大学课程材料科学基础课程9再结晶与热加工课件

2023/1/71§1变形金属加热时组织性能变化的特点§2回复§3再结晶§4晶粒长大§5金属的热加工§6超塑性第9章冷变形金属的回复、再结晶与热加工2023/1/71§1变形金属加热时组织性能变化的特点第2023/1/72冷变形金属的回复、再结晶与热加工塑性变形后的金属发生组织改变、产生了大量晶体缺陷，同时，变形金属中还储存了相当数量的弹性畸变能，因此冷加工金属的组织和性能处于亚稳定状态室温下，原子扩散能力低，这种亚稳状态可一直维持下去2023/1/72冷变形金属的回复、再结晶与热加工塑性变形后2023/1/73金属的加热过程如果把冷变形金属进行加热，就会发生组织结构和性能的变化储能是促使冷变形金属发生变化的驱动力根据冷变形金属加热时加热温度的不同，从储能释放及组织结构和性能的变化来分析，将发生回复、再结晶及晶粒长大过程经塑性变形后的金属再进行加热的过程称之为“退火”2023/1/73金属的加热过程如果把冷变形金属进行加热，就2023/1/74冷变形金属退火时晶粒形状和大小的变化再结晶阶段先出现新的无畸变的核心，然后长大，直到完全改组为新的、无畸变的细等轴晶粒回复阶段组织几乎没有变化，晶粒仍是冷变形后的纤维状晶粒长大阶段新晶粒互相吞并而长大2023/1/74冷变形金属退火时晶粒形状和大小的变化再结晶2023/1/75H68黄铜退火组织冷轧后退火，组织完全恢复，120x6.9mm轧到1.0mm，ε＝83％，轧制后晶粒拉长，破坏，出现大量滑移带，形成纤维组织，120x2023/1/75H68黄铜退火组织冷轧后退火，组织完全恢复2023/1/76金属的储能金属在塑性变形时所消耗的大量能量，除绝大部分转化为热以外，尚有一小部分以储能的形式保留在金属之中储能的主要形式是与点阵畸变和晶体缺陷相联系的畸变能储能是回复和再结晶的驱动力，在回复和再结晶阶段全部释放出来按材料种类的不同，储能释放曲线A、B、C三种形式2023/1/76金属的储能金属在塑性变形时所消耗的大量能量2023/1/77冷变形材料退火时储能的释放A:纯金属B：不纯的金属C：合金2023/1/77冷变形材料退火时储能的释放A:纯金属2023/1/78冷变形材料退火时储能的释放纯金属，不纯的金属和合金共同特点是每一曲线都出现一高峰，这个高峰出现的位置对应于再结晶开始的温度，在此之前，只发生回复在回复阶段，A（纯金属）型曲线储能释放少，C型曲线储能释放多，B型曲线则介乎二者之间这种差别是由于杂质原子和合金元素阻碍再结晶的形核和长大，推迟再结晶过程，从而使不纯金属和合金中的储能在再结晶开始以前能通过回复而较多地释放出来2023/1/78冷变形材料退火时储能的释放纯金属，不纯的金2023/1/79冷变形金属退火时某些性能的变化

2023/1/79冷变形金属退火时某些性能的变化2023/1/710回复、再结晶、晶粒长大三个阶段金属性能变化电阻率在回复阶段已有明显下降，到再结晶开始时下降更快，最后恢复到变形前的电阻强度与硬度在回复阶段下降不多，到再结晶开始后，硬度一般急剧下降有的金属在回复阶段硬度反而有所增加2023/1/710回复、再结晶、晶粒长大三个阶段金属性能变2023/1/711冷变形金属退火时某些性能的变化内应力在回复阶段也明显降低1.宏观内应力在回复时可以全部或大部被消除2.而微观内应力在回复时部分消除3.要全部消除，必须加热到再结晶温度以上材料的密度随退火温度升高而逐渐增加2023/1/711冷变形金属退火时某些性能的变化内应力在回2023/1/7129.2冷变形金属的回复

9.2.1回复动力学所谓回复是指冷变形金属加热时，在新的无畸变晶粒出现之前，所产生的亚结构与性能变化的过程。回复动力学主要研究冷变形结束后，材料的性能向变形前回复的速率问题2023/1/7129.2冷变形金属的回复9.2.12023/1/713同一变形程度的多晶体铁在不同温度退火时，屈服应力的回复动力学曲线

2023/1/713同一变形程度的多晶体铁在不同温度退火时，2023/1/714回复动力学定义R为回复时已恢复的加工硬化，如式所示R=（σm-σr

）/（σm-σ0）(9-1)式中σm，σr

，σ0分别表示变形后、回复后及完全退火的屈服应力（1-R）则为剩余硬化分数R越大，即（1-R）越小，表示回复阶段性能恢复程度愈大2023/1/714回复动力学定义R为回复时已恢复的加工硬化2023/1/715回复动力学特点（1）回复过程没有孕育期（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都有一极限值，退火温度愈高，这个极限值也愈高，而达到此极限值所需时间则愈短4）回复不能使金属性能恢复到冷变形前的水平2023/1/715回复动力学特点（1）回复过程没有孕育期2023/1/716回复动力学回复动力学特征可以用一方程式来描述设P为冷变形后在回复阶段发生变化的某种性能，P0为变形前该性能的值，ΔP为加工硬化造成的该性能的增量P-P0=ΔP这个增量与晶体中晶体缺陷（空位、位错等）的体积浓度CP成正比P-P0=ΔP=KCp(9-2)2023/1/716回复动力学回复动力学特征可以用一方程式来2023/1/717回复动力学在某一温度进行等温回复过程中，晶体缺陷的体积浓度将发生变化，伴随着性能P也发生变化。它们随时间的变化率为d（P-P0）/dt=KdCp/dt(9-3)缺陷的运动（变化）是一个热激活的过程，假定其激活能为Q，按照化学动力学的方法dCp/dt=-ACpe（-Q/RT）

则d（P-P0）/dt=-K

ACpe（-Q/RT）

2023/1/717回复动力学在某一温度进行等温回复过程中，2023/1/718回复动力学d（P-P0）/（P-P0）=-

ACpe（-Q/RT）dt积分得ln（P-P0

）=-ACpe（-Q/RT）t(9-4)式中A、C为常数，此式表示回复阶段性能随时间而衰减，并遵从指数规律2023/1/718回复动力学d（P-P0）/（P-P02023/1/719回复动力学假若在不同温度下回复退火，让性能都达到同一P值时，所需时间显然是不同的测量出几个温度下回复到相同P值所需的时间，利用式（9-4）并取对数，可得：lnt=常数+Q/RT(9-5)从lnt－1/T关系可求出激活能，利用对激活能值的分析可以推断可能的回复的机制2023/1/719回复动力学假若在不同温度下回复退火，让性2023/1/720如果采用两个不同的温度将同一冷变形金属的性能回复到同样的程度，则回复动力学2023/1/720如果采用两个不同的温度将同一冷变2023/1/721例：已知锌单晶的回复激活能Q=20000cal/mol，在0℃回复到残留75%的加工硬化需5min，问在27℃和-50℃回复到同样程度需多长时间？解：回复动力学方程2023/1/721例：已知锌单晶的回复激活能Q=200002023/1/7229.2.2回复过程的组织变化与回复机制

