材料的形变和再结晶课件.pptx

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1、第五章 材料的形变和再结晶(6)Chapter 5 Deformation and re-crystallization of materials,热变形与动态回复、再结晶,docin/sundae_meng,问题的提出,冷轧薄钢板是由普通碳素结构钢热轧钢带，经过进一步冷轧制成厚度小于4mm的钢板。在常温下轧制，不产生氧化铁皮，因此，冷板表面质量好，尺寸精度高，再加之退火处理，其机械性能和工艺性能都优于热轧薄钢板在许多领域里，特别是家电制造领域，已逐渐用它取代热轧薄钢板。汽车制造、电气产品、机车车辆、航空、精密仪表、食品罐头等。,docin/sundae_meng,问题的提出,但实际上，有些塑

2、性变形是在加热过程中同时伴随着回复和再结晶过程。例如，镁合金AZ80热挤压温度为380，而镁合金再结晶温度为150，在镁合金变形过程中同时发生了回复和再结晶。这就是动态回复和再结晶。,docin/sundae_meng,本节主要内容,动态回复和动态再结晶热加工对组织与性能的影响蠕变超塑性陶瓷材料变形的特点聚合物的变形特点,docin/sundae_meng,重要概念,热加工动态回复动态再结晶加工流线带状组织蠕变超塑性,docin/sundae_meng,1. 热变形与动态回复、再结晶Hot working and dynamic recovery, recrystallization,概念：工

3、程上常将再结晶温度以上的加工称为热加工（Hot working）。工程上常将再结晶温度以下的加工称为冷加工(Cold working)。变形温度低于再结晶温度，高于室温的加工称为温加工(Warm working)。,docin/sundae_meng,历史上的专业设置,热加工专业：金属材料及热处理焊接铸造锻压冷加工专业机械设计机械制造,docin/sundae_meng,1. 热变形与动态回复、再结晶Hot working and dynamic recovery, recrystallization,热加工(hot processing of metal)热加工能使金属零件在成形的同时改善它

4、的组织，或者使已成形的零件改变结晶状态以改善零件的机械性能。,docin/sundae_meng,再结晶温度是区分冷加工/热加工的分界线。Sn 的再结晶温度为-3，故室温时对Sn加工系热加工。W的最低再结晶温度为1200，在1000下拉制钨丝则属于温加工。热加工时，变形温度高于再结晶温度，故在变形的同时伴随回复和再结晶过程。称为动态回复和再结晶。,docin/sundae_meng,1.动态回复和动态再结晶,概念： 热加工时，由于变形温度高于再结晶温度，在变形的同时伴随着回复、再结晶过程。在热变形过程中，形变而产生的加工硬化过程与动态回复、再结晶所引起的软化过程同时存在，热加工后金属的组织和性

5、能就取决于它们之间相互抵消的程度。,docin/sundae_meng,动态回复和动态再结晶,分类：动态回复动态再结晶,在热变形时，即在外力和温度共同作用下发生的.,在热加工完毕或中断后的冷却过程中，即在无外力作用下发生的。,3. 亚动态再结晶-在热加工完毕去除外力后，已在动态再结晶时形成的再结晶晶核及正在迁移的再结晶晶粒界面，不必再经过任何孕育期继续长大和迁移。,4. 静态回复5. 静态再结晶,docin/sundae_meng,动态回复,高层错能金属（Al、-Fe、Zr、Mo、W）的扩展位错很窄，螺形位错的交滑移和刃型位错的攀移均较易进行，容易从节点和位错网中解脱出来而与异号位错相互抵消。

6、亚组织中的位错密度很低，剩余的储能不足以引起动态再结晶。动态回复是这类金属热加工过程中起主导作用的软化机制。,docin/sundae_meng,动态回复时应力-应变曲线,三个阶段I-微应变阶段，应力增大很快，并开始出现加工硬化，总应变1%。II-均匀应变阶段，斜率逐渐下降，材料开始均匀塑性变形，同时出现动态回复，“加工硬化”部分被动态回复所引起的软化所抵消。III稳态流变阶段，加工硬化与动态回复作用接近平衡，加工硬化率趋于零，出现应力不随应变而增高的稳定状态。,docin/sundae_meng,动态回复机制,随应变量的增加，位错通过增殖，密度不断增加，开始形成位错缠结和胞状亚结构。热变形温

