材料的形变和再结晶

1 第五章 材料的形变和再结晶 李玉超 聊城大学材料科学与工程学院 2 铝箔的生产 铝锭熔炼 铸轧 冷轧 中间退火 冷轧 铝箔毛料 粗轧 中轧 精轧 分切 成品退火 包装 3 冷轧 热轧 高能 不稳定 温度高 回复 4 内容预报 为什么要学！？与什么有关？ 材料在加工制备及应用过程中都要受到外力的作用 材料受力要发生变形：弹性变形、塑性变形、断裂 本章主要研究材料的变形规律及其微观机制。 研究变形后的材料在回复、再结晶过程中组织、结 构和性能的变化规律。 5 本章章节结构 5.1 弹性和粘弹性 5.2 晶体的塑性变形 5.3 回复和再结晶 5.4 热变形与动态回复、再结晶 5.5 陶瓷材料变形的特点 5.6 高聚物的塑性变形 6 本章学习重点与难点 1. 弹性变形的特点和胡克定律 2. 弹性的不完整性和粘弹性 3. 塑性变形中：滑移与孪生的异同点 4. 滑移的临界分切应力 5. 滑移的位移机制 6. 多晶体塑性变形的特点 7. 细晶强化与 Hall-Petch公式 8. 屈服现象与应变时效 9. 弥散强化 10. 加工硬化 11. 形变织构与残余应力 12. 回复动力学与回复机制 13. 再结晶形核机制及再结晶动力学 14. 再结晶温度及其影响因素 15. 影响再结晶晶粒大小的因素 16. 晶粒的正常长大及其影响因素 17. 一次与二次再结晶，以及静态与 动态再结晶的区别 18. 无机非金属材料塑性变形的特点 19. 高聚物塑性变形的特点 7 材料试验机示意图拉伸 位移 载荷 8 e b 弹性极限 e b 抗拉强度 s 屈服强度，会产生 0.2%永久 变形 s 9 5.1 弹性和粘弹性 弹性外力去除后形变能够完全恢复的性质 线性（符合胡克定律）和非线性 10 弹性的本质 （ 原子、离子间的相互作用力 ） 平衡位置 r0，系统的能量最低 受外力偏离平衡位置，有变形，产生引力或斥力， 能量升高 当外力消失，原子将恢复到平衡位置，变形完全 消失，能量下降 E r r 0 斥 力 引 力 11 弹性变形的特征和弹性模量 特征： （ 1）理想的弹性变形是可逆的。 （ 2）实际材料，在 弹性变形范围内 ，服从胡克定律： 0 .3 2 , , ( , 1) E EG G E G 式 中 ： 分 别 为 正 应 力 和 切 应 力 ； 分 别 为 正 应 变 和 在 正 应 力 下 ： 在 切 应 力 下 ： 其 切 应 中 为 泊 变 ； 分 别 为 弹 性 模 量 和 切 变 模 松 比 ， 金 属 材 料 的 量 ； 12 广义的胡克定律： 晶体的各向异性，各个方向的弹性模量不相同 11 12 13 14 15 16 21 22 23 24 25 26 31 32 33 34 35 36 41 42 43 44 45 46 51 52 53 54 55 56 61 62 63 64 65 66 xx yy zz x y x y x z x z y z y z C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C 36 ij C 式 中 ， 个 为 弹 性 系 数 ， 或 称 刚 度 系 数 刚度矩阵 13 1 1 1 2 1 3 1 4 1 5 1 6 2 1 2 2 2 3 2 4 2 5 2 6 3 1 3 2 3 3 3 4 3 5 3 6 4 1 4 2 4 3 4 4 4 5 4 6 5 1 5 2 5 3 5 4 5 5 5 6 6 1 6 2 6 3 6 4 6 5 6 6 xx yy zz x y x y x z x z y z y z S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S 36 ij S 式 中 ， 个 为 柔 度 系 数 。 柔度矩阵 14 对于均质各向异性弹性体，最一般的情况，弹性 系数有 36个，其中 21个是独立的： Cij=Cji， Sij=Sji 而晶体也存在对称性，所以在某几个方向上原子 排列是相同的，所以系数将会进一步减少。 立方晶系，有 3个独立弹性系数； 六方晶系，有 5个独立弹性系数； 正交晶系，有 9个独立弹性系数； 15 3121 1 2 3 3212 1 2 3 1 3 2 3 1 2 3 44 55 66 1 0 0 0 1 0 0 0 1 0 0 0 1 0 0 0 0 0 1 0 0 0 0 0 1 0 0 0 0 0 x x x x y y y y z z z z y z y z z x z x x y x y E E E E E E E E E G G G 对于均质 正交 异性弹性体，最一般的情况， 弹性系数有 12个，其中 9个是独立的。 