第章回复与再结晶.ppt

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1、第8章 回复与再结晶,经塑性变形的材料具有自发恢复到变形前低自由能状态的趋势。 当冷变形金属加热时会发生回复、再结晶和晶粒长大等过程。 了解这些过程的发生和发展规律，对于改善和控制金属材料的组织和性能具有重要的意义。,8.1.1 微观组织的变化 冷变形后材料经重新加热到0.5Tm进行退火之后，其组织和性能会发生变化。观察在不同加热温度下变化的特点可将退火过程分为回复、再结晶和晶粒长大三个阶段。,8.1 变形金属及其合金在退火过程中的组织与性能变化,回复是指新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性能变化的阶段； 在回复阶段，由于不发生大角度晶界的迁移，所以晶粒的形状和大小与变形态的相同，仍保持着

2、纤维状或扁平状，从光学显微组织上几乎看不出变化。,8.1.1 微观组织的变化,微观组织的变化,（a）黄铜冷加工变形量 b）经580C保温3秒后的组织 达到CW38后的组织,微观组织的变化,再结晶是指出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的过程； 在再结晶阶段，首先是在畸变度大的区域产生新的无畸变晶粒的核心，然后逐渐消耗周围的变形基体而长大，直到形变组织完全改组为新的、无畸变的细等轴晶粒为止。,微观组织的变化,微观组织的变化,（c）580C保温4秒后的金相组织 （d）580C保温8秒后的金相组织,微观组织的变化,晶粒长大是指再结晶结束之后晶粒的继续长大。 在晶界表面能的驱动下，新晶粒互相吞食而长

3、大，从而得到一个在该条件下较为稳定的尺寸,微观组织的变化,微观组织的变化,（e）580C保温15分后的金相组织 （f）700C保温10分后晶粒长大的的金相组织,微观组织的变化,1、储存能的变化 冷变形时，外力所做的功一小部分储存在金属内部，成为储存能。 当冷变形金属加热原子运动能力增能量高的原子向低能量位置迁移，引起应力松弛储能就被释放出来。,回复阶段时各材料释放的储存能量均较小，再结晶晶粒出现的温度对应于储能释放曲线的高峰处。,8.1.2 储能的释放 与性能的变化,曲线A为纯金属，曲线B,C为合金。 峰值开始出现对应再结晶开始温度，在此之前为回复。 纯金属回复期释放的能量少，合金C最多。,储

4、存能的变化,储存能的释放使金属的对结构敏感的性质发生不同的变化。 （1）强度与硬度： 回复阶段的硬度变化很小，约占总变化的15，而再结晶阶段则下降较多。 可以推断，强度具有与硬度相似的变化规律。,上述情况主要与金属中的位错机制有关，即回复阶段时，变形金属仍保持很高的位错密度，而发生再结晶后，则由于位错密度显著降低，故强度与硬度明显下降。,2、性能的变化,（2）电阻 变形金属的电阻在回复阶段已表现明显的下降趋势。因为电阻率与晶体点阵中的点缺陷（如空位、间隙原子等）密切相关。点缺陷所引起的点阵畸变会使传导电子产生,散射，提高电阻率。它的散射作用比位错所引起的更为强烈。因此，在回复阶段电阻率的明显下

5、降就标志着在此阶段点缺陷浓度有明显的减小。,性能的变化,（3）内应力：在回复阶段，大部或全部的宏观内应力可以消除，而微观内应力则只有通过再结晶方可全部消除。 （4）亚晶粒尺寸：在回复的前期，亚晶粒尺寸变化不大，但在后期，尤其在接近再结晶时，亚晶粒尺寸就显著增大。,性能的变化,性能的变化,（5）密度：变形金属的密度在再结晶阶段发生急剧增高，显然除与前期点缺陷数目减小有关外，主要是在再结晶阶段中位错密度显著降低所致。,（6）储能的释放：当冷变形金属加热到足以引起应力松弛的温度时，储能就被释放出来。回复阶段时各材料释放的储存能量均较小，再结晶晶粒出现的温度对应于储能释放曲线的高峰处。,8.2 回复,