7、度较高，为回复过程提供了热激活条件。位错运动刃型位错的攀移螺型位错的交滑移位错结点的脱钉异号位错相遇,位错密度降低,位错增殖和消亡速率达到平衡时，不再发生硬化，应力-应变曲线转为水平的稳态流变阶段。,docin/sundae_meng,动态回复时的组织结构,晶粒沿变形方向伸长呈纤维状，但晶粒内部却保持等轴亚晶无应变的结构。动态回复形成的亚晶尺寸d，主要取决于变形温度和变形速率：式中，a/b为常数 ， 为用温度修正过的应变速率。,docin/sundae_meng,动态再结晶(dynamic reerystallization),概念：指金属在热变形过程中发生的再结晶现象。对于低层错能金属（Cu

8、、Ni、-Fe，Mg等），由于它们的扩展位错宽度很宽，难以通过交滑移和刃型位错的攀移来进行动态回复，因此发生动态再结晶的倾向性大。,docin/sundae_meng,动态再结晶时的应力-应变曲线,1,2,开始发生动态再结晶的临界应变度,I II III,I-微应变加工硬化阶段，应力随变形的增加而增加II-动态再结晶开始阶段，达到某一峰值时m 后，由于发生了动态再结晶，屈服应力又下跌至某一恒定的s值(曲线1)。III-稳态流变阶段，这时加工硬化与动态软化达到了平衡。（曲线2)。,发生均匀变形的应变量,docin/sundae_meng,动态再结晶的特点,动态再结晶要达到临界变形量和在较高的变形

9、温度下才能发生；与静态再结晶相似，动态再结晶易在晶界及亚晶界形核；动态再结晶转变为静态再结晶时无需孕育期；动态再结晶所需的时间随温度升高而缩短。,docin/sundae_meng,案例：AZ80镁合金动态再结晶动力学,动态再结晶特征：应力先快增而后缓增，达到峰值后开始降低直至趋于定值。热塑性变形中，位错增殖引起的强化与动态再结晶引起的软化长期并存。,权国政等,功能材料，2019, 6(42): 1142-1146,应变速率增加,应力增加,docin/sundae_meng,随变形温度的升高，晶粒数量增加，分布更加均匀，晶粒尺寸明显细化。,热压缩变形后新生晶粒,“项链式”动态再结晶形态,doc

10、in/sundae_meng,动态再结晶机制,动态再结晶也是通过形核和长大完成的。动态再结晶的形核方式与应变速率有关：当应变速率较低时，动态再结晶是通过原晶界的弓出机制形核；当应变速率较高时，动态再结晶是通过亚晶聚集长大方式进行的。,docin/sundae_meng,动态再结晶的组织结构,稳态变形期间，金属的晶粒是等轴的，晶界呈锯齿状。晶内存在被位错分割的亚晶。而退火时静态再结晶所产生的位错密度很低。所以同样晶粒大小的动态再结晶组织的强度和硬度比静态再结晶组织的高。,晶粒度与流变应变成反比,位错,亚晶,docin/sundae_meng,镁合金ZK60汽车保险杠热挤压组织,挤压过程中，模具处

11、于加热状态，外表受到较高的温度影响，其再结晶组织晶粒过快生长，形成粗大的组织。,动态再结晶晶粒长大,R. Zeng et al. / Journal of Alloys and Compounds 509 (2019) 44624469,docin/sundae_meng,热加工对组织性能的影响,热加工对室温力学性能的影响 热加工不会使金属材料发生加工硬化，但能：消除铸造中的某些缺陷，如气孔、疏松焊合；改善夹杂物和脆性物的形状、大小及分布；部分消除某些偏析；将粗大柱状晶、树枝晶变为细小、均匀的等轴晶。 致密度和力学性能所以，金属材料经热加工后比铸态具有更佳的力学性能。,docin/sundae