16 体弹性模量 K（压缩模量） 应力与体积变化率之比。 对模量的讨论： 弹性模量代表了原子离开平衡位置的 难易程 度 ，也表征了原子间的 相互作用 。 对于晶体来说，也反应了不同方向原子（离 子）排列的 紧密程度 。（见表 5.2） 材料特别是 复合材料 由于组织结构的各同异 性也会导致不同方向模量的不同 3 ( 1 2 ) E K v 17 5.1.3 弹性的不完整性 理想的弹性体： 理想的弹性体是不存在的，可能出现 加载线 与卸载线不重合 、 应变滞后于应力变化 等弹 性不完整性。 包括 包申格效应、弹性后效、弹性滞后和循 环韧性等。 E 18 1、包申格效应 预先加载产生少量塑性变形（小于 4） 而后再 同向加载 则 e升高，但 反向加载 则 e下降。 19 2、弹性后效 在加载或卸载时，的弛 豫过程现象。 在弹性极限 e范围内， 应变滞后于外加应力， 并和时间有关的现象称 为 弹性后效或滞弹性 应 力 应 变 时 间 a b a 0 an 0 c 20 3、弹性滞后 应变落后于应力， -曲线上 加载线 与 卸载线形 成一封 闭回线 表明加载时消耗于材料的变形功大于卸载时材料恢复所 释放的变形功，多余的部分被材料内部所消耗，称之为 内耗 ，其大小即用弹性滞后环面积度量。 功 21 粘弹性 粘弹性：一些非晶或多晶体，在比较小的应力 时可以 同时表现出粘性和弹性 。 所谓粘性流动是指非晶态固体和液体在外力作 用下便会发生 没有确定形状的流变 ，并且在外 力去除后， 形变不能回复 。 d dt 其 中 反 映 了 流 体 流 动 的 难 易 程 度 ， Pa.s 22 粘弹性是高分子材料的重要力学状态 主链的内旋转，沿外力方向伸展； 分子链之间发生相对滑移，产生粘性变形。 粘弹性的特点： 应变落后于应力。应力 -应变回线，存在内耗 Maxwell 适用于应力松弛 Voigt 蠕变回复、弹性后效和弹性记忆 23 5.2、晶体的塑性变形 超过弹性极限后，开始屈服，出现塑性变形 多晶材料中的变形行为也与各个小晶料的变形有关系 所以，从单晶体的塑性变形谈起 24 单晶体的塑性变形 常温及低温下，塑性变形方式： 滑移，孪生，扭折 。 高温下的形变的方式： 扩散等 1、滑移 当应力达到 一定的大小 时，晶体中 一定方向的 层片 之间就会产生的 相对滑移 ，大量的层片间滑动的累 积，就成为宏观塑性变形。 25 单晶锌变形后产生的 滑移带 26 滑移线与滑移带 27 滑移只是集中发生在一些晶面上，而滑移带或滑 移线之间的晶体层片则未产生变形，只是彼此之 间作相对位移而已 28 滑移系 塑性变形时位错只沿着 一定的晶面和晶向运动 ， 这些晶面和晶向分别称为“滑移面”和“滑移方 向”。 一个滑移面和此面上的一个滑移方向合起来叫 做一个 滑移系 。 不同的晶体结构，其滑移面和滑移方向也不同。 同一晶体结构，也会有不同的滑移面和滑移方向。 29 思考一下： 滑移面及滑移方向上的原子排布 密度上有什么特征？ 面与面之间的结合力 密排面和密排方向 30 面心立方晶体中的滑移 111滑移面 滑移方向 31 体心立方晶体中 110滑移面 112滑移面 123滑移面 滑移方向 32 滑移面和滑移方向往往是金属晶体中原子排列最 密的晶面和晶向。 原子密度大面间距大点阵阻力最小，因 而容易沿着这些面发生滑移； 至于滑移方向为原子密度最大的方向是由于最密 排方向上的原子间距最短，即位错 b最小。 体心立方滑移面有三组，原因是没有特别突出的 密排面。 六方密排，滑移方向一般为 ，而滑移面除 0001之外还与其轴比 (c/a)有关，当 c/a1.633 时，密排面可能为 1011或 1010等晶面 33 在其他条件相同时，晶体中的滑移系愈多，取向便愈多， 滑移容易进行，它的塑性便愈好。 面心立方晶体的滑移系共有 11143=12 体心立方晶体，滑移系共有 11062+112121+123241=48 密堆六方晶体的滑移系仅有 (0001)1 3=3 由于滑移系数目太少， hcp多晶体的塑性不如 fcc或 bcc的 好。 34 思考题 今有纯 Ti， Al二种铸锭，试判断它们在室温 （ 20 ）轧制的难易顺序？ 已知： Ti熔点为 1672 ，在 883 以下为 密排六方，在 883 以上为面心立方； Al的 熔点为 660 ，面心立方。 35 外加应力 两个 角度 36 位错的滑移是实现塑性变形的一种方式 37 晶体什么时候开始屈服 (开始有塑性形变 )？ 有滑移系开动 ! 这么多滑移系到底是哪个滑移？ 