阵畸变，效果明显。如：碳原子溶入F中，形成不对称畸变，形成体心正方结构，含碳量增大，正方度（c/a）增大，强化效果增强。,固溶强化：合金溶质原子溶入基体金属形成固溶体后，变形时抗力提高，即临界切应力大于纯金属的现象。,54,二、屈服现象（主要表现在低碳钢中）,上下屈服点,吕德斯带：应变不均匀造成的工件表面不平整,屈服与柯氏气团：C、N等溶质原子与位错的应力场发生弹性交互作用，形成气团钉扎位错运动，必须在更大的应力作用下才能产生新的位错或使位错脱钉，表现为上屈服点；一旦脱钉，使位错继续运动的应力就不需开始时那么大，故应力值下降到下屈服点，试样继续伸长，应力保持为定值或有微少的波动。,55,屈服与位错增殖：材料的应变速率：,开始变形时，位错密度m低，欲使应变速率固定，需要较大的v值，故需要较高的应力，表现为上屈服点；塑性变形开始后，位错迅速增殖，m 增加，必然导致v的突然下降，所以所需的应力 突然下降，产生了下屈服点。是否产生屈服点现象还与材料的m值有关，m小的材料，如Ge，Si，LiF，Fe等出现显著的上下屈服点。,：应变速率，可通过试验机人为控制成固定不变的速度,位错运动速度：,0：位错作单位速度运动时所需的应力：外加有效应力 m：应力敏感指数，,56,应变时效：将低碳钢试样拉伸到产生少量预塑性变形后卸载，立刻重新加载，试样不发生屈服现象，但若在室温停留几天或在低温（如150）时效几小时后再进行拉伸，此时屈服点现象重新出现，并且上屈服点升高，这种现象即应变时效。,室温长期停留或低温时效期间，溶质原子C、N又聚集到位错线周围重新形成气团所致。,解决由于吕德斯带造成的工件表面不平整的措施:加入少量新的溶质原子，形成稳定化合物的元素。板材在深冲之前进行比屈服伸长范围稍大的预变形（约0.5%-2%变形度），使位错挣脱气团的钉扎，然后尽快进行深冲。,57,三、第二相对合金的塑性变形的影响,按第二相尺寸分类：聚合型：第二相粒子尺寸与基体晶粒尺寸属同一数量级弥散分布型：第二相粒子十分细小，并且弥散地分布在基体晶粒内,主要变形方式仍然是滑移与孪生,58,聚合型两相合金的塑性变形两个相都具有塑性相：等应变理论：等应力理论：两相中一个是塑性相，而另一个是硬脆相时，则合金的机械性能主要取决于硬脆相的存在情况。第二相粗大：变形只在基体中，第二相易破碎或周围产生裂纹，合金强度塑性不好。第二相连续分布在晶界上：合金很脆。,高碳钢中：共析钢（0.8%C）=780MN/m2 过共析钢（1.2%C）=700MN/m2及铜中的少量Bi，镍合金中的S，形成的第二相均为薄膜状在晶界，可在铜中加入稀土，镍中加入微量Mg改善。,59,弥散分布型两相合金的塑性变形第二相以细小弥散的微粒均匀分布在基体相中时，将产生显著的强化作用，通常将微粒分成不可变形的和可变形的两类。,不可变形微粒的强化作用奥罗万机制（位错绕过机制）适用于第二相粒子较硬并与基体界面为非共格的情形。,减小粒子尺寸（在同样的体积分数时，粒子越小则粒子间距也越小）或提高粒子的体积分数，都使合金的强度提高。,60,61,可变形微粒的强化作用切割机制 适用于第二相粒子较软并与基体共格的情形,强化作用主要决定于粒子本身的性质以及其与基体的联系,位错切过粒子后产生新的界面，提高了界面能若共格的粒子是一种有序结构，位错切过时需要附加应力点阵常数与基体不同产生共格畸变，应变场阻碍位错运动层错能与基体的不同，扩展位错切过粒子时宽度会产生变化，引起能量升高，从而强化由于基体和粒子中滑移面的取向不一致，螺型位错线切过粒子时必然产生一割阶，而割阶会妨碍整个位错线的移动。增大粒子尺寸或增加体积分数有利于提高强度,62,63,64,冷变形后材料力学性能变化,屈服强度近抗拉强度，安全性降低、塑性降低，易断裂,延伸率降低，变性能力差,65,8.7 冷变形金属组织,纤维组织：退火态等轴晶经过冷变形后，晶粒沿拉拔和轧制方向伸长，可变形夹杂和第二相随晶粒伸展（变形足够大时，晶界模糊），不可变形夹杂物也呈带状分布，这种组织称为纤维组织。