变形与断裂学习.pptx

一、冷变形金属的性能变化 1.产生加工硬化铜丝冷变形时的力学性能变化有利有弊现象强度升高，塑韧性降低，屈服强度接近抗拉强度强化手段塑韧性降低，对进一步塑性变形带来困难第1页/共137页 65Mn弹簧钢丝经冷拉后，抗拉强度可达弹簧钢丝经冷拉后，抗拉强度可达20003000MPa弹簧钢丝的强化第2页/共137页 高锰钢（ZGMn13)属于奥氏体钢，它的主要强化手段就是加工硬化。当高锰钢受到激烈摩擦或剧烈冲击时，其表面部分就会产生微量塑性变形，随之产生强烈的加工硬化，使其硬度和强度快速提高，从而能够作为耐磨钢使用。高锰钢的加工硬化第3页/共137页 2.产生各向异性有弊：产生不均匀变形，如深冲的冷冲压件形成“制耳”冷冲压件的制耳现象利用：如变压器用硅钢片，-Fe在方向最易磁化，控制轧制工艺获得(110)001 织构（Goss织构）铁单晶沿不同晶向的磁化曲线第4页/共137页 3.产生残余应力内应力 指晶体内各部分之间的相互作用 晶体内一部分受拉力，另一部分一定受同样大小的压应力。因此从整个晶体看，内应力是相互平衡的，即晶体整体并没有合成应力 内应力 是卸载后仍然保留在晶体内部的应力，故又叫残余应力第5页/共137页弯曲变形后金属板中的残余应力第一类内应力（宏观残余内应力）塑变中外力做的功热（大部分）储存能（畸变能）宏观内应力 微观残余应力 点阵畸变工件不同部位的宏观变形不均匀性引起的应力平衡范围包括整个工件对应的畸变能不大第6页/共137页心部变形大摩擦力使表层变形小拔丝模具金属材料拉拔力金属拔丝示意图金属拔丝变形后残余应力 多数情况下，第一类内应力是有害的，它会使零件自发地开裂第7页/共137页第二类内应力（微观残余内应力）晶粒或亚晶粒之间变形不均匀产生的作用范围与晶粒尺寸相当内应力有时能达很大的数值，造成显微裂纹，并导致工件破坏晶粒之间塑性变形不均匀第8页/共137页第三类内应力（点阵畸变）塑性变形中形成的空位，间隙原子，位错等引起作用范围几十到几百纳米变形金属储存能的8090%。这部分能量使晶体热力学不稳定变形金属晶粒中位错胞产生第三类残余应力高应力区第9页/共137页晶体在热力学上不稳定，可造成以下危害：（1）内应力可叠加在工作应力上，使零件在使用时过早破坏或产生过量塑性变形（2）内应力可叠加在加工应力上，使零件在加工时开裂（3）金属在化学上不稳定，容易被腐蚀，由于应力加速的腐蚀称为应力腐蚀 第一次世界大战中许多黄铜弹壳发生了这种现象就是由于在弹壳成型的深冲过程中形成了较大的第一类内应力，然后在战场上腐蚀性气体的作用下发生了应力腐蚀开裂第10页/共137页 4.改变理化性能如：电导率，抗腐蚀性能通过滚压、喷丸产生残余压应力提高疲劳强度利用第11页/共137页显微组织的变化（和观察的试样截面有关）二、冷变形金属的组织变化 晶粒形状：等轴晶粒拉长晶粒纤维组织工业纯铁变形度为80%的显微组织 125Mn13钢强烈冷变形后的显微组织 200第12页/共137页 当变形量很大时，晶粒变得模糊不清，晶粒已难以分辨而呈现一片如纤维状的条纹等轴晶沿变形方向晶粒拉长 金属中可变形的夹杂物或第二相，和晶粒一起受力伸展 金属中不可变形的，随晶粒呈条带分布纤维组织第13页/共137页点缺陷及位错密度大大提高，106107/cm2增至10111012/cm2亚结构的变化（TEM）第14页/共137页 位错组态 位错缠结位错胞变形胞高层错能金属 倾向于 位错胞铜经拉伸10%的位错分布低层错能金属 倾向于 复杂的位错网络不锈钢冷轧2%的位错复杂网络随变形量的增加复杂的位错网络第15页/共137页 形成形变孪晶形成形变织构形变织构塑性变形中，多晶体中各晶粒的某些位向与变形方向趋于一致，这一现象称为择优取向，这种组织状态称为形变织构 拔丝时形成的织构为丝织构，特点是各晶粒中某一晶向大致与拔丝方向平行 轧板时形成的织构为板织构，特点是各晶粒中某一晶面趋于同轧面平行，某一晶向趋于同轧向平行第16页/共137页形变织构不能够在显微镜下观察到，但可通过X光衍射检测到第17页/共137页第18页/共137页例题8-7已知黄铜（面心立方）板的轧制织构为，用立方晶系标准投影图说明其形成原因第19页/共137页第九节 金属的断裂THE FRACTURE OF METALS理论断裂强度实际断裂强度第20页/共137页第九节 金属的断裂 一、理论断裂强度假定 材料是完全脆性的原子间结合力随距离变化示意图J原子平衡间距为 aJ引力与位移的关系为正弦函数J理论断裂强度c应是克服xm位置时的最大引力第21页/共137页材料断裂所需能量=形成两个新表面的能量材料的比表面能为假定力和位移的关系为可得式则第22页/共137页又假定：引力与位移符合胡克定律，且位移很小设：，则代入=2/c第23页/共137页 二、实际断裂强度 1.