材料科學基礎-第五章

1、Recovery and Recrystallization塑性變形系統(tǒng)的能量 回復再結晶 回復 Recovery 再結晶 Recrystallization 晶粒長大 Grain growth after recrystallization 自發(fā)趨勢一一 、顯微組織的變化、顯微組織的變化 熱（熱（9090） 儲存能（儲存能（1010） 變形材料發(fā)生回復再結晶的驅(qū)動力變形材料發(fā)生回復再結晶的驅(qū)動力冷變形材料在加熱時先后經(jīng)歷冷變形材料在加熱時先后經(jīng)歷 回復回復 在較低溫度下變形材料的顯微組織基在較低溫度下變形材料的顯微組織基 本上未發(fā)生變化，但產(chǎn)生多邊化本上未發(fā)生變化，但產(chǎn)生多邊化; ; 再結晶

2、再結晶 新的無畸變等軸小晶粒代替變形組織新的無畸變等軸小晶粒代替變形組織; ; 晶粒長大晶粒長大 細小新晶粒通過互相吞并長大而形成細小新晶粒通過互相吞并長大而形成 穩(wěn)定的尺寸穩(wěn)定的尺寸. .塑性變形外塑性變形外力所做的功力所做的功二二 、性能變化、性能變化 ss HV 一 、回復階段性能與組織的變化: 在回復階段，觀察以下幾種現(xiàn)象: 1.宏觀內(nèi)應力大部分去除，而微觀應力仍存在 2.電阻率 Cu、 Al、 Ag 線材預先在90K下變形，發(fā)現(xiàn)在293K 下導電性能就可以逐漸恢復，相對原始變形態(tài) 303. HV、 ss變化隨材料不同而異： Zn、Cd 在室溫下就可以絕大部分去除冷變形所產(chǎn) 生的加工硬

3、化； Cu、黃銅則加熱至350，其HV仍無明顯變化 Fe 在358以上就可看到部分加工硬化的去除4. 在光鏡下顯微組織基本上未發(fā)生變化。但在高溫回復時，在熱激活能條件下，通過位錯與攀移，會發(fā)生多邊化亞結構。 變形材料加熱時，其力學和物理性能回復程度隨溫度T和時間t變化 R為回復部分 s為回復退火后的流變應力 s0為加工硬化完全消除的流變應力 sm為退火前即冷態(tài)的流變應力 00011mmmRssssssss 馳豫過程馳豫過程 無孕育期 回復的初始階段去除硬化的程度較快，隨著時間的延長，回復的程度就減弱了，而且，隨變形量越大，起始回復速率也越快。進一步分析，在某一恒定溫度下，回復時間可表達為 ：

4、Q為回復過程的激活能，R為氣體常數(shù) T為絕對溫度 A 、B 為常數(shù) 作lnt- 1/T關系曲線 直線，由直線斜率可求得Q/1lnQ RTRbatAeRTQBt/ln/( )exp();Q RTR ttAe在回復過程中，發(fā)生如下變化 1.低溫回復 遷移至表面或晶界點缺陷變化 與間隙原子復合 與位錯交互作用 聚集成空位片 崩塌 表現(xiàn) 2. 中溫回復 位錯滑移位錯重新組合以及異號位錯互相抵消(過飽和空位的消失)3. 高溫回復 多邊化 Polygonization 多邊化產(chǎn)生的條件 1）塑性變形使晶體點陣發(fā)生彎曲 2）在滑移面上有過剩的同號刃型位錯 3）熱激活下刃位錯產(chǎn)生攀移運動 刃型位錯可獲得足夠能

