材料的回复及再结晶.ppt

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,材料的回复、,再结晶与热加工,主要研究内容,变形金属在加热时组织性能变化的特点,回复,再结晶,晶粒的长大,金属的热加工,超塑性,概 述,机械功,(,塑性变形,),热量(散失),晶体内部缺陷金属处于不稳定的高能状态 有向低能转变的趋势,转变的三个阶段：,回复,(recovery),、,再结晶,(recrystallization),和,晶粒长大,(grain growth),回复与再结晶的用途：再结晶退火、去应力退火、金属高温强度调整等。,本章重点：转变过程三个阶段中的组织、性能的变化规律及主要影响因素,回复：,冷变形金属在低温加热时，其显微组织无可见变化，但其物理、力学性能却部分恢复到冷变形以前的过程。,再结晶,：冷变形金属被加热到适当温度时，在变形组织内部新的无畸变的等轴晶粒逐渐取代变形晶粒，而使形变强化效应完全消除的过程。,1、回复与再结晶定义,对经塑性变形后的金属再进行加热，通常称为“退火”，其目的是为了恢复与提高金属的塑性。当退火温度达到一定时，金属的性能可以完全恢复到,冷变形,以前的状态。,2、显微组织的变化,冷变形金属组织加热温度及时间的变化示意图,回复阶段：纤维组织仍为纤维状，无可见变化；,再结晶阶段：变形晶粒通过形核长大，逐渐转变为新的无畸变的等轴晶粒；,晶粒长大阶段：晶界移动，晶粒粗化，达到相对稳定的形状和尺寸。,3、性能变化,(1)力学性能：,回复阶段：强度、硬度略有下降，塑性略有提高；,再结晶阶段：强度、硬度明显下降，塑性明显提高；,晶粒长大阶段：强度、硬度继续下降，塑性继续提高，晶粒粗化时严重下降。,(2)物理性能：,密度：回复阶段变化不大，再结晶阶段急剧升高；,电阻：由于点缺陷密度下降，电阻在回复阶段明显下降。,4、储存能变化,储存能：存在于冷变形金属内部的一小部分,(2%10%),变形功。,储存能存在形式,储存能的释放：原子活动能力提高，迁移至平衡位置，储存能得以释放。,弹性应变能(312%),位错(8090%),点缺陷,二、回复,1、回复动力学,如图表示同一变形程度的多晶体铁在不同温度退火时，屈服应力的回复动力学曲线。横坐标为时间，纵坐标为剩余年个百硬化分数(1-R)。,式中 、分别表示变形后、回复后及完全退火后的屈服应力。显然，R越大，表示回复阶段性能恢复程度越大。,(1)回复的动力学曲线,设,P,为冷变形后在回复阶段发生变化的某种性能，,P,0,为变形前该性能的值，,P,为加工硬化造成的该性能的增量。,这个增量,P,与晶体中晶体缺陷(空位、位错)的体积浓度,C,p,成正比，即,缺陷的变化是一个热激活的过程，假设其激活能为,Q,，则,在某一温度进行等温回复过程中，晶体缺陷的体积浓度将发生变化，伴随着性能P也发生变化，其随时间的变化率为,将(2)代入(3)中,(1),(2),(3),将(1)代入(4)中,(4),(5),(6),积分得：,(3)回复的动力学方程,(1)多边化,多边化过程示意图,若将一单晶体经弯曲变形后在不同温度下回火，这个单晶就会变成若干无畸变的亚晶粒。,这个过程是如何实现的呢？,(a),(b),2、回复时的亚结构变化与回复机制,经弯曲变形的单晶体沿平行的滑移面散乱的分布着过剩的正刃位错，此时晶体中的弹性畸变较大，如图(a)所示。,若将此晶体加热，则滑移面的刃型位错通过滑移和攀移，沿竖直方向排成有规律的位错壁，即成为小角度倾斜晶界，如(b)所示。