实际断裂强度远低于理论断裂强度 2.原因结晶中的热应力所致应力集中所致焊接裂纹材料中存在微裂纹烧结裂纹第24页/共137页 3.Griffith 理论（带裂纹构件的断裂强度）假定：材料是完全脆性的（如玻璃）很宽的薄板在该薄板两端施加一拉应力 后将两端固定.在薄板中央制造一椭圆形穿透型裂纹，其长度为 2c.在该应力下，必定存在一个 2c 的临界值,使裂纹自发扩展导致薄板断裂该应力就是存在临界长度裂纹时材料的断裂强度第25页/共137页裂纹扩展的驱动力：裂纹释放的弹性能则，体系能量的变化令解得裂纹扩展的阻力：裂纹的表面能第26页/共137页比较实际断裂强度与理论断裂强度显然故 4.塑性修正对于塑性材料，裂纹扩展的阻力还需要考虑塑性变形功 .所以，其断裂强度还需进行塑性修正？+还是-第27页/共137页第十节 冷变形金属的回复冷变形金属加热时的组织和性能变化冷变形金属的回复冷变形金属的再结晶再结晶后的晶粒长大第28页/共137页 一、冷变形金属加热时的组织和性能变化回复阶段再结晶阶段变化的三个阶段再结晶晶粒长大阶段冷变形后 回复 再结晶 晶粒长大第29页/共137页第30页/共137页冷变形金属加热时组织和性能变化示意图冷压力加工纯铁的力学性能随加热温度的变化第31页/共137页回回 复复再再 结结 晶晶晶粒长大晶粒长大显微组织显微组织晶粒形状无明显晶粒形状无明显变化（光镜）变化（光镜）通过形核及长大通过形核及长大变成新的等轴晶变成新的等轴晶等轴晶粒进等轴晶粒进一步长大一步长大亚亚 结结 构构点缺陷密度有所点缺陷密度有所降低，位错密度降低，位错密度有所降低且重新有所降低且重新分布形成亚晶分布形成亚晶（电镜）（电镜）位错密度大大降位错密度大大降低低无明显变化无明显变化性性 能能强度略下降，塑强度略下降，塑性略提高，宏观性略提高，宏观内应力基本消除，内应力基本消除，微观应力残存，微观应力残存，电阻率明显降低电阻率明显降低强度大大降低，强度大大降低，塑性大大提高，塑性大大提高，内应力完全消除，内应力完全消除，电阻率降至退火电阻率降至退火态态强度有所降强度有所降低，塑性先低，塑性先升后降升后降再结晶标志 形成大角度晶界的新晶粒（无畸变晶粒）力学性能和物理性能产生急剧变化第32页/共137页 二、冷变形金属的回复 1.回复阶段的现象 回复 指新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性能变化的阶段回回 复复 显微组织显微组织晶粒形状无明显变化（光镜）晶粒形状无明显变化（光镜）亚亚 结结 构构点缺陷密度有所降低，位错点缺陷密度有所降低，位错密度有所降低且重新分布形密度有所降低且重新分布形成亚晶（电镜）成亚晶（电镜）性性 能能强度略下降，塑性略提高，强度略下降，塑性略提高，宏观内应力基本消除，微观宏观内应力基本消除，微观应力残存，电阻率明显降低应力残存，电阻率明显降低第33页/共137页 3.回复机制1)低温回复 与点缺陷的迁移有关，因为点缺陷运动的热激活能低迁移到自由表面或晶界与间隙原子复合过量空位消失聚集成片崩塌成位错环 2.回复的驱动力冷变形储藏能，主要为点阵畸变以过饱和点缺陷和位错的形式储藏在金属中点缺陷密度明显下降 对点缺陷敏感的电阻率明显下降;力学性能几乎不变复杂，共性的规律很少，易误会第34页/共137页2)中温回复主要涉及异号位错的对消和位错密度的变化，不涉及攀移同一滑移面异号位错互毁相邻滑移面异号位错形成空位或间隙原子 位错滑移位错重新分布位错密度的变化将对力学性能有所影响 回复到什么程度和变形量，晶体结构，单晶体还是多晶体等是有关的 注意第35页/共137页 单晶Zn、Cd，拉伸至100-200%，室温下保持24小时，其强度极限可全部恢复 密排六方的单晶体，变形处于第一阶段主要发生沿底面单系滑移，其回复机制基本是同一滑移系统上异号位错的对消。