虽然在光学显微镜下看不到回复过程中组织的明显变化，但从透射电镜下观察到的亚结构却发生了重要变化。了解亚结构变化也是研究回复机制的重要方面回复时亚结构的变化主要有以下两种种情况

1．多边形化2．胞状组织的规整化2023/1/7229.2.2回复过程的组织变化与回2023/1/7231．多边形化

高温回复时，通过位错的滑移和攀移使位错变成沿垂直滑移面的排列，形成所谓的位错墙，每组位错墙均以小角度晶界分割晶粒成为亚晶，这一过程为位错的多边形化2023/1/7231．多边形化高温回复时，通过位错的滑移2023/1/724多边形化时位错的移动和排列金属塑性变形后，滑移面上塞积的同号刃位错沿原滑移面成水平排列回复后的多边形化，形成位错墙高温回复时，刃位错通过滑移和攀移使位错变成沿垂直滑移面的排列，形成位错墙回复前位错的分布2023/1/724多边形化时位错的移动和排列金属塑性变形后2023/1/725多边形化2023/1/725多边形化2023/1/726多边形化多边形化过程一般是当晶体受弯曲变形后，在较高温度下回复退火才发生的，而且只在产生单滑移的单晶体中，多边形化过程才最为典型在多晶体中，产生多系滑移的情况下，也可能发生多边形化，不过此时易形成胞状组织，多边形化不那么明显、典型2023/1/726多边形化多边形化过程一般是当晶体受弯曲变2023/1/7272．胞状组织的规整化

金属经塑性变形后存在胞状组织，其胞壁位错密度很高。在回复过程中，这种变形后的胞状组织将发生变化2023/1/7272．胞状组织的规整化金属经塑性变形后存2023/1/728胞状组织的规整化在回复初期，首先是过剩空位消失，变形胞状组织内的位错被吸引到胞壁，并与胞壁中的异号位错互相抵消，使位错密度降低，而且位错变得较平直、较规整，如图（a）、(b)回复继续时，胞内变得几乎无位错，胞壁中的位错缠结逐渐形成能量较低的位错网，胞壁变薄，且更清晰，单胞也有所长大，如图(c)，此时，胞状组织实际上就是亚晶粒回复再继续进行，亚晶粒继续长大，亚晶界上有更多的位错按低能态的位错网络排列，如图(d)2023/1/728胞状组织的规整化在回复初期，首先是过剩空2023/1/729纯铝室温5％冷变形后200℃回复退火不同时间位错胞壁结构的变化2023/1/729纯铝室温5％冷变形后200℃回复退火不同2023/1/7303．亚晶粒的合并电镜观察发现，许多金属（如Cu、Al、Zr等）在回复阶段相邻的两亚晶粒会相互合并而长大可能是通过位错的攀移和位错壁的消失，从而导致亚晶转动来完成的合并之后，原来的亚晶界消失，两个亚晶的取向趋于一致2023/1/7303．亚晶粒的合并电镜观察发现，许多金属（2023/1/731亚晶粒合并a.合并前的亚晶粒b.开始合并，一个亚晶粒在转动c.刚合并后的亚晶粒结构d.某些亚晶界迁移后的最终亚晶粒结构2023/1/731亚晶粒合并a.合并前的亚晶粒b.开始合并2023/1/732回复机制根据亚组织变化的观察，以及激活能的测定分析认为回复是空位和位错通过热激活改变了它们的组态分布和数量的过程在低温范围内回复主要是过剩空位的消失，趋向于平衡空位浓度中等温度范围内的回复是位错重新滑移和交滑移导致位错重新组合；异号位错会聚而互相抵消以及亚晶粒长大在较高温度范围的回复则包括了攀移在内的位错运动和多边形化以及亚晶粒合并2023/1/732回复机制根据亚组织变化的观察，以及激活能2023/1/733回复中刃型位错的攀移d沿晶界的攀移a攀移形成小角度晶界（多边化）b两平行滑移面上异号位错通过攀移相互抵消c同一滑移面上异号位错攀移过夹杂物后相互抵消2023/1/733回复中刃型位错的攀移d沿晶界的攀移a攀移2023/1/734回复机制温度范围的划分是相对的，各种回复机制没有严格的温度界线温度回复机制低温1．点缺陷移至晶界或位错处而消失2．点缺陷合并中等温度1．缠结中的位错重新排列构成亚晶2．异号位错在热激活作用下相互吸引而抵消3．亚晶粒长大较高温度1．位错攀移和位错环缩小2．亚晶粒合并3．多边形化2023/1/734回复机制温度范围的划分是相对的，各种回复2023/1/735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，以稳定和改善性能，减少变形和开裂，提高耐蚀性回复退火的应用2023/1/735主要用作去应力退火，使冷加工金属在基本上2023/1/7369.3冷变形金属的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了无畸变的新晶粒，而且性能恢复到变形以前完全软化的状态，这个过程称之为“再结晶”再结晶的驱动力也是冷变形时所产生的储能再结晶虽然也是形核、长大过程，但再结晶在转变前后晶体结构和化学成分不发生变化2023/1/7369.3冷变形金属的再结晶冷变形后2023/1/737再结晶过程示意图2023/1/737再结晶过程示意图2023/1/7389.3.1再结晶的形核

经典的均匀形核理论来研究再结晶形核，并用传统热力学方法来估算再结晶时的晶核临界尺寸与观测结果不符根据透射电镜的一些观测结果，一般认为再结晶形核是通过现存界面的移动来实现的：1．亚晶粒聚合、粗化的形核机制2．原有晶界弓出形核机制2023/1/7389.3.1再结晶的形核经典的均匀2023/1/7391．亚晶粒聚合、粗化的形核机制高层错能金属，可以通过相邻亚晶粒的合并来实现，即相邻亚晶粒某些边界上的位错，通过攀移和滑移，转移到这两个亚晶外边的亚晶界上去，而使这两个亚晶之间的亚晶界消失，合并成一个大的亚晶。同时，通过原子扩散和相邻亚晶转动，使两个亚晶的取向变为一致a.高层错能金属2023/1/7391．亚晶粒聚合、粗化的形核机制高层错能金2023/1/740亚晶粒聚合、粗化的形核机制低层错能金属，再结晶形核可能是直接通过亚晶界的迁移来实现的变形后的亚晶组织中，有些位错密度很高，亚晶界与它相邻的亚晶取向差就比较大，退火时，这种亚晶界易于迁移，亚晶界迁移过程中清除并吸收其扫过区域相邻亚晶的位错，使亚晶界获得更多位错，与相邻亚晶取向差进一步增大，最终成为一个大角度晶界，便于成为再结晶晶核b.低层错能金属2023/1/740亚晶粒聚合、粗化的形核机制低层错能金属，2023/1/741再结晶的形核机制示意图高层错能金属中A、B、C三个亚晶粒合并成一个核心合并后的较大亚晶的晶界上吸收了更多的位错，它逐渐转化为易动性大的大角度晶界，这种亚晶就成为再结晶晶核2023/1/741再结晶的形核机制示意图高层错能金属中A、2023/1/742再结晶的形核机制示意图低层错能金属中局部位错密度很高的亚晶界发生迁移长大为核一般在变形程度比较大时发生，变形量愈大，愈有利于再结晶按这种机制形核2023/1/742再结晶的形核机制示意图低层错能金属中局部2023/1/7432．原有晶界弓出的形核机制