看哪个先达到其临界分切应力 此时的 应该称为屈服强度 38 0 00 c os c os c os / c os F A FF AA 宏 观 的 正 应 力 外 力 在 滑 移 面 上 沿 滑 移 方 面 上 的 分 切 应 力 外力方向、 法线、 滑移方向 不一定共面 39 0 c os c osF A coscos：取向因子或施密特因子 因子大：软取向 因子小：硬取向 当 =90时： 滑移面平行于外力方向 当 =90时： 滑移面垂直于外力方向 不滑移 当外力方向、法线、滑移方向共面 ， 且 +=90, =45时，取向因子最大 0.5 40 滑移的临界分切应力的影响因素 真实反映了单晶体的一个物理量 大小 晶体结构（类型及缺陷） 温度 变形速度 见表 5.4 41 对密排六方的单晶体拉伸 只有一个滑移面 (0001)，如果垂直或者平行 此面进行拉伸，会不会产生滑移？ 不会 所以对于单晶材料来说，拉伸试样的晶格取 向决定了其屈服强度 ! 42 1、材料什么时候屈服？ 有一滑移系达到临界分切应力 2、取向因子与什么有关系？ 各滑移系 (滑移面及滑移方向 )与 F的位置关系 思考 43 滑移时晶面的转动 44 拉伸时旋转机制 最大切应力 滑移 旋转 旋转效果：使滑移方向转 至最大切应力方向，从而 更容易滑移 45 受压时的旋转 结果，使滑移面逐渐趋于与压力轴线相垂直 46 滑移面转动，滑移方向不断改变 滑移面上的分切应力也会发生变化。 越造近 45 ，越有利于滑移。反之， 不利于滑移。 47 多系滑移 多个滑移系：在外力增加时，谁先达到临界值， 谁先滑移； 滑移过程中各滑移系上的分切应力会不断变化； 一组不能滑移时，另一组滑移系有可能达到临界 值； 所以有可能两组或者更多组滑移面上 同时进行滑 移，或交替进行 。 48 交滑移现象 ：两个或多个滑移面沿着共同的滑 移方向同时或者交替滑移。 强化机制 ：在多系滑移过程中，不同滑移系的 位错相互交割，而使位错移动困难，从而起到 强化的作用。 49 FCC结构中确定滑移系统 镜像法则 找到加载方向所在的取向三角形 根据位置确定先开始的滑移系 三角形内部 1个滑移系开动 三角形边界 2个滑移系开动 110顶点上 4个滑移系开动 111顶点上 6个滑移系开动 001顶点上 8个滑移系开动 50 例： 例：对一个 FCC单晶棒，沿 215方 向拉伸，请确定哪个滑移系先开 动。 首先：画出晶体的 (001)标准投影 图，然后找到所在的取向三角形 101-111-001 按照镜像法则， FCC晶体的滑移 面应该是 (111)的镜像 (111)，滑移 方向应该是 101的镜像 011。所 以，滑移系 (111) 011先开动。 51 Example: Given: BCC crystal having 110 slip system Determine active slip system in response to tensile loading along . 123 Solve: Draw a standard projection. Label the loading direction in standard projection. Determine the active S.S by Reflection Rule. 52 a) locate inside the orientation triangle ( ), single slip. b) locate at the edge of the orientation triangle ( ), double (duplex) slip. c) locate at the corner of the orientation triangle, multiple slip. F 1F F 2F When the axis of load is in the edge or corner of the orientation triangle, muli-slip occurs. (1 11)0 11 (1 1 1 ) 0 1 1 ( 1 1 1 ) 1 0 1 F 001 111 101 111 011 F1 F2 F3 53 滑移的位错机制 滑移不是面与面之间做刚性运动，而是通 过 位错的移动 逐步进行的。 一个位错移动到表面，会产生一个 b的滑移， 大量的位错移动到表面就会产生宏观的塑 性变形。 位错运动是有阻力的，所以滑移的容易与 否，与位错滑移的阻力有很大的关系。 