Физические основы пластической деформации

 

Министерство образования и науки Российской Федерации

ФГАОУ ВПО «Уральский Федеральный Университет имени

первого Президента России Б.Н. Ельцина»

Кафедра «Обработка металлов давлением»

 

 

 

 

 

Реферат по дисциплине « Обработка металлов давлением»

Тема: Физические основы пластической деформации

 

 

 

 

Выполнила: Худякова Н.А.

Группа: Мт-330704

Преподаватель: Бурдуковский В.Г.

 

 

 

 

 

 

 

Екатеринбург

2016

Введение

   Обработка металлов давлением основана на пластичности металлов и сплавов.

   Пластичностью называют способность металлов изменять свою форму под  действием инструмента без разрушения. Пластичность металлов и сплавов не является физической характеристикой, а определяется также и условиями деформации. Один и тот же металл или сплав будет иметь в одних условиях большую пластичность, допускающую большие деформации, в других — разрушаться при небольших остаточных изменениях формы. Пластичность металлов и сплавов зависит от химического состава и фазового состояния, структуры, а также от условий — температуры, скорости, степени деформации и механической схемы.

   Технические процессы обработки металлов давлением осуществляются как в холодном, так и в горячем состоянии. Основными механизмами пластической деформации в горячем и холодном состоянии являются: внутризеренное скольжение, двойникование, взаимное перемещение и поворот зерен. При пластической деформации происходит измельчение зерен металла, ориентация зерен вдоль преимущественного направления деформации, искажаются и заклиниваются плоскости скольжения, возникают напряжения между отдельными зернами, частями металла и др.

   Указанные изменения приводят к тому, что пластические характеристики металла или сплава уменьшаются, а прочностные свойства (предел текучести, предел прочности) возрастают. Важно отметить, что при холодной деформации изменения свойств металлов и сплавов накапливаются по мере увеличения степени деформации. Это приводит к тому, что при достижении определенной суммарной деформации металлы и сплавы теряют способность деформироваться пластически, начинают разрушаться.

   Для большинства металлов и сплавов характерно повышение пластических свойств при нагреве. Это позволяет пластически деформировать с повышенными частными обжатиями, которые не могут иметь место при холодной деформации вследствие больших усилий, необходимых для осуществления процесса и невысокой пластичности. Горячей обработкой металлов называется деформация при температуре, превышающей температуру рекристаллизации. Технические процессы горячей обработки давлением стали осуществляются при температуре 1000—1250°С, составляющей (0,7—0,8) Тпл. При горячей обработке давлением одновременно протекают два процесса в деформируемом металле: наряду с упрочнением металла происходит его разупрочнение под влиянием высоких температур.

 

1.Внутризеренная  пластическая деформация

   Внутризеренная пластическая деформация-деформация, протекающая внутри зерен (кристаллов). При температурах ниже эквикогезивной пластическая деформация осуществляется путем сдвига одних частей зерна (кристаллита) относительно других (рис.1).

Рис.1. Изменение формы зерна (кристаллита) в результате деформации при растяжении: а) до деформации

                     б) после деформации

 

   Эти части не только сдвигаются одна относительно другой, но по мере развития деформации они разворачиваются (поворачиваются) осями наибольшей прочности в направлении течения металла (в рассматриваемом на рис.1 случае - в направлении действия растягивающей силы), а зерно вытягивается в том же направлении.

   Наблюдаются две разновидности механизмов сдвига (пластической деформации): скольжение и двойникование.

   Скольжение - основной механизм сдвига (пластической деформации) в металлических материалах. Двойникование в большинстве случаев имеет второстепенное значение. Его роль возрастает, когда скорость приложения напряжений очень велика, в случаях многоосного приложения напряжений и деформирования при низких температурах. 

 

1.1.Деформация скольжением

   Скольжение (смещение) отдельных частей кристалла происходит под действием касательных напряжений, когда эти напряжения в плоскости и в направлении скольжения достигают определенной критической величины (τк).

   Скольжение в кристаллической решетке протекает по плоскостям и направлениям с наиболее плотной упаковкой атомов, где величина сопротивления сдвигу (τк) наименьшая. Это объясняется тем, что в указанных направлениях величина перемещения атома из одного положения равновесия в другое будет минимальной, а расстояние между соседними атомными плоскостями наибольшее, т. е. связь между ними наименьшая.

