材料科学基础之热变形ppt(共39页)

1、回复动力学是一个驰豫过程 是一个热激活过程RT回复机制剩余应变硬化分数50100 150 200 250 300 350 400 450时间/min不同温度具有不同的回复机制回复的应用主要用作去应力退火再结晶再结晶动力学曲线热激活过程RT再结晶温度再结晶温度晶粒尺寸再结晶临界变形量再结晶温度八K) 71000500 4(P)母易唸垛<浜床M)002辽s>3蛊垛冲再结晶尺寸500 一400 一300 一200 一 XO晶粒长大a正常再结晶b正常晶粒长大Mg-3AI-0.8Zn合金退火组织c异常晶粒长大=二次再结晶IQ来甫*吐疋圄as 30 40 JO 0Q 力抑歸 M取老程»

2、;> «筠的再蓊品喘定义 再结晶温度以上的形变过程III5.4热变形过程加工硬化和动态回复及再结晶引起的软化同时存在，组织和性能 取决于它们之间相互抵消的程度。5.4.1动态回复与动态再结晶5.4.2热加工对组织性能的影响蠕变5.4.4超塑性高温力学性能反复形核、有限长大;硬化软化达到动态平衡I住常数1歹常数硬化和软化同时进行, 最终保持动态平衡真应变等轴晶粒的晶界呈锯齿状，晶内存在缠结位错的亚结构流变应力反比 晶粒大小形变速率形变温度动态再结晶动态回复纤维状拉长晶粒的内部保持等轴状亚晶粒，亚晶内位错密度 较低，胞壁处位错密度较高。流变应力亚晶粒大小形变速率形变温度反比相同流变

3、应力时，动态再结晶材料的晶粒尺寸要 小于静态再结晶的晶粒尺寸；相同晶粒大小时，动态再结晶材料的强度和硬度 要高于静态再结晶材料。通过动态回复和动态再结晶，晶粒内部形成了亚 晶粒，使材料的强度、韧性提高，通过对热加工的 控制，使亚晶细化而产生强化一亚组织强化。如建筑用铝镁合金釆用热挤压法保留动态回复组 织用于提高使用强度。热加工对组织性能的影响消除方法：1）避免在两相区变形;2）减少夹杂和偏析；3）完全退火加正火 改善铸态组织； 形成流线和带状组织； 晶粒尺寸及亚结构的细化O 屈服强度亚晶尺寸d控制好热加工的变形速率、温度、每道次的应变量和间隔时间，以及冷却速度。就可以调整热加工材料的晶粒度和强

4、度O5.4.3蠕变很多构件长期在高温条件下运转。例如，航空发动机叶片的使用温度高达1000°C,用Cr-Mo-V钢制造的汽轮机转子 使用温度约为550C等。长时间的高温受力件必须考虑它们的高温力学性能蠕变特性（蠕变强度、蠕变速率）当温度TR3Tm时，金属材料在恒载荷（通常vuj的持续作用下，应变随时间增加而增大，发生与时间相关的塑性 变形。蠕变在较低温度下也会发生，但只有当约比温度大于0.3时才比较显著，并且应变速率非常小（通常10E-3） oIll1、蠕变曲线发生蠕变时的应变与时间关系曲线称为蠕变曲线。蠕变曲线上任一点的斜 率表示该点的蠕变速率根据蠕变速率的变化情况 可以将蠕变过程

5、分为三个 阶段：第一阶段（ab段）蠕变速率随时间而逐渐减小，称为减速蠕变阶段；第二阶段（be段）蠕变速率保持恒定，又称恒速蠕变或稳态蠕变阶段，第三阶段（cd段）蠕变速率随时间延长急剧增大直至断裂，称为加速蠕变阶段蠕变曲线各阶段持续时间的长短随材料和试验条 件(T和(T)而变化等压力曲线(T4>T3>T2>T1)IIIIII应力和温度对蠕变曲线影响示意图同一种材料的蠕变曲线随着温度和应力的增高，蠕变第二阶 段变短，直至完全消失，在高温下的服役寿命大大缩短。III蠕变表征参量稳态蠕变速率蠕变过程最重要的参数是稳态的蠕变速率，蠕变寿命和总的伸长率都取决于它OQ：蠕变激活能n：应力指