54 派 -纳 (P-N)力 位错滑移要克服点阵周期性阻力 2 2 2 2 e x p e x p 1 1 1 1 PN G d G W v v b v b db d vW v 在 理 想 的 简 单 立 方 晶 体 中 使 刃 位 错 运 动 所 需 的 临 界 分 切 应 力 其 中 ： 为 滑 移 面 的 面 间 距 ； 为 滑 移 方 向 上 的 原 子 间 距 ， 为 泊 松 比 ， 而 代 表 位 错 的 宽 度 与 d和 b之间的关系 55 讨论一下 P-N力 与 d和 b的关系 d大， b小，力小，容易滑移 而 d大的面，是密排面， d小是密排方向 2 2 2 2e xp e xp 1 1 1PN G W G d v b v v b 这也解释了为什么滑移面是密排面，滑移方向是密 排方向 56 位错的运动不是整齐划一地前进，而是有 前有后，存在扭折现象。 可以进一步降低滑移所需的应力。 57 所有阻碍位错运动的因素，都会 导致 强化 位错应力场之间的相互作用 位错交割后产生的扭折和割阶 位错运动过程中，与晶界和第二相质点的 相互作用 58 2、孪生 常作为滑移的救星 a、孪生变形过程 一系列 (111)沿 111 按 abcabc堆垛 59 (110)上的原子排布 (111) 112 60 变形与未变形两部分晶体合称为 孪晶 切变区与未切变区的分界面为 孪晶界 发生均匀切变的那组晶面称为 孪晶面 孪生面的移动方向称为 孪生方向 6 6 a 是 怎 么 算 出 来 的 ？ 均匀切变 61 b、孪生的特点及与滑移的异同点 相同点： 都是在切应力作用下产生的剪切应变过程。 都不改变晶体结构。 都存在临界分切应力。 都是晶体中的一部分相对于另一部分沿一定的晶面 和晶向的平移。 62 b、孪生的特点及与滑移的异同点 不同点： 对塑性变形的 贡献小 ，但是可以 改变位向 ，因此可以进一步 诱发滑移 。 孪晶的两部分晶体形成 镜面对称 的位向关系。 滑移的机制是 位错 的产生和移动，而孪生是孪生区内的原子 沿滑移方向的 均匀切变，不全位错 参与。 孪生的临界 分切应力大 。一般，晶体对称度越低，越容易发 生孪生。变形温度越低，加载速度赵高，也越容易发生孪生。 63 c、孪生的形成 变形孪晶（机械孪晶） 呈片状 生长孪晶 退火孪晶 横贯整个晶粒，堆垛层错 64 变形孪晶 形核和长大 极快爆发（有时有响声） 出薄片孪晶 需较大的应力，发生在滑 移受阻的应力集中区 孪晶界扩展来增宽 所需的应力则较小，所以 长大速度快 65 六方 ：滑移系少，容易出现孪生变形 体心立方 ：在低温，形变速度快，滑移受阻时， 也会出现孪生现象。 面心 ：滑移系较多，形变孪晶很少，较多的是 退火孪晶。 孪生的变形量虽然少，但是他可以改变滑移系 的方位，由不利转为有利位置，从而进一步滑 移。两者相辅相成，有时交替进行。 66 d、孪生的位错机制 由于孪生变形时，整个孪晶区发生均匀切变， 其各层晶面的相对位移是借助一个 不全位错 （肖克莱不全位错） 运动而造成的。 67 3、扭折 为了使晶体的形状与外力相适应，当外力超过 某一临界值时晶体将会产生 局部弯曲 ，这种变 形方式称为 扭折 ，变形区域则称为 扭折带 。 扭折是一种 协调性变形 ，它能引起应力松 弛，使晶体不致断裂。 68 与孪晶不同 扭折区晶体的取向 不对称性 。 会使滑移系的 方位发生变化 ， 从而进一步滑移。 69 还会伴随孪晶的出现 70 多晶体的塑性变形 1、晶粒取向的影响： 多晶体由很多小单晶组成，晶粒 取向各不相同 ， 变形影响因素复杂。 变形时要 保持整体的连续性 ，所以要 相互配合 。 各晶粒不一定在最有利于滑移的方向进行滑移。 71 铜多晶试样拉伸后形成的滑移带 , 173倍 (采自 C.Brady,美国国家标准局 ) 72 73 一个多晶体是否能够塑性变形，决定于它是否具备有 5 个独立的滑移系 来满足各晶粒变形时相互协调的要求 面心、体心多晶体塑性好 密排六方晶体塑性差 , , , , , 6 V 0 V 5 5 x x y y zz x y y z zx x x y y zz 每 个 小 晶 体 变 形 有 个 自 由 度 但 变 形 时 ， 要 求 总 休 积 不 变 ， 所 以 只 剩 下 个 自 由 度 。 但 是 每 个 晶 粒 都 有 不 同 的 取 向 ， 所 以 他 们 的 变 形 方 向 各 不 相 同 。 这 就 要 求 晶 体 至 少 能 够 在 个 方 向 上 进 行 变 形 。 74 2、晶界的影响 晶粒取向各不相同，存在晶界 结构特征 两侧，晶粒取向不同，滑移方向和滑移面不一致 滑移很难跨过晶界延续 所以在 室温下 ，晶界对滑移具有阻碍作用 晶界变形量小 75 位错的塞积 （交通堵塞） 晶界附近产生 塞积群 ； 对位错源产生一 反作用力 。阻止新位错的产生； 要继续塑性变形，必须加大应力，使另一取向晶粒中位错 源的开始动作； 对多晶体来说， 外加应力必须满足大部分晶粒的滑移要求 ， 才能产生宏观的塑性变形。 