12、_meng,热加工材料的组织特征,加工流线 热加工时，由于夹杂物、偏析、第二相和晶界等随应变量的增大，逐渐沿变形方向延伸，在经浸蚀的宏观磨面上出现流线。,热挤压镁合金AZ61显微组织,流线,docin/sundae_meng,带状组织,复相合金中的各个相，在热加工时沿着变形方向交替地呈带状分布.晶粒由等轴晶变为拉长的扁平形。第二相或中间相沿晶界分布，,带状组织,热挤压镁合金AZ80显微组织,变形（挤压）方向,Mg17Al12,docin/sundae_meng,蠕变（Creep）,高压蒸汽锅炉、汽轮机、石油化工设备等金属零部件均长期在高温条件下工作。概念：在某温度下恒定应力（通常小于屈服强度）

13、下所发生的缓慢而连续的塑形流变现象。,docin/sundae_meng,蠕变曲线,蠕变过程分为三个阶段：I-瞬态或减速蠕变阶段II-稳态蠕变阶段，应变速率III-加速蠕变阶段,docin/sundae_meng,蠕变过程的重要参数是稳态的蠕变速率， ，它与应力有指数关系。考虑蠕变也是热激活过程，因此，n为应力指数，高分子材料n=12；金属37.,docin/sundae_meng,蠕变机制：,晶体在室温或温度低于0.3Tm时变形，变形机制主要是通过滑移和孪生两种方式。热加工时，应变量大时，位错滑移仍钻重要地位，应变率小时，除了位错滑移外，高温使空位扩散。蠕变机制主要有：位错蠕变（回复蠕变）-

14、位错攀移扩散蠕变-空位移动晶界滑动蠕变,docin/sundae_meng,位错蠕变(Dislocation creep)（回复蠕变）,在蠕变过程中，滑移仍然是一种最重要的变形方式。低温下，位错受阻便产生塞积，只有切应力更大，才能重新开动；高温下，刃型位错依靠热激活攀移到邻近滑移面并可继续滑移。攀移减少了位错塞积产生的应力集中，使加工硬化减弱了。,docin/sundae_meng,扩散蠕变(Diffusion creep),当温度很高时和应力很低时，便产生空位移动造成的扩散蠕变。蠕变速率：,拉伸应力,压缩应力,空位形成能低，空位数量多,空位形成能高，空位数量少,docin/sundae_me

15、ng,晶界滑动蠕变(Grain boundary sliding creep),高温下，由于晶界上原子容易扩散，受力后易产生滑动，故促进蠕变进行。为了保持相邻晶粒之间的密合，扩散蠕变总是伴随着晶界滑动的。晶界滑动是沿着最大切应力方向进行的，主要靠晶界位错源产生的固有晶界位错来进行的，与温度和晶界形貌等因素有关。,docin/sundae_meng,小结,重点掌握几个基本概念热加工冷加工温加工动态回复动态再结晶蠕变,docin/sundae_meng,曾荣昌,第五章 材料的形变和再结晶(6)Chapter 5 Deformation and re-crystallization of mater

16、ials,5.4.4 超塑性5.5 陶瓷材料变形的特点5.6 高聚物变形的特点,docin/sundae_meng,超塑性（superplasticity）,概念：材料在一定条件下进行热变形，可获得伸长率达5002000%的均匀塑形变形，且不发生颈缩现象的特性。“超塑性是多晶材料一种各向同性的方式表现出具有非常高的拉伸断裂延伸率”。超塑性国际会议目前的世界纪录由日本人Higashi保持，延伸率高达8000%。,docin/sundae_meng,超塑性发现的历史,1912年，英国冶金学家Bengough首次记载，双相黄铜在700时最大应变约为160%。1934年，Pearson拉伸Bi-Sn合

17、金延伸率接近2000%。,Pearson 在1934年得到的著名照片，显示Bi-Sn合金具有1950%的延伸率。,Robert W. Cahn著，杨柯等译，走进材料科学，化学工业出版社，2019,docin/sundae_meng,1964年，MIT的Backofen首次将超塑性应用于工业。1976年，Al-Cu共晶合金（Al-6%Cu-0.5%Zr Supral ）取得专利权。1982年，首次召开超塑性的国际会议。1986年，日本的Wakai发现超细晶粒陶瓷也能超塑变形。2000年，卢柯研究员的“纳米铜室温超塑延展性的发现”被评为度中国十大科技进展及中国基础科学研究十大新闻 ，纳米铜延伸率达