通过回复，密排六方单晶体的力学性能可以急剧变化，全部变为变形前状态 多晶体或变形处于第二阶段单晶体，涉及多系滑移，形成更为稳定的位错缠结等，使得回复过程难以完全，力学性能只能很少恢复第36页/共137页3)高温回复（）0.3Tm主要涉及刃位错攀移多边化较大应变能释放 (a)多边化前 (b)多变化后 同号刃位错在滑移面上塞集，而导致的点阵弯曲的晶体中，位错通过滑移和攀移由滑移面的水平排列转变为沿垂直滑移面的排列，形成位错壁，叫亚晶界。由于一个光滑地弯曲着的点阵矢量变成了一个多边形的一部分，所以把这个过程叫做多边化模型1第37页/共137页 亚晶界把弯曲变形晶体分割成具有低界面曲率、小角位相差的无畸变小晶块，称为亚晶 位错重排形成亚晶界被塞集的位错通过攀移重新排列第38页/共137页亚晶的观察X射线衍射变形使晶面弯曲，斑点拉长 多边化后斑点分裂成几个第39页/共137页金相显微镜区域提纯铁的多边化的组织金相腐蚀坑显示位错露头第40页/共137页位错胞和亚晶的区别 位错胞 位错的紊乱缠结，界面宽而模糊不规则亚晶 亚晶界很窄，平直流变应力尺寸与Hall-Petch关系式一致与Hall-Petch关系式不一致第41页/共137页 位错胞内位错可通过螺位错的交滑移和刃位错的攀移，引起位错重新分布和部分消失以及位错壁的平直化，形成高曲率，平直的亚晶界模型2第42页/共137页冷变形铁高温回复时通过位错反应形成亚晶冷变形铁可通过如下位错反应形成亚晶位错反应形成亚晶模型3第43页/共137页 完全退火态后屈服强度 加工硬化后屈服强度 回复退火后屈服强度s 4.回复动力学经拉伸变形的纯铁在不同温度下加热时，屈服强度的回复动力学残留硬化定义为1-R 给出冷变形金属在回复过程中性能恢复的速率，为生产实践中控制回复过程提供依据R为回复的部分1-R第44页/共137页1-R温度 回复程度越大，残留硬化越小，回复速率越快在一定温度下回复速度先快后慢趋于零回复过程的特点没有孕育期预变形量愈大，起始回复速率越快第45页/共137页 考察某个对结构敏感的性质在不同温度下的回复过程中随时间的变化情况，可间接地推测回复过程的机理 冷变形和回复时的性能变化是和金属晶体中缺陷密度的变化直接相关的假设金属经过冷变形后，P为我们感兴趣的某物理性能P=P0+PdP0 变形前的部分Pd变形后的增量假设Pd与某种结构缺陷的体积浓度Cd（如空位浓度）成正比P=P0+BCd第46页/共137页 在某一温度下，形变金属发生回复，结构缺陷发生变化，P也将随之变化 回复时缺陷的衰减速率是缺陷密度和缺陷迁移速率的函数，而回复时缺陷的运动是热激活过程按化学动力学处理Q缺陷消失过程的激活能 K 常数 T 绝对温度P=P0+BCd第47页/共137页把上式积分C积分常数在一定温度下，回复时性能衰减服从指数规律 分析回复时的动力学数据，有时可求得引起回复的缺陷运动的激活能把写成一般解的形式取P为强度第48页/共137页试验条件一定时，残留硬化分数中为常数可改写为1-R如取1-R为常数，即可在右图上作水平线，f=(1-R)则为常数两边边取对数C为常数将lnt-1/T作图，可求的Q第49页/共137页 实验结果举例J在回复时，lntT呈线性关系，表明此过程的激活能只有一个，即在回复时只涉及一类缺陷的一种形式的运动JQ值与锌自扩散的激活能相近。已知自扩散激活能为空位形成激活能与空位移动激活能之和在回复时既发生空位的形成又发生了空位的移动，因此人们相信回复过程与位错攀移有关单晶体Zn经纯剪切后Fe的实验结果 短时间的回复(前期回复)，其Q值接近空位移动的激活能，长时间回复(回复后期)，其Q值接近铁的自扩散激活能，此结果反映回复前期的机理不同于回复后期的机理，前者以空位的移动为主，后者则以位错攀移为主第50页/共137页 5.回复的应用主要用于去应力退火保留加工硬化而降低内应力，防止变形和开裂深冲黄铜弹壳现象 放置一段时间，残余应力+外界腐蚀性气氛应力腐蚀等。