多晶体变形较小，不均匀，位错密度不同，变形大的晶粒位错密度高，变形小的晶粒位错密度低结合下图分析2023/1/7432．原有晶界弓出的形核机制多晶体变形2023/1/744大角度晶界向高密度位错区域弓出形核示意图AB为两个不同位错密度区的边界（大角度晶界），两区域的单位体积自由能差为ΔGv。若AB向高密度位错晶粒（Ⅱ）弓出ΔV的体积，形成无畸变新晶核，相应增加晶界面积ΔA两晶粒边界（大角度晶界）在形变储能的驱动下，向高密度位错晶粒移动时，晶界扫掠过的区域位错密度降低，能量释放这块无应变的小区域尺寸达到一定值时就成为了再结晶核心2023/1/744大角度晶界向高密度位错区域弓出形核示意图2023/1/745大角度晶界弓出形核高密度位错区域2023/1/745大角度晶界弓出形核高密度位错区域2023/1/746原有晶界弓出的形核机制这一过程体系的自由能变化ΔG=-ΔGv·ΔV+γ·ΔA导出形核过程自发进行的热力学条件为ΔGv<-γΔA/ΔV其中γ为晶核单位面积的界面能晶核为球形，则ΔA/ΔV=2/R（R为球半径）晶界弓出的能量条件变成ΔGv<-2γ/R球半径的最小值为Rmin=L，此时晶界弓出的最大阻力为2γ/L晶核继续长大时，体系自由能下降，过程自发进行。因此，R=L为再结晶的临界晶核尺寸，晶界弓成半球形之前的一段时间为再结晶形核的孕育期2023/1/746原有晶界弓出的形核机制这一过程体系的自由2023/1/747

再结晶晶核形成之后，晶核借界面的移动向周围畸变区长大，这个界面移动的驱动力仍然是储能，即无畸变新晶粒与周围畸变的旧晶粒之间的应变能差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，此时的晶粒大小即为“再结晶的初始晶粒度”2023/1/747再结晶晶核形成之后，晶核借界面的2023/1/7489.3.2再结晶动力学再结晶动力学是研究再结晶过程的速率问题，即建立再结晶体积分数和形核率、长大速率以及时间之间的关系用N’和G分别表示形核率和长大速率。假定再结晶为均匀形核，晶核为球形，N’和G不随时间而变化，在恒温下经不同时间退火后，已再结晶的体积分数Xr可用下式表示：Xr=1-exp（-πN’G3τ3/3）(9-8)式中τ为退火保温时间。此式称为“Johnson-Mehl（约翰逊-梅厄）方程”，它是描述一般成核、长大的固态相变和液体金属结晶的相变动力学公式，用Johnson-Mehl公式计算铝的等温再结晶动力学曲线与实验结果基本相符2023/1/7489.3.2再结晶动力学再结晶动力学是2023/1/749再结晶动力学

可见再结晶过程有一孕育期，其转变速率开始时很慢，随后迅速增加铝在350℃的等温再结晶动力学曲线2023/1/749再结晶动力学

可见再结晶过程有一孕育期，2023/1/750冷轧60%的含Si3.25钢的等温再结晶曲线（1）具有S形特征，存在孕育期（2）再结晶速率开始时很小，然后逐渐加快，再结晶体积分数约为0.5时，速度达到最大值，随后逐渐减慢（3）温度越高，转变速度越快2023/1/750冷轧60%的含Si3.25钢的等温再结晶2023/1/751约翰逊-梅厄方程虽然可以表示再结晶体积分数Xr与时间τ的一般规律，但是，方程式推导过程的很多假设与实际的再结晶过程不完全符合例如，再结晶的形核率并不是常数，而是随时间改变的。因此，用上式描述再结晶动力学并不严格。

Avrami（阿弗瑞米）提出了如下修正公式：

Xr=1-exp（-ktn）(9-9)式中n、k均为系数，可由实验确定，此方程称为“阿弗瑞米方程”，较约翰逊-梅厄方程更为适用。2023/1/7512023/1/752再结晶速率影响因素一切影响形核率N和长大速率G的因素都会影响再结晶速率主要的影响因素包括：（1）变形程度增加，则N和G增大，再结晶孕育期和整个再结晶过程的时间都缩短（2）退火温度升高，N和G增大，所以，再结晶速率加快（3）溶解于合金中的杂质或合金元素，一般都降低再结晶速率。因为它们会降低N和G2023/1/752再结晶速率影响因素一切影响形核率N和长大2023/1/753（4）第二相对再结晶动力学的影响较为复杂。当第二相很粗大时，会提高再结晶速率；当第二相极细小时，会降低再结晶速率。（5）再结晶前的回复过程会使储能减小，降低，再结晶速率减慢。（6）变形金属的原始晶粒粗大，再结晶速率较慢。

2023/1/753（4）第二相对再结晶动力学的影响较为复杂2023/1/7549.3.3再结晶温度

再结晶温度并不是一个确定的物理常数，它随许多因素而改变再结晶有开始发生的温度和完成的温度之分，工程上所说的再结晶温度是指完成再结晶的温度。再晶温度定义：经过严重冷变形的金属（ε>70%）保温1h再结晶完成95%所对应的温度2023/1/7549.3.3再结晶温度再结晶温度并不2023/1/755再结晶温度对于工业纯的金属，其起始再结晶温度与熔点之间存在下列关系：T再=(0.3~0.4)T熔

式中T熔温度是指绝对温度不适用于合金和高纯（纯度高于99.99%）金属2023/1/755再结晶温度对于工业纯的金属，其起始再结晶2023/1/756某些金属和合金的再结晶起始温度近似值材料T再/℃材料T再/℃铜(99.999%)120蒙乃尔合金600无氧铜200电解铁400Cu-5Zn320低碳钢540Cu-5Al290镁(99.99%)65Cu-2Be370镁合金230铝(99.999%)80锌10铝(99.0%)290锡-3铝合金320铅-3镍(99.99%)370高纯钨1200~1300镍(99.4%)600含有孔隙的钨1600~23002023/1/756某些金属和合金的再结晶起始温度近似值材2023/1/757影响再结晶温度的因素（1）变形程度冷变形程度增加，储能增多，也提高了N’和G，所以再结晶速度加快，再结晶温度降低例：纯Zr当面积缩减13%时，557℃完成等温再结晶需40h当面积缩减51%时，557℃完成等温再结晶需16h2023/1/757影响再结晶温度的因素（1）变形2023/1/758变形程度对再结晶温度影响2023/1/758变形程度对再结晶温度影响2023/1/759杂质对再结晶温度的影响材料50%再结晶的温度（℃）备注光谱纯铜140Cu的原子半径为1.28Å光谱纯铜加入0.01%Ag205Ag的原子半径为1.44Å光谱纯铜加入0.01%Cd305Cd原子半径为1.52Å2023/1/759杂质对再结晶温度的影响材料50%再结2023/1/760杂质及合金元素对再结晶温度的影响（2）杂质及合金元素在金属中溶入微量合金元素可显著提高再结晶温度，降低再结晶速度2023/1/760杂质及合金元素对再结晶温度的影响（2）杂2023/1/761（3）第二相粒子第二相可能促进，也可能阻碍再结晶，主要取决于基体上第二相粒子的大小及其分布弥散的第二相粒子也能提高再结晶温度，弥散度愈大，效果愈好如果第二相数量不多而且弥散度不大时，有可能使再结晶温度降低2023/1/761（3）第二相粒子2023/1/762合金λ（μm）d对再结晶的影响Cu+B4C52μm促进Cu+Al2O32.5300Å阻碍Cu+Co+SiO20.5-1.0μm800Å阻碍第二相对再结晶温度的影响设粒子间距为λ，粒子直径为d：