5、量產(chǎn)生攀移位錯排列成墻多邊化結構 產(chǎn)生單滑移的單晶體中多邊化過程最為典型 多晶體中，由于多系滑移位錯纏結形成胞狀組織，多邊化不明顯 t，在變形組織的基體上就會產(chǎn)生新的無畸變再結晶晶核，并逐漸長大形成等軸晶粒，從而取代變形組織，該過程就成為再結晶過程。 再結晶無晶體結構和化學成分的變化，不屬于相變。再結晶的轉變驅(qū)動力： 晶體的彈性畸變能可預料晶核必然產(chǎn)生于高畸變能區(qū)域： 大角度晶界、相界面、孿晶或滑移帶界面上 變形量較?。?0）多晶體，其再結晶核心往往以晶界弓出方式形成或稱應變導致的晶界遷移，凸出形核方式形成。再結晶的形核機制再結晶的形核機制 變形度較小時，多晶粒間變形不均勻性而導致多晶粒內(nèi)位錯

6、密度不同。為了降低系統(tǒng)的自由能，再結晶時，通過晶界遷移原來平直的晶界會向位錯密度大的晶粒內(nèi)凸出，在其前沿掃過的區(qū)域內(nèi)通過吞食畸變亞晶的方式形成無畸變的再結晶晶核。 G 形核時單位體積引起總的自由能變化SE 單位體積儲存的應變能 界面表面能dAdA 弓出的表面積dVdV 弓出的晶界由位置時掃過的體積dVdAEGS若界面為一球面其半徑為r，則dA/dV2/r ，則上式可改寫為由于弓出形核的能量條件為G20%）時，形成位錯纏結組成的胞狀結構多邊形化亞晶，借助亞晶作為再結晶的核心，其形核機制為： 1)亞晶的遷移機制 通過亞晶界的移動，吞并相鄰的形變基體和亞晶而生長;常出現(xiàn)在低層錯能金屬中. 2)亞晶合

7、并機制 通過兩亞晶之間亞晶界的消失，使兩相鄰亞晶合并而生長;常出現(xiàn)在高層錯能金屬中. 位錯網(wǎng)絡解離、拆散以及位錯的攀移與滑移加熱 亞晶無論以那種方式生長，包圍著它的一部分亞晶界的位向差必然會越來越大，最后構成了大角度晶界。大角度晶界一旦形成，由于它較亞晶界具有大的多的遷移率，故可以迅速移動，而在其后留下無畸變的晶體再結晶核心。 再結晶過程是通過無畸變新晶粒的形核和長大而進行的，故再結晶的動力學決定于N和G。 )exp(0RTQNNN)exp(0RTQGGGN實驗：不同T，以縱坐標表示再結晶的體積分數(shù)jR 以橫坐標表示再結晶的時間t 恒溫動力學曲線1）不同T，不同變形度，曲線不同，但有“S”特征

8、2）發(fā)生再結晶，需要一段孕育期 incubation period （T ，t孕 ） 3）開始再結晶時，轉變量速率V轉 很低， 隨著轉變量 ，V轉 ， 至50時，V轉 V轉max 轉變量進一步 V轉lJohnson&Mehl ：l 均勻形核 晶核為球形 N和G不隨t 而改變推導出恒溫下經(jīng)過t時間后，再結晶體積分數(shù)為： 即所謂JM 方程 )3exp(143tGNRjN假定 但實際 N 是隨t而呈指數(shù)關系 ，并非Const，故JM方程應修正，通常采用Avrami方程來描述再結晶過程比較合適，即： B、K均為常數(shù)，再結晶為三維時，K3-4 二維 K2-3 一維 K1-2 )exp(1KRBt

9、jKRBtj11lnN取雙對數(shù) tKBRlglg11lnlgjtRlg11lnlgj截距斜率此分析結果與試驗結果完全吻合，且發(fā)現(xiàn)在一定溫度范圍內(nèi)，K不隨T而變 不同T下，各直線基本平行, B則隨T不同而變 作 關系圖（線性關系圖）Rj11lnlgtlg再結晶是一熱激活過程，N和G均符合Arrhenius方程，因此等溫溫度T對再結晶速率V的影響可用 表示之而再結晶速率V和產(chǎn)生某一體積分數(shù)jR所需要的時間t成反比，（V 1/t） RTQAeV/（2.3lgx=lnx）RTQeAt/1TRQAt1ln1lntQAQRTlg3 . 2lg3 . 21N作 1/T - lgt 圖 即可求得Q （再結晶的