“季裂”措施 冷冲后，260退火以消除残余应力第51页/共137页第十节 冷变形金属的再结晶再结晶标志 形成大角度晶界的新晶粒（无畸变晶粒）力学性能和物理性能产生急剧变化第52页/共137页 一、冷变形金属的再结晶过程 1.再结晶过程的特征组织发生变化由冷变形的伸长晶粒新的等轴晶粒力学性能发生急剧变化强度、硬度急剧降低，塑性提高，恢复至变形前状态变形储能全部释放 空位和位错密度 2.再结晶过程的驱动力经回复后未被释放的储存能（相当于总储能的90%）第53页/共137页1.再结晶过程机制 新晶粒的形成释放了冷加工遗留下来的储存能。当新晶粒完全替换了形变后的晶粒时，再结晶阶段就结束了再结晶形核长大二、冷变形金属的再结晶的形核第54页/共137页（a）黄铜冷加工变形量达到38后的组织，可见晶粒内的滑移线(b)经过580C保温3秒后，试样上开始出现黑色小颗粒，即再结晶出的新的晶粒黄铜的再结晶过程第55页/共137页（c）580C保温4秒后的金相组织显示有更多新的晶粒出现（d）580C保温8秒后的金相组织粗大的带有滑移线的晶粒已完全被细小的新晶粒所取代，即完成了再结晶第56页/共137页（e）580C保温15分后的金相组织:晶粒已有所长大（f）700C保温10分后晶粒长大的的金相组织:晶粒长大第57页/共137页2.再结晶的形核J 晶核与基体的成分、结构相同，故再结晶不p 是相变过程J与基体相比，晶核中位错密度大大降低J形核于畸变能较大的位置，如晶界、相界、孪晶界、亚晶界等处第58页/共137页(a)(b)再结晶形核 （a）工业纯铁的再结晶核心优先形成于晶界（b）低碳钢的再结晶核心优先形成于MnO夹杂物第59页/共137页具有亚晶组织的晶界凸出形核示意图 再结晶晶核是现存于局部高能量区内的，以多边化的亚晶为基础形核形核机制1晶界凸(弓）出形核 当变形度较小时，变形不均，A晶粒位错密度低，多变化后亚晶尺寸大，为降低系统自由能，一定温度下，A中的某些亚晶将开始通过晶界弓入B，吞食B中亚晶，开始形成无畸变的再结晶晶核第60页/共137页形核机制2亚晶形核 在大变形度下发生，晶体中形成位错胞，加热时发生胞壁平直化，形成亚晶，借助亚晶成为再结晶的核心亚晶迁移机制 对于冷变形量大的低层错能金属，由于位错难于攀移和交叉滑移，冷形变后位借胞壁上的位错密度较高，同时相邻胞间的位向差也较大，因此在再结晶时很容易转变为大角晶界，并向外迁移成为晶核形变造成大位相差的的界面界面迁移再结晶形核第61页/共137页亚晶合并机制AABC间位向差很小A和B合并ABC合并，大位向差的界面迁移 对于冷变形量大的高层错能金属，亚晶粒可通过亚晶界的消失而聚集，亚晶界消失的原因还不清楚，这时亚晶粒之间的位向差逐渐增大直到聚集后的亚晶界可以开始迁移为止。这个聚集后的亚晶粒就是再结晶的晶核第62页/共137页二、再结晶的动力学 再结晶的动力学描述在等温下再结晶体积分数和等温时间的关系 方法 用金相法测定 再结晶体积分数时间再结晶动力学曲线呈“S”形100000纯铁经某一变形量后在不同温度再结晶的体积分数与时间的关系曲线第63页/共137页 有孕育期 速率起初p 随时间增p 加,50%p 时达极大p 值,之后p 逐渐减小 温度升高p 曲线左移,转变加快100000纯铁经某一变形量后在不同温度再结晶的体积分数与时间的关系曲线第64页/共137页在给定的再结晶温度下,再结晶体积分数 x 与时间的关系如下：B 和 K 为常数。对块状材料，K 在34之间；对薄板，K 在23之间；对丝材，K 在12之间取双对数，则有直线的斜率即为 K 值,直线的截距为lgB阿弗拉米提出，再结晶的动力学曲线可用以下方程表示作图第65页/共137页98%冷轧纯铜在不同温度等温再结晶的图时间/min 图中大多数关系呈线性特征，说明用Avrami方程描述等温时的再结晶体积分数是符合实际情况的第66页/共137页Q 再结晶激活能作 图，可测得 Q 值 等温温度对再结晶速率v的影响可用阿累尼乌斯公式表示再结晶速率v和产生某一 体积分数x所需的时间t成反比故此作图时通常取再结晶体积分数 x为50%时作为比较标准 第67页/共137页在两个不同的恒定温度下产生同样程度的再结晶时举例 H70黄铜的再结晶激活能为251kJ/mol,它在400的恒温下完成再结晶需要1h,在390 的恒温下需要1.97小时第68页/共137页 三.