顺纤维方向强度增大，垂直方向减小，呈现各向异性。,66,AlMg合金变形组织,H62黄铜挤压的带状组织,H68黄铜挤压的带状组织和退火后的组织,67,第二相或夹杂物沿变形方向拉长，形成流线或带状组织。,68,胞状组织：位错冷变形过程中产生大量增殖和双交滑移，形成了高密度位错缠结的位错胞壁，内部密度低。属于小角度晶界，但位错难以穿过。,变形量增大，位错胞尺寸减小，位错密度增大，跨越胞壁的平均取向差也逐渐增加。层错能高的金属（如Al、Fe），当变形程度较高时，容易出现明显的胞状组织。,69,变形织构：由于变形时滑移面的转动，使多晶体中某同一滑移系取向变成与拉力轴平行，即各任意取向的晶粒由于转动使取向趋于大体一致，这个过程称为“择优取向”。由变形引起的择优取向后的晶体结构称为“变形织构”。,丝织构：在拉丝时形成，使各个晶粒的某一晶向转向与拉伸方向平行，以与线轴平行的晶向表示。板织构：轧制时，使晶粒的某一晶向趋向于与轧制方向平行，某一晶面趋向于与轧制面平行，以与轧面平行的晶面hkl和与轧向平行的晶向表示，记为hkl。,70,变形量增大，织构趋势增强。完全理想的织构，取向如同单晶，实际上，多晶体金属中晶粒取向的集中程度往往不很高。织构的形成使材料的性能出现各向异性。制耳：硅钢片 高斯织构（110）001 立方织构（100）001 这两种织构使其磁化性能得到改善。,71,残余应力：金属塑性变形时，外力所作的功除了转化为热量之外，还有一小部分被保留在金属内部，表现为残余应力。,第一类内应力，又称宏观残余应力，作用范围为整个工件，它是由金属材料（或零件）各个部分（如表面和心部）的宏观形变不均匀而引起的。使工件尺寸不稳定，严重时甚至使工件在受力之下变形产生断裂。第二类内应力，属微观内应力，尺度与晶粒尺寸为同级，往往在晶粒内或晶粒之间保持平衡，是由于晶粒或亚晶粒之间变形不均匀而引起的。使金属更容易腐蚀，以黄铜最为典型，加工以后由于内应力存在，春季或潮湿环境下发生应力腐蚀开裂。第三类内应力，即晶格畸变应力，塑性变形时产生大量空位和位错，其周围产生了点阵畸变和应力场，此时的内应力是在几百或几千个原子范围内保持平衡，其中占主要的又是由于生成大量位错所形成的应力。是产生加工硬化的主要原因。,拉应力不利，压应力有利，均可通过低温退火消除。,72,8.8 回复和再结晶,冷变形金属在加热时组织性能会发生变化。冷变形时较高的弹性畸变能、高位错密度、空位等储存能量是促使冷变形金属发生变化的驱动力。微观组织处于不稳定状态。一旦加热，原子具有足够的扩散能力，将发生一系列变化，从而导致性能的变化。变化时从储能释放及组织结构和性能的变化来分析，可分为回复、再结晶和晶粒长大三个阶段。,73,74,75,一、回复：冷变形金属加热，尚未发生组织变化前微观结构和性能变化的过程。,一般认为是点缺陷和位错在退火过程中发生运动，从而改变了它们的组态和分布。低温回复：Tm，原子活动能力有限，点缺陷运动，空位迁移至晶界、与间隙原子结合，浓度降低，趋于平衡。中温回复：Tm，滑移导致位错反应或抵消，位错胞壁转化为亚晶界。高温回复：0.5Tm,位错充分激活，滑移和攀移，同号位错形成位错墙（多边化），亚晶粒合并。,76,位错胞壁,中低温,77,位错墙,滑移和攀移,亚晶合并,中高温,78,回复动力学特点回复过程没有孕育期，随着退火的开始即发生软化。在一定温度下，初期的回复速率很大，以后逐渐变慢，直到最后回复速率为零。每一温度有一极限回复程度，退火温度越高，这个极限值也越高，而达到此极限所需时间则越短。回复后金属性能不能恢复到冷变形前的水平。,79,回复退火的应用 主要用作去应力退火，使冷加工金属在基本上保持加工硬化的状态下降低其内应力，以稳定和改善性能，减少变形和开裂，提高耐蚀性。,回复到同一性能时温度时间关系,80,二、再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度后，变形组织中产生无畸变的新等轴晶粒，而力学、物理性能急剧变化，恢复到变形以前的完全软化状态的过程。