10、激活能）在兩個不同的恒定溫度T1、T2 產(chǎn)生同樣程度的再結晶時可得)11(2112TTRQett 冷變形材料開始進行再結晶的最低溫度稱為再結晶溫度，它可以用不同的方法來測定。1）金相法：從顯微鏡中觀察到第一個新晶?；蛘呔Ы缫蛲蛊鹦魏硕霈F(xiàn)鋸齒狀邊緣的退火溫度為TR。2）硬度法：以硬度退火溫度曲線上硬度開始顯 著降低的溫度定為TR，有時也將該曲線上軟化50的退火溫度定為TR。 應指出， TR并不是一個物理常數(shù)，它隨變形程度，純度，及退火時間而變 工業(yè)生產(chǎn)中，通常以經(jīng)過大變形量(70%)的冷變形金屬，經(jīng)一小時退火能完全再結晶或再結晶體積分數(shù)95的最低退火溫度定為TR 。 TR ，VR ，達到一定再

11、結晶體積分數(shù)所需時間必愈短根據(jù)Johnson和Mehl 方程式，令R0.95，則可求出完成95再結晶所需時間為 由于 N 、G 隨 T 而 即為溫度的函數(shù)，故可根據(jù)各T下的 N 、 G值建立T與t0.95關系，于是，一小時內(nèi)能完成再結晶的溫度TR即可確定。 對工業(yè)純金屬經(jīng)大變形后，若完成再結晶的為0.5-1小時 則 TR（0.35-0.4）TmN4/1395. 0)86. 2(GNtN 凡是影響 和 的因素均將反映再結晶動力學曲線變化l1.在給定溫度下發(fā)生再結晶需要一個最 小變形量，這就是臨界變形度 （Critical deformation degree）。低于此 變形度，不能再結晶。l2.

12、 ，TR l3.再結晶后的晶粒大小主要取決于變形 度 ，再結晶的晶粒 。NGl4.微量雜質(zhì)元素可明顯地升高TR或推遲 再結晶過程的進行。l5.第二相的影響：當?shù)诙喑叽巛^大 （1mm）且間距較寬時，再結晶核心能 在其表面產(chǎn)生；當?shù)诙喑叽绾苄∮?較密集時，則會阻礙再結晶的進行。l6.原始晶粒愈細或者退火時間增加都會TR 。 經(jīng)再結晶后形成的晶粒，通常呈等軸狀，其大小受多種因素的影響，主要有： 變形度：臨界變形度， 晶粒 退火溫度：T 晶粒臨界變形度 化學成分和雜質(zhì)：凡延緩再結晶及阻礙晶粒長 大的合金元素、雜質(zhì)，有利于得到細晶 原始晶粒度：原始晶粒度 晶界總面積 N 再結晶晶粒 加熱速度：V加

13、可獲得細小再結晶晶粒 N再結晶后晶粒的平均直徑d 與 、 存在以下關系： 故 愈小，則再結晶后晶粒愈細小。NG/4/1)/(NGkdNGk為常數(shù) 冷變形材料在完成再結晶后繼續(xù)加熱時會發(fā)生晶粒長大 再結晶晶粒長大 正常長大 異常長大二次再結晶 Secondary recrystallizaton1.晶界移動的驅(qū)動力 再結晶完成后，晶粒長大是一自發(fā)過程，因為它總是力圖使界面自由能變小，所以晶粒長大的驅(qū)動力是來自晶界移動后體系總的自由能的降低。就個別晶粒長大的微觀過程而言，晶粒界面的不同曲率是造成晶界遷移的直接原因，實際上，晶粒長大時，晶界總是向著曲率中心的方向移動。模型：晶面曲率為什么成為晶界面移