,此时，单晶体被位错壁分割成几个位向差不大的亚晶粒，亚晶粒内的弹性畸变能大大减少，显然这是一个能量降低的过程。,由于这个连续弯曲的单晶经回复退火后变为多边形，故称此过程为“多边化”。,多边化过程示意图,(a),(b),以冷变形5%的纯铝多晶体在200回复退火时亚组织变化为例，分析其回复时亚结构的变化及回复机制,(a),(b),(c),(d),(2)胞状组织的规整化,1)金属经过塑性变形后存在,胞状组织,，其,胞壁位错密度很高,，,位错缠结相当宽,(如图(a)所示)。在回复过程中，这种变形后的胞状组织将发生变化。,2)在回复初期，首先是过剩空位消失，胞状组织内的位错被吸引到胞壁，并于胞壁中的异号位错相互抵消，使位错密度降低，而且位错变得较直，较规整，如图(b)所示。,3)回复继续进行时，胞内变得几乎无位错，胞壁中的位错缠结逐渐形成能量较低的位错网，胞壁变薄，且更清晰，单胞有所长大，如图(c)所示。此时，胞状组织实际上就是亚晶粒。,4)随着回复的继续进行，亚晶粒继续长大，亚晶界上有更多的位错按低能态的位错网络排列，如图(d)所示。,总结：,材料冷变形程度越大，回复退火温度越低，最后获得亚晶粒的尺寸越小。,(3)亚晶粒的合并,在回复阶段，很多金属(Cu、Al、Zr)中相邻的两亚晶粒会相互合并而长大，如下图所示。它可能是通过位错的攀移和位错壁的消失，从而导致亚晶转动来完成的，合并之后，原来的亚晶界消失，两个亚晶的取向趋于一致。,(a),(b),(c),(d),温 度,回复机制,低 温,1、点缺陷移至晶界或位错而消失,2、点缺陷合并,中 温,1、缠结中的位错重新组合,2、异号位错互相抵消,3、亚晶粒长大,高 温,1、位错攀移和位错环缩小,2、亚晶粒合并,3、多边化,回 复 机 制,3、回复退火的应用,主要作用是去,应力退火,，使冷加工硬化后的金属一方面基本上保持,加工硬化状态的硬度和强度,，同时，使,内应力消除,，,以稳定和改善性能,，,减少变形和开裂，提高耐蚀性,。,三、再结晶,再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度后，无畸变的新晶粒取代变形晶粒的过程。,经过再结晶，性能可恢复到变形以前的完全软化状态,再结晶过程示意图,1、再结晶形核长大机制,再结晶过程是通过形核和长大来进行的，但再结晶的晶核不是结构不同的新相，而是无畸变的新晶粒核心，它们是由大角度界面所包围的。其形核机制主要有两种：一是亚晶粒粗化的形核机制；二是原有晶界弓出的形核机制。,上述过程的具体描述是相邻亚晶粒某些边界上的,位错，通过攀移和滑移,，转移到这两个亚晶外边的亚晶界上去，而使这两个亚晶之间的,亚晶界消失,，,合成为一个大的亚晶,。同时，通过原子扩散和位置的调整，使两个亚晶的取向变为一致，如图(a)所示。合并后的较大亚晶的,晶界上吸收了更多的位错,，它,逐渐转化为易动性大的大角度晶界,，这种亚晶就,成为再结晶晶核。,亚晶合并形核示意图,(a),(b),(c),亚晶粒长大形核，,适于低层错能的金属。通过亚晶合并和亚晶长大，使亚晶界与基体间的取向差增大，直至形成大角度晶界，便成为再结晶的核心。,亚晶长大形核示意图,(a),(b),(c),具体过程：,变形后的亚晶组织中，有些位错密度很高，同号位错过剩量大的亚晶界与它相邻的亚晶取向差就比较大。退火时，这种亚晶界很容易转变成为易动性大的大角度亚晶界，它就可能向变形区弓出“吞食”周围亚晶而成为再结晶核。