6、数（对金属约为37）可通过测定恒应力下的稳态蠕变速率与温度的关系求得Q 实验测得的许多金属与陶瓷的稳态蠕变阶段激活能都与自扩散激活能非常接近，说明稳态蠕变过程是由扩散机制控 制的，可看做应力作用下原子流的扩散。由于面心立方|r-Fe的扩散系数只有a-Fe的1/350,其蠕变 速率也只有a-Fe的1/200,因此高温合金多是以yFe或 面心立方金属为基的合金。2、蠕变机制位错蠕变：滑移为变形方式之一，当滑移受阻，在高 （0.3Tm）下刃型位错可借助热激活攀移到邻近的1）III温滑移面上继续滑移。减速蠕变阶段主要是滑移引起的加 工硬化和高温动态回复中刃型位错的攀移形成软化相博弈，两者相等时，就进入

7、第二阶段，形成稳态蠕变。2）扩散蠕变：在更高温（0.9Tm）且低应力下，或位错能动性差的情况下，主要通过空位定向扩散来进行软化。3）晶界滑动蠕变：高温下，晶界上的原子容易扩散, 受力后易产生滑动，也促进了蠕变的进行。扩散蠕变:应力梯度引起的空位扩散流是扩散蠕变的主要机制拉应力晶界受到拉力后，在垂直于 拉力方向的晶界空位形成能 较低，空位数目多，在平行 于力轴方向的晶界空位形成 能较高，空位数目少，其间 的空位浓度差使原子定向扩 散，从而产生晶体变形。5.4.4超塑性某些金属材料在特定条件下拉伸时，可以使材料在较 低的流动应力下，得到延伸率高达500%2000%的均 匀塑形变形，而不发生缩颈，这

8、种特性叫做超塑，性.不产生缩颈和获得高延伸率是衡量材料超塑性的两 项指标。超塑性变形能极大地发挥变形材料的塑性潜力，大大降低变形抗力，有利于复杂零件的精确成形，对于难成形的合金材料，如钛合金、镁合金以及某些高合金|=:钢等具有重要的意义。BiSn挤压材料在慢速拉伸下获得大的延伸率(6=1950%)原始 试样拉伸 试样实现组织超塑性的条件:I (1)材料本身具有细小、等轴、稳定的复相组织A晶粒直径小于10um, 一般在0.5-5.0pm,由两相组成，第二 相可阻碍晶粒长大，保证在热加工过程中晶粒不会显著长大A此类材料有共晶合金、共析合金和析出型合金(2)在高温下变形A超塑性加工温度一般在(0.5

9、0.65) TmA超塑性变形行为不同于动态回复和动态再结晶(3)低的应变速率和高的应变速率敏感系数超塑性的应变速率一般在10-210-4mm/s,以保证晶界扩散得 以顺利进行。1、超塑性的表征（力学性能指标）获得高延伸率和不产生缩颈是衡量材料超塑性的两项指标。用应变速率敏感系数m表示抗缩颈能力。应变速率敏感指数m在应变量w和温m： lgCT -lg£ '关系曲线 的斜率lOlO*4 IO*3 10-i LO-X 1 ioN分7图7-105 Mg-Al共晶合金在350弋变形时的流变应力 /和参数皿与应变速率的关系（晶粒尺寸106微米度T 一定的条件下， 真应力o随应变速率 变化