影响再结晶的因素1.再结晶温度和影响因素再结晶温度冷变形金属能够发生再结晶的最低温度（为了便于比较不同材料再结晶的难易程度）金相法显微镜中出现第一颗新晶粒时的温度硬度法 硬度下降50%时所对应的温度生产中 通常以经过大变形量（70%以上）的冷变形金属，经1h退火能完成再结晶（x95%)所对应的温度第69页/共137页1)变形程度的影响 铁和铝的开始再结晶温度和预先冷变形程度的关系(a)电解铁(b)铝（99%）变形程度，储能，再结晶驱动力再结晶温度变形量增大到一定程度，再结晶温度就基本稳定给定温度下发生再结晶需要一个最小变形度，叫临界变形度金属再结晶温度不是一个严格确定的值第70页/共137页2)微量溶质原子（杂质和微量元素)的影响 微量溶质原子可提高再结晶温度，材料越纯，再结晶温度越低铝的纯度与再结晶温度的关系原因 微量溶质原子倾向于在位错和晶界处偏聚，与 晶界和位错交互作用，钉扎晶界和位错，阻碍晶界的迁移和位错的滑移和攀移第71页/共137页3)原始晶粒尺寸的影响原始晶粒越细，晶界越多，提供更多有利形核区域原始晶粒越细，变形抗力越大，相同变形度下，变形储能高，再结晶驱动力大再结晶温度降低4)第二相粒子的影响 取决于基体上分散相粒子的大小和分布，可能促进也可能阻碍再结晶第72页/共137页促进作用 第二相粒子在变形中阻碍位错运动，引起位错塞积，增加位错密度和变形储能再结晶驱动力阻碍作用 加热再结晶退火时，第二相粒子阻碍位错重排构成亚晶界并发展成大角晶界的形核过程，阻碍大角晶界迁移的核心长大过程第73页/共137页 在钢中常加入Nb、V或A1，形成NbC、V4C3、AlN这些化合物的尺寸很小，一般都在100nm以下，它们会抑制形核当第二相尺寸很小且较密集时，阻碍起主导作用，再结晶温度第二相尺寸较大(一般lm)，间距较宽时，阻碍作用较小，且再结晶核心能在其表面产生。在钢中常可见到再结晶核心在夹杂物MnO或第二相粒状Fe3C表面上产生。再结晶温度第74页/共137页4)退火时间的影响退火时间，再结晶温度第75页/共137页2.再结晶后的晶粒大小和影响因素再结晶后晶粒大小由形核率/核心长大速率决定形核率/核心长大速率，晶粒形核率/核心长大速率，晶粒第76页/共137页冷变形度及温度对低碳钢（）再结晶后晶粒大小的 影响1)冷变形度 冷变形度,形核率、核心长大速率、形核率/核心长大速率,晶粒尺寸变形度O晶粒大小第77页/共137页2)退火温度362页表8-4 退火温度对刚完成再结晶时晶粒尺寸影响较弱，因为它对形核率/核心长大速率比值影响很小（清华大学p531)再结晶完成后，退火温度，晶粒第78页/共137页3)原始晶粒尺寸原始晶粒尺寸，原始晶界面积大，则冷变形储藏能，形核率、核心长大速率、形核率/核心长大速率，再结晶晶粒尺寸铅中溶质浓度对界面迁移速度的影响4)微量溶质元素提高变形抗力，增加变形储能，使形核率，核心长大速率，形核率/核心长大速率，晶粒 第79页/共137页 1.晶粒的正常长大正常长大异常长大(二次再结晶)四、再结晶后的晶粒长大 晶粒大小不均匀：有大有小2)长大的驱动力总界面能降低 晶界的形状不同：小晶粒界面向外凸，大晶粒界面向内凹1)再结晶完成后晶粒的特点晶粒长大时晶界移动方向第80页/共137页3)长大的方式 界面向曲率中心移动 大晶粒长大 小晶粒变小,最终消失 在再结晶过程中，再结晶核心是背向曲率中心移动，长大驱动力是减小畸变能第81页/共137页4)温度的影响热力学条件 减小表面能动力学条件 晶界的活动性晶界的活动性晶界的扩散系数温度，则长大速率第82页/共137页生产上为了阻止金属在高温下晶粒的长大，常加一些合金元素，形成颗粒很小的第二相钉扎住晶界，阻碍晶界迁移假设第二相呈半径为 r 的球形，体积分数为,则极限晶粒平均直径 D 为：5)第二相的影响第83页/共137页 2.