第7章 《材料科学》回复与再结晶

*第一节冷变形金属在加热时的变化第二节回复第三节再结晶第四节晶粒长大第五节金属的热变形§7回复与再结晶§7回复与再结晶金属材料冷变形时，其内部的位错、空位、间隙原子等多种点阵缺陷将发生增殖和运动，其结果是点阵缺陷密度增大并排列成高能量的组态。产生的结果是：①使金属内部组织结构及一系列与上述点阵缺陷有关的物理、力学等性能较冷变形前发生明显变化。②使金属变形时所消耗能量的一部分（不超过总消耗的百分之几）以点阵缺陷所具有的应变能储存于金属内部。变形储存能：冷变形时储存于金属内部的能量。§7.1冷变形金属在加热时的变化§7.1.1显微组织的变化冷变形后金属在加热时，其组织和性能会发生变化，根据观察可以将这个过程分为回复、再结晶和晶粒长大三个阶段：回复阶段：新的无畸变晶粒出现前所产生的亚结构和性能变化的阶段，在金相显微镜中无明显变化；再结晶阶段：无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的过程；晶粒长大阶段：再结晶结束后晶粒的长大过程。§7.1冷变形金属在加热时的变化§7.1.2性能的变化①回复阶段：冷变形强化效果仍能大部分保留。②再结晶阶段：强度、硬度明显下降，塑性升高，冷变形强化效果丧失，金属软化。③晶粒长大阶段：强度、硬度继续下降,塑性继续提高，粗化严重时塑性也下降。①密度:在回复阶段变化不大，在再结晶阶段急剧升高；②电阻：电阻在回复阶段可明显下降。（1）力学性能（2）物理性能各阶段性能变化示意图①回复阶段：内应力部分消除；②再结晶阶段：内应力全部消除。（3）内应力的变化§7.1冷变形金属在加热时的变化§7.1.3储存能的释放冷变形阶段形成的储存能使金属处于亚稳态，在退火阶段组织和性能的变化过程既是储存能的释放过程。储存能是变形金属加热时发生回复与再结晶的驱动力。曲线对比表明：①回复阶段时各材料释放的储存能量均很小。②不纯金属及合金在再结晶前的回复阶段，储存能释放的较多。③杂质或合金元素对基体金属再结晶过程存在推迟作用。图变形金属退火过程中的能量释放纯金属不纯金属合金§7.2回复§7.2.1回复过程中微观结构的变化机制回复：冷变形金属在加热时，其光学显微组织未发生改变前的晶体缺陷运动过程。回复的驱动力：弹性畸变能的降低。（1）低温回复（温度：0.1Tm~0.3Tm）在低温加热时，冷变形金属的回复与空位、间隙原子等点缺陷的运动有关，这些运动主要有两种情况：①点缺陷迁移至晶界、表面、位错处而消失；②空位和间隙原子相遇对消。根据回复阶段加热温度及内部结构变化特征、机制不同，将其分为三类：因此，金属中的点缺陷密度明显降低。点缺陷运动§7.2回复§7.2.1回复过程中微观结构的变化机制（2）中温回复（温度：0.3Tm～0.5Tm）中温加热时，冷变形金属的回复仍与点缺陷的运动有关，但由于回复温度的升高，金属中原来运动受阻的位错因热激活重新开始滑移并成为中温回复的主要机制。其主要表现有两种：①同一滑移面上的异号位错相遇而抵销②亚晶规整化，位错胞（缠结）位错滑向胞壁异号位错对消胞壁较窄、清晰亚晶界形成位错滑移因此，金属中的位错密度降低。§7.2回复§7.2.1回复过程中微观结构的变化机制（3）高温回复（温度：>0.5Tm）由于高温加热对位错的热激活进一步加强，变形金属的回复机制主要与位错的攀移运动有关。同一滑移面上的同号刃型位错在本身弹性应力场作用下，发生攀移运动，最终通过滑移和攀移使得这些位错从同一滑移面变为在不同滑移面上竖直排列的位错墙，如图所示，以降低总畸变能。图回复过程中的位错攀移与滑移图为经弯曲变形的单晶体产生高温回复多边化过程的示意图。