   В металлах, имеющих кубическую гранецентрированную решетку, к числу которых относятся Fеγ , А1, Сu, Ni и др., скольжение протекает по плоскостям октаэдра (111) и в направлении диагонали грани куба [110]. В кубической объёмноцентрированной решетке ( Fеα,W, Мо, V и др. ) процесс скольжения наиболее легко осуществляется по плоскостям (110) и в направлении в пространственной диагонали куба [111]. Наконец, в металлах, имеющих гексагональную плотноупакованную решетку (Zn, Ве, Мg и др.), скольжение происходит по плоскости базиса (0001) и в направлении [2110].

   Чем больше в металле возможных плоскостей и направлений скольжения, тем выше его способность к пластической деформации. Однако процесс скольжения не следует представлять как одновременное передвижение одной части кристалла относительно другой. Такой сдвиг потребовал бы напряжений, превышающих те, при которых в действительности протекает процесс деформации. Так, например, у монокристаллов железа сдвиг наблюдается при касательном напряжении (критическом сопротивлении сдвигу), равном 29 Мн/м2 (29 кГ/мм2), а наименьшая теоретически вычисленная величина составляет 2300 Мн/м2 (230 кГ/мм2), т. е. почти в 100 раз больше.

   Для алюминия теоретическая величина критического сопротивления сдвигу [1900 Мн/м'2 (190 кГ/мм2)]почти в 500 раз превышает реальную величину критического со­противления [1,2—2,4 Мн/м2 (0,12—0,24 кГ/мм2)], а для меди в 1540 раз.

   Согласно современным представлениям скольжение осуществляется в результате перемещения дислокаций в кристалле.

   Перемещение дислокации через весь кристалл приводит к смещению (сдвигу) соответсвующей части кристалла на одно межплоскостное расстояние. При этом образуется ступенька. Экстраплоскость выйдет на поверхность, что приведет к сдвигу верхней части кристалла на один период решетки над нижней частью. Переход дислокаций из одного положения кристаллической решетки в другое совершается значительно легче, чем переход атомного ряда на то же расстояние. В настоящее время показано, что дислокации могут двигаться по плоскости скольжения в кристаллической решетке при небольших сдвигающих напряжениях.

   Следует иметь в виду, что деформация за счет первичных дислокаций (т. е. образовавшихся в процессе кристаллизации) ограничена. Большие деформации возможны лишь благодаря тому, что движение дислокаций вызывает появление большого  количества новых дислокаций в процессе пластической деформации.

   Как правило, дислокации не могут переходить с одной плоскости скольжения на другую. Если при взаимодействии одних дислокаций с другими или какими-то иными дефектами искажение решетки возрастает, то возрастает сопротивление их передвижению. Поэтому передвижению дислокаций препятствуют всякого рода неправильности в строении кристаллической решетки и другие дислокации. Перемещение дислокаций по пересекающимся плоскостям скольжения, а также наличие дислокаций обратного знака вблизи плоскости скольжения тормозит движение дислокаций. Краевые дислокации одного знака при их движении в своих плоскостях скольжения взаимно отталкиваются, а противоположные по знаку притягиваются.

   При сближении положительных и отрицательных дислокаций происходит их взаимное уничтожение. Этот процесс называется аннигиляцией дислокаций.

 

1.2. Деформация двойникованием

   Деформация двойникованием идет в тех случаях, когда скольжение по тем или иным причинам затруднено. Наиболее часто двойникование наблюдается при низких температурах и высоких скоростях деформации, особенно в металлах с ГП и ОЦК решетками. В чистых ГЦК металлах деформация двойникованием происходит только при отрицательных температурах и высоких скоростях деформации.

   При двойниковании происходит сдвиг одной части кристалла относительно другой вдоль определенной плоскости и направления двойникования. Плоскость двойникования – это обычно кристаллографическая плоскость с малыми индексами, которая является плоскостью симметрии двойникового образования относительно исходного кристалла.

   Наиболее часто двойникование происходит в ГП металлах, где число систем скольжения минимально, особенно при отношении c/a≥1,633. В неблагоприятно ориентированных для базисного скольжения монокристаллах и многих зернах поликристаллов приведенные напряжения сдвига, достаточные для двойникования, оказываются ниже тех напряжений, которые необходимы для небазисного скольжения.