二次再结晶再结晶晶粒长大过程中，当温度升高到某一温度时，个别晶粒会突然剧烈长大硅钢片（含少量MnS）退火1小时后晶粒尺寸的变化(实线)1 二次再结晶晶粒周围 晶粒的尺寸变化2 不含MnS硅钢片的晶 粒尺寸变化1)现象硅铁二次再结晶的反常晶粒第84页/共137页第85页/共137页二次再结晶中形成的大晶粒不是重新形核，而是初次再结晶中形成的某些特殊晶粒的继续长大这些大晶粒在开始时长得很慢，长大到某一临界尺寸以后才迅速长大。可以认为在二次再结晶开始之前有一个孕育期二次再结晶完成以后有时也有明显的织构。这种织构总是和初次再结晶得到的织构明显地不同(p208)要发生二次再结晶，加热温度必须在某一温度以上。通常最大的晶粒是在加热温度刚刚超过这一温度时得到的。当加热温度更高时，得到的二次再结晶晶粒的尺寸反而较小和正常的晶粒长大一样，二次再结晶的驱动力是晶界能2）二次再结晶的一般规律第86页/共137页2)原因当阻碍晶粒长大的第二相粒子,当加热到高温，局部地区第二相粒子溶解时，个别晶粒长大的阻力突然减小，晶粒就突然剧烈长大3)对材料性能的影响 降低强度、塑性和韧性 对磁性材料，可利用二次再结晶以形成所希p 望的晶粒择优取向（再结晶织构），从而使p 薄片沿某些方向具有最佳的磁性第87页/共137页 再结晶 消除加工硬化 回复 去应力退火 晶粒长大 制备单晶体 五、回复、再结晶和晶粒长大的应用第88页/共137页第十一节 金属的热变形、蠕变及超塑性THE THERMAL DEFORMATION,CREEP,AND SUPER PLASTICITY OF METALS金属的热变形金属的蠕变金属的超塑性第89页/共137页 一、金属的热变形过程及对组织和性能的影响再结晶温度以上的塑性变形 1.热变形工程上热加工 再结晶温度以上的加工冷加工 再结晶温度以下，且不加热的加工温加工 再结晶温度以下，但高于室温Sn的再结晶温度为-3，室温时为热加工W的再结晶温度为1200，1000下拉制W丝为温加工第90页/共137页 金属发生晶粒拉长等和加工硬化热轧时晶粒尺寸变化示意图 2.热变形过程第91页/共137页 热加工结束后且外力去除后，已在动态再结晶时形成的再结晶核心及正在迁移的晶界继续迁移和长大热加工时的回复和再结晶可分为五种形式动态回复动态再结晶热变形时，外力和温度共同作用下发生亚动态再结晶动态回复动态再结晶 热加工结束后或中断后冷却过程中，无外力作用，依靠热加工余热第92页/共137页第93页/共137页 51B60钢1200奥氏体化后，在920 轧制变形后的再结晶温度-时间曲线 热变形时再结晶能很快完成，热变形后没有加工硬化。热变形时，屈服强度低，塑性好，能保证各种热加工工艺连续完成第94页/共137页冷加工与热加工组织的变化冷加工热加工第95页/共137页动态回复和动态再结晶示意图第96页/共137页 3.热变形对组织和性能的影响热加工不会使金属发生冷变形时产生的加工硬化金属材料热加工后，比铸态具有较佳的力学性能消除铸造中的某些缺陷焊合气孔和疏松；改善夹杂物、脆性相的形状、大小和分布将粗大的树枝晶、柱状晶破坏，重新再结晶形成细小的等轴晶提高了材料的致密度（粉末冶金）第97页/共137页控制好终轧温度和变形量，使金属获得细晶粒组织 可通过对动态回复的控制，使亚晶细化，并用适当的冷却速度保持到室温，这种组织的材料，强度比动态再结晶的金属高例如 铝和铝合金的亚组织强化金属的屈服强度不存在亚晶界时，单晶屈服强度d亚晶平均直径对多数金属12k常数第98页/共137页3.热加工材料组织特征组织变化 形成热加工流线 偏析区、夹杂物、第二p 相、晶界等沿变形方向延伸曲轴中流线分布示意图锻造曲轴切削加工曲轴 使材料各向异性，尽量使流线和零件所受最大拉应力方向一致，与外加切应力和冲击力方向垂直第99页/共137页吊钩第100页/共137页 在压延时，材料呈现两相组织，这两个相都沿形变方向伸长，于是在纵剖面面上成为两相相间的条带状组织 形成带状组织复相合金中的各个相或组织组成物，在热加工时沿着变形方向交替地带状分布。如低碳钢中形成铁素体和珠光体的带状组织 1Crl3钢中的带状组织 白色组成物为铁素体 黑色为奥氏体共析转变后的珠光体第101页/共137页含铬13%的Fe-Cr-C三元系的垂直截面第102页/共137页亚共析钢热轧后的带状组织及其形成机理示意图铸锭中存在着偏析。