图a为弯曲变形后滑移面上存在的同号刃型位错塞积群；图b为高温问复时，按攀移与滑移模型，沿垂直于滑移面方向排列并具有一定取向差的位错墙(小角度亚晶界)以及由此所产生的亚晶（回复亚晶），即多边化结构。图位错在多边化过程中重新分布§7.2回复§7.2.1回复过程中微观结构的变化机制多边化----高温回复阶段，刃型位错通过攀移和滑移而形成低能排列方式的过程。ab§7.2回复§7.2.2回复动力学在回复阶段，材料性能的变化是随温度和时间的变化而变化的，图所示就是相同变形程度多晶体铁在不同温度下的回复动力学曲线。图中纵坐标为余应变硬化率(1－R)。R为屈服应力回复率，其中σm、σr和σ0分别代表变形前、变形后以及回复后的屈服应力。显然，屈服应力回复程度R愈大，则剩余应变硬化率(1－R)越小。特点：图同一变形度的Fe在不同温度等温退火后的性能变化曲线①无孕育期；②开始变化快，随后变慢；③长时间处理后，性能趋于一平衡值；④加热温度越高，回复程度也越高；⑤变形量越大，初始晶粒尺寸越小，有助于加快回复速率。回复特征通常可用一级反应方程来表达，即：§7.2回复§7.2.2回复动力学式中t为恒温下的加热时间，x为冷变形导致的性能增量经加热后的残留分数，c为与材料和温度有关的比例常数，c值与温度的关系具有典型的热激活过程的特点：式中Q为激活能，R为气体常数(8.31×10-3J/mol·K)，c0为比例常数，T为绝对温度。将式7.2代入方程7.1中并积分，以x0表示开始时性能增量的残留分数，则得：（7.1）（7.2）（7.3）（7.4）说明：与其它热激活过程一样，回复的速度随温度升高而增大。如果采用两个不同温度将同一冷变形金属的性能回复到同样程度，则有：----冷变形金属的回复过程能使内应力得到很大程度的消除，同时又能保持冷变形强化状态。§7.2回复§7.2.2回复动力学§7.2.3去应力退火回复退火的应用①回复机制与性能的关系----内应力降低:弹性应变基本消除;硬度、强度下降不多：位错密度降低不明显，亚晶较细；----电阻率明显下降：空位减少，位错应变能降低。②去应力退火----降低应力（保持加工硬化效果），防止工件变形、开裂，提高耐蚀性。§7.3再结晶§7.3.1再结晶的形核及长大再结晶：经冷变形的金属在足够高的温度下加热时，通过新晶粒的形核及长大，以无畸变的等轴晶粒取代变形晶粒的过程。（再结晶是一个显微组织彻底改组、变形储能充分释放、性能显著变化的过程。）形核的两种方式：晶界凸出形核、亚晶形核。（1）晶界凸出形核----晶核伸向小位错胞晶粒(畸变能较高区域)内对于变形程度较小的金属（一般小于20%），再结晶晶核往往采用凸出形核机制生成，如图所示。图晶界弓出形核原因：当变形度较小时，变形在各晶粒中往往不够均匀，处于软取向的晶粒变形较大。*§7.3再结晶§7.3.1再结晶的形核及长大若界面由I向II推进，则：当α>π/2时，晶界可以自发生长，因此，凸出形核所需的能量条件为：ΔE>2σ/L如图所示，设A、B为两相邻晶粒，其中由于B晶粒变形时处于软取向，因此变形程度也大于A晶粒，其形变后位错密度高于A晶粒，在回复阶段所形成的亚晶尺寸也较小。为降低系统能量，在再结晶温度下，晶界某处可能向B晶粒侧弓出，并吞食B中亚晶，形成缺陷含量大大降低的晶核。图晶界凸出形核模型ΔE-单位体积A、B相邻晶粒储存能差；ΔA-增加的晶界面积。可见，并非晶界上任何地方都能够凸出形核，只有能量满足一定条件才可能。§7.3再结晶§7.3.1再结晶的形核及长大某些取向差较小的相邻亚晶界上的位错网络通过解离、拆散并转移到其它亚晶界上，导致亚晶界的消失而形成亚晶间的合并，同时由于不断有位错运动到新亚晶晶界上，因而其逐渐转变为大角度晶界，它具有比小角度晶界大得多的迁移速度，从而成为再结晶晶核，如图所示。