,(3)、再结晶长大,长大,驱动力：畸变能(整体),方式：晶核向畸变晶粒扩展，直至新 晶粒相互接触,注：再结晶不是相变过程,2、再结晶动力学,再结晶动力学决定于形核率 和长大速率G,为已再结晶的体积分数；为退火保温时间。,这一公式被称为johnson-Mehl(约翰逊-梅厄)方程。是描述一般成核、站嘎的固态相变和液体金属结晶的相变动力学公式。,由于johnson-Mehl公式中，假设了 和G不随时间变化的，因此，用上述公式描述再结晶动力学并不严格。Avrami(阿弗瑞米)提出了如下修正公式：,式中，,n,、,k,均为系数 ，可由实验确定,铝在350的等温再结晶动力学曲线,实验,计算,数分积体晶结再,时间/s,影响因素：,变形程度增加，则 和,G,增大，再结晶孕育期和整个再结晶古城的时间都缩短；,退火温度升高，和,G,都增大，所以，再结晶速率加快；,溶解于合金中的杂质或合金元素，一般都降低再结晶速率；,第二相对再结晶动力学影响比较复杂，当第二相很粗时，会提高再结晶速率；当第二相极细时，会降低再结晶速率；,再结晶前的回复过程会使储能减小，降低，再结晶速率减慢；,变形金属的原始晶粒粗，再结晶时 低，再结晶速率较慢。,3、再结晶温度,再结晶温度：能够发生再结晶的温度称为再结晶温度。再结晶温度包括再结晶起始温度和再结晶结束温度，它是一个由很多因素影响的不确定的物理常数。,再结晶温度,：经,严重冷变形(变形量70%),的金属或合金，在,1h内能够完成再结晶,(再结晶体积分数95%)的,最低温度,。是一个较宽的温度范围。,经验公式,：高纯金属：,T,再,=(0.250.35),T,m,工业纯金属：,T,再,=(0.350.45),T,m,合金：,T,再,=(0.40.9),T,m,注：再结晶退火温度一般比上述温度高100200。,测量再结晶温度的方法：,金相法,：在光学显微镜下观察不同温度退火的试样，以出现第一颗新晶粒的温度为再结晶的起始温度。,硬度法,：测定不同退火温度的试样的硬度值，作出硬度-退火温度曲线，以硬度值开始突然急剧下降的温度为再结晶的起始温度。,某些金属和合金的再结晶温度近似值,a)变形程度,：随着变形的增加，储存能增多，提高了 和G，再结晶温度降低，并逐步趋于一稳定值；,影响再结晶温度的因素,例1,：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。,例2,变形程度对再结晶温度的影响,b)杂质及合金元素,：在金属中溶入为了合金元素可显著提高再结晶温度，一般在相同添加量情况下，添加元素与基体之间原子大小差别越大，或者说添加元素在基体中的固溶度越小，提高再结晶温度的作用越显著，但降低了再结晶速度；,材 料,50%再结晶,的温度(),备 注,光谱纯铜,140,Cu的原子半径为1.28,光谱纯铜加入0.01%Ag,205,Ag的原子半径为1.44,光谱纯铜加入0.01%Cd,305,Cd 原子半径为1.52,合金元素及尺寸对再结晶温度的影响,c)弥散的第二相,：第二相可能促进，也可能阻碍再结晶，主要取决于基体上第二相粒子的大小及其分布。,设粒子间距为，粒子直径为,d,i,：,若,1m,，,d,i,0.3m,，第二相粒子降低再结晶温度，提高再结晶速度；,若,1m,，,d,i,0.3m,，第二相粒子提高再结晶温度，降低再结晶速度；,合 金,(m),d,i,对再结晶的影响,Cu+B,4,C,5,2m,促进,Cu+Al,2,O,3,2.5,300,阻碍,Cu+Co+SiO,2,0.5-1.0m,800,阻碍,d)原始晶粒大小,：原始加拿过来细，冷变形时加工硬化率大，储能高，且晶界有利于再结晶形核，再结晶温度降低；,e)保温时间,：在一定范围内，延长加热时间可降低再结晶温度；,f)加热速度,：当加热速度十分缓慢时，变形金属有足够的时间进行回复，储能减少，再结晶驱动力减少，再结晶温度上升。