λ≥1μm，d≥0.3μm第二相粒子降低再结晶温度，提高再结晶速度

λ<1μm，d≤0.3μm第二相粒子提高再结晶温度，降低再结晶速度在烧结铝中加入5%的Al2O3，可使再结晶温度提高到500℃。Al2O3或ZrO2能显著提高铜的再结晶温度，弥散的稀土氧化物能提高W、Mo的再结晶温度2023/1/762合金λ（μm）d对再结晶的影响Cu+2023/1/763（4）原始晶粒大小原始晶粒越细小，冷变形时加工硬化率大、储能高，而且晶界往往是再结晶形核的有利地区，所以G增加，再结晶速度增加，再结晶温度较低2023/1/763（4）原始晶粒大小2023/1/764（5）加热速度：极快的加热或加热速度过于缓慢时，再结晶速度降低，再结晶温度上升加热速度十分缓慢时，变形金属在加热过程中有足够的时间进行回复，使点阵畸变程度降低，储能减少，从而使再结晶的驱动力减小，再结晶温度上升极快速度加热也使再结晶温度升高，因为再结晶过程需要时间，快速加热时的升温过程中，在各温度停留的时间都很短，来不及进行再结晶形核和核心长大，所以需要加热到更高的温度才能够再结晶2023/1/764（5）加热速度：极快的加热或加热速度过于2023/1/7656．加热时间在一定范围内延长加热时间会降低再结晶温度例：纯Al的加热时间与再结晶温度的关系加热时间14天40小时6小时1分钟5秒T再℃2540601001502023/1/7656．加热时间加热时间14天40小时6小时2023/1/7669.3.4再结晶后的晶粒大小及再结晶全图控制再结晶后的晶粒尺寸是材料生产中的一个重要问题。可以证明再结晶后晶粒尺寸d与G和之间存在下列关系：d=常数×[G/N’]1/4上式表明，通过增加N’和减小G可以得到细小的再结晶晶粒。所有能够使G/N’值发生变化的因素都可能引起再结晶晶粒大小的变化2023/1/7669.3.4再结晶后的晶粒大小及再结2023/1/767再结晶晶粒大小－

1.预先冷变形度随着变形度增加，再结晶晶粒变细，这是由于N’/G值增大的结果变形程度很小时（ab段），金属材料的晶粒仍保持原来大小，不发生再结晶临界变形度，得到特别粗大的晶粒反常晶粒长大（二次再结晶）2023/1/767再结晶晶粒大小－

1.预先冷变形度随着变2023/1/768预先冷变形度与再结晶晶粒大小关系工业纯铝，不同冷变形后550℃再结晶退火30min（1x）临界变形度2.5％2023/1/768预先冷变形度与再结晶晶粒大小关系工业纯铝2023/1/769临界变形度当变形程度增加到一定值时，畸变能足以引起再结晶，但由于变形程度还不够大，G/N’值很大，因此得到特别粗大的晶粒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”一般金属的临界变形度约在2~10%范围内金属材料在压力加工过程中，应当避免加工到临界变形度，以免产生粗大的晶粒有时为了某种目的，需要获得粗大晶粒甚至于单晶时，则可以利用临界变形度加工2023/1/769临界变形度当变形程度增加到一定值时，畸变2023/1/7702．原始晶粒大小－原始晶粒越细，再结晶后晶粒越细原始晶粒大小对再结晶后晶粒大小的影响2023/1/7702．原始晶粒大小－原始晶粒越细，再结晶2023/1/771再结晶后晶粒大小的影响-－退火温度3.当变形程度和保温时间一定时，退火温度越高，所得到的晶粒越粗大严格控制退火保温时间和提高加热速度，可防止再结晶晶粒长大2023/1/771再结晶后晶粒大小的影响-－退火温度3.当2023/1/772H68合金再结晶晶粒再结晶晶粒随终轧温度由a至d的的提高，再结晶晶粒越大2023/1/772H68合金再结晶晶粒再结晶晶粒随终轧温度2023/1/773再结晶后晶粒大小－－加热速度

4.加热速度

加热速度很慢将使晶粒粗化2023/1/773再结晶后晶粒大小－－加热速度4.2023/1/774再结晶后晶粒大小－－合金元素及第二相5．合金元素及第二相

在其他条件相同的情况下，凡延缓再结晶及阻碍晶粒长大的合金元素或杂质均使金属再结晶后得到细晶粒组织。微量溶质原子存在时，G/N’的比值均可减小，再结晶后可得到细小的晶粒2023/1/774再结晶后晶粒大小－－合金元素及第二相5．2023/1/775再结晶全图将变形程度、退火温度与再结晶后晶粒大小的关系（保温时间一定）表示在一个立体图上，就构成了所谓“再结晶全图”

再结晶全图是制定金属变形和退火工艺规程的重要参考依据2023/1/775再结晶全图将变形程度、退火温度与2023/1/776铝的再结晶全图

对应大变形、高温退火时的二次再结晶，晶粒度极大对应临界变形度，晶粒度极大2023/1/776铝的再结晶全图对应大变形、高温退火时的2023/1/777纯铁的再结晶全图2023/1/777纯铁的再结晶全图2023/1/7789.3.5再结晶织构多晶体金属经过大变形量的加工后可能产生变形织构具有变形织构的金属经过再结晶退火后，织构也难以完全消除，有时还可能出现新的“再结晶织构”（或称“退火织构”）再结晶织构的位向可能和原来的变形织构相同，也可能不同，但和原织构往往具有一定的取向关系当金属板材中重叠出现几种织构时，其方向性将会减弱2023/1/7789.3.5再结晶织构多晶体金属经过大2023/1/779再结晶织构铜板在轧制时的板织构和退火后的再结晶织构2023/1/779再结晶织构铜板在轧制时的板织构和退火后的2023/1/780某些金属板材的再结晶织构金属晶体结构再结晶织构Al面心立方(110)[112],(100)[001],(7,12,22)[845]Cu面心立方(100)[001],(122)[212]Au面心立方(100)[001]Ag面心立方(110)[112],(311)[112]α-Fe体心立方(100)[011],(111)[112],(112)