14、動 的動力？ 圓柱界面 平衡時 ：界面張力 P：界面兩側壓力差，凹側所存在的壓應力凸側壓力d/2 s s ld/2 s s lrdsPlrddl)2sin(2r 界面曲率半徑厚度Pld當d很小時，對非圓柱面可改寫為 (任一段曲率界面，可通過其法線的兩個相互垂直平面上的兩個主曲率半徑r1和r2來表示)若界面為球面時，則r1r2r 則 當一定時，r 則P 晶粒長大過程就是 “大吃小”和凹面變平的過程2)2sin(ddrPs)11(21rrPsrPs2 實踐表明，當晶界移動的驅(qū)動力單純來自晶界能時，晶界的移動速度V與晶界移動驅(qū)動力P成正比。 m為比例常數(shù) 稱晶界的遷移率)11(21rrmPmvs為了

15、降低界面能 晶粒長大 晶粒不斷平直化 向其曲率中心方向遷移 晶粒趨向穩(wěn)定形狀第三章 晶界一節(jié)曾指出 三晶粒交合處各晶界的表面張力與晶界角存在下述平衡關系: q1q2q3s3s2s1332211sinsinsinqsqsqs 由于再結晶后的晶界屬于大角度晶界，其界面張力與兩側晶粒位向無關， 因此 二維晶粒穩(wěn)定形狀的平衡條件： 晶界為平直線 晶界夾角為120 的六邊形，該形狀晶粒若繼續(xù)加熱時，不再發(fā)生晶界遷移而處于穩(wěn)定狀態(tài)，因三晶界交會點的任何移動都會增加晶界的總長度 總晶界能 321sss120321qqq 若二維晶粒不是六邊形，為了使晶粒的各頂角形成120的夾角： 1.邊數(shù)小于6的晶粒， 其晶

16、界向外彎曲的 2.邊數(shù)大于6的晶粒， 其晶界向內(nèi)彎曲的 這樣，由于高溫下彎曲的晶界在晶界能的驅(qū)動下會移動其曲率中心趨于平直 1.邊數(shù)6，即尺寸較大晶粒，必然存在長大傾向 為了在三維情況下實現(xiàn)平衡，多晶體晶粒在平衡狀態(tài)下最穩(wěn)定形狀是十四面體。正常晶粒長大時，晶界的平均移動速度 為 dtDdrmPmVs2V：晶界平均遷移率P：晶界平均驅(qū)動力r：晶界平均曲率半徑Dd：晶粒平均直徑的增大速度m對于大致均勻晶粒而言， ，m 和s在一定溫度下均可看作常數(shù)，因此 積分 為常數(shù) 若 則有 或 這表明恒溫下發(fā)生正常晶粒長大時，平均晶粒直徑隨保溫時間的平方根而增大 更常見的情況下， ，n1/2 因存在晶界移動和阻

17、礙晶粒長大諸因素 Dr2dtDdDK1tKDD2021/, KKtD0DtKDt/22/1_CtDtntKtD _歸納晶界遷移的規(guī)律性有如下幾點：1.為降低表面能，彎曲的晶界總是趨向于平直化，即晶界向曲率中心移動以減小表面積；2.當三個晶粒的晶界夾角不等于120時，晶界總是向角度較銳的晶粒方向移動，力圖使其夾角趨向于120；3.在二維坐標中， 晶界邊數(shù)6的晶粒（晶界向內(nèi)凹進）必然逐步長大 晶界邊數(shù)=6 晶界平直，且夾角120， 處于平衡狀態(tài)不再移動4.晶界遷移速度將隨晶界曲率半徑增大而減小，且隨時間而改變積分得 1) 溫度 由于晶界遷移與原子的熱激活有關，其中晶界 的平均遷移速率 與 成正比m

18、RTQme/（Qm為晶界遷移的激活能）RTQmeDKdtDd/1RTQmeKK/teKDDRTQtm/2_202RTQKtDDmt3 . 2/lg)lg(2_02_22）可溶解的雜質(zhì)或合金元素 溶解原子都能阻礙晶界移動，特別是晶界偏聚現(xiàn)象顯著的元素，其作用更大。一般認為被吸附在晶界上的溶質(zhì)原子會降低晶界的界面能，能拖住晶界使之不易移動 彌散的第二相質(zhì)點對于阻礙晶界移動起著重要的作用。當運動的晶界遷移到第二相質(zhì)點（設為球形）時，第二相質(zhì)點對晶界的移動產(chǎn)生一阻力，拖住晶界使之不向前移動，如果此時處于平衡狀態(tài)，則阻力F的大小必須等于總張力在 方向的分力此處加圖5-60 假定彌散相在晶體中呈均勻分布,