,加热时间,14天,40小时,6小时,1分钟,5秒,T,再,(),25,40,60,100,150,例：纯Al的加热时间与再结晶温度的关系：,再结晶后晶粒尺寸d与G和N之间的关系：,即：增大,形核率,或减小,长大速率,可得,细小再结晶晶粒,。所有能够使,G,/值发生变化的因素都可能引起再结晶晶粒的变化，,那么如何控制再结晶晶粒的尺寸呢？,4、再结晶后的晶粒大小及再结晶全图,常数,再结晶晶粒大小的控制,(1)变形程度,：,对应于再结晶后得到特别粗大晶粒的变形程度称“临界变形度”。一般为2-10%，当变形量超过临界变形度以后，随变形度增加，再结晶晶粒变细。,晶粒尺寸,变形量,临近变形量,变形度,1%,2.5%,4%,6%,8%,10%,12%,15%,材料：工业纯铝,状态：不同冷变形度后，经550再结晶退火30min,说明：变形度很小(1%)时，因不发生再结晶，晶粒保持原来大小，临界变形度(2.5%)时，再结晶后晶粒特别粗大。随着变形量的增加，再结晶晶粒减小,(2)原始晶粒尺寸,：,原始晶粒越细，再结晶后晶粒越细。,再结晶后的晶粒尺寸,mm,原始晶粒尺寸,mm,原始晶粒尺寸对再结晶后晶粒大小的影响,(3)退火温度的影响：,再结晶退火时加热温度越高，金属的晶粒尺寸越大。当加入温度一定时，时间过长也会使晶粒长大，但其影响不如温度的影响大。,放大100倍时每0.45cm,2,中的晶粒数,晶粒度,应变/%,低碳钢变形度及退火温度对再结晶后晶粒大小的影响,(4)加热速度,加热速度很慢将使晶粒粗化,(5)合金元素及第二相,在其他条件相同的情况下，凡延缓再结晶及阻碍晶粒长大的合金元素或杂质均使金属再结晶后得到细晶粒组织。,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而构成再结晶全图。根据再结晶全图，是制定金属变形和退火工艺规程的重要参数依据。各种金属与合金的再结晶全图可参考专门的资料与手册。,铝的再结晶全图,再结晶织构与原变形织构间存在以下三种情况：,1)与原有的织构相一致；,2)原有织构消失而代之以新的织构；,3)原有织构消失不再形成新的织构。,5、再结晶织构,(1)定义,：,冷变形金属在再结晶过程中形成织构，通常具有变形织构的金属经过再结晶后新的晶粒仍具有择优取向，这种织构称为再结晶织构,(2)再结晶织构对性能的影响,讨论再结晶织构对性能影响的意义：,再结晶织构的广泛存在，有时是所期望的，有时则要避免。,1)如铝箔、电工钢、IF深冲钢板中，要设法提高织构的强度；,2)铝易拉罐的生产中要避免织构的产生,在具有再结晶织构的铜带中，延伸率呈现出各向异性,例1：期望织构的形成,材料,：电工硅钢片(Fe-3%Si),用途,：变压器、马达(内部的铁芯),要求,：高软磁性能(Si提高电阻率、磁导率、较低矫顽力和铁损),解决方法,：退火(二次再结晶)，得到高斯110织构。,例2：避免织构的形成,材料,：深冲铝板,用途,：易拉罐(3000/5000系列铝合金),现象,：存在制耳,原因,：晶粒的择优取向,解决方法,：消除择优取向，使得轧制/退火织构抵消,(2)再结晶织构形成的机制,定向生长理论,定向形核理论,定向生长理论：,取向有利的晶核，其晶界可获得最快的移动速率。