   Часто началу двойникования в ГП металлах предшествует скольжение. Результирующее повышение плотности дислокаций создает концентрацию напряжений в микрообъемах, достаточную для зарождения двойников. Это подтверждается хорошо известными фактами появления двойников при относительно низких напряжениях в поврежденных (например, погнутых) образцах. Иногда, наоборот, при неблагоприятной ориентировке ГП кристалла для базисного скольжения его деформация начинается с двойникования. При этом ориентировка базисных плоскостей может измениться таким образом, что в дальнейшем будет идти деформация скольжением.

   Двойникование по одной плоскости не может обеспечить значительной пластической деформации металла. Это объясняется тем, что смещение атомов в каждой плоскости двойникования происходит только один раз и на доли межатомного расстояния.

   В результате ГП металлы с c/a≥1,633 (Cd, Zn, Mg ), где действует в основном один тип плоскостей двойникования {1012}, не могут сильно деформироваться только за счет двойникования. С увеличением числа действующих плоскостей и направлений двойникования при переходе к ГП металлам с низким отношением c/a (Ti, Zr) величина пластической деформации двойникованием растет.

   При металлографическом исследовании в световом и электронном микроскопах, каждый двойник деформации выявляется в виде двух параллельных полос (следов его пересечения с поверхностью излома, шлифа или фольги).

   Внешне они похожи на двойники отжига, наблюдающиеся в металлах с рекристализованной структурой. Специфичным для двойников деформации является очень малая ширина полос (особенно в ОЦК металлах – обычно меньше 5мкм) и характерные сужения на концах. В поликристалле двойники никогда не переходят из одного зерна в другое. Обычно они заканчиваются внутри зерна, а если доходят до границы, то возникающие в месте этого стыка напряжения могут способствовать появлению двойника в соседнем зерне, где он будет иметь иную ориентировку.

   Механизм зарождения и роста двойников остается предметом дискуссий. В значительной мере это связано с очень высокой скоростью образования двойников (порядка 10-1 от скорости звука), затрудняющей последовательный анализ процесса роста двойников.Из-за высокой скорости двойникования выделение энергии деформации сопровождается характерными звуками. Например, олово и такие ГП металлы, как кадмий и цинк, потрескивают при изгибе.

   Считается, что двойник растет за счет перемещения особых двойникующих дислокаций. Картину пластической деформации двойникованием изучают фактически только на макроуровне, наблюдая уже «готовые» двойники, число которых растет по мере увеличения степени деформации.

   На боковых границах двойника с окружающей матрицей всегда образуется дефект упаковки. Границы эти являются когерентными, т.е. в расположении атомов по обе стороны имеется закономерная связь. Когерентные границы обладают относительно низкой энергией и высокой устойчивостью и сохраняются даже после высокотемпературного отжига. Торцовые границы двойника являются обычно некогерентными. Когерентным границам очень трудно мигрировать, и поэтому двойники растут не в ширину, а в длину и только в результате миграции некогерентных торцовых границ.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

2. Зернограничная пластическая деформация

   Зернограничное проскальзывание – механизм пластической деформации, присущий поликристаллам.

   Пластическая деформация поликристаллических образцов с ГЦК решеткой имеет ряд важных особенностей, но и в них основные элементы картины деформации, рассмотренные на примере монокристаллов, сохраняются. Поликристалл принципиально отличается наличием в его структуре высокоугловых границ. Поликристалл можно рассматривать как совокупность произвольно ориентированных монокристаллов (зерен), отделенных друг от друга высокоугловыми границами. При растяжении такого поликристалла внутри каждого зерна вдали от границ картина на начальных стадиях пластической деформации должна быть такой же, как она была бы, если бы это зерно деформировалось отдельно. Из-за разной ориентации зерен деформация в них начинается не одновременно и развивается неоднородно.

   В первую очередь скольжение идет в благоприятно ориентированных зернах, внутри которых имеется система легкого скольжения, расположенная так, что в ней действуют максимальные касательные напряжения. В этих зернах некоторое время наблюдается типичное легкое скольжение, сопровождающееся появлением длинных тонких линий. Дислокации внутри благоприятно ориентированных зерен на начальных стадиях деформации скользят без больших помех на большие расстояния и многие из них доходят до границ зерен. Последние, как известно, являются эффективными барьерами для дислокаций, которые тормозятся здесь, образуя скопления (рис.2).

Рис.2. Скопления дислокаций у границ зерна

   Вокруг скоплений возникают поля упругих напряжений, которые действуют на границы и прилегающие к ним участки соседних зерен в дополнение к приложенным извне напряжениям. В этих условиях могут начать работать дислокационные источники в приграничных областях. Так происходит эстафетная передача деформации в поликристалле. Деформация начинается, прежде всего в зернах, наиболее благоприятно ориентированных по отношению к действующей нагрузке, т.е. под углом 45°. Возникают максимальные касательные напряжения, вызывающие пластическую деформацию.