[1－10]2023/1/780某些金属板材的再结晶织构金属晶体结构2023/1/781再结晶织构的形成机理1.“定向生长理论”这种理论认为在变形基体中早已存在不同取向的晶核（即回复阶段形成的亚晶），其中只有那些取向有利的晶核其晶界才能获得最快的迁移速率例如面心立方金属，只有当两个晶粒的位向差为30°~40°时，其界面移动速率最快而其他取向的晶核生长速度太慢，在竞争生长中最终被淘汰长大速率大的晶核长成取向接近的再结晶晶粒，即形成了再结晶织构2023/1/781再结晶织构的形成机理1.“定向生长理论”2023/1/782再结晶织构的定向生长理论615℃时铝新晶粒的晶界移动速率与位向差的关系2023/1/782再结晶织构的定向生长理论615℃时铝新晶2023/1/783定向形核理论2.“定向形核理论”由于变形基体中已具有很强的择优取向，再结晶形核时晶核本身也具有择优取向，这些择优取向的晶核长大后必然具有择优取向，即形成再结晶织构2023/1/783定向形核理论2.“定向形核理论”2023/1/784再结晶织构透射电镜选区衍射的实验结果表明定向生长机制是起主导作用的再结晶织构是保持原变形织构的情况下，定向形核也是很可能存在的不过定向形核以后，若要最终形成再结晶织构，定向生长仍然是不可少的因此有人提出了定向形核和择优生长的综合理论。织构引起金属材料各向异性，其利弊影响和控制方法已有讨论2023/1/784再结晶织构透射电镜选区衍射的实验结果表明2023/1/785织构对性能的影响各向异性；制耳在有再结晶织构的铜带中，延伸率各向异性2023/1/785织构对性能的影响各向异性；制耳在有再结晶2023/1/7869.3.6退火孪晶面心立方金属和合金（如铜、黄铜及不锈钢等）经加工及再结晶退火以后，常常会出现很清晰的孪晶组织，称为“退火孪晶”孪晶中横贯整个晶粒而互相平行的分界面为孪晶面{111}，它为两边的晶体所共有，这种孪晶界称为“共格孪晶界”孪晶带在晶内终止处的端面属于非共格孪晶界2023/1/7869.3.6退火孪晶面心立方金属和合金2023/1/787退火孪晶一般认为，退火孪晶是由于新晶粒界面在推进过程中由于某些原因（如热应力等）而出现堆垛层错造成的例如由ABCABC……的堆垛顺序变为ABCABCBACBA……就出现了一个共格的孪晶界，并随后在晶界角处形成退火孪晶，这种退火孪晶通过大角度晶界的移动而长大长大过程中，如果原子在(111)界面上又发生错堆，由……CBACBABCABC……又恢复到了原来的堆垛顺序，这样又产生了一个共格孪晶界，在C、A之间便构成了孪晶带2023/1/787退火孪晶一般认为，退火孪晶是由于新晶粒界2023/1/788退火孪晶退火孪晶的形成与层错能有关铜和铜合金、奥氏体钢的层错能低，故容易形成退火孪晶铝的层错能高，就难以出现退火孪晶近年来，在体心立方金属中也发现了退火孪晶，但晶体学关系较为复杂2023/1/788退火孪晶退火孪晶的形成与层错能有关2023/1/789H68黄铜的退火孪晶2023/1/789H68黄铜的退火孪晶2023/1/790QAl7的退火孪晶（120x）2023/1/790QAl7的退火孪晶（120x）2023/1/7919.4再结晶后晶粒长大

金属在再结晶刚完成时，一般得到的是细小的等轴晶粒。如果继续保温或提高退火温度，就会发生晶粒相互吞并而长大的现象，即“晶粒长大过程”晶粒长大通常有正常长大（亦称均匀长大）和反常长大（亦称非均匀长大或二次再结晶）两种方式2023/1/7919.4再结晶后晶粒长大金属在再2023/1/7929.4.1晶粒正常长大正常晶粒长大是金属材料再结晶完成后继续加热或保温过程中，在界面曲率驱动力的作用下，相邻晶粒相互吞食长大，但是晶体中有许多晶粒满足长大条件，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，长大后的晶粒大小相对较均匀，故称“均匀长大”2023/1/7929.4.1晶粒正常长大正常晶粒长2023/1/7931．晶粒长大的驱动力晶粒长大是一个界面迁移过程，引起晶界迁移的驱动力则是界面能下降（长大前后的界面能差值）和界面曲率楔形双晶体的晶界面为一圆柱面，其曲率半径为R，楔形角为α，晶界面单位面积的表面张力（表面能）为σ2023/1/7931．晶粒长大的驱动力晶粒长大是一个界面迁2023/1/794晶粒长大的驱动力单位厚度的晶界面上的表面能E为E=σ×R×α×1(9-12)R×α（弧边长）×1（单位厚度）界面向曲率中心方向移动，必然引起晶界面积减小，降低界面能移动单位距离所引起界面能的变化就相当于作用在此界面上的力FF=dE/dR=σ×α(9-13)由此式可以推算出作用在单位界面上的力PP=F/（R×α）=σ/R

(9-14)2023/1/794晶粒长大的驱动力单位厚度的晶界面上的表面2023/1/795晶粒长大的驱动力三维空间的任意曲面可以用两个主曲率半径表示主曲率半径的求法是通过此曲面的法线作两个相互垂直的平面，此两平面与曲面相交成两条曲线，这两条曲线的曲率半径就是两个主曲率半径R1与R2，可以证明P=σ[（1/R1）+（1/R2）]P：晶界迁移的驱动力，σ：晶界单位面积的界面能如果空间曲面为一球面时，即R1=R2，那么

P=2σ/R(9-15)2023/1/795晶粒长大的驱动力三维空间的任意曲面可以用2023/1/796晶粒长大的驱动力由式（9-15）可知，晶界迁移的驱动力与其曲线率半径R成反比，而与界面的表面张力（表面能）成正比从晶界的曲率半径考虑，晶界的移动总是指向曲率中心,使平直化。2023/1/796晶粒长大的驱动力由式（9-15）可知，晶2023/1/7972．晶粒的稳定形貌在相同体积情况下，球形晶粒的晶界面积最小，总的界面能最低如果晶粒呈球形，会出现堆砌的空隙。所以实际晶粒的平衡形貌呈十四面体，相邻两晶界的两面角应为120°，会于一点的四条棱线，各向的夹角应为109°28″在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。2023/1/7972．晶粒的稳定形貌在相同体积情况2023/1/798晶粒平衡形状2023/1/798晶粒平衡形状2023/1/799平衡态的（Mn、Fe）S单晶体14面体形貌5000x5000x2023/1/799平衡态的（Mn、Fe）S单晶体14面体形2023/1/7100二维晶粒的稳定形状垂直于一棱的截面二维晶粒形状平面投影等边六角形二维晶粒的稳定形状和实际观察到的一些单相合金的平衡组织很接近2023/1/7100二维晶粒的稳定形状垂直于一棱的截面二维2023/1/7101由作用于O点的张力平衡可得：三晶粒交汇处表面张力与界面角的关系γ1-2/sinφ3+γ2-3/sinφ1+γ3-1/sinφ2=0即：γ1-2/sinφ3=γ2-3/sinφ1=γ3-1/sinφ22023/1/7101由作用于O点的张力平衡可得：三晶粒交汇2023/1/7102晶粒的稳定形貌相邻三晶粒，由作用于O点的张力平衡可得到γ1-2cosφ3+γ2-3cosφ2+γ3-1cosφ1=0(9-16)γ1-2/sinφ3=γ2-1/sinφ1=γ3-1/sinφ2(9-17)比界面能通常为常数故φ1=φ2=φ