76 晶界的数量与晶粒大小有直接关系 晶粒尺寸 晶界数量 霍尔佩奇公式： 多晶体的屈服强度 s与晶粒平均直径 d的关系 1 2 0 0 s Kd K 反 映 晶 内 对 变 形 的 阻 力 ， 相 当 于 极 大 单 晶 的 屈 服 强 度 ， 反 映 晶 界 对 变 形 的 影 响 系 数 ， 与 晶 界 结 构 有 关 。 室温下 77 晶粒细小的材料具有良好的的综合力学性能 具有较高的强度、硬度 良好的塑性和韧性 78 细化晶粒能够提高塑性的原因是： 多晶体内各晶粒变形是不均匀的，其不均匀程 度会因晶粒大小的不同而有很大差异。晶粒越 细小，这种不均匀程度越小，因为晶粒越小， 塞积在晶界的位错群所产生的应力场将很容易 影响到相邻晶粒的整个体积，也就容易启动相 邻晶粒的位错源而产生协调变形，是变形不均 匀程度减小。所以不容易在晶粒中产生应力集 中，继而达到塑性提高的效果。 79 高温下（ 0.5Tm） 扩散快； 晶界的相对滑动。 高温蠕变 等强温度 TE， 晶界强度与晶粒本身强度比较 80 合金的塑性变形 工程上一般不使用纯金属材料，而是使用合金。 为什么？ 和金属类似，但由于合金元素的存在，有新的特点 可分为 单相固溶体合金的塑性变形和多相合金的塑 性变形 81 1、单相固溶体合金的塑性变形 存在溶质原子 固溶强化 、 明显的屈服点与应变时效 。 a、固溶强化 82 不同溶质原子所引起的固溶强化效果不同 83 影响固溶强化的因素 溶质含量越高，作用越强；效果在低浓度区域明显 与基体相差越大，强化作用越强。 间隙型原子比置换型强化作用大； 间隙原子在体心中的强化效果要强于面心中。但由于间 隙固溶度小，所以作用也是有限。 价电子数相差越大，固溶强化作用越显著。 84 b、屈服现象与应变时效 吕德斯带 形成 扩展 与滑移带区别 多晶粒协作的结果 贯穿截面每个晶粒 每个晶粒内部按各自 的滑移系滑移 85 屈服点 上屈服点：试样发生屈服而试验力首次下降前的最 大应力。 下屈服点：屈服阶段的最小应力。 采用下屈服点的理由：上屈服点 su波动性很大， 对试验条件的变化很敏感；而下屈服点 sl再现性较 好。 86 为什么会存在这种明显的屈服现象！ Cottrel气团 在固溶体合金中，溶质原子或杂质原子可以与位错交 互作用而形成 溶质原子气团 如刃位错中，滑移面下有拉应力，间隙原子 C， N等或 尺寸大的原子会在此处偏聚以消除应力， 则位错的能量降低，趋于稳定， 即位错被钉扎 屈服的物理本质 上屈服点：挣脱 Cottrel气团，需要较大的应力 下屈服点：挣脱以后位错的运动就容易，应力下降 87 从位错的运动规律来解释屈服现象 0 m pm v b v 应变速率 可动位错密度 运动速度 柏氏矢量 受到的 有效应力 作单位速度运动 所需应力 应力敏感指数 不变 初始阶段： m小，需要 v大，则 大 开始后： m大，需要 v小，则 小 88 应变时效 Cottrell气团 89 2、多相合金的塑性变形 第二相数量、尺寸、形状和分布 根据尺寸大小分为 聚合型 相差不多 弥散型 细小 90 a、聚合型 若全是塑性相时，塑性取决于两相的体积分数 1 1 2 2 1 1 2 2 一 级 近 似 ： 变形先发生在 较软的相中 91 b、弥散分布型 强化作用：弥散相对位错的阻碍作用 弥散相是否可变形？ 不可变形（外加的） 阻挡，弯曲 反作用 2 Gb Gb R 粒子愈多，强化作用越明显。减小粒子尺寸或提 高体积分数都会提高合金强度 92 夹杂物对位错运动的阻碍 93 可变形（沉淀相） 位错会切过粒子，强化作用取决于粒子本身 的性质，以及与基体的联系，强化机制复杂 打乱规则有序的排列 出现新界面，界面排列不规则，界面能升高 滑移面上，粒子与基体间晶格不同，阻力 比体积（模量不同）不同，产生的应力场与位错相互 作用 94 塑性变形对材料组织与性能的影响 1、显微组织的变化 晶粒内部结构出现大量的 滑移带或孪晶带 晶粒外观结构将逐渐沿其变形方向伸长 当变形量很大时，晶粒已难以分辨而呈现出一片 如纤维状的条纹，称为 纤维组织 。 方向 即是材料 流变伸展的方向。 95 96 2、亚结构的变化 塑性变形是借助位错在应力作用下运动和不断增 殖。 变形度 ，晶体中的位错密度 胞状 亚结构 97 3、性能的变化 a、加工硬化 98 加工硬化曲线，三阶段 易滑移阶段 线性硬化阶段 抛物线阶段 不同晶系单晶 99 晶粒尺寸 多晶与单晶 同样伸长率下，多晶体所需拉应力要高？ 多晶体曲线无第 I阶段 100 加工硬化的决定性因素 位错密度： 流变应力与位错密度的平方根成 线性关系 钉扎作用 b、 其他性能的变化 物理性能：电阻 ，热导率 化学性能：自由焓 ，化学活性 101 4、形变织构 晶面 转动 使多晶体中原来取向互不相同的各个晶粒在空 间取向上呈现一定程度的规律性，这一现象称为 择优取 向 ，这种组织状态则称为 形变织构 。 