19、單位體積晶體中存在著N個粒子,當單位面積的晶界移動2r距離時，切過體積為2r1,必然會切過2rN個第二相質(zhì)點 單位面積晶界上各粒子對晶界移動所施加的總約束力qqq2sinsincos2bbrrFbNrrNFF2maxmax/22接觸周界晶界能當q45時，此約束力為極大值：brFmax 實際上晶界遷移能力及其所決定的晶粒長大速度，不僅與分散相粒子的尺寸有關，而且與第二相顆粒的彌散度密切相關。 因單位體積晶體中分散相粒子所占體積分數(shù)為： 而晶界移動的驅(qū)動力 當 時，正常晶粒長大就停止，此時晶粒平均直徑成為極限的晶粒平均直徑（Dlim） Nr334jrNrFbbj2322max/_2DPbPFmax

20、/rDbbj232_limj34_limrD4）晶粒間的位向差 晶界的界面能決定于相鄰晶粒間的位相差。小角度晶界的界面能小于大角度晶界的，而驅(qū)使界面移動的力又與界面能及擴散系數(shù)成正比。因此，前者的遷移速度要小于后者。5）熱蝕溝 金屬在高溫下長時間加熱，晶界與金屬表面相交處會產(chǎn)生熱蝕溝（為了達到表面張力互相平衡，通過表面擴散而產(chǎn)生）它存在也影響晶粒長大。 晶粒的異常長大又稱不連續(xù)晶粒長大或二次再結晶，是一種特殊的晶粒長大現(xiàn)象，通常發(fā)生于一次再結晶后經(jīng)正常晶粒長大的基體中。其特點為少數(shù)晶粒迅速長大，使晶粒之間的尺寸差別顯著增大，直到這些迅速長大的晶粒完全接觸為止。 1. 二次再結晶的驅(qū)動力是來自界

21、面能或表面能的降低，而不是來自應變能，所以它比一次再結晶的驅(qū)動力要小的多。2. 二次再結晶并不需要重新形核，它是以一次再結晶后的某些特殊晶粒作為基礎而長大的，因此，嚴格說它是特殊條件下的晶粒長大過程，而非再結晶。3. 只有正常晶粒長大受阻的情況才產(chǎn)生二次再結晶，阻礙正常晶粒長大的主要因素有 a)含有適量夾雜物 b)具有強烈的一次再結晶織構。 4. 二次再結晶的動力學類似于一次再結晶的動力學，也有一孕育期5. 二次再結晶完成時也產(chǎn)生明顯的織構，但它與一次的不同6. 必須超過一最低溫度進行退火時才會發(fā)生二次再結晶。通常最大的晶粒是在加熱溫度剛剛超過這一溫度時得到的，當加熱溫度更高時，得到的二次再結

22、晶晶粒的尺寸反而較小。l 二次再結晶形成的大晶粒在長大到某一臨界尺寸后便迅速長大，這一點不難解釋，因為在初次再結晶的各晶粒中，達到臨界晶體尺寸的晶粒必超過它周圍的晶粒，由于大晶粒的晶界總是凹向外測的，因而晶界總是向外遷移而擴大，結果它就愈長愈大。形成二次再結晶。l 至于大晶粒是怎樣長到臨界尺寸的，一般認為，初次再結晶后，大多數(shù)晶粒具有明顯的織構，但也有一些晶粒具有與這個織構不同位向，其中更有少數(shù)具有特殊的位向，使其晶界的遷移率較高，因而能夠長大到臨界直徑，另一方面，要發(fā)生二次再結晶，還必須有某種阻礙晶粒正常長大的因素存在，如第二相質(zhì)點，一次再結晶織構，熱蝕溝等，只有正常晶粒長大進行得很慢時，二