3=1200

因此平衡组织中晶粒的稳定形貌应为等边六角形，其晶界为直线且夹角为120°2023/1/7102晶粒的稳定形貌相邻三晶粒，由作用于O点2023/1/7103实际的二维晶粒形貌较大的晶粒往往是六边以上,凹晶界较小的晶粒往往是少于六边,凸晶界2023/1/7103实际的二维晶粒形貌较大的晶粒往往是六边2023/1/7104晶界向曲率中心移动趋于平直化晶界迁移时，弯曲的晶界总是趋向于平直化，向曲率中心移动，结果是大晶粒吞食小晶粒而长大为保证界面张力平衡，晶界角应为120°,小晶粒的界面必定向外凸，大晶粒的界面必定向内凹2023/1/7104晶界向曲率中心移动趋于平直化晶界迁移时2023/1/7105晶粒长大边数大于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。不同边数的晶粒中曲率半径的变化晶界外凸，生长时界面内缩，甚至消失稳定界面晶界凹进，生长时界面平直化，逐渐长大2023/1/7105晶粒长大边数大于6的晶粒，晶界向内凹进2023/1/7106晶粒长大在二维坐标中，晶界边数少于6的晶粒，其凸晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失晶粒边界小于6的晶粒缩小甚至消失2023/1/7106晶粒长大在二维坐标中，晶界边数少于6的2023/1/7107纯铝结晶后的晶粒2023/1/7107纯铝结晶后的晶粒2023/1/71083．影响晶粒长大的因素（1）温度晶界的迁移是热激活过程，晶粒的长大速度正比于e-Q/RT(Q为晶界迁移的激活能)，温度越高晶粒长大速度越快，晶粒越粗大一定温度下，晶粒长到极限尺寸后就不再长大，但提高温度后晶粒将继续长大晶粒长大是通过晶界迁移实现的，所以影响晶界迁移的因素都会影响晶粒长大2023/1/71083．影响晶粒长大的因素（1）温度晶粒长2023/1/7109影响晶粒长大的因素（2）杂质与合金元素杂质及合金元素阻碍晶界运动，特别是晶界偏聚显著的元素一般认为杂质原子被吸附在晶界可使晶界能下降，从而降低了界面移动的驱动力，使晶界不易移动当温度很高时，晶界偏聚可能消失，其阻碍作用减弱甚至消失2023/1/7109影响晶粒长大的因素（2）杂质与合金元素2023/1/7110影响晶粒长大的因素（3）第二相质点弥散分布的第二相粒子阻碍晶界的移动，使晶粒长大受到抑制当晶界移动驱动力等于分散相粒子对晶界移动所施的约束力时，极限的晶粒平均直径DlimDlim=4r/3f(9-18)式中r为分散相粒子半径，f为分散相粒子的体积分数由公式（9-18）可知，第二相粒子越细小，数量越多，阻碍晶粒长大能力越强2023/1/7110影响晶粒长大的因素（3）第二相质点2023/1/7111附：晶粒长大极限半径公式的推导第二相颗粒与迁移中的晶界的交互作用F，σ的分量设第二相颗粒为球形，对晶界的阻力为F，与驱动力平衡2023/1/7111附：晶粒长大极限半径公式的推导第二相颗2023/1/7112第二相颗粒单位面积对晶界的阻力F

F=σ×2πrcosφsinβ

=2πrσcosφcos（α-φ）(1)α角只取决于第二相颗粒与晶粒间的表面张力，可看作恒定值附：晶粒长大极限半径公式的推导2023/1/7112第二相颗粒单位面积对晶界的阻力FF=2023/1/7113将（1）式(F=2πrσcosφcos（α-φ）)对φ求极大值，令dF/dφ=0，可得：Fmax=πrσ（1+cosα）（2）假设在单位面积的晶界面上有NS个第二相颗粒，其半径都为r，则总阻力F总=NSπrσ（1+cosα）（3）设单位体积中有NV个质点，其体积分数为f，则f=（4π/3）r3NV/1=（4π/3）r3NV故NV=3f/（4πr3）（4）附：晶粒长大极限半径公式的推导2023/1/7113将（1）式(F=2πrσcosφcos2023/1/7114附：晶粒长大极限半径公式的推导取单位晶界面积两侧厚度皆为r的正方体，所有中心位于这个1×1×2r体积内半径为r的第二相颗粒，都将与这部分晶界交截，单位面积晶界将与1×1×2r×NV个晶粒交截∴NS=2rNV（5）2023/1/7114附：晶粒长大极限半径公式的推导取单位晶2023/1/7115附：晶粒长大极限半径公式的推导将（4）（NV=3f/（4πr3）

）、（5）（NS=2rNV

）式代入（3）（F总=NSπrσ（1+cosα）

）式，有

F总=[3fσ（1+cosα）]/（2r）（6）这个总阻力与晶界驱动力2σ/R平衡∴2σ/R=[3fσ（1+cosα）]/（2r）整理得R=（4r/3f）（1+1/cosα）（7）α可看作常数，令K=1+1/cosα（8）∴R=Kr/f2023/1/7115附：晶粒长大极限半径公式的推导将（4）2023/1/7116影响晶粒长大的因素（4）相邻晶粒的位向差

晶界的界面能与相邻晶粒的位向差有关，小角度晶界界面能低，故界面移动的驱动力小，晶界移动速度低大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率晶界能与晶界间位向差θ角关系2023/1/7116影响晶粒长大的因素（4）相邻晶粒的位向2023/1/7117思考题Al-2.45%Cu合金（见相图），经淬火处理后为单相α固溶体，冷变形后时效,变形程度对第二相β析出有何影响？如第二相β在再结晶前析出，分析第二相对再结晶及再结晶后晶粒长大的影响。2023/1/7117思考题Al-2.45%Cu合金（见相图2023/1/71189.4.2反常晶粒长大（二次再结晶）