丝织构 板织构 取向的程度与材质，变形量，温度，工艺都有关系。用 变形金属的极射赤面投影图来描述 由于取向， 造成了材料性能的各向异性 。 102 5、残余应力 储存能：外力做的功中一部分储存在材料内部 残余应力：相互牵制，自相平衡状态 根据范围大小，分三种 宏观残余应力：各部分宏观变形不均匀引起 占总的储存能很少，约 0.1% 微观残余应力：晶粒或亚晶粒之间的变形不 均匀引起。可能引起微裂纹 点阵畸变：占储存能的绝大部分（ 80-90%） 103 由于储存能的存在，使材料的自由焓高， 是热力学不稳定的状态 所以在某些情况下（加热等）会回复、 再结晶。 104 5.3、回复和再结晶 5.3.1、冷变形金属在加热时的组织与性能变化 三个阶段 105 三个阶段 回复： 无畸变晶粒出现之前，亚结构和性能变化 阶段 再结晶： 从畸变最大的区域开始产生无畸变的晶 粒核心，最终取代变形晶粒的过程。 晶粒长大： 是指再结晶结束之后晶粒的继续长大 106 冷变形 38 黄铜再结晶和晶粒长大各个阶段的金相照片，放大倍数为 75 580 3秒 107 580 4秒 580 8秒 黄铜再结晶和晶粒长大各个阶段的金相照片，放大倍数为 75 108 580 15分 700 10分 黄铜再结晶和晶粒长大各个阶段的金相照片，放大倍数为 75 109 (1)强度与硬度： 与位错密度有关。 (2)电阻： 与点缺陷有关。 (3)内应力 宏观和微观内应力 (4)亚晶粒尺寸 (5)密度 与缺陷有关。 (6)储能的释放 110 回复 点缺陷密度明显减小 电阻减小！ 大部分或者全部的宏观应力消失。 再结晶 位错密度明显下降 密度升高，强 度和硬度下降，电阻率明显减小 。 微观应力消失。 111 一根冷变形的金属棒，如 果将其一端加热，一端放 入冰水中，经过一段时间 以后，其强度分布曲线？ 112 5.3.2 回复 1、回复动力学 0 0 mr m mr R R 为 屈 服 强 度 回 复 率 其 中 ， 和 为 变 形 后 ， 回 复 后 和 完 全 退 火 后 的 屈 服 强 度 。 113 回复是一个弛豫过程。 没有孕育期 回复速率从大，逐渐变慢，直到为 0 每个 T有一个极限值， T 剩余 ，达到极限所需时间 预变形大，回复速率快；晶粒尺寸小，有利于回复 / 0 Q R T dx cx dt tx c c c e Q 一 级 方 程 表 示 其 中 为 保 温 时 间 ， 为 残 留 分 数 。 为 与 材 料 和 温 度 有 关 的 比 例 常 数 其 中 为 激 活 能 114 0 / 0 00 0 ln ln 1 ln xt Q R T Q R T x xdx c e dt c t e xx Q tA RT tQ T 如 果 以 回 复 到 相 同 程 度 作 比 较 。 则 有 作 图 就 可 以 得 出 激 活 能 实验表明： 回复的不同时段的回复机制是不同的。 短时间：空位 长时间：自扩散 115 2、回复机制 温度不同，机制也不相同： 低温 点缺陷迁移，使点缺陷密度下降。 中温 位错滑移，相遇相消 高温 刃位错可以攀移： 位错墙 和多边化结构 116 多边化结构过程： 点阵弯曲 滑移面上有塞积的同号刃 较高温度，能攀移 最终形成亚晶界 中高温下的回复，本质上就是位错的滑移和攀移 亚晶界 117 回复的应用： 黄铜弹壳，冷冲压后，有残余应力，会发生沿晶开裂。 所以要在 260 退火回复，以消除应力 118 5.3.3 再结晶 再结晶的 驱动力 是回复后未被释放的储存能（ 90） 在实际生产中，通过再结晶退火可消除冷加工的影响 冷变形 38 580 3秒 580 4秒 580 8秒 黄铜再结晶的金相照片，放大倍数为 75 119 再结晶过程 形核和长大 不是生成新相 产生无畸变再结晶晶核 逐渐长大形成等轴晶粒 取代全部变形组织 120 a、形核 高能区域，以多边化形成的亚晶为基础 (1)晶界弓出形核 (变形度较小的 20%) A：变形小，位错密度小，能量低 B：变形大，位错密度大，能量高 需要降低系统能量 A中的某些亚晶通过晶界弓出进入 B 吞食 B中亚晶 121 晶界弓出形核的能量分析 I I I I I I s s s dV dA E G dV E dV dA dA GE dV 由 到 时 ， 扫 过 的 体 积 为 ， 面 积 为 ， 晶 界 的 表 面 能 为 ， 单 位 体 积 的 储 存 能 为 假 设 晶 界 扫 过 后 ， 储 存 能 全 释 放 ， 则 由 到 时 的 自 由 能 变 化 为 ： 122 12 12 11 rr dA dV r r 对 任 一 曲 面 ， 可 以 近 似 定 义 两 个 主 曲 率 半 径 和 ， 则 有 ： 123 12 11 2 2 s dA dV r r dA dV r GE r 若 为 一 球 面 ， 则 有 随着弓出的进行， r，有一最小值 L，则 G，有一 最大值。 