10、的程度。m越大，表示应力对应变速率越敏感，越有利于获得超塑性。当试样要发生缩颈时，缩颈处的应变速率比均匀变形的 应变速率大很多，如果具有高的m,导致该处的局部应 力快速升高形成硬化，抑制缩颈的进一步形成，将变形 传播到其他部位一增大延伸率一般金属：0.01<m<0.04；超塑性合金：m>0.5-0.9 通常晶粒越细，m值越大，故获得微晶是组织超塑性的关键。A共晶合金：通过热变形发生再结晶获得微晶组织；A共析合金或析出型合金：经热变形或淬火获得析出的 微晶组织。图7-108 AM咲晶合金于520咒时晶粒尺寸与o的关系及晶粒尺寸与加的关系（b）经超塑性变形后的材料的组织结构具有以

11、下特征:I、超塑性变形时尽管变形量很大，但晶粒没有被拉长，仍 保持等轴状。II、超塑性变形没有晶内滑移和位错密度的变化，抛光试样 表面也看不到滑移线。III、超塑性变形过程中晶粒有所长大，且形变量越大，应变 速率越小，晶粒长大越明显。in- JIV、超塑性变形时产生晶粒换位，使各晶粒位向趋于混乱无 规排列，原来两相呈带状分布的合金，经超塑性变形后变为 均匀分布。V、当用冷变形和再结晶的方法制取超细晶粒合金时，如果 合金具有织构，则超塑性之后织构消失。2、超塑性的本质晶界滑动.晶界扩散和晶粒转动多数观点认为由晶界的滑动和晶粒旋转为主，伴有晶界原子 的扩散性迁移所致。试验证明超塑性中的晶界滑动不是

12、简单的晶粒相对滑动，而 是在晶界附近很薄的一层区域内发生了形变。由于形变在晶114界附近产生很大的畸变，高温下首先回复而发生软化，使形 变得以不断在这些区域进行而引起所谓的晶界滑动。晶界滑动同时发生晶界扩散，以使晶粒保持联系而不致断开。晶界扩散与空位运动有关，在应力作用下，空位由垂直于应 力的受拉晶界流向平行于应力的受压晶界，原子则反向迁移, 从而造成拉伸方向的应变。超塑变形通过晶界的滑动与扩散，造成晶粒的换位，并由此 产生试样形状的宏观变化，这与普通塑变的变形量由每个晶 粒的相应变形量所贡献而不同O晶界滑动和扩散迁移作用下发生微晶超塑变形机制示意图a 四个六边形等轴晶粒在应 力作用下，发 生

13、晶界滑动b 在应力作用 下发生晶界滑 动，同时依靠 晶界扩散，保 持联结c 四个晶粒发生转动，形成 新的组态，仍 保持等轴晶粒d、e伴随定向扩散的晶界滑动机制，虚线箭头代表体扩散方向超塑性对力学性能的影响(1) 超塑性变形后合金仍保持均匀细小的等轴晶组织,不存在织构，所以不产生各向异性，且具有较高的抗应 变能力。(2) 超塑性成形时，由于变形温度稳定、变形速度缓慢,所以零件内部不存在弹性畸变能，变形后没有残余应力。(3) 高锯高镰不锈钢经超塑性变形后，形成细微的双相混合组织，具有很高的抗疲劳强度。超塑性成型超塑合金具有和高温聚合物和高温玻璃流动相似的特征;可以采用塑料工业和玻璃工业的成型方法加

14、工，如像吹玻璃那样吹制金属制品，像塑料那样压制精密件;目前已在多种合金中实现了超塑性，但在实际生产中，由于生产效率等方面的原因，只有那些难于热变形、零件形状很复杂、又有重要用途的零部件才考虑采用超塑成型高温合金 INCONEL718 的超塑性成形 航天器件双相不锈钢 超塑性成形 的航天器件热变形部分小结热变形：形成细小等轴晶及位错缠结的亚结构，夹杂、偏 析和第二相表现为流线组织，致密度和顺流线方向的力学 性能都优于铸态或（冷变形+热处理）材料。注意：要避免在两相区变形形成带状组织；取材时注意材料的热轧方向。蠕变：定义、蠕变曲线、最小蠕变速率、蠕变激活能注意：稳态蠕变阶段的主要变形机制一扩散蠕变