,例1,：FCC中两个晶粒最佳取向差为30-40 时，晶界的移动速率最快,例2,：右图为铝中晶界移动速率与位向差的关系,615 时铝新晶粒的,晶界移动速率与位向差的关系,定向形核理论：,再结晶有形核的过程，母体有织构，再结晶后的晶体也会形成新的织构,退火孪晶：,再结晶退后后出现的孪晶称为退火孪晶。,原 因：,退火孪晶是由于新晶粒界面在推进过程中由于某些原因(如热应力等)而出现堆垛层错而造成的。,例 如,：面心立方金属和合金(如铜、黄铜、不锈钢等)经加工及再结晶退火后，经常在再结晶退火组织中发现孪晶。,5、退火孪晶,A,C,B,三种典型的退火孪晶形态,：A晶界交角处的退火孪晶；B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。,退火孪晶的形成与层错能有关，Cu和奥氏体钢的层错能低，易形成孪晶。,退火孪晶示意图,形变黄铜退火孪晶组织,材料经塑性变形后，外力所做的功部分以储存能形式存在于材料内部，从而使系统的自由能升高，处于不稳定状态。故此，回复再结晶是材料经过冷变形后的自发趋势，加热则加快这一过程的发生。,当加热温度较低，时间较短时，发生回复。主要表现为亚结构的变化和多边化过程，第一类内应力大部消除，电阻率有所下降，而对组织形态和力学性能影响不大。,当加热温度较高，时间较长时发生再结晶现象。再结晶时，新的无畸变等轴晶将取代冷变形组织，其性能基本上回复到冷变形前的状态。,再结晶完成后继续加热时，晶粒将发生长大现象。,回复与再结晶小结,回复与再结晶小结,四、晶粒长大,本节主要内容：,正常晶粒长大,反常晶粒长大,金属在再结晶刚完成时，一般得到的是细的等轴晶粒。如果继续保温或提高退火温度，就会发生晶粒相互吞并而长大的现象，即“晶粒长大过程”。,晶粒长大过程,正常长大(均匀长大),反常长大(非均匀长大或二次再结晶),四、晶粒长大,1、正常晶粒长大,1)正常长大定义,：指晶体中有许多晶粒获得长大的条件，晶粒的长大是连续地、均匀地进行的，晶粒长大过程中晶粒的尺寸是比较均匀的，晶粒平均尺寸的增大也是连续的。,制约因素,驱动力,晶界迁移率,2)晶粒长大的驱动力,设晶界面为一圆柱面，曲率半径为,R,，楔形角为,，晶界面单位面积的表面张力为,，则此晶界面上的表面能,E,为：,E,=,R,移动单位距离所引起的界面能变化为：,它相当于作用在该界面上的力F，即,因此作用在单位界面上的力为,晶粒A,晶粒B,晶界稳态形貌,R,楔形双晶体界面的迁移,对于任意曲面可以用两个主曲率半径表示，即,R,1,、,R,2,，可推出单位界面上的力,对于球面而言，单位界面上的力为,晶界趋于平直,：根据公式可知，晶界迁移的驱动力与其,曲率半径,R,成反比,，而与界面的,表面张力成正比,。因此，,弯曲的晶界总是趋向于平直化,，即向曲率中心移动以减少界面积，同时，,大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率,。即如下图所示，晶界由实线位置迁移至虚线位置。,界面向曲率中心移动，趋向于平直化,3)晶粒的稳定形状,晶界夹角趋于120,晶界总数力图使三个交角,都等于120。,当界面张力平衡时：,因为大角度晶界T,A,=T,B,=T,C,而A+B+C=360，,所以A=B=C=120,3)晶粒的稳定形状,晶界移动使三个夹角趋向于120,二维为六边形晶体，三维为理想十四面体,在二维坐标中，晶界边数少于6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失，而边数大于6的晶粒，晶界向内凹进，逐渐长大，当晶粒的边数为6时，处于稳定状态；,在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。