6、回复阶段储存能释放谱可见三个小峰，说明恢复阶段加热温度不同，回复机理也不同。习惯上用约化温度来表示加热温度的高低。 约化温度：用绝对温度表示的加热温度与熔点之比，TH=T/Tm。 0.10.5 为高温回复,一般认为是点缺陷和位错在退火过程中发生运动，从而改变了它们的组态和分布。 a低温回复 低温时，回复主要与点缺陷的迁移有关。 通过空位和间隙原子移动到晶界或位错处消失 空位与间隙原子相遇复合 空位集结成空位对或空位片，使点缺陷密度大大下降。,8.2.1 回复机制,b中温回复 主要机制: 位错滑移导致位错重新组合； 异号位错会聚而互相抵消及亚晶粒长大。 加热温度稍高时，原子活动能力增强，位错可以

7、在滑移面上滑移或交滑移，使异号位错抵消，位错密度下降，位错缠结内部重新组合排列组合，使晶界规整化。,回复机制,c. 高温回复 回复机制是包括攀移在内的位错运动和多边化，以及亚晶粒合并。 多边化的驱动来自应变能的下降。 多边化产生的条件: (1) 塑性变形使晶体点阵发生弯曲。 (2) 在滑移面上有塞积的同号刃型位错。 (3) 需加热到较高温度使刃型位错能产生攀移运动。 多晶体亚晶形成过程：多系滑移位错缠结位错胞位错网亚晶界（图8.4）,回复机制,a） 位错的运动 塑性变形使平行的同号位错在滑移面上塞集，晶体点阵发生弯曲，所增值的位错杂乱分布。 b） 亚晶粒的形成和多边化 在较高温度下刃型位错通过

8、攀移和滑移改变为能量较低的沿垂直滑移面方向排列成位错墙，形成小角度晶界，将原来的一个晶粒分割成许多位向稍有差异的亚晶粒，这一过程也称之为多边化过程。 c） 亚晶粒的合并和亚晶归正化 多边化完成后，亚晶可以在位错的滑移、攀移以及交滑移后，通过图8.4b中Y结点的移动实现亚晶粒的合并和长大。,回复机制,回复机制,通过以上几种回复机制，使： 缺陷数目下降 除位错相互堙没外，还使位错从滑移面转入亚晶界，降低位错密度，形成低能态位错组态。 使亚晶粒尺寸长大，亚晶粒间位向差变大。,回复机制,1、回复动力学曲线 研究回复动力学可以了解冷变形金属在回复过程中的性能、回复程度与时间的关系。如图所示为多晶铁的回复

9、动力学曲线， 1-R 为剩余加工硬化分数,1-R=（srsm）/(sms0） sr为回复后的屈服强度 sm为冷变形后的屈服强度 s0充分退火后的屈服强度。,8.2.2 回复动力学,（1）回复过程没有孕育期，随着退火的开始进行，发生软化。 （2）在一定温度下，初期的回复速率很大，以后逐渐变慢，直到最后回复速率为零。 （3）每一温度的回复程度有一极限值，退火温度越高，这个极限值也越高,而达到此极限所需时间则越短。 （4）回复不能使金属性能恢复到冷变形前的水平。,2. 回复动力学特点,假设变形造成的缺陷密度为Cd，则： 1-R=BCd 两边求导可得二则的变化速率： 回复时，缺陷的运动为一个热激活过程

10、，故： 两式合并得 积分得： C为积分常数。 可以看出，回复阶段性能随时间而衰减，服从指数规律。,3.回复动力学方程,如果在不同温度下回复得相同程度，则1-R为常数，将上式两边取自然对数得： lntC+Q/RT 式中C为常数，将lnt1/T作图，可得到直线，由直线斜率可求得回复过程的激活能。 Q=Rm。 由于回复机制不同，回复各阶段的激活能不同。 实验表明，短时回复激活能接近于空位迁移能，长时间回复与铁的自扩散激活能相近。 有人认为：回复开始以空位迁移为主，后期以位错攀移为主。,回复动力学方程,8.2.3 回复退火的应用,主要用作去应力退火，使冷加工金属在基本上保持加工硬化的状态下降低其内应力

11、，以稳定和改善性能，减少变形和开裂，提高耐蚀性。 回火温度越高，回复速度越快，加工硬化残余分数越小。,8.3 再结晶,冷变形后的金属加热到一定温度后，在原来的变形组织中产生无畸变的新晶粒，而且性能恢复到变形以前的完全软化状态，这个过程称为再结晶，其驱动力为冷变形时所产生的储能。,8.3.1 再结晶的形核和长大机制,一、形核 再结晶的形核和长大机制目前还存在争议，根据变形量的不同，人们提出了不同的形核和长大机制。 1、小变形量的弓出形核机制 对于变形程度较小（一般小于20）的金属，其再结晶核心多以晶界弓出方式形成，即应变诱导晶界移动或称为凸出形核机制。,由于变形不均，相邻晶粒的位错密度相差较大，