23、次再結晶才能發(fā)生。一 、再結晶退火后的晶粒大小 Grain Size 取決于 預先變形程度： 退火后晶粒 退火溫度： t 晶粒 若將變形量，退火溫度和再結晶的晶粒大小三者綜合于三維圖上，即得靜態(tài)再結晶圖 在臨界變形量下和二次再結晶階段出現(xiàn)兩個粗大晶粒 It may be used for the preparation for perfect strain-free single crystals。工業(yè)純鋁再結晶 冷變形金屬在再結晶過程中形成的織構稱再結晶織構。它與退火織構不同，因不發(fā)生再結晶的回復退火也能形成基本上與變形織構相同的退火織構。 再結晶織構與原變形織構之間的關系存在一下情況： a

24、) 晶粒取向保持與原有織構一致 b) 原有織構消失而代之以新的織構 c) 原有織構消失不再形成新的織構。l定向形核理論 Oriented Nucleation Theoryl當變形量較大并產(chǎn)生變形織構時，因各亞晶的位向相近，而使再結晶形核具有擇優(yōu)取向 再結晶織構（與原變形織構位向一致）長大 2)定向生長理論 Oriented Growth Theoryl 認為再結晶的晶粒取向大都是無規(guī)則的，只有某些具有特殊位向的晶核才可能迅速向變形基體中長大 再結晶織構。因晶界的移動速度取決晶界兩側晶粒間的位相差，當基體存在變形織構時，其中大多數(shù)晶粒取向是相近的，晶粒不易長大，而某些與變形織構呈特殊位向關系的

25、再結晶晶核，其晶界則具有很高的遷移速度。故發(fā)生擇優(yōu)生長，并通過逐漸吞食其周圍變形基體達到互相接觸，形成與原變形織構取向不同的再結晶織構。 lf.c.c.結構的Cu及Cu合金，不銹鋼在再結晶退火組織中，常在其晶粒內(nèi)部出現(xiàn)片狀孿晶退火孿晶l形成退火孿晶時，在(111)密排面上發(fā)生層錯l退火孿晶的形成機制：晶粒生長過程中形成l當孿晶界面能大角度晶界能時，退火孿晶主要與其層錯能較低有關l通常把在再結晶溫度以上的加工成為 “熱加工”l在再結晶溫度以下又不加熱的加工稱為 “冷加工” Cold working Process l為減小變形抗力和加工動力能耗，其加熱溫度大多控制在固相線以下100-200范圍內(nèi)

26、。l再結晶溫度是區(qū)分冷、熱加工的分界線l此外還有“溫加工”其加工溫度低于再結晶溫度，但高于室溫l前面已談及，冷加工所引起的加工硬化可通過退火使之發(fā)生回復、再結晶等軟化過程來加以消除。l熱加工時由于溫度很高，在變形的同時就會發(fā)生回復和再結晶，因此，硬化過程與軟化過程是同時進行的。l熱加工的回復和再結晶過程比較復雜，按其特征不同，可分為 動態(tài)回復動態(tài)再結晶在變形時，即在溫度和負荷聯(lián)合作用下發(fā)生Dynamic靜態(tài)回復靜態(tài)再結晶在變形停止后，即在無負荷作用下發(fā)生Static亞動態(tài)再結晶 l其中靜態(tài)回復、靜態(tài)再結晶 的變化規(guī)律與上述討論一致，不過它們是利用熱加工余熱來進行，而不需要重新加熱。l熱加工后材

27、料組織和性能取決于軟化作用與強化作用互相抵消的程度。1） 動態(tài)回復時的應力應變曲線特征 應力應變曲線分為三個階段：l微變形階段：應力增大很快，總變形量1l均勻應變階段：斜率逐漸下降，材料開始均勻塑性變形，并發(fā)生加工硬化，同時出現(xiàn)動態(tài)回復。l穩(wěn)態(tài)流變階段：加工硬化與動態(tài)回復作用近于平衡，出現(xiàn)應力不隨應變而增高的穩(wěn)定狀態(tài)，穩(wěn)態(tài)流變的應力受t和 e 影響很大 e1.動態(tài)回復 Dynamic Recoverye 2)動態(tài)回復機制：隨著應變量 ，位錯通過增殖,其密度 ，開始形成位錯纏結與胞狀結構，但由于所處溫度較高，通過以下途徑： 刃型位錯的攀移 螺形位錯的交滑移 位錯纏結的脫釘 新滑移面上異號位錯相遷