再结晶完成后继续加热至高温，或保温更长时间，少数晶粒优先长大成特别粗大的晶粒,周围较细的晶粒则逐渐被吞食掉，整个组织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，这种晶粒的反常长大现象，称为“二次再结晶”不存在重新形核过程，在一次再结晶晶粒长大过程中某些局部区域的晶粒优先长大驱动力：同正常晶粒长大，是长大前后的界面能差2023/1/71189.4.2反常晶粒长大（二次再结晶2023/1/7119反常晶粒长大（二次再结晶）发生反常晶粒长大的条件是正常晶粒长大过程被分散相粒子、织构等强烈阻碍，使能够长大的晶粒数目较少，晶粒大小相差悬殊晶粒尺寸相差越大、大晶粒吞并小晶粒的条件越有利，大晶粒的长大速度也会越来越快，最后形成晶粒大小极不均匀的组织2023/1/7119反常晶粒长大（二次再结晶）发生反常晶粒2023/1/7120异常晶粒长大2023/1/7120异常晶粒长大2023/1/7121反常晶粒长大（二次再结晶）当合金中含有弥散的夹杂物或第二相粒子时，第二相粒子对晶界的钉扎作用使晶粒长大受到阻碍但是这些质点在整个合金中的分布可能存在不均匀现象；另外，高温加热时也可能发生质点聚集或溶解于基体中的现象如果温度适当，那些摆脱第二相质点约束的少数晶粒，获得优先长大的机会2023/1/7121反常晶粒长大（二次再结晶）当合金中含有2023/1/7122二次再结晶条件11.大多数晶粒的晶界被第二相质点所阻碍而不能移动，这样就为反常长大，即二次再结晶创造了条件2023/1/7122二次再结晶条件11.大多数晶粒的晶界被2023/1/7123Fe-3%Si软磁材料中的弥散的MnS质点强烈阻碍正常晶粒长大晶粒的异常长大高纯的和含MnS的Fe3Si合金（冷轧到0.35mm，ε＝50％）在不同温度退火1小时的晶粒尺寸对应MnS质点溶解温度2023/1/7123Fe-3%Si软磁材料晶粒的异常长大高2023/1/7124二次再结晶条件22.金属经强烈变形出现变形织构以后，经退火获得再结晶织构组织变形织构中大多数晶粒取向相近，晶界的迁移率很小，应该形成晶粒较细的稳定组织若存在少数非主流织构取向的晶粒，它们的晶界迁移比较容易，在随后的加热过程中将优先长大而出现二次再结晶2023/1/7124二次再结晶条件22.金属经强烈变形出现2023/1/7125高纯Fe-3%Si箔材于1200℃真空退火所产生的二次再结晶现象

2023/1/7125高纯Fe-3%Si箔材于1200℃真空2023/1/7126二次再结晶二次再结晶产生粗大的组织，降低了材料的室温力学性能，并使板带材表面粗糙不平，应当避免在某些特殊情况下，例如在硅钢片生产中，可以利用二次再结晶使之获得有优良磁导率的粗大晶粒并具有高斯织构或立方织构的组织2023/1/7126二次再结晶二次再结晶产生粗大的组织，降2023/1/7127压力加工流程熔炼铸造→均匀化→热加工→冷加工→（中间退火）→冷加工→热处理2023/1/7127压力加工流程熔炼铸造→均匀化→热加工2023/1/71289.5金属热加工

再结晶温度以上的加工称为“热加工”低于再结晶温度又是室温下的加工称为“冷加工”在再结晶温度以下，而高于室温的加工称为“温加工”再结晶温度是区分冷、热加工的分界线铅、锡的再结晶温度低于室温，因此铅和锡在室温下的加工属于热加工钨的起始再结晶温度约1200℃，因此在1000℃拉制钨丝属于温加工2023/1/71289.5金属热加工再结晶温度以上的2023/1/71299.5.1动态回复与动态再结晶

热加工时由于温度很高，金属在变形的同时将发生回复和再结晶，同时发生加工硬化和软化两个相反的过程这种在热变形时由温度和外力联合作用下发生的回复和再结晶过程称为“动态回复”和“动态再结晶”金属经塑性变形后再加热发生的回复和再结晶则称之为静态回复和静态再结晶2023/1/71299.5.1动态回复与动态再结晶热2023/1/71301．动态回复

对高层错能的金属，如铝、α-铁、铁素体钢以及一些密排六方结构金属（Zn、Sn、Mg等），由于交滑移容易进行，在热变形中动态回复是其软化的主要方式曲线分三个阶段第一阶段是微应变阶段第二阶段加工硬化率逐渐降低第三阶段曲线稳态流变阶段2023/1/71301．动态回复对高层错能的金属，如铝、2023/1/7131动态回复的真应力-真应变曲线1.微应变阶段，有很强的加工硬化作用3.稳态流变，曲线接近为一水平线，加工硬化作用几乎完全被动态回复软化作用所抵消，在恒应力下可持续变形，变形过程产生的位错密度的增加被回复过程引起的位错密度减少所抵消2.加工硬化率逐渐降低，已发生动态回复，加工硬化部分地被动态回复引起的软化所抵消2023/1/7131动态回复的真应力-真应变曲线1.微应变2023/1/7132动态回复晶粒大小动态回复所产生的亚晶粒尺寸与稳态变形应力成反比随变形温度升高和变形速率降低而增大2023/1/7132动态回复晶粒大小动态回复所产生的亚晶2023/1/7133动态回复组织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粒增大时，亚晶粒内部和亚晶界上的位错密度都会降低，亚晶界上的位错也从无序状态变为较规整的排列，使胞状亚晶粒的轮廓更为清晰2023/1/7133动态回复组织热加工后的晶粒沿变形方向伸2023/1/7134铝在400℃挤压时动态回复形成的亚晶2023/1/7134铝在400℃挤压时动态回复形成的亚晶2023/1/7135动态回复软化机制动态回复引起的软化过程是通过刃位错的攀移、螺位错的交滑移，使异号位错相互抵消，位错密度降低的结果层错能高是决定动态回复进行得充分与否的关键，如铝及铝合金中1.层错能高，其扩展位错的宽度窄，容易发生交滑移和攀移2.层错能高，位错容易从节点和位错网中解脱出来，促使其与异号位错相抵消2023/1/7135动态回复软化机制动态回复引起的软化过程2023/1/7136动态回复动态回复的组织具有比再结晶组织更高的强度，因此可作为强化材料的一种途径，如建筑用铝镁合金采用热挤压法保留动态回复组织可提高使用强度如果加入的溶质原子降低了层错能，使扩展位错变宽，交滑移和攀移变得困难，动态回复过程将受到阻碍，动态再结晶倾向增加如铝镁合金也能发生动态再结晶2023/1/7136动态回复动态回复的组织具有比再结晶组织2023/1/71372．动态再结晶（低层错能金属）低层错能金属，如铜、黄铜、镍、γ-Fe、不锈钢等，由于它们的扩展位错很宽，难于从节点和位错网中解脱出来，也难于通过交滑移和攀移而与异号位错相互抵消，动态回复过程进行得很慢，亚组织中位错密度较高，剩余的储能足以引起再结晶，因此这类金属在热加工时，有利于发生动态再结晶2023/1/71372．动态再结晶（低层错能金属）低层错能2023/1/7138低层错能金属在热加工温度的应力－应变曲线示意图2.低应变速率下反复动态再结晶、变形、动态再结晶，软化－硬化多次交替1.高应变速率下连续的快速动态再结晶完全动态再结晶阶段，加工硬化和动态再结晶软化已达到平衡，曲线接近水平，流变应力接近恒定值，达到稳态变形尚未发生动态再结晶的加工硬化阶段发生部分动态再结晶阶段，随着应变增加，曲线斜率减小，应变升至最大值后，曲线开始下降，表明动态再结晶在逐渐加剧2023/1/7138低层错能金属在热加工温度的应力－应变曲2023/1/7139形变温度越高，应变速率越小，应变量越大，越有利于进行动态再结晶动态再结晶影响因素Fe-0.68C碳钢在γ相区加工，加工温度和变形速率对应力－应变曲线的影响2023/1/7139形变温度越高，应变速率越小，应变量越大2023/1/7140stress一straincurves(solidlines)foraluminiumalloy5083withtemperaturerise2023/1/7140stress一straincurve2023/1/7141stressandtemperature2023/1/7141stressandtemperat2023/1/7142stressandstrainrate2023/1/7142stressandstrainr2023/1/7143动态再结晶组织现存的晶界往往是动态再结晶的主要形核之处与静态再结晶相似，动态再结晶也是通过新的大角度晶界形成和迁移的方式进行的在稳态变形阶段，经动态再结晶形成的晶粒是等轴的，晶界呈锯齿状，但等轴晶内存在被缠结位错所分割的亚晶粒因为动态再结晶时，在晶核长大的同时变形还在继续，因而形成的新晶粒内有一定程度的应变，故出现缠结位错的亚结构2023/1/7143动态再结晶组织现存的晶界往往是动态再结2023/1/7144。动态再结晶组织b.Ni在934℃变形时（应变速率0.0163S－1，变形量7％）在动态再结晶形成的晶粒中的缠结位错（薄膜透射电镜照片）a.动态再结晶光学照片2023/1/7144。动态再结晶组织b.Ni在934℃变形2023/1/7145动态再结晶组织在动态再结晶时，当晶粒刚发生有限的长大，而持续的变形所积累的储能又可能足以触发另一次再结晶，动态再结晶将重复产生动态再结晶后的组织与退火时静态再结晶所得到的完全无畸变的等轴晶明显不同产生了动态再结晶的金属材料，若其晶粒大小与静态再结晶材料相同，则强度和硬度值比后者高2023/1/7145动态再结晶组织在动态再结晶时，当晶粒刚2023/1/7146动态再结晶动态再结晶的晶粒大小主要取决于热加工的流变能力σσ∝d-n(9-19)n为常数，在0.5~1之间，σ愈大，d值愈小要想用热加工来细化晶粒，必须在高流变应力下进行动态再结晶