12、此时一小段会向位错密度较高的一侧突然弓出，晶界弓出部分为原晶界的一小段，两端被钉扎。 弓出的驱动力为晶界弓出前后引起的单位体积储存能之差Es， 弓出的阻力为晶界能的增加2s/R s表面能，R弓出半径,1、小变形量的弓出形核机制,当晶界弓出成一半球，R最小，即R min=L(弓出球冠的半径）时， 2s/R达到最大，因此 发生弓出的条件为： Es2s/L 因此，增加Es或减小L均可减小形核的阻力，使形核容易。 晶界弓出一旦超过 半球形，由于R逐渐增大，Es2s/R逐渐减小，晶核可自动长大。,小变形量的弓出形核机制,适于大变形的高层错能金属 的再结晶。 采用多边化和亚晶界的“Y”过或通过相邻亚晶的转

13、动，逐步使亚晶A,B,C合并成大晶粒。,2、亚晶合并形核机制,适于低层错能金属 。 变形量很大的低层错能金属扩展层错宽度大，不易束集，交滑移困难，位错密度很高。位错密度很高的微小区域通过位错攀移和重新分布形成低位错密度的亚晶粒。然后通过亚晶合并和亚晶长大，使亚晶界与基体间的取向差增大，直至形成大角度晶界，便成为再结晶的核心。,3、亚晶粒蚕食机制,形核之后，无畸变核心与周围畸变的旧晶粒之间的应变能差是核心长大的驱动力，当各个新晶粒彼此接触，原来变形的旧晶粒全部消失时，再结晶过程即告完成。,二、长大,8.3.2 再结晶动力学,1恒温动力学曲线 冷轧60%的含Si3.25钢的等温再结晶 具有典型的形

14、核、长大过程的动力学特征。,从图可以看出，温度越高，孕育期越短，再结晶速度越快。 再结晶动力学可以用阿弗拉密（Avrami）方程描述： xv1exp(-BtK) 式中B和K均为常数，K取决于再结晶晶核的衰减情况，当晶核为三维时，K=3-4.,1恒温动力学曲线,B和K可由试验获得： 通过移项和取自然对数，阿弗拉密方程可以整理为： 两边取对数得到： 作 lgt图，对大多数金属，二者基本呈直线关系，直线斜率即为K值。,恒温动力学曲线,冷变形金属的再结晶过程实际为一个热激活过程，因此再结晶速度可以用阿累尼乌斯公式描述： 再结晶速度V再反比于再结晶时间的倒数t1， 所以： 式中A为比例系数，两边求对数：

15、 ln(1/t)与1/T呈直线关系，直线斜率即为再结晶激活能。,恒温动力学曲线,通常把再结晶温度定义为经过严重冷变形的金属（70%），加热1小时，再结晶体积占到总体积的95%的温度。 另外，有的文献把保温3060min，开始发生再结晶或完成50%再结晶的温度定义为再结晶温度，因此，引用再结晶温度时，必须注意它的具体条件。 对于工业纯金属，其起始再结晶温度与熔点之间存在下列关系： T再=（0.30.4）T熔,8.3.3 影响再结晶的因素,1、温度：温度越高，再结晶速度越快，完成再结晶的时间越短。,影响再结晶的因素,2变形程度 变形程度增高，再结晶速度加快，再结晶温度降低，并逐步趋于一稳定值。 工

16、业纯金属的最低再结晶温度约为0.4Tm（K）,影响再结晶的因素,3、微量溶质原子 阻碍再结晶过程，升高再结晶温度 可能原因: 溶质原子与位错及晶界间存在着交互作用，使溶质原子倾向于在位错及晶界处偏聚，对位错的滑移与攀移和晶界的迁移起着阻碍作用，从而不利于再结晶的形核和核的长大，阻碍再结晶过程。,影响再结晶的因素,4、原始晶粒尺寸 在其他条件相同的情况下，金属的原始晶粒越细小，则变形的抗力越大，冷变形后储存的能量较高，再结晶温度则较低。 相同变形度条件下，晶粒越细，晶界面积越大，可供形核的位置增加，形核率增加，再结晶速度增加。,影响再结晶的因素,5、第二相粒子 第二相粒子的存在既可能促进基体金属