18、5100%。,docin/sundae_meng,有人预测：如果将金属材料的晶粒尺寸减小到纳米量级，会出现很低的温度下发生扩散蠕变，且应有很好的塑性变形能力，甚至在室温条件下就可发生超塑性变形。然而，大量的实验结果却十分令人失望。大多数纳米金属延伸率仅为1%4%，扩散蠕变速率也非常低。卢柯博士认为主要是由于纳米样品在制备过程中所引入的缺陷所致。,docin/sundae_meng,卢柯制备出致密、高纯度的块状纳米晶体Cu样品，晶粒尺寸为30 nm，纯度高于99.995 wt%，密度可达普通纯Cu理论密度的99.4%。在室温(仅为熔点的22%)下轧制该纳米晶Cu样品，其延伸率可高达5100%，无

19、明显的加工硬化效应，晶粒尺寸保持不变。说明晶界运动起重要作用。此项工作在Science上发表，受到高度评价。,docin/sundae_meng,docin/sundae_meng,纳米晶,刃位错,孪晶,docin/sundae_meng,康志新等，中国有色金属学报，2019.20（4）：587-597,docin/sundae_meng,崔建忠，轻金属，1989，1：47-51,docin/sundae_meng,docin/sundae_meng,获得超塑性的条件：,具有等轴细小两相组织，晶粒直径10微米，而且在超塑形变形过程中晶粒不显著长大；超塑性变形在（0.50.65）Tm温度范围内进

20、行；低的应变速率，一般在10-210-4s-1范围内，以保证晶界扩散过程得以顺利进行。,docin/sundae_meng,超塑性的特征：,在高温下材料的流变应力不仅是应变和温度T的函数，而且对应变速率 也很不敏感，并存在以下关系：K为常数，m为应变速率敏感系数。要使金属具有超塑性，m至少在0.3以上。m值反映了材料抗拉时抗缩颈能力，是评定材料潜在超塑性的重要参数。,docin/sundae_meng,材料的伸长率随m值的增大而增大。,docin/sundae_meng,超塑性的本质,晶界是晶界滑移和超塑流变的先决条件，大角度晶界含量的增加有利于更多的晶界参与晶界滑移和超塑流变。晶界滑移是其主

21、要变形机制。,docin/sundae_meng,超塑性的本质,多数观点认为，超塑性是由晶界的转动与晶粒的转动所致。,拉伸应力,压应力,晶界滑移、移动和原子的扩散,整体沿纵向伸长,体扩散,docin/sundae_meng,晶界的转动,docin/sundae_meng,晶界滑动与滑移Grain boundary sliding and slip,450时第二相Mg17Al12熔解,docin/sundae_meng,晶界滑动,docin/sundae_meng,docin/sundae_meng,超塑性的组织结构特征：,超塑性变形时，没有晶内滑移也没有位错密度的增高；由于超塑性变形在高温下长

22、时间进行，因此晶粒会有所长大；尽管变形量很大，但晶粒形状始终保持等轴；原来两相呈带状分布的合金，在超塑性变形后可变为均匀分布；当用冷变形和再结晶方法制取超细晶粒合金时，如果合金具有织构，则在超塑性变形后织构消失。,docin/sundae_meng,超塑性的应用,板材冲压，可用阴模，利用压力或真空一次成型大块金属，闭模压制一次成型,dbnst.nii.ac.jp/upload/images/research/1751/english/10b92f53139c3a2ec60207952363cbd8/fig-3.jpg,docin/sundae_meng,brimet.ac/en/File/20

23、190920190434640.jpg,docin/sundae_meng,5.5 陶瓷材料变形的特点,相对高分子和金属而言，脆、难以变形是陶瓷材料的一大特点。陶瓷材料原子之间通常是由离子键、共价键所构成。在共价键结合的陶瓷中，原子之间是通过共用电子对形式进行键合的，具有方向性和饱和性，且键能相当高。塑性变形时，位错运动必须破坏这种强的原子键，因此，位错运动遇到很大的点阵阻力（P-N力），而位错在金属晶体中运动，却不会破坏由大量自由电子与金属正离子构成的金属建。,docin/sundae_meng,对离子键合的陶瓷材料，离子晶体要求正负离子相间排列，在外力作用下，当位错运动一个原子间距时，由于