（2）亚晶形核机制对冷变形量较大的金属，再结晶晶核往往采用亚晶形核机制生成。原因：形变量较大，晶界两侧晶粒的变形程度大致相似，因此弓出机制就不显著了。这时再结晶直接可借助于晶粒内部的亚晶作为其形核核心。1）亚晶合并机制图亚晶合并形核机制§7.3再结晶§7.3.1再结晶的形核及长大某些取向差较大的亚晶界具有较高的活性，可以直接吞食周围亚晶，并逐渐转变为大角晶界，实际上是某些亚晶的直接长大，如图所示。2）亚晶直接长大机制图亚晶直接长大形核机制*§7.3再结晶§7.3.1再结晶的形核及长大以凸出方式形成的再结晶核心，一旦超过临界半径，便自发向高畸变能的晶粒中生长；以亚晶机制形成的再结晶核心，一旦形成大角晶界，就可以迅速迁移生长。（3）再结晶晶核的长大晶界迁移的驱动力：主要是相邻晶粒间的畸变能差。注：再结晶不是相变过程。§7.3再结晶§7.3.2再结晶动力学①再结晶过程存在着孕育期；②开始时再结晶速度很小，然后逐渐加快，再结晶分数约50%时达到最大，然后逐渐降低；③温度越高，最再结晶转变速度越快。再结晶动力学曲线如图所示的“S”形特征（为Fe-0.03C-0.5Mn-0.19Nb合金冷轧80%）。图中纵坐标表示已再结晶晶粒分数，横坐标表示保温时间。图同一变形度的Fe在不同温度等温退火后的再结晶曲线（1）特点：（2）描述：（QR-再结晶激活能；R-气体常数；A-比例常数；T-绝对温度）再结晶速度与温度的关系：由于：v再∝1/t，所以：在两个不同温度T1、T2等温退火，产生同样程度的再结晶所需的时间分别为t1、t2，则：*(1)理论再结晶温度----冷变形金属开始进行再结晶的最低温度。§7.3再结晶§7.3.3再结晶温度(再结晶在0.5～1h内完成时)工业纯金属：T再＝(0.35～0.45)Tm。测定 方法 快递客服问题件处理详细方法山木方法pdf计算方法pdf华与华方法下载八字理论方法下载 ：硬度法金相法（2）实际再结晶温度----经过较大冷变形（变形量>70%）的金属，在1h内能够完成再结晶（或再结晶体积分数>95%）的最低温度。注：实际再结晶退火温度一般比上述温度高100～200℃。经验公式高纯金属：T再＝(0.25～0.35)Tm。合金：T再＝(0.4～0.9)Tm。再结晶不是一个恒温过程，它是自某一温度开始，在一个温度范围内连续进行的过程。§7.3再结晶§7.3.4影响再结晶的因素（1）退火温度----温度越高，再结晶速度越大。（2）变形量----变形量越大，再结晶温度越低；随变形量增大，再结晶温度趋于稳定；变形量低于一定值，再结晶不能进行。（3）原始晶粒尺寸----晶粒越小，驱动力越大；晶界越多，有利于形核。（4）微量溶质元素-----阻碍位错和晶界的运动，不利于再结晶。（5）第二分散相----间距和直径都较大时，提高畸变能，并可作为形核核心，促进再结晶；直径和间距很小时，提高畸变能，但阻碍晶界迁移，阻碍再结晶。§7.3再结晶§7.3.5再结晶晶粒大小的控制（G-长大速率；再结晶晶粒的平均直径d可用下式表示：凡影响形核率及长大速度的因素都对再结晶完成后的晶粒大小产生作用一般情况下，总是希望晶粒细小。-形核速率；k-常数）（1）预先变形度①当变形程度很小时，晶粒尺寸与原始晶粒相当。②当变形程度继续增加至某一量时（一般在2%－8%），晶粒尺寸特别粗大，这一变形度常称为临界形变量。③当变形量继续增大后，再结晶后晶粒不断细化。§7.3再结晶§7.3.5再结晶晶粒大小的控制（2）原始晶粒尺寸再结晶退火温度对晶粒度的影响提高退火温度，再结晶后的晶粒粗大；退火温度越高，临界变形度越小，晶粒粗大。增加储存能，阻碍晶界移动，有利于晶粒细化。晶粒越小，驱动力越大，形核位置越多，使晶粒细化。