r继续 ， G，此时晶界将自发向前推移。 0 2 Ls G E 由 ， 有 弓出距离达到 L所需的时 间为再结晶的 孕育期 124 (2)、亚晶形核 大的变形度下发生 ， 以多边化亚晶为基础 分为 亚晶转动合并机制 亚晶迁移机制 125 亚晶转动合并机制 变形量大，高层错能的金属。 位错网络向邻近亚晶界转移消失，亚晶转动合并 与相邻亚晶位向差会逐渐转为大角晶界，并且达到临 界尺寸后，机制结束。成为 稳定的 再结晶核心。 126 亚晶迁移机制 变形度大，低层错能的金属。 变形度大，位错密度高，亚晶界能量也高，易于迁 移，清除并吸收扫过区的位错等缺陷。 与相邻亚晶位向差逐渐转为大角晶界，并且达到临 界尺寸后，成为 稳定的 再结晶核心。 两种机制的区别 127 为什么变形度增大，再结晶后晶粒会变细？ 变形程度 会产生更多的亚晶作为核心形核， 则核心数目 ，则再结晶后晶粒会变细。 128 b、长大 由于成核中心超过临界尺寸后 晶界总会背离曲率中心，向着畸变区推进；直到 再结晶晶粒相碰，变形区消失。 129 2、再结晶动力学 再结晶过程的特征： S型，中间快，两头慢，有孕育阶段 130 Johnson-Mehl公式 假定 形核在整个基体体积中随机、均匀发生 形核率为常数，不随时间变化 核心以球形生长，生长速度 G是常数 孕育期很小，可以忽略。 34 1 e x p 3 R R t N G t 在 恒 温 下 经 过 时 间 后 ， 已 经 再 结 晶 的 体 积 分 数 131 Avrami方程 认为形核率会随时间的增加而衰减，对 J-M 公式进行了修正 1 exp 1 l g l n l g l g 1 K R R Bt B K t 132 从图中可以看出等温温度越高，再结晶速度越快 再结晶是一热激活过程。 等温温度与再结晶速度可用阿累尼乌斯公式表示 /Q R Tv A e 再结晶激活能 133 再结晶速率和产生某一体积分数 R所需时间 t成反比 / 11 1 1 1 2 .3 2 .3 l n l n l g l g Q R Tv A e tt Q R R A A t t R T T Q Q 21 11 1 2 Q R T Tt e t 134 3、再结晶温度及其影响因素 什么是 再结晶温度 ？ 冷变形金属开始进行再结晶的最低温度称为再 结晶温度，它可用金相法或硬度法测定，即以 显微镜中出现第一颗新晶粒时的温度或以硬度 下降 50所对应的温度，定为再结晶温度。 工业中通常以经过大变形量（ 70%）的冷变 形金属，经 1h退火能完成再结晶 (95%)所对 应的温度。 135 再结晶温度并不是一个物理常数 随材质而变化 随变形程度、晶粒大小等变化 影响因素 从推动力上去理解 a、变形程度 变形 ，储能 ，驱动力 ， T， G T不会总 ，而有一个稳定值（ 0.35-0.4Tm） 另外一种说法，每一 T都有一个临界变形量 b、 原始 晶粒尺寸 尺寸 ，变形抵抗力 ，储能 ， T 尺寸 ，晶界数量 ，形核区域 ， T 136 c、微量溶质原子 溶质原子越多， T 原因：钉扎晶界和位错 不同溶质原子对 T的影响程度不同，与原子与位错的 相互作用强弱和其扩散系数有关。 d、第二相粒子 具有两重性。变形过程中，第二相阻碍位错，引起位 错塞积，储能增加， T。再结晶过程中，也会阻碍位 错的重排和迁移，从而阻碍再结晶， T 如果粒子大小和间距都大，容易在第二相粒子表面上 再结晶，则后一种影响是次要的， T。反之， T 137 e、再结晶退火工艺参数 加热速度、加热温度与保温时间等退火工艺参数 加热速度 ，有时间回复，储能 ， T 加热速度过快，也会导致来不及再结晶， T 退火时间 ， T ，但不会无限减小。 138 4、再结晶后的晶粒大小 再结晶完成后，无畸变晶粒取代了变形晶粒 由于晶粒大小对材料性能将产生重要影响，因此， 调整再结晶退火参数，控制再结晶的晶粒尺寸。 根据 J-M公式： 1 4G d N NG 常 数 则 所 有 影 响 和 的 因 素 ， 均 会 影 响 再 结 晶 后 晶 粒 的 大 小 139 影响因素 （共 4个） 变形度 变形量 ，储能 ，不会再结晶。 变形量较小，局部区域的储能满足形核条件， 而形成少量的核心长大，最后 晶粒粗大 。 临界变形度：对应于再结晶后得到特别粗大晶粒的变形程度。 当变形量大于临界变形量之后，变形度愈大，晶 粒愈细化。 