,3)晶粒的稳定形状,晶粒边界少于6的晶粒在缩小和消失,二维中的六边形和三维中的正十四面体,六边形,十四面体,4)晶界迁移率,晶界迁移率,是指在单位驱动力作用下所产生的晶界迁移速度。,影响晶界迁移率(晶粒长大)的因素,温度,：,G,晶界迁移速度；,G,0,常数；,Q,G,晶界迁移的激活能,可见温度越高，晶界易迁移，晶粒易粗化。,分散相粒子,：弥散的第二相阻碍晶界迁移，降低晶粒长大速率。晶粒稳定尺寸,d,和第二相质点半径,r,、体积分数 的关系：,第二相质点的数量越多，颗粒越小，阻碍晶粒长大的能量越强,可溶剂的杂质或合金元素,：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。当稳定很高时，晶界偏聚可能消失，其阻碍作用减弱甚至消失。,晶粒位向差,：大角度晶界原子排列比较混乱，界面能较高，扩散系数较大，小角度晶界的界面能小于大角度晶界，因而小角度晶界的移动速率低于大角度晶界。,2、反常晶粒长大(二次再结晶),异常长大,：少数再结晶晶粒急剧长大的现象。,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，而其周围较细的晶粒则逐渐被吞食掉，整个金属由少数比再结晶后晶粒要大几十倍甚至几百倍的特大晶粒组成。,晶粒异常长大示意图,硅铁二次,再结晶的反常晶粒,各向异性,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。,长大机制,钉轧晶界的第二相溶于基体,再结晶织构中位向一致晶粒的合并,大晶粒吞并小晶粒,对性能的影响,织构明显,晶粒大小不均匀,晶粒粗大,各向异性,优化磁导率,性能不均,优化磁导率,注：总体上，异常长大的晶粒会降低材料的室温机械性能，大多数情况下应当避免。,五、金属的热加工,本节主要内容：,动态回复,动态再结晶,热加工对金属组织和性能的影响,五、金属的热加工,冷加工,：在再结晶温度以下的,压力加工,过程。发生加工硬化,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,。,热加工温度,：,T,再,T,热加工,T,固,-100200,热加工时，,硬化过程与软化过程,是,同时进行,的。按其特征不同可分为：,在温度和负荷联合作用下发生,：,动态回复和动态再结晶,在变形停止之后，即在无负荷作用下发生,亚动态再结晶、静态再结晶、静态回复,1、动态回复,(1)真应力-应变曲线,有一类金属(以Al和Al合金为代表)在热加工时，动态回复是它们的主要软化机制。右图为这类金属在热加工时的应力-应变曲线，可见有三个不同的阶段：,微应变阶段。此阶段塑性变形刚开始，硬化作用远远超过软化作用；,动态回复的初始阶段。曲线的斜率逐渐减小，“加工硬化”部分地被动态回复所引起的“软化”抵消；,稳态变形阶段。变形过程中产生的位错密度的增加已被回复过程引起的位错密度减少所抵消。,动态回复的,应力-应变曲线(流变曲线),(2)组织结构的变化,使金属从动态回复的稳定变形阶段迅速冷却下来，对其进行组织观察的结果：,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,。,铝在400挤压时动态回复所形成的亚晶,光学组织,TEM组织,(3)动态回复的机制,位错的,攀移,和,交滑移,，攀移在动态回复中起主要的作用。