（3）微量溶质原子和杂质（4）退火温度§7.4再结晶后的晶粒长大按照其长大过程的特征，分为两类：1）正常长大：大多数晶粒长大速率相差不多，几乎是均匀长大。2）反常长大（二次再结晶）：少数晶粒突发性的、不均匀的长大。再结晶完成后，若继续升高加热温度或延长保温时间，将发生晶粒长大，这是一个自发的过程。580ºC保温8秒后的组织580ºC保温15分后的组织700ºC保温10分后的组织图黄铜再结晶后晶粒的长大晶粒长大的驱动力：晶粒长大后总的界面能的降低（界面能差）。§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.1晶粒正常长大长大方式：以大角度晶界迁移、晶粒相互吞食的方式进行。（1）晶粒的长大方式原子穿过晶界扩散晶界迁移方向再结晶完成后，新等轴晶已完全接触，形变储存能已完全释放，但在继续保温或升高温度情况下，仍然可以继续长大。§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.1晶粒正常长大（2）晶粒长大的驱动力设有一段园柱晶面面积元其曲率半径为r，长为l，晶界张力为（晶界能）为σ，界面两侧的平衡条件为：(Δp-界面两边的压力差，Δp=p凹-p凸)当界面变成平直(Δp=0)时，界面不再迁移。因为dθ很小，sin（dθ/2）≈dθ/2Δp=σ/r所以：Δp=σ(1/r1+1/r2)对于一般曲面界面：对于球面界面，r1=r2=r；Δp=2σ/r。（3）晶粒的稳定形状1)两个条件：②界面张力平衡:其中φ1，φ2，φ3分别是晶粒1，2和3之间的二面角。γ12，γ23，γ31是晶粒1/2，晶粒2/3和晶粒3/1之间界面的晶界能。§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.1晶粒正常长大①Δp=0（界面为平面）；图三个晶界相交于一直线大角度晶界，界面能为常数，γ12=γ23=γ31，φ1=φ2=φ3=120°2）趋势：①边数为6的二维晶粒，晶界为直线，夹角为120°；②边数大于6的二维晶粒，晶界向内凹，夹角趋120°；③边数小于6的二维晶粒，晶界向外凸，夹角趋于120°。§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.1晶粒正常长大（3）晶粒的稳定形状§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.1晶粒正常长大（4）影响晶粒正常长大的因素①温度②分散相微粒③微量溶质或杂质④晶粒间位向差⑤表面热蚀沟：金属薄板经高温长时间加热时，在晶界与板面相交处，为了达到表面张力间的互相平衡．将会通过表面扩散而产生。§7.4.2晶粒的反常长大（二次再结晶）产生的主要原因：组织中大多数晶粒边界比较稳定或被钉扎而只有少数晶粒边界易迁移。二次再结晶对材料性能有害，但也有有利用价值的一面。图金属薄板表面热蚀沟§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.2晶粒的反常长大二次再结晶的一般规律①二次再结晶中形成的大晶粒不是重新形核后长大的，是某些特殊晶粒的继续长大。②二次再结晶开始之前，有一个孕育期。③二次再结晶完成以后，有时也有明显的织构。和初次再结晶得到的织构明显不同。④要发生二次再结晶，加热温度必须在某一温度以上。⑤二次再结晶的驱动力也是晶界能。晶粒的异常长大一般是在晶粒正常长大过程被分散相粒子、结构或表面热蚀沟等强烈阻碍情况下发生的。