28、而發(fā)生抵消 當位錯的增殖速率和消失速率達到平衡時，因而不發(fā)生硬化，曲線轉為水平的穩(wěn)定流變階段et=const sconsteste3）動態(tài)回復時的組織結構 晶粒沿變形方向伸長呈纖維狀，但晶體內(nèi)卻保持等軸亞晶無應變的結構，動態(tài)回復所形成的亞晶，其完整程度，尺寸大小及相鄰亞晶間的位相差，主要取決于變形溫度和應變速率： d:平均直徑 a、b常數(shù) z用溫度修正過的應變率 zbadlg1)/exp(RTQze1）動態(tài)再結晶時的應力-應變曲線特征也分三個階段l微應變加工硬化階段，應力隨應變增加而迅速 Cl穩(wěn)態(tài)流變階段，加工硬化與動態(tài)再結晶軟化達到動平衡 S（發(fā)生均勻變形的應變量） 在低 時，穩(wěn)態(tài)流變曲線出

29、現(xiàn)波動，主要與變形引起的加工硬化和動態(tài)再結晶所產(chǎn)生的軟化交替作用以及周期性變化有關。l當tconst 隨 曲線向上、向右移動 max所對應的l當 const 隨t 曲線向下、左移動 max所對應的 eeel動態(tài)再結晶也是通過形核與長大完成的。l形核方式與及 及由此引起位錯組態(tài)變化有關： 當 較低時，通過原晶界弓出機制形核 當 較高時，通過亞晶合并的長大方式進行eeel 在穩(wěn)態(tài)變形期間，晶粒是等軸的，晶界呈鋸齒狀晶粒內(nèi)還會包含著被位錯纏結所分割的亞晶粒。 這與退火時靜態(tài)再結晶所產(chǎn)生的位錯密度很低的晶粒顯然不同，故同樣晶粒大小的動態(tài)再結晶組織的強度和硬度要比靜態(tài)再結晶的高。l 動態(tài)再結晶后的晶粒大

30、小與流變應力成反比，另 外，應變速率越低，變形溫度越高，則動態(tài)再結晶后的晶粒越大且越完整。l 因此控制 、t 、每道次變形的 應變量、間隔時間 以及冷卻速度等就可以調(diào)整熱加工材料的晶粒和強度。l 此外，溶質(zhì)原子常阻礙動態(tài)回復，而有利于動態(tài)再結晶的發(fā)生，在熱加工時形成彌散分布的沉淀物，能穩(wěn)定亞晶粒，阻礙晶界移動，減緩動態(tài)再結晶的進行，有利于獲得細小的晶粒。el當金屬材料的延伸率達到(500-2000)或更高則稱該材料具有超塑性，實現(xiàn)超塑性的條件：l具有細小等軸晶粒的兩相組織，晶粒直徑10mm，而且在超塑性形變過程中不顯著長大；l超塑性形變要求在一定溫度范圍內(nèi)，一般為 0.5-0.65Tm；l 應較小，通常在0.01-0.0001S1范圍內(nèi)el金屬之所以能顯示超塑性是因為： m為應變速率敏感系數(shù) 室溫一般金屬材料 m=0.01-0.04 m可以從 圖中求得：mKeseslglg12121212,/lg/lglglglglglglglglgeesseesseseseTml 關于超塑性變形的本質(zhì)，多數(shù)觀點認為由晶界的滑動與晶粒的轉動所致，它沒有晶粒的伸長變形。l獲得細晶粒的方法： a)共晶合金 ：經(jīng)熱變形共晶組織發(fā)生再 結晶獲得 b)共析合金 ：經(jīng)熱變形或淬火后獲得 c)析出型合金：經(jīng)熱變形或降溫熱變形 時析出。l超塑形變的組織結構變化具有下