   После небольшой степени пластической деформации в отдельных зернах вообще не наблюдаются линии скольжения, т.е. деформация еще не началась, в других – видны параллельные полосы скольжения, характерные для первой стадии, в третьих – наблюдаются пересекающиеся полосы скольжения, – что присуще 2-й стадии упрочнения, в четвертых – волнистые полосы скольжения, свидетельствующие о поперечном скольжении, характерные для третьей стадии упрочнения.

   В латуни кроме линии сдвига образуются двойники, т.е. происходит деформация двойникованием. Двойники в структуре наблюдаются в виде областей, ограниченных параллельными полосами. Следует различать двойники отжига и двойники деформации. В структуре латуни присутствуют и те и другие. Двойники отжига более крупные по размерам и отличаются окраской от зерен, в которых они образовались: двойники деформации - более узкие и мало отличаются по окраске от зерен.

   При дальнейшем увеличении степени деформации число зерен с пересекающимися и волнистыми полосами скольжения увеличивается, вместе с тем наблюдается вытягивание зерен и их разворот в направлении деформации, в результате чего формируется текстура деформации. При больших степенях деформации (ε = 70 – 90%) из-за больших искажений кристаллической решетки травимость микрошлифа внутри и на границе зерна мало отличается, вследствие чего границы зерен плохо различимы, – структура приобретает волокнистое строение. При увеличении степени деформации разница в различных степенях упрочнения отдельных зерен сглаживается, – они деформируются по второй и третьей стадии упрочнения.

   На кривой упрочнения поликристаллического металла стадии упрочнения не так сильно выражены, как на кривой упрочнения монокристалла, особенно первая стадия легкого скольжения. Объясняется это ограничением легкого скольжения границами зерен и быстрым развитием множественного скольжения. Если сопоставлять кривые деформационного упрочнения моно- и поликристалла из одного металла, то легко убедиться, что большая часть этой кривой для поликристалла соответствует напряжениям, которые необходимы для перехода к третьей стадии монокристалла (рис. 3).

Рис.3. Кривая упрочнения моно - и поликристаллических образцов из одного металла

   Если в ГЦК металлах скольжение осуществляется по 12 системам скольжения, то в ОЦК по 48 системам скольжения. Поэтому уже при малых степенях деформации наряду с линейным скольжением, происходит множественное скольжение в пересекающихся плоскостях, а также поперечное, вызванное переходом винтовых дислокаций из одних плоскостей скольжения в другие. В микроструктуре технически чистого железа наблюдается только вытягивание зерен и поворот. При дальнейшем увеличении степени деформации в образцах технически чистого железа происходит все более сильное вытягивание зерен и их дальнейший поворот в направлении деформации. Полосы скольжения в этих образцах не видны. Их можно выявить только после специального травления (рис.4).

Рис.4.Структура технически чистого железа после больших степеней деформаций

 

 

 

 

 

3. Влияние различных  факторов на пластическую деформацию  металлов и их деформационное  упрочнение

   Выше было показано, что пластическая деформация и упрочнение сильно зависят от типа решетки, ориентировки кристалла, способа деформации (скольжением или двойникованием).

   Рассмотрим теперь влияние ряда других важнейших факторов, определяющих существенные особенности деформации и упрочнения чистых металлов и, следовательно, многие их механические свойства.

3.1. Влияние энергии  дефектов упаковки

   Величина энергии дефектов упаковки у металлов с одним типом кристаллической решетки может существенно различаться.

   Известно, что увеличение энергии дефектов упаковки затрудняет расщепление дислокаций, уменьшает ширину полосы дефекта упаковки между частичными дислокациями. Это в свою очередь облегчает поперечное скольжение винтовых дислокаций: чем уже полоса дефекта упаковки, тем легче образуется перетяжка перед переходом в новую плоскость. Разница в легкости поперечного скольжения и определяет различия картин пластической деформации в металлах с разной энергией дефекта упаковки. Чем эта энергия больше, тем раньше (по уровню напряжений и величине деформации) начинается интенсивное поперечное скольжение, дислокации легче обходят различные барьеры. В результате укорачиваются стадии легкого и множественного скольжения, пластическое течение в основном осуществляется в условиях интенсивно развитого поперечного скольжения, снижается коэффициент деформационного упрочнения на III стадии. Соответственно поведению монокристаллов на III стадии меняются кривые деформационного упрочнения поликристаллов. Все эти различия иллюстрирует рис. 5(а), на котором сопоставлены кривые упрочнения меди и алюминия – ГЦК металлов с разной энергией дефектов упаковки.