图Mg-3Al-0.8Zn合金退火组织a正常再结晶，b晶粒长大，c二次再结晶*各向异性织构明显优化磁导率对组织和性能的影响性能不均晶粒大小不均降低强度和塑韧性晶粒粗大提高表面粗糙度§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.2晶粒的反常长大§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.3再结晶退火及其组织控制作用：消除冷变形金属的加工硬化及内应力。（1）再结晶退火恢复变形能改善显微组织消除各向异性提高组织稳定性再结晶温度：T再＋100～200℃。----将冷变形的金属加热到再结晶温度以上，保温一定时间后，缓慢冷却至室温的过程。（2）再结晶组织1）再结晶图----用三维图形表示的退火温度、冷变形程度对再结晶晶粒大小的影响。§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.3再结晶退火及其组织控制图再结晶退火温度及变形量与再结晶后晶粒尺寸的关系工业纯铝的再结晶图存在两个粗晶区：①临界变形度区域；②二次再结晶区域。再结晶全图对于控制冷变形后退火的金属材料的晶粒尺寸有很好的参考作用。2）再结晶织构:§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.3再结晶退火及其组织控制择优生长（特殊位向的再结晶晶核快速长大）----冷变形金属在再结晶过程中形成具有择优取向的晶粒称为再结晶织构。再结晶织构形成理论：择优形核（沿袭形变织构）择优形核理论认为，当变形量较大的金属组织存在变形织构时，由于各亚晶的位向相近，而使再结晶形核具有择优取向，并经长大形成与原有织构相一致的再结晶织构。择优长大理论认为，尽管金属中存在着强烈的变形织构，但是其再结晶晶核的取向大都是无规则的，只有某些具有特殊位向的晶核才可能迅速向变形基体中长大，即形成了再结晶织构。再结晶织构对材料加工性能有害，但也有有利用价值的一面。图1退火孪晶产生原因：晶界迁移出现层错形成的。§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.3再结晶退火及其组织控制(3）退火孪晶:在滑移受阻的情况下，晶体有可能采取孪生的方式进行塑性变形，形成所谓的形变孪晶。在再结晶退火过程中，一些不易产生形变孪晶面心立方金属，如铜合金、奥氏体不锈钢、镍基合金等经冷变形退火后，会出现如图所示的退火孪晶。图2形成退火孪晶时{111}面上的堆垛次序在面心立方金属密排面{111}由正常堆垛顺序ABCABCABC变为ABCBACBACABC，如图2所示。其中，C和A两面为共格孪晶界面，其间的晶体则构成一退火孪晶带。AB一般认为，退火孪晶是在晶粒生长过程中形成的，如图所示，当晶粒通过晶界迁移而生长时，若原子层在晶界角(111)面上的堆垛顺序偶然发生错堆，则出现一共格的孪晶界面T。该孪晶界面在大角晶界不断迁移的长大过程中，若原子再次在(111)面上发生错堆而恢复正常堆垛顺序，则又形成第二个共格孪晶界面T'，即构成了一个退火孪晶带。§7.4再结晶后的晶粒长大§7.4.3再结晶退火及其组织控制图9.73退火孪晶的形成在孪晶界面能远小于大角晶界能的条件下，某些金属与合金再结晶退火时所发生的退火孪晶，主要与其层错能较低有关。§7.5金属的热变形热加工过程的回复和再结晶过程比较复杂，按其特征不同，可分为五种形式：热变形与冷变形的区别：一般地，以加工过程中所处温度是否高于再结晶温度区分。严格地说，热变形是指金属在应变硬化速率等于其软化速率温度以上的变形。热加工----在再结晶温度以上的加工过程，硬化过程与软化过程同时进行。冷加工----在再结晶温度以下的加工过程，发生加工硬化。利用热加工的余热来进行，而不需重新加热。热加工温度：T再