15、 超塑f生：定义、应变速率敏感系数获得超塑性的三个条件； 超塑性变形的组织结构特点。5-5陶瓷材料变形的特点陶瓷材料的特点：脆，硬，难以变形A结构特点: 陶瓷晶体: 陶瓷非晶:能舅史型主 以共价赢和离子键为主要结合°OQ弹性变形黏性流亏同号静电斥力作用使位错运动有方向性微晶晶显多非点相相 检晶璃 织主玻,晶界玻璃相，疏松气孔；气孔；A制备工艺：烧结，多扎 热应力八薇裂纹共价键陶瓷晶体无论 单晶还是多晶都很脆离子键单晶陶瓷具有一定 塑性，但多晶陶瓷仍很脆局部键丄Ozz © 0 © O © 正离子 ©zz® O © Q 

16、9; O负离子 y G © O O O ©(a)共价键对位错运动的影响(b)离子键对位错运动的影响共价键具有方向性和饱和性，具有较高的抗晶格畸变和阻 碍位错运动的能力；同时共价晶体结构复杂，滑移系很少； 并且共价晶体中的位错宽度较窄，导致PN力高。离子键水平或垂直滑移时要受到同号离子的排斥，而沿 45°方向运动时变形容易一些，在单晶中可表现出一定塑性 但由于变形具有方向性，实际可开动的滑移系较少，作为多 晶体往往独立滑移系不够5个，在室温下几乎都是脆性的。IllIII大多数工业用的陶瓷都是多晶体，室温静拉伸时几乎都 是脆性的。其应力一应变曲线一般通过弯曲实验得到。

17、弯曲实验的最大应力断裂应力抗弯强度D拉伸样品制备困难；2）拉伸实验与压缩实验结果差别很大（510倍）OOO3AI2O3拉伸断裂应力OOO pd?2匕:A12O3压缩断裂应力2100MPa00O00.0050. 01陶瓷材料力学性能特点陶瓷晶体的失效主要是由组织缺陷引起的，表面裂纹、孔 隙率、相的种类与分布、夹杂以及制备时形成的大晶粒等， 由于没有能量吸收过程，一旦应力达到临界值，便形成裂纹 并持续扩展至失稳断裂。陶瓷晶体的弹性模量和强度都是组织敏感参数，压缩强度远高于抗拉强度（510倍），抗拉强度由最大 裂纹尺寸决定；压缩强度由平均裂纹尺寸决定。而金属的抗 拉强度和压缩强度一般相近。弹性模量亦

18、然。A弹性模量与孔隙率有关。考尋=JA理论强度和实际断裂强度相差1-3个数量级。只有晶须、 纤维的实际强度才比较接近理论值。陶瓷材料的增韧二增强(1)降低晶粒尺寸，改善组织均匀密实性，以尽量减少组织中的各种杂质和缺陷。例如用热压法制造的SS3N4陶瓷，几乎没有气孔，密度和强度都接近于理论值;将陶瓷制成纤维，甚至晶须，可以大大减小各种缺陷产生的机率，能使强度提高12个数量级。(2)相变增韧(受温度限制，通常800°C以下)III外力作用诱发相变,并伴有体积膨胀，消耗外加能量,使材料增韧。(3)纤维或颗粒原位生长增强。(4)表面残余压应力层增强(钢化玻璃)。5-6高聚物的变形特点高聚物力学性能的最大特点高弹性III60温度升高，有机玻璃 的模量和强度下降， 断裂伸长率增加脆化温度4050V2060-C00.20 V30匸40 V降低形变速率的效 果相当于升高温度li0 2 0. 3 &#