17、的再结晶，也可能阻碍再结晶。 在分散相粒子的直径较大，粒子间距较大的情况下，促进再结晶。 小的分散相粒子和小的粒子间距阻碍再结晶。,影响再结晶的因素,8.3.4 再结晶后的晶粒尺寸,由于晶粒大小对材料性能将产生重要影响，因此，调整再结晶退火参数，控制再结晶的晶粒尺寸，在生产中具有一定的实际意义。 运用约翰逊一梅厄方程，可以证明再结晶后晶粒尺寸d与形核率 和长大速率 之间存在着下列关系：,a变形度的影响 冷变形程度对再结晶后晶粒大小的影响如图所示。 当变形程度很小时，晶粒尺寸即为原始晶粒的尺寸，这是因为变形量过小，造成的储存能不足以驱动再结晶，所以晶粒大小没有变化。,再结晶后的晶粒尺寸,再结晶后

18、的晶粒尺寸,当变形程度增大到一定数值后，此时的畸变能已足以引起再结晶，但由于变形程度不大 ，因此得到特别粗大的晶粒。 通常，把对应于再结晶后得到特别粗大晶粒的变形程度称为“临界变形度”， 当变形量大于临界变形量之后，变形度愈大，晶粒愈细化。 对有些合金会出现异常长大。,退火温度对刚完成再结晶时晶粒尺寸的影响比较弱。提高退火温度可使再结晶的速度显著加快，临界变形度数值变小。,b退火温度的影响,再结晶结束后，材料通常得到细小等轴晶粒，若继续提高加热温度或延长加热时间，将引起晶粒进一步长大。 对晶粒长大而言，晶界移动的驱动力通常来自于界面能的降低。 晶粒长大按其特点可分为两类： 正常晶粒长大, 表现

19、为大多数晶粒几乎同时逐渐均匀长大； 异常晶粒长大（二次再结晶），表现为为少数晶粒突发性的不均匀长大。,8.4 晶粒长大,1、定义： 指晶体中有许多晶粒获得长大条件，晶粒的长大是连续地，均匀地进行，晶粒长大过程中晶粒的尺寸是比较均匀的，晶粒平均尺寸的增大也是连续的。 2、晶粒长大的驱动力 晶粒长大的驱动力，整体看为晶粒长大前后总的界面能差。 细小的晶粒较粗大晶粒具有更多的晶界，晶界能高，故细晶粒长大使自由能下降，因此，细晶粒长大为粗晶粒是一个自发的过程。,一、晶粒的正常长大,弯曲的晶界总是趋向于平直化，即向曲率中心移动以减少界面积，同时，大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率。 晶界移动的

20、单位面积上的驱动力为：,2、晶粒长大的驱动力,P：晶界迁移的驱动力 gb：晶界单位面积 的界面能 R1、R2：曲面的两个主曲率半径 可见晶界迁移的驱动力随gb的增大而增大，随晶界的曲率半径增大而减小，晶界的移动方向总是指向曲率中心。,当晶界为三维空间的任意曲面时，作用在单位界面上的力P为：,晶粒长大的驱动力,晶界总是向角度较锐的晶粒方向移动， 力图使三个夹角都等于120度。 当界面张力平衡时： 因为大角度晶界TA=TB=TC， 而 A+B+C=360度 A=B=C=120度,晶粒长大的驱动力,在相同体积情况下，球形晶粒晶界面积最小，但如果威球形，会出现堆砌间隙，因此实际晶粒呈十四面体。,3、晶

21、粒的稳定形貌,在二维坐标中 晶界边数少于6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失 边数大于6的晶粒，晶界向内凹进，逐渐长大 当晶粒的边数为6时，处于稳定状态。,晶粒的稳定形貌,4、影响晶粒长大（即晶界迁移率）的因素,1）温度 温度越高，晶粒长大速度越快，晶粒越粗大 。 2）第二相 质点,（3）杂质及合金元素 可溶解的杂质或合金元素阻碍晶界迁移，特别是晶界偏聚现象显著的元素，其阻碍作用更大。 但当温度很高时，晶界偏聚可能消失，其阻碍作用减弱甚至消失。 (4) 相邻晶粒的位相差 小角度晶界的界面能低，界面移动的驱动力小，移动速度慢；大角度晶界的可动性高。,影响晶粒长大（即晶界迁移率）的因素