其驱动力为冷变形时的储能。大变形的中间工序，消除加工硬化，成份结构不变。,81,再结晶形核：高畸变能区，畸变能补足形核界面能,原有晶界弓出形核：变形度较小时（20%），相邻两个晶粒的变形不均匀导致位错密度不同，晶界将向高位错密度的晶粒弓出。,82,亚晶形核：变形度较大时（20%），通过亚晶合并（高层错能金属）和亚晶迁移长大（低层错能金属），使亚晶界与基体的取向差增大，直至形成大角度晶界，便成为再结晶的核心。,83,再结晶动力学具有S形特征，存在孕育期温度越高，转变速度越快再结晶速率开始时很小，然后逐渐加快，再结晶体积分数约为0.5时，速度达到最大值，随后逐渐减慢,84,Johnson-Mehl方程形核率N和长大速率G为常数,Avrami方程形核率N和长大速率G不为常数,再结晶速率与温度之间满足Arrhenius方程关系,再结晶速率与产生一定x所需的时间成反比,85,影响再结晶的因素,变形量变形量越大，储存能越高，再结晶速率也越大。开始再结晶温度越低。存在一最小变形量，称为临界变形量。变形量大于临界变形量，再结晶才可能发生。一般为2-10%。,纯Zr当面积缩减13%时，557完成等温再结晶需40h；当面积缩减51%时，557完成等温再结晶需16h,86,温度温度越高，原子扩散能力提高，再结晶速率也越大。临界变形量越小。存在一最低再结晶温度，称为开始再结晶温度。加热温度高于此温度再结晶才可能发生。,再结晶温度经过严重冷变形的金属（70%），加热1小时，再结晶体积占到总体积的95%的温度。保温30-60min，开始发生再结晶或完成50%再结晶的温度。引用再结晶温度时，必须注意它的具体条件。对于工业纯金属，其起始再结晶温度与熔点之间关系：T再=（0.35-0.45）T熔,87,金属纯度纯金属加入微量溶质原子，再结晶形核和长大都困难，将提高再结晶温度，降低再结晶速率.50%再结晶的温度：光谱纯铜-140；加入0.01%Ag205；加入0.01%Cd-305第二相较大的第二相利于形核，小颗粒抑制形核。1m，di0.3m：降低再结晶温度，提高再结晶速度1m，di0.3m：提高再结晶温度，降低再结晶速度原始晶粒大小原始晶粒尺寸越小，降低再结晶温度，提高再结晶速率。,88,再结晶后的晶粒长大,驱动力是晶界能的下降，晶粒长大导致总界面能的降低。晶粒长大是大晶粒吞并小晶粒过程。长大方向朝界面曲率中心，即界面朝曲率中心迁移。晶粒长大的驱动力是晶界曲率造成的晶界两侧的化学位差。凹侧化学位高于凸侧的化学位，导致原子从凹侧扩散至凸侧，界面向凹侧移动。,在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。,正常长大：晶粒连续均匀长大，具有均匀的晶粒尺寸分布,89,再结晶后晶粒尺寸,变形程度增加，再结晶晶粒变细。,90,原始晶粒越细，再结晶后晶粒越细,91,退火温度：当变形程度和保温时间一定时，退火温度越高，晶粒长大速度越快，所得到的晶粒越粗大。,H68合金随终轧温度由a至d的的提高，再结晶晶粒越大,92,加热速度很慢将使晶粒粗化。第二相质点的数量越多，颗粒越小，则阻碍晶粒长大的能力越强，晶粒越细小。杂质或合金元素阻碍晶界迁移，特别是晶界偏聚现象显著的元素，其阻碍作用更大。但当温度很高时，晶界偏聚可能消失，其阻碍作用减弱甚至消失。,93,再结晶全图：将变形程度、退火温度与再结晶后晶粒大小的关系（保温时间一定）表示在一个立体图上。,94,异常长大（二次再结晶）：将再结晶完成后的金属继续加热至某一温度以上，或更长时间的保温，会有少数晶粒优先长大，成为特别粗大的晶粒的现象。,驱动力：同正常晶粒长大一样，是长大前后的界面能差产生条件：正常晶粒长大过程被弥散的第二相质点或杂质、织构等所强烈阻碍。