压延时偏析区沿形变方向伸长成条带状分布，冷却时由于偏析区的成分不同而转变为不同的组织 白色组成物为铁素体 黑色为奥氏体共析转变后的珠光体第103页/共137页J这种现象不是钢锭中碳偏析的遗传而是固态相变的结果J树枝晶的枝干上含有较少杂质元素，而枝间的杂质元素较多J碳是间隙型原子，其扩散系数要比其它置换型原子大好几个数量级，加热到奥氏体状态进行热加工时碳能优先达到相对均匀J其它杂质元素的偏析依然存在。压延时这些杂质元素呈条带分布第104页/共137页J 不同杂质元素对钢的临界点有不同影响，P、Si可提高钢的GS线，而Mn则使之降低J钢在压延后冷却时，富集P、Si的条带处将首先析出铁素体，伴随着铁素体的析出，碳将不断向GS温度较低 的条带扩散，并在其中富集，最后在到达共析温度时，转变为珠光体第105页/共137页 二、金属的蠕变 1.蠕变现象金属在较高恒温（）恒应力作用 下，其应变量随时间延长而增大的现象。0.3Tm 2.蠕变曲线典型的蠕变曲线 分三阶段：减速蠕变阶段 恒速蠕变阶段 加速蠕变阶段一般蠕变速率指第二阶段第106页/共137页应力和温度对蠕变曲线的影响(a)恒定温度下改变应力(b)恒定应力下改变温度 应力和温度越高，则第二阶段越短，寿命也p 越短 蠕变过程最重要的参数是第二阶段的蠕变速率，速率最低且蠕变量易于推算第107页/共137页第二阶段蠕变速率与温度的关系第二阶段蠕变速率与温度的关系第108页/共137页 3.蠕变机理位错蠕变（回复蠕变）位错攀移使塞积的刃位错攀移到另一不塞积的滑移面继续滑移使塞积的刃位错攀移到另一滑移面后正负刃位错相互抵消刃位错攀移形成亚晶蠕变变形引起的加工硬化与攀移引起的高温回复速率相等的时，形成稳定的恒速恒速蠕变第109页/共137页扩散蠕变机制 当温度很高和应力很低时，蠕变是空位移动造成的晶粒内部扩散蠕变示意图实线空位运动方向虚线 原子运动方向 与外力轴垂直的晶界受拉伸 与外力轴平行的境界受拉伸 实验表明，第二阶段的蠕变激活能相当于自扩散的激活能第110页/共137页晶界滑动蠕变机制 高温下，由于晶界上的原子容易扩散，受力后易产生滑动，故促进蠕变进行。温度升高、晶粒尺寸减小等因素，晶界滑动对蠕变贡献大第111页/共137页 三、金属的超塑性金属在一定条件进行热变形，可获得延伸率达500%-2000%的均匀塑性变形，且不产生颈缩现象，材料的这种特性叫超塑性(一般情况：60%)1.现象第112页/共137页 2.实现超塑性的条件 高温：0.50.65Tm 细小晶粒：低应变速率：第113页/共137页 3.应变速率敏感指数 m 与超塑性 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 也很敏感，并存在以下关系：k常数 m应变速率敏感系数 金属的 m 越大，越易发生超塑性 一般情况：m0.010.04 超塑性时：至少在0.3以上，m0.5温度高，晶粒细，m,应力对应变速率敏感第114页/共137页 当试样发生颈缩，颈缩处的应变速率较均匀变形的截面处要高约两个数量级。所以 一旦在某处发生颈缩，由于应变速率的升高，那里的流变应力就急剧升高。这也是加工硬化的一 种方式，即抑制了颈缩的发展，变形就传播到试样的其它部分。这样，试样就一直均匀变形下去直至断裂，没有颈缩第115页/共137页 4.超塑变形机制扩散协助下的晶界滑动及晶粒转动超塑性变形时的晶界滑动和扩散（a）塑性变形在的作用下发生（b）晶界滑动的同时，晶粒之间又必须互相连接，晶粒形状改变（c）晶粒形状改变不是依靠晶内滑移或晶界迁移，而是依靠晶界扩散第116页/共137页从经 10%变形的 Sn-5%Bi合金表面上取下的复膜()，划痕在晶界处的错开及新的晶粒表面的存在表明发生了晶界滑动和晶粒转动 超塑变形时，试样形状的宏观变化不是由每个晶粒发生相应的形状变化造成的，而是依靠晶粒的换位。而这种换位则是通过晶界的滑动与扩散来完成的第117页/共137页 5.组织变化 大量实验结果总结(1)超塑形变时，没有晶内滑移，也没有位错密度的增高(2)由于超塑形变是很细的晶粒在高温下长时间进行的，因此晶粒会有所长大(3)超塑形变时的形变量尽管很大，但晶粒的形状始终保持等轴（4）原来两相呈带状分布的合金，在超塑形变后可变为均匀分布(5)当用冷形变和再结晶的方法制取超细晶粒合金时，如果合金具有织构，在超塑形变后织构消失第118页/共137页 6.