Рис.5. Сопоставление кривых деформационного упрочнения разных металлов: а- для монокристаллов, б-для поликристаллов

   В металлах с высокой энергией дефектов упаковки редко образуются плоские скопления дислокаций. Линии скольжения на их поверхности получаются волнистыми уже на ранних стадиях деформации. Более четко проявляется фрагментация полос скольжения. Такие металлы, в частности, имеющий ГЦК решетку алюминий и многие ОЦК металлы, более склонны к образованию ячеистой дислокационной структуры после значительной деформации, в то время как в металлах с низкой энергией дефекта упаковки, например в ГЦК (Cu, Ag, Au), дислокации после аналогичной деформации распределяются более равномерно, хотя и в них при определенных условиях возможно формирование ячеистой структуры.

   При низкотемпературной деформации внутри стенок наблюдаются объемные скопления изогнутых дислокаций. Это объясняется их взаимодействием с точечными дефектами, в первую очередь вакансиями, которые в большом количестве образуются при пластической деформации, например при движении винтовых дислокаций с порогами, появляющимися в результате пересечения с другими дислокациями, аннигиляции краевых дислокаций разных знаков и т.д.

Существенно сказывается энергия дефектов упаковки и на пластической деформации двойникованием. Поскольку образование двойниковой границы связано с необходимостью создания дефекта упаковки, уменьшение его энергии увеличивает вероятность двойникования. Зависимость критического напряжения начала двойникования tдв от энергии дефектов упаковки имеет вид:

tдв = γ/b+Gb/2a ,

где b и a – вектор Бюргерса и радиус полупетли двойникующей дислокации.

   Если γ мало, то tдв может с большей вероятностью оказаться меньше критического напряжения сдвига, и пластическая деформация будет осуществляться двойникованием. Действительно, в меди, например, двойники образуются гораздо легче, чем в алюминии.

   Помимо структуры металла (тип решетки, моно- и поликристалл, ширина полосы дефекта упаковки), на картине пластической деформации сильно сказываются внешние условия проведения деформации.

 

3.2. Влияние схемы  напряженного состояния

   Картина деформации и упрочнения при одноосном растяжении относится к наиболее простой схеме напряженного состояния, широко используемой в механических испытаниях и часто реализуемой на практике.

   Применение более сложных схем испытания не должно вызывать качественных изменений. Конечно, при плоских и объемных схемах напряженного состояния обеспечить скольжение дислокаций в одной системе практически невозможно. Стадии же множественного и интенсивного поперечного скольжения будут характеризоваться качественно аналогичными, хотя и еще более сложными картинами линий скольжения и дислокационной структуры. Сохранятся и общие закономерности деформационного упрочнения.

   Изменение схемы напряженного состояния меняет текстуру деформации. Например, при кручении (разноименное плоское напряженное состояние) ГЦК металла текстура соответствует уже направлениям <111> и <110>.

   Схема нагружения может существенно сказываться на пластической деформации двойникованием, особенно металлов с ГП решеткой. Например, если деформировать монокристалл цинка с базисной плоскостью, ориентированной вдоль его оси, то при растяжении двойникование будет идти, а при сжатии нет (такой кристалл при сжатии будет деформироваться сбросообразованием). Если же деформировать монокристалл магния с той же ориентировкой, то картина будет обратная: двойникование идет при сжатии и не идет при растяжении. Причины этих эффектов связаны с особенностями кристаллографии двойникования в ГП кристаллах с разным отношением c/a.

 

3.3. Влияние температуры  деформации

   Основные эффекты влияния температуры при холодной деформации показаны на примере трехстадийного растяжения монокристаллов никеля (рис. 6).

Рис.6. Кривые деформационного упрочнения монокристаллов никеля при разных температурах

   Видно, что подъем температуры холодной деформации приводит к снижению уровня напряжений течения, сокращению первых двух стадий пластической деформации и расширению третьей, уменьшению коэффициента деформационного упрочнения на третьей стадии.