24、存在巨大的同号离子的库仑静电斥力，致使位错沿垂直或平行于离子键方向很难运动。,NaCl晶体,docin/sundae_meng,但若位错沿着45方向运动，则在滑移过程中，相邻晶面始终由库仑力保持吸引。因此，NaCl、MgO等单晶体在室温压应力作用下，可承受较大的塑性变形。,难,易,docin/sundae_meng,多晶体陶瓷塑性变形，必须有5个独立滑移系。,离子键多晶陶瓷往往很脆,docin/sundae_meng,变形温度对陶瓷材料力学性能产生重要影响,室温几乎脆断,脆性变小,docin/sundae_meng,高聚物的变形特点,高分子材料受力时，也显示弹性和塑形变形行为，总应变弹性变形

25、由两种机制组成，即键内部键的拉伸和畸变，以及整个链段的可回复运动。聚合物的塑形变形 是靠黏性流动而不是靠滑移产生的,docin/sundae_meng,聚合物产生塑性变形的难易程度与该材料的黏度， 有关-使链滑动的切应力。 链的位移。高黏度的高聚物的黏性变形小。,docin/sundae_meng,与金属相比，高聚物的力学性能对温度和时间的依赖性要强烈得多。随结晶度和交联程度不同，变形特性也不尽相同。,脆性变形,塑性变形,屈服点,弹性变形,docin/sundae_meng,高分子在塑性变形时往往出现均匀变形的不稳定性。,均匀变形,应变软化不均匀变形,docin/sundae_meng,结晶高

26、分子拉伸发生变形时，分子排列发生很大变化。屈服点附近，分子链及其微晶沿拉伸方向开始取向和重排。有些晶体可能破裂成更小的单位，然后再取向的情况下再结晶。即前后发生结晶的破坏、取向、再结晶过程。,片晶,非晶区,docin/sundae_meng,本章重点与难点,弹性变形的特点与虎克定律弹性的不完整性和粘弹性比较塑性变形的两种基本形式：滑移与孪生的异同点滑移的临界分切应力滑移的位错机制多晶体塑性变形的特点细晶强化与Hall-Petch公式屈服现象与应变时效弥散强化加工硬化,docin/sundae_meng,形变织构与残余应力回复动力学与回复机制再结晶形核机制再结晶动力学再结晶温度及其影响因素影响再

27、结晶晶粒大小的因素晶粒的正常长大及其影响因素一次与二次再结晶，以及静态与动态再结晶的区别无机非金属材料塑形变形的特点高聚物塑形变形的特点,docin/sundae_meng,重要基本概念,应力-应变；真应力-真应变弹性变形-塑性变形；屈服；弹性-塑性；屈服强度-抗拉强度；延伸率-截面收缩率韧性断裂-脆性断裂弹性模量-刚度包申格效应-滞弹性（弹性滞后、弹性后效（蠕变）、应力松弛）滑移-滑移方向-滑移面-滑移系；滑移-孪生-扭折；单滑移-多滑移-交滑移孪晶面，孪生方向，变形孪晶或机械孪晶-生长孪晶-退火孪晶,docin/sundae_meng,临界分切应力，施密特因子，软取向，硬取向，派-纳力屈服

28、现象，应变时效固溶强化-加工硬化-弥散强化形变织构、丝织构、板织构、残余应力、点阵畸变、带状组织、流线回复和再结晶、晶粒长大，二次再结晶，冷加工、热加工、动态再结晶储存能、多变化、回复激活能、再结晶激活能、再结晶温度弓出形核、临界变形量、再结晶织构、退火孪晶,docin/sundae_meng,几个公式,虎克定律 =E =G 滑移的临界分切应力 =m 派-纳力（Peierls-Nabarro）,docin/sundae_meng,Hall-Petch equations=0+kd-1/2弥散强化关系式聚合物合金强化关系,docin/sundae_meng,加工硬化关系回复动力学再结晶动力学,d