,层错能的高低是决定动态回复进行充分与否的关键因素。,动态回复易发生在层错能高的金属中,。,如铝、铝合金、-Fe、锆和钨等金属在热加工时，都发生动态回复，因为这些金属的层错能的，其扩展位错的宽度窄，容易发生交滑移和攀移，特别是位错的攀移在动态回复中起了很主要的作用。,层错能高，位错容易从节点和位错网中解脱出来，促使其与异号位错相抵消。,2、动态再结晶,动态再结晶的应力-应变曲线,(1)真应力-应变曲线,对于层错能低的金属(如铜、黄铜、不锈钢等)，在热加工时发生动态再结晶。右图为这类金属的变形曲线，曲线的变化也分为三个阶段：,加工硬化阶段，也可以说是积累能量以诱发动态再结晶的准备阶段；,动态再结晶的初始阶段；,稳态变形阶段。,(2)组织结构的变化,特点,晶内存在被缠结位错所分割的亚晶粒,反复形核，有限长大，晶粒较细,动态再结晶的光学显微组织及TEM组织,光学组织(Mg合金),TEM组织(铜合金),(3)动态回复的机制,层错能低,的金属，如铜及铜合金，由于它们的,扩展位错很宽，难以从节点和位错网中解脱出来,，也难于通过交滑移和攀移而异号位错相消。动态回复过程进行得缓慢，亚组织中,位错密度较高,，,剩余的储能足以引起再结晶,，因此，这类金属在热加工时，发生动态再结晶。,现存的晶界往往是动态再结晶的主要形核之处；,变形温度越高，应变速率越小，应变量越大，越有利于动态再结晶；,动态再结晶的晶粒大小,d,主要取决于热变时的流变应力,d,-n,常数,n,0.10.5,动态再结晶的应用：采用低的变形终止温度、大的最终变形量、快的冷却速度可获得细小晶粒。,3、热加工对金属组织和性能的影响,热加工对金属组织和性能有重大影响，主要有以下几个方面。,(1)改善铸锭组织,：热加工时变形量大、温度高，使铸锭中许多内部未被氧化的气泡、疏松和微裂纹得以机械焊合，从而提高了材料的致密性，进而提高了材料的性能。,状态,b,(N/mm,2,),s,(N/mm,2,),(%),K,(J/cm,2,),铸态,500,280,15,35,锻态,530,310,20,70,低合金钢在不同状态下的性能,(2)形成纤维组织,：,组织,：枝晶、偏析、夹杂物沿变形方向呈纤维状分布；,性能,：各向异性，沿流线方向塑性和韧性提高明显。下图中通过锻造，可明显提高零件的使用寿命。,曲轴的流线分布,(3)形成带状组织,：,形成,：两相合金变形或带状偏析被拉长；,影响,：导致材料各向异性；,消除,：避免在两相区变形、减少夹杂元素含量、采用高温扩 散退火或正火。,Cr12钢中的带状组织 H62的带状组织,(4)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，具有这种亚晶组织的材料，其强度、韧性提高，称为亚组织强化，其屈服强度与亚晶尺寸之间满足Hall-Petch公式。,热加工的优点,：,可持续大变形量加工；,动力消耗小；,提高材料的性能,六、超塑性,本节主要内容：,微晶超塑性的特征,微晶超塑性变形机制,微晶超塑性成形的应用,超塑性：,某些材料在特定变形条件(主要是温度和应变速率)下呈现的特别大的延伸率。,六、超塑性,超塑性成形的特点：,拉伸实验延伸率可达百分之几百，甚至百分之几千；,拉伸试验时，试样均匀变形，在宏观上不出现颈缩现象；,拉伸试验时，流变应力很低；,成形过程中基本上没有加工硬化现象，所以超塑性合金的流动性和填充性好，容易成形。