从能量上和驱动力两方面解释 140 右图中： 临界变形度位置 峰左边晶粒长大 的变化原因 峰左边晶粒大小的变化原因 这是由于变形不均匀，存在体积弹性畸变能，引起某些原 始晶粒晶界迁移、晶粒长大的结果，而不是再结晶形核所引 起。 141 退火温度的影响 退火温度对再结晶后晶粒尺寸的影响 比较弱，但对晶粒长大阶段的影响比 较明显。 142 5.3.4、晶粒长大 再结晶完成，得到无畸变晶粒。继续加热或 保温，晶粒长大。引起性能变化。 晶粒长大的 驱动力 来自总的界面能的降低。 冷变形 38 580 8秒 580 15分 700 10分 143 晶粒长大有两种型式： 正常晶体长大：同时长 异常晶体长大：少数长 正常长大及影响因素 个别晶粒：晶界的曲率 晶界迁移 （方向朝曲率中心） 边数大于六的晶粒，晶界基本是凹的，长大。 边数小于六的晶粒，晶界基本是凸的，缩小。 与烧结理论一样 144 晶界移动的平均速度 2 2 b dD v m p m R dt dD dt D R 为 晶 粒 平 均 直 径 的 增 大 速 度 。 对 于 大 致 上 均 匀 的 晶 粒 组 织 : 1 dDK D d t 2 2 0 0 t t D D K t D D t 和 分 别 为 起 始 和 时 间 时 的 晶 粒 平 均 直 径 0ttD D D C t若 ， 则 145 如果存在阻碍晶 界迁移的因素时， t的指数项常小于 1/2。 n tD C t 146 影响晶粒长大的因素 a、温度 T速度 /mQ R T m me Q 迁 移 率 为 晶 界 迁 移 的 激 活 能 / 1 /22 02 22 0 2 2 1 l g l g 2 .3 m m Q R Tb Q R T t tm d D d D v m p m K e R d t d t D D D K e t D D Q K t R T 画线求激活能 147 b、分散相粒子 为什么分散相粒子会对 晶界产生钉扎 b a 22 4baA r r 24baAr 表面能 阻力 148 晶界力学分析 与粒子接触处，晶界垂直于粒子表面 运动方向上，表面张力对球的作用力： m a x 2 c o s s inb b Fr Fr 根据作用力与反作用力： 粒子对晶界的最大作用力为 rb 149 晶界遇到第二相粒子，受到阻力，当驱动力与阻力相 等时，界面运动停止，正常长大停止。即是一个粒子 停止长大的极限尺寸。 4 3 rR 当 晶 界 的 驱 动 力 与 阻 力 平 衡 时 有 ： 为 第 二 相 的 体 积 分 数 R 当 不变， r R 150 c、晶粒间的位向差 当位向差小或有孪晶位向时，晶界能和扩散系数 小，则晶界迁移速度小。反之，迁移速度快 d、杂质与微量合金元素 Cottrell气团对位错的钉扎。 但对某些具有特殊位向差的晶界的迁移速率影响较小， 原因是晶界结构中的点阵重合性较高，不利于杂质原 子的吸附。 151 异常晶体长大 正常长大过程被分散相、织构或表面的热 蚀沟等所强烈阻碍。 上述阻碍一旦消失，少数特殊晶界迅速迁 移，导致个别晶粒迅速长大，当超过周围 晶粒时，晶界总是向外凹，结果晶粒越来 越大，直到相互接触为止。即二次再结晶。 驱动力也是来自界面能的降低 152 5.3.5 再结晶退火后的组织 1、再结晶退火后的晶粒大小 主要取决于预先变形度和退火温度。 静态再结晶图。及其中的两个粗大晶粒区。 153 2、再结晶织构： 通常具有变形织构的金属经再结晶后的新晶粒若 仍具有择优取向 三种情况 ： (1)不变； (2)变化； (3)消失。 理论： 定向生长 与 定向形核 154 3、退火孪晶 面心立方 金属和合金如铜及铜合金，镍及 镍合金和奥氏体不锈钢等冷变形后经再结 晶退火后，其晶粒中会出现退火孪晶。 三种形式： A为晶界交角处； B为贯穿晶粒的完整退火孪晶； C为一端终止于晶内的不完整退火孪晶。 155 层错能低的才容易形成退火孪晶 156 5.4、高聚物的塑性变形 1、总变形弹性部分塑性部分 e：键的内旋转，链段的可回复运动 v：分子链之间的滑动 2、变形的能易程度 t e v /vx 单位 Pa.s 157 屈服 3、 158 4、细颈现象 不均匀形变 三个阶段 线弹性变形 屈服，出现细颈 截面不变，细劲扩展 应力不断增大，断裂 159 160 124 1 0 0011111 101)111( case2. along orientation triangle: according to the mirror-refraction rule the ac tive slip system is 215 011)111( 0 0 11 1 11 0 1 case1. along FCC, orientation triangle : slip system is