对性能的影响：得到粗大组织，降低材料的室温机械性能，大多数情况下应当避免,95,某些材料再结晶温度升高，二次再结晶晶粒会趋于减小,96,8.9 金属热变形,热加工：将金属或合金加热至再结晶温度以上进行的压力加工,载荷：变形硬化过程+温度：回复和再结晶过程=动态回复和再结晶,条件：温度足够高、变形足够大、变形率足够小。,97,回复和再结晶过程也可在变形停歇之后或冷却中产生，称作静态回复和再结晶。钢铁终轧温度一般在单相奥氏体区，且温度尽可能低，防止晶粒长大。热变形时再结晶很快完成，没有加工硬化，同时金属高温屈服强度低，塑性好，保证了各种加工工艺性能连续顺利完成。且性能均匀，各向同性。,热加工后的晶粒沿变形方向伸长，同时，晶粒内部出现动态回复所形成的等轴亚晶粒。亚晶尺寸与稳态流变应力成反比，并随变形温度升高和变形速度降低而增大。,98,热加工对金属组织和性能的影响,打碎铸件柱状晶、细颈、打实缺陷,加工流线,打碎偏析，成分均匀化,显微组织的细化通过动态回复和动态再结晶后，在晶粒内部都形成了亚晶粒，具有这种亚组织的材料，其强度、韧性提高，称为亚组织强化，其屈服强度与亚晶尺寸ds之间满足Hall-petch公式：y=0+Kd-1/2,99,超塑性：某些金属材料，在特定条件下拉伸时，能得到特别高的延伸率100-1000%的现象。,实现组织超塑性的条件应变速率较小，10-2-10-4/s变形温度较高，一般0.5T熔 等轴、复相的极细晶粒，d10m,超塑性变形后的组织变化晶粒保持为等轴状，但产生粗化有明显的晶界滑动和晶粒转动，没有明显的晶内滑移，也没有位错密度的显著升高，看不到晶内亚结构不产生织构。,100,超塑性变形的机制倾向认为是晶界滑动和晶粒回转为主，伴有原子的扩散。,微晶超塑变形机制晶粒转换机制的二维表示伴随定向扩散的晶界滑动机制（虚线箭头代表体扩散方向）,101,8.10 陶瓷和高分子材料变形,陶瓷材料具有强度高、重量轻、耐高温、耐磨损、耐腐蚀等一系列优点，作为结构材料，特别是高温结构材料极具潜力；但塑、韧性差限制了应用。,陶瓷晶体一般由共价键和离子键结合，晶体结构复杂，在室温静拉伸时，除少数几个具有简单晶体结构的晶体如KCl，MgO外，一般陶瓷在室温下没有塑性。即弹性变形阶段结束后，立即发生脆性断裂。,102,陶瓷晶体的塑性变形特点,弹性模量比金属高出几倍。原子键合特点决定。共价键晶体的键具有方向性，使晶体具有较高的抗晶格畸变和阻碍位错运动的能力，使共价键陶瓷具有比金属高得多的硬度和弹性模量。离子键晶体的键方向性不明显，但滑移不仅要受到密排面和密排方向的限制，而且要受到静电作用力的限制，因此实际可移动滑移系较少，弹性模量也较高。与其相的种类、分布及气孔率有关，而金属材料的弹性模量是一个组织不敏感参数。实际强度和理论断裂强度相差1-3个数量级。原因是工艺缺陷导致的微裂纹尖端的应力集中，裂纹尖端之最大应力可达到理论断裂强度或理论屈服强度,因陶瓷晶体中可动位错少，位错运动又困难，所以一旦达到屈服强度就断裂了）。,103,陶瓷的压缩强度高于抗拉强度约一个数量级，而金属的抗拉强度和压缩强度一般相等。这是由于陶瓷中总是存在微裂纹，拉伸时当裂纹一达到临界尺寸就失稳扩展立即断裂，而压缩时裂纹或者闭合或者呈稳态缓慢扩展，使压缩强度提高。,Al2O3断裂强度（a）拉伸断裂应力 280MPa，（b）压缩断裂应力2 100MPa,104,高温下具有一定塑性，金属材料相比，高温下具有良好的抗蠕变性能。,105,聚合物的变形聚合物材料具有已知材料中可变范围最宽的变形性质，包括从液体、软橡胶到刚性固体。而且，与金属材料相比，聚合物的变形强烈地依赖于温度和时间，表现为粘弹性，即介于弹性材料和粘性流体之间。聚合物的变形行为与其结构特点有关。聚合物由大分子链构成，这种大分子链一般都具有柔性（但柔性链易引起粘性流动，可采用适当交联保证弹性），除了整个分子的相对运动外，还可实现分子不同链段之间的相对运动。这种分子的运动依赖于温度和时间，具有明显的松弛特性，引起了聚合物变形的一系列特点。,