   Уменьшение критического скалывающего напряжения tкр и соответственно уровня напряжений течения на I стадии с повышением температуры – общее явление для металлов с разными решетками. Следует подчеркнуть, что снижение tкр наиболее существенно именно в области низких температур. Например, повышение температуры испытания магния от 100 до 300К приводит к двукратному снижению tкр , в то время как дальнейшее повышение температуры до 600 К уже заметно не сказывается на его tкр .

   Увеличение доли III стадии пластической деформации и уменьшение коэффициента упрочнения на этой стадии с повышением температуры обусловлено облегчением поперечного скольжения. Чем выше температура деформации, тем больше вероятность термической активации дислокаций, заторможенных у барьеров, достаточной для их преодоления. 

   Наиболее важным результатом повышения температуры для поликристаллов является снижение коэффициента упрочнения на III стадии из-за облегчения поперечного скольжения (на I и II стадиях dt/dg также снижается из-за уменьшения модуля сдвига, но эффект невелик). Это приводит к тому, что кривые растяжения поликристаллов при разных температурах могут заметно различаться по коэффициенту деформационного упрочнения и уровню напряжений течения.

   Подъем температуры испытания выше (0,2 – 0,25)Тпл приводит к тому, что успевают более или менее полно проходить процессы возврата. При этом картина пластической деформации серьезно изменяется.

   Процессы термического возврата состоят в устранении неравновесного избытка точечных дефектов и, главное, в перестройке дислокационной структуры, формирующейся при деформации. При самопроизвольной перестройке свободная энергия кристалла должна снизиться, поэтому в результате возврата уменьшается плотность дислокаций, а остающиеся стремятся образовать устойчивые конфигурации, отличающиеся минимальной энергией, например в виде стенок или сеток, являющихся малоугловыми границами. Образование плоских дислокационных границ во время деформации называют динамической полигонизацией в отличие от статической, наблюдаемой при отжиге после деформации.

   Существенная перестройка дислокационной структуры при возврате возможна лишь в условиях активного протекания термически активируемых процессов – поперечного скольжения и особенно переползания дислокаций. Поэтому чем выше температура, тем полнее возврат.

 

   При высокотемпературной деформации перемещение дислокаций происходит под действием одновременно внешних напряжений и температурного воздействия (в отличие от возврата при отжиге после деформации). Здесь дислокации, в том числе краевые и смешанные, а также расщепленные, не привязаны так жестко к «своей» плоскости скольжения, как при низкотемпературной деформации, и могут легко переходить из одной плоскости в другую, выбирая себе самый легкий путь. Это можно рассматривать как проявление дополнительной степени свободы у дислокаций. При таком внешне произвольном и неупорядоченном движении дислокаций увеличивается вероятность их встреч, и поэтому растет, с одной стороны, число случаев их аннигиляции (из-за этого уменьшается плотность дислокаций), а с другой – склонность к образованию регулярных дислокационных структур, для которых характерно объединение большинства дислокаций в малоугловые границы. Такая полигонизованная структура с хорошо сформированными субзеренными границами наблюдается после деформации алюминия, например, уже при комнатной температуре, которая для него равна 0,31Тпл.

   Понятно, что термический возврат приводит к разупрочнению. Таким образом, в процессе деформации при повышенных температурах деформационное упрочнение из-за повышения плотности дислокаций и увеличения эффективности их торможения будет конкурировать с разупрочнением из-за снижения плотности дислокаций и совершенствования дислокационной структуры в результате термического возврата.

   Диапазон температур от 0,2 – 0,25 до 1 по гомологической шкале делится на два интервала, граница между которыми соответствует (0,5 – 0,6) Тпл . Между (0,2 – 0,25) и (0,5 – 0,6) Тпл идет так называемая теплая, а выше (0,5 – 0,6) Тпл – горячая деформация.

   В процессе теплой деформации термический возврат всегда неполный, т.е. число вновь образующихся дислокаций здесь больше, чем число аннигилирующих. Поэтому при теплой деформации, как и при холодной, деформационное упрочнение проходит от начала нагружения и вплоть до разрушения. Трехстадийность упрочнения монокристалла с повышением температуры теплой деформации постепенно полностью устраняется, и деформация практически целиком может быть отнесена к III стадии интенсивно развитого поперечного скольжения и переползания дислокаций. Геометрия кривых упрочнения поликристаллов при переходе от холодной к теплой деформации качественно не меняется, происходит лишь снижение уровня напряжений течения и коэффициента деформационного упрочнения.