超塑性的应用工艺复杂，在生产上应用价值并不多第119页/共137页第十二节 陶瓷晶体的变形THE DEFORMATION OF CERAMIC CRYSTAL陶瓷晶体变形的特点影响陶瓷晶体变形的主要因素第120页/共137页 弹性模量高 脆性断裂，几乎无p 塑性变形 抗压强度明显高于p 抗拉强度 一、陶瓷晶体变形的特点 的应力-应变曲线a)拉伸断裂应力280MPab)压缩断裂应力2100MPaAl2O3 实际断裂强度远低p 于理论屈服强度0.01第121页/共137页 二、影响陶瓷晶体变形的主要因素1.结合键结合键 共价键，离子键共价键结合的陶瓷中 共价键 原子间共用电子对形式键合的，具有方向性和饱和性，键长和键能都不能改变，键能相当高位错运动时要破坏这种强的原子键第122页/共137页离子键结合的陶瓷中 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，将受到同号离子的巨大斥力+-+-+-+-+-位错沿水平方向和垂直方向运动困难，45方向运动变形容易些第123页/共137页 位错运动的点阵阻力大弹性模量高位错宽度小派-纳力大位错运动困难位错柏氏矢量大共价键晶体离子晶体金属点阵阻力第124页/共137页NaCl 型晶体的滑移矢量Na+Cl-滑移系第125页/共137页 滑移系少 如,NaCl只有6个滑移系 ,其多 晶体只有2个独立的滑移系，各晶粒变形协调困难。多晶体中，几乎所有的离子晶体都是脆性的第126页/共137页 存在微裂纹，裂尖应力集中大式中，裂尖最大应力 名义应力？裂纹长度 裂尖曲率半径设 05nm(接近点阵常数），c=5104nm 裂尖的最大应力已可达到理论断裂强度或理论屈服强度第127页/共137页拉伸时，当裂纹一达到临界尺寸就失稳扩展，立即断裂，抗拉强度是由晶体中的最大裂纹尺寸决定陶瓷的压缩强度一般高于抗拉强度压缩时裂纹或者闭合或者呈稳态地缓慢扩展，井转向平行于压缩轴。抗拉强度是由裂纹的平均尺寸决定的第128页/共137页第十三节 高分子材料的变形THE DEFORMATION OF POLYMER MATERIALS热塑性塑料的变形热固性塑料的变形第129页/共137页 一、热塑性塑料的变形p T 更高,橡胶态,卸p 载后变形立即恢复 1.温度（加载速度）对变形特性的影响粘弹模量与结构的关系 1无定形线型聚合物 2晶态聚合物 3交联聚合物 4弹性体p T ,刚性的p T ,粘弹性，卸p 载后变形缓慢恢复p T ,粘性流动高持续第130页/共137页 2.冷变形特性对于无定形塑料：以下50对于结晶态塑料：冷变形1)易结晶、低的塑料易结晶、低的热塑性塑料的应力-应变行为p 弹性应变量较高p 510%p 屈服后颈缩、颈缩p 区延伸很长，对应p 于分子链逐渐定向p 排列p 颈缩后有加工硬化第131页/共137页尼龙拉拔时的应力-应变曲线第132页/共137页无定形、高的热塑性塑料的应力-应变行为2)无定形、高的塑料p 变形不均匀，是局p 集的，并形成银纹p 银纹空穴状区p 域，将演变为裂纹第133页/共137页p 网状结构,硬而脆p 拉伸时,脆性断裂 二、热固性塑料的变形环氧树脂在室温下拉伸和压缩时的应力-应变曲线p 压缩时,能发生塑p 性变形;屈服后有p “应变软化”,并非p 因为颈缩,而是由p 于形成剪切带THE END第134页/共137页本章课后思考题(讨论题)1.标准投影图解法确定晶体始滑移系的理论依据 是什么?3.滑移变形与孪生变形方式有何异同?4.晶体中的孪生区与未孪生区是否同一个相?是 否同一个组织组成物?2.夹头固定情况下,滑移过程中晶体发生转动的 力矩是什么?第135页/共137页5.为什么钢淬火后硬度可显著提高，而Al-4%Cu 合金淬火（固溶处理）后硬度并未显著提高?6.定性比较Al-4%Cu合金经下列三种工艺处理后 强度的差别，并从组织角度分析原因。(1)退火(2)固溶处理(3)固溶处理+人工时效第136页/共137页感谢您的观看。第137页/共137页