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结果与讨论

腔形核和裂纹萌生

显示了各种应变水平下的拉伸曲线。在变形的初始阶段，应力迅速增加直到达到40 MPa，然后逐渐逐渐变得平缓。当应变达到0.54时，应力达到最大值。超过此水平，应力将随着应变的增加而急剧下降。显示的实验断裂应变为。
颈缩现象是当施加的负荷最大化时在样品的局部区域中发生的显着收缩。如所示，随着应变的增加，颈缩变得越来越明显。当应变达到0.54时，应力峰值出现在拉伸样品中。研究表明，在拉伸试验中出现此应力峰值后，材料开始失效。样品中形成微裂纹，肉眼观察到颈缩。一旦开始形成微裂纹，额外的外部应力就会导致宏观裂纹的发展，并最终导致材料断裂和破坏。当应变达到0.6时，样品表面开始出现明显的宏观裂纹。当应变达到0.8时，颈缩非常严重。尽管此时没有在样品中形成明显的裂纹，但如观察到的微观结构所证明的那样，裂纹在样品中的传播非常严重。随着压力持续增加，
 

在对35CrMo钢样品进行轴向线切割后，观察了热变形区的显微组织，以进一步了解高温塑性变形裂纹的萌生和传播机理。

当应变达到0.2并开始高温塑性变形时，一些奥氏体晶粒开始生长。但是，该应变还不足以产生大的微裂纹。当应变达到0.4时，晶粒的生长要比0.2应变时的晶粒长得多，并且在微观结构中会出现一些微小的空隙。当应变达到0.54时，出现应力峰值。晶粒在轴向方向上拉长，并且许多晶粒显着生长。因为变形量小，所以形成的重结晶核的数量少，并且开始形成微小的空隙。表明在空核和生长过程中发生了重结晶。另外，当应变增加到0.6时，在晶界发生明显的重结晶成核。同时，空隙成核并主要在轴向上形成。当应变增加到0.8时，空隙会进一步增长，并且所有的重结晶都发生在热影响区。当空隙增长并会聚时，应变达到0.97，并且样品经历轴向拉伸应力断裂。
 

3.2。异相对空隙引发的影响

通过高温热拉伸和缩颈过程，可以确定组织分析。在35CrMo钢的晶界处不发生裂纹成核和萌生，而是在晶粒内部发生。由于高温和高应变速率，在晶粒的异相附近出现高位错密度。这导致位错密度增加，从而容易积聚其产物。随着位错积累的增加，空洞会形核，随着空洞生长引起的应变和应力集中的增加，晶界处会形成裂纹。
 

不同应力三轴性的流变行为和断裂应变

示出了35CrMo钢在不同温度和0.5 s ^-1应变速率下的缺口半径的真实应力-应变曲线。在拉伸变形开始时，应力增长非常迅速。当达到应变时，流变应力缓慢增加。当拉伸曲线达到一定的应变时，材料中空隙的产生和积累会迅速削弱材料的抗变形能力，流变应力会急剧下降，直到发生材料断裂。

使用SEM观察断裂，以调查和评估空隙成核机理。生成的图像如所示。钢水中的夹杂物主要由各种脱氧剂（如FeSi，Al和SiMn）和精炼剂（如CaF ₂和NaCl）组成，它们被氧化为Al ₂ O ₃，SiO ₂，MnO，Al ₂ O ₃ -SiO ₂–冶炼过程中–MnO和Ca化合物。这些内源性夹杂物也可以在随后的固化阶段形成次级脱氧产物。这些脱氧的氧化物在随后的冷却过程中可能无法从铸锭中沉淀出来，从而形成夹杂物。夹杂物颗粒通过能量色散X射线光谱法（EDS）分析。如所示，35CrMo钢中的夹杂物主要是内源的。Ca和Al的合金元素被氧化形成夹杂物，例如Ca化合物和Al ₂ O ₃。在热处理和热处理过程中，它们对铸锭的机械性能，可塑性，韧性和疲劳极限的影响非常明显。这些夹杂物会导致应力集中和微裂纹形成，从而导致铸锭失效。因此，在35CrMo钢锭熔化过程中，应严格限制使用含Al的脱氧剂和相关的含Ca的精炼剂。
 

显示了具有不同缺口半径的试样在850°C时的真实应力-真实应变曲线。如，应力更快地达到其峰值，并且随着切口半径的减小，峰值应力增大。换句话说，具有较高应力三轴性的样品较早达到最大应力，并且峰值应力值高于具有较低应力三轴性的样品。另外，当达到峰值应变时，应力-应变曲线在高应力三轴性的条件下迅速减小，并且在较低应变水平的条件下发生断裂。这种现象不仅与材料在拉伸过程中的应力状态有关，而且与基体中的再结晶程度和位错an灭的程度有关。随着拉伸温度的升高，曲线的总应变范围几乎没有差异。此外，峰值应力逐渐减小。分析表明，在低应力三轴性条件下，试样变形均匀，变形中积累的能量更充分地用于显微组织的转变。例如，在高拉伸温度下，再结晶晶粒的形核和生长以及高能边界活性的增强为位错消除提供了有利条件。因此，低应力三轴性和高拉伸温度有利于降低流变性，并增加断裂应变。

高温下的断裂应变值是反映材料塑性变形的重要指标。切口半径和温度对断裂应变的影响如所示。在相同的拉伸变形温度下，随着切口半径的减小，断裂应变减小，也就是说，在相同的应力条件下，应力水平的增加对应于材料可塑性的降低，并且材料更容易断裂。在相同的应力状态下，随着拉伸变形温度的升高，35CrMo钢的断裂应变增加，塑性增加，抗断裂变形性增强。
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