22、,1.定义： 将再结晶完成后的金属继续加热至某一温度以上，或更长时间的保温，会有少数几个晶粒优先长大，成为特别粗大的晶粒，而其周围较细的晶粒则逐渐被吞食掉，整个金属由少数比再结晶后晶粒要大几十倍甚至几百倍的特大晶粒组成。,8.4.2 晶粒的异常长大（二次再结晶）,2.驱动力： 同正常晶粒长大一样，是长大前后的界面能差 3.产生条件： 正常晶粒长大过程被弥散的第二相质点或杂质、织构热蚀沟等所强烈 阻碍，能够长大的晶粒数目较少，致使晶粒大小相差悬殊。,晶粒的异常长大（二次再结晶）,钉扎晶界的第二相溶于基体. 4 机制 再结晶织构中位向一致晶粒的合并. 大晶粒吞并小晶粒. 各向异性 织构明显 优化磁

23、导率 5 对组织和性能的影响 晶粒大小不均 性能不均 降低强度和塑韧性 晶粒粗大 提高表面粗糙度,晶粒的异常长大（二次再结晶）,8.5 金属的热变形,将金属或合金加热至再结晶温度以上进行的压力加工称为热变形或热加工。 热加工时，硬化过程与软化过程是同时进行的，按其特征不同，可分为： (1) 动态回复 (2) 动态再结晶 是在温度和负荷联合作用下发生的。,II动态回复的初始阶段：材料发生塑性流动，并发生加工硬化均匀塑变阶段 。 III稳态变形阶段:应力随应变不发生变化，在恒应力条件下持续变形，此时的应力成为流变应力。,（1）真应力真应变曲线 I微应变阶段 ：变形开始阶段，应力随应变的增加而增大，

24、但增大速度越来越小。,1动态回复,变形温度一定，应变速率大，达到稳定阶段的应力和应变也大。 应变速率一定，变形温度越高，流变应力越小。,动态回复,（2）组织结构的变化 热加工后的晶粒沿变形方向伸长，同时，晶粒内部出现动态回复所形成的等轴亚晶粒。 亚晶尺寸与稳态流变应力成反比，并随变形温度升高和变形速度降低而增大。 采用低的变形终止温度、大的最终变形量、 快的冷却速度可获得细小晶粒。,动态回复,(3）动态回复的机制： 是位错的攀移和交滑移，攀移在动态回复中起主要的作用。 层错能的高低是决定动态回复 进行充分与否的关键因素，动态回复易 在层错能高的金属，如铝及铝合金中发生 。,动态回复,（1）真应

25、力真应变曲线 I加工硬化阶段 （0c) 。加工硬化占主导地位，发生部分再结晶，曲线上升。 II动态再结晶的初始阶段 （cs）。随变形量的增加，位错密度增加，动态再结晶加快，软化作用渐增，曲线下降。,III稳态流变阶段 （s）。变形造成的硬化与再结晶造成的软化达到动态平衡。,8.5. 2 动态再结晶,（1）真应力真应变曲线,原因： a 低的应变速率或高的变形温度下，位错密度增加速率小，动态再结晶后必须进一步加工硬化，才能再一次进行再结晶形核，使得动态再结晶与加工硬化交替进行。 应变速率一定，升高温度与温度一定时，降低应变速率对真应力真应变曲线的影响相同。,在低应变速率下稳态阶段曲线呈波浪状,（2

26、）组织结构的变化,晶粒是等轴的，大小不均匀，晶界呈锯齿状，等轴晶内存在被缠结位错所分割成的亚晶粒。,层错能较低的金属，如铜及铜合金，扩展位错宽度大，不易束集，难于交滑移和攀移，局部位置容易形成高为错密度，容易发生再结晶。 热加工过程中发生的软化过程主要来自动态再结晶。 现存的晶界往往是动态再结晶的主要形核之处。 形变温度越高，应变速率越小，应变量越大，越有利于动态再结晶。 动态再结晶的晶粒大小d主要决定于热变形时的流变应力。 dn：n 常数 0.10.5,组织结构的变化,1消除了某些铸造缺陷，较铸态具有较佳的机械性能。 2加工流线:枝晶偏析，夹杂，晶界偏聚 ，第二相沿加工方向分布。,8.5.3 热加工对金属组织和性能的影响,3带状组织,热加工对金属组织和性能的影响,4显微组织的细化 通过动态回复和动态再结晶后，在晶粒内部都形成了亚晶粒，具有这种亚组织的材料，其强度、韧性提高，称为亚组织强化，其屈服强度与亚晶尺寸ds之间满足Hall-petch公式：,热加工对金属组织和性能的影响,