,六、超塑性,超塑性,相变超塑性(转变超塑性或第二类超塑性),微晶超塑性(又称恒温超塑性或第一类超塑性),超塑性成形的种类：,其它超塑性(第三类超塑性),微晶超塑性(恒温超塑性或第一类超塑性),微晶超塑性具备的三个条件：,材料具有等轴稳定的,细晶组织,(通常要求晶粒尺寸在0.5-5m之间)。一般而言，晶粒越细，越有利于出现超塑性；,成形温度,T,0.5,T,m,(,T,m,为材料熔点的热力学温度)，且大多数低于普通热锻温度，并要求温度恒定；,应变速率,在10,-4,-10,-2,s,-1,区间内。,相变超塑性(转变超塑性或第二类超塑性),这类超塑性并,不要求材料具有超细晶粒,，而是在一定的,温度和负荷,条件下，经过,多次循环相变,或,同素异构转变,获得的。,相变超塑性的第一个必要条件是,材料具备固态结构转变,能力(如钛、锆、钢铁以及具有相变的粉末冶金制品等),第二个必要条件是,应力作用和在形变温度区内循环加热和冷却,，诱发反复的结构变化而产生超塑性。,其他超塑性(短暂超塑性或第三类超塑性),非超塑性材料在一定条件下，会出现短时间的细而稳定的等轴晶粒组织，并能显示出超塑性。,如：在消除应力退火过程中，在应力作用下可以得到超塑性；,如：球墨铸铁和灰铸铁经特殊处理也可以得到超塑性。,1、微晶超塑性的特征,(1)变形特征,用 和 描述超塑性成形时应力和应变速率之间的关系：,式中 为应力，为应变速率，,K,为常数，,m,为应变速率敏感指数。,Mg-Al合金在350变形时流变应力和应变速率敏感指数,m,及应变速率之间的关系,图中曲线可分为三个区，,低应变速率区,，或称为,扩散蠕变速率范围,；区为,中等应变速率，或称超塑性速率范围,，是主要的超塑性阶段，,此阶段曲线的斜率就是,m,值,；为,高应变速率区，或称一般塑性速率范围,。,10,-5,10,-4,10,-3,10,-2,10,-1,1 10,0.5,1,10,10,2,/MPa,(a),(b),(2)超塑性变形后的显微组织特征,组织特征表现如下：,晶粒形状和尺寸，变形后的晶粒虽然有一些长大，但仍为等轴晶；,位错密度与组态发生变化：变形后的金属中位错密度较高，特别是晶界和三角晶界处，但未发现位错塞积现象；,晶粒的滑动、转动和换位的现象；,孔洞，在超塑性变形达到一定程度时，孔洞就会形成，随着变形量的增大，孔洞长大、聚合或连接，最终导致材料断裂。,2、微晶超塑性变形机制,蠕变机制包括：,扩散蠕变机制,、,位错蠕变机制,、,晶界滑动机制,。其中，,晶界滑动机制包括扩散蠕变协调模型、位错运动协调模型和晶粒转出机理等,。下面着重介绍,扩散蠕变机制,和,扩散蠕变协调模型,。,N-H(Nabarro-Herring)型扩散蠕变理论认为，在拉应力作用下，空位的化学势能产生局部的变化，垂直拉伸轴的晶界处于高位能状态，平行拉伸轴的晶界处于低位能状态，因此，,在拉应力作用下，必然会引起空位从高位能区向低位能区移动,(见右图，实线为原晶粒，虚线表示扩散蠕变后的晶粒)。,优点,：能很好的解释超塑性变形中的某些行为及试验结果。,缺点,：根据该理论，变形后的晶粒应该被拉长，但实际超塑性变形后晶粒仍保持等轴。,(1)扩散蠕变机制,拉应力作用下,晶粒扩散蠕变示意图,Ashby和Verrall模型是由一组二维的四个六边形晶粒组成的。在拉应力作用下，这组晶粒由初始态(图(a)过渡到中间状态(图(b)，最后达到终态(图(c)。,可见变形后的晶粒形状保持拉伸前的状态。,(2)扩散蠕变协调模型,扩散协调的晶粒换位示意图,3、微晶超塑性的应用,开式模锻,闭式模锻,反挤压,气压成形,气压胀形/扩散连接复合工艺(SPF/DB),