29、ocin/sundae_meng,再结晶的极限平均晶粒直径再结晶晶粒大小与温度之间的关系,docin/sundae_meng,阿累尼乌兹公式的应用,扩散系数空位浓度凝固形核率回复再结晶速率固态相变蠕变速率,docin/sundae_meng,辅导与习题（红色标出必做！）,1、有一根长为5m、直径为3mm的铝线，已知铝的弹性模量为70GPa，求在200N的拉力作用下，此线的总长度。2、将一根长为20m、直径为14mm的铝棒通过孔径为12.7mm的模具拉拔，试求：这根铝棒拉拔后的尺寸；这根铝棒要承受的冷加工率。3、有一70MPa应力作用在fcc晶体的001方向上，求作用在（111）101和（111

30、）110滑移系上的分切应力。,docin/sundae_meng,4、有一bcc晶体的（110）111滑移系的临界分切应力为60MPa，试问在001和010方向必须施加多少的应力才会产生滑移？5、Zn单晶在拉伸之前的滑移方向与拉伸轴的夹角为45，拉伸后滑移方向与拉伸轴的夹角为30，求拉伸后延伸率。6、Mg单晶体的试样拉伸时，3个滑移方向与拉伸轴相交成38、45、85，而基面法线与拉伸轴成60。如果在拉应力为2.05MPa时开始观察到塑性变形，则Mg的临界分切应力为多少？,docin/sundae_meng,7、已知纯铜的 滑移系的临界分切应力c为1MPa，问：（1）要使 面上产生101方向的滑

31、移，则在001方向上应施加多大的应力？（2）要使 面上产生110方向的滑移呢？8、设运动位错被钉扎住以后，其平均间距 （为位错密度），又设Cu单晶已经应变硬化到这种程度，作用在该晶体所产生的分切应力为14MPa，已知G=40GPa，b=0.256nm，计算Cu单晶的位错密度。,docin/sundae_meng,9、设合金中一段直线位错运动时受到间距为的第二相粒子的阻碍，试求证：使位错按绕过机制继续运动所需的切应力为 ，式中，T为线张力；b为柏氏矢量；G为切变模量；r0位第二相粒子半径；B为常数。10、已知平均晶粒直径为1mm和0.0625mm的-Fe的屈服强度分别为112.7MPa和196M

32、Pa，问平均晶粒直径为0.0196mm的纯铁的屈服强度为多少？,docin/sundae_meng,11、工业纯铝在室温下经大变形量轧制成带材后，测得室温力学性能为冷加工态的性能。查表得知：工业纯铝的再结晶温度T再=150，但若将上述工业纯铝薄带加热至100，保温16d后冷至室温再测其强度，发现强度明显降低，请解释其原因。12、某工厂用一冷拉钢丝绳将以大型钢件吊入热处理炉内，由于一时疏忽，未将钢丝绳取出，而是随同工件一起加热至860，保温时间到了，打开炉门，吊出工件，钢丝绳发生断裂，试分析原因。,docin/sundae_meng,13、试述一次再结晶和二次再结晶的驱动力，并如何区分冷、热加工

33、？动态再结晶与静态再结晶的组织结构的主要区别是什么？14、金属铸件能否通过再结晶退火来细化晶粒？15、将一锲形铜片置于间距恒定的两轧辊间轧制，如图：（1）画出此铜片经完全再结晶后晶粒大小沿片长方向变化的示意图；（2）如果在较低温度退火，何处先发生再结晶？为什么？,docin/sundae_meng,16、灯泡中的钨丝在很高的温度下工作，故会发生显著的晶粒长大，当形成横跨灯丝的大晶粒时，灯丝在某些情况下就变得很脆，并会在因加热与冷却时的热膨胀造成的应力下发生破断，试介绍一种能延长灯丝寿命的方法。17、已知H70黄铜（w(Zn)=30%）在400的恒温下完成再结晶需要1h,而在390下完成再结晶需要2h，试计算在420时恒温下完成再结晶需要多长时间？,docin/sundae_meng,xiexie!,谢谢！,