提高变形速率或降低变形温度也有利于在动态再结晶后获得细晶粒

2023/1/7146动态再结晶动态再结晶的晶粒大小主要取决2023/1/71473．亚动态再结晶

热加工一旦完成或者中断，将有动态再结晶的核心或正在长大的晶粒留下来，如果此时金属的温度仍高于再结晶温度，而且冷却很缓慢，则保留下来的晶核和晶粒都会继续长大，而且不需要孕育期这种再结晶进行非常迅速，称为“亚动态再结晶”2023/1/71473．亚动态再结晶热加工一旦完成或者中2023/1/71489.5.2热加工后金属的组织与性能热加工不仅改变了金属的形状，而且对金属的微观组织结构产生影响，从而使材料性能发生改变①消除铸态组织，减少缺陷，较铸态具有较佳的机械性能热变形可焊合铸态组织中的气孔和疏松等缺陷，增加组织致密性，并通过反复的形变和再结晶破碎粗大的铸态组织，减小偏析，改善材料的力学性能2023/1/71489.5.2热加工后金属的组织与性能2023/1/7149铸造组织成为变形组织热加工对金属组织的影响2023/1/7149铸造组织成为变形组织热加工对金属组织的2023/1/7150热加工后金属的组织与性能②形成流线和带状组织使材料性能各向异性热加工后，材料中的偏析、夹杂物、第二相、晶界等将沿金属变形方向呈断续、链状（脆性夹杂）和带状（塑性夹杂）延伸，形成流动状的纤维组织，称为流线，沿流线方向比垂直流线方向具有较高的力学性能在共析钢中，热加工可使铁素体和珠光体沿变形方向呈带状或层状分布，称为带状组织有时，在层、带间还伴随着夹杂或偏析元素的流线，使材料表现出较强的各向异性，横向的塑、韧性显著降低，切削性能也变坏2023/1/7150热加工后金属的组织与性能②形成流线和带2023/1/7151HSn62-1热轧带状组织α＋β相组织（120x），β相沿加工方向变形2023/1/7151HSn62-1热轧带状组织α＋β相组织2023/1/7152H62带状组织2023/1/7152H62带状组织2023/1/7153Cr12钢中的碳化物带状组织（100x）2023/1/7153Cr12钢中的碳化物带状组织（100x2023/1/7154加工流线2023/1/7154加工流线2023/1/7155热加工后金属的组织与性能③晶粒大小的控制细化晶粒可以提高材料的综合力学性能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d之间满足Hall-petch公式：

σy=

σ0+Kyd-1/2

热加工时动态再结晶的晶粒大小主要取决于变形时的流变应力，应力越大，晶粒越细小2023/1/7155热加工后金属的组织与性能③晶粒大小的控2023/1/7156热加工后金属的组织与性能要想在热加工后获得细小的晶粒必须控制变形量、变形的终止温度和随后的冷却速度添加微量的合金元素抑制热加工后的静态再结晶也是有效的方法2023/1/7156热加工后金属的组织与性能要想在热加工后2023/1/71579.5.3超塑性及蠕变

在一定条件下进行热变形，材料可得到特别大的均匀塑性变形，而不发生缩颈，延伸率可达500~2000%，材料的这种特性称为超塑性不产生缩颈和获得高延伸率（延伸率用δ=（L-L0）/L0×100%表示）是衡量材料超塑性的两项指标按产生超塑性的冶金因素不同，可将其分为两类：（1）微晶超塑性（组织超塑性）（2）相变超塑性目前研究最多的是微晶超塑性2023/1/71579.5.3超塑性及蠕变在2023/1/7158超塑性Bi－Sn挤压材料在慢速拉伸下获得大的延伸率（δ＝1950％）2023/1/7158超塑性Bi－Sn挤压材料在慢速拉伸下获2023/1/7159发生组织超塑性条件（1）材料本身应是具有细小、等轴、稳定的复相组织晶粒直径一般在0.5~5.0μm，由两相组成，第二相可阻碍晶粒长大，保证在加工过程中晶粒稳定，不显著长大此类材料有共晶合金、共析合金和析出型合金

（2）超塑性加工温度范围在(0.5~0.65)T熔超塑性变形行为不同于动态回复和动态再结晶（3）不产生缩颈，超塑变形要求低应变速率和高应变速率敏感系数（不产生缩颈的抗缩颈能力用应变速率敏感指数m表示），m越高，越有利于获得超塑性应变速率一般在10-2~10-4s-1范围，超塑性合金应变速率敏感系数m在0.3~0.92023/1/7159发生组织超塑性条件（1）材料本身应是具2023/1/7160发生组织超塑性条件热加工状态AlCu共晶合金在不同温度实验时流变应力与应变速率的关系热加工状态Al-Cu共晶合金在不同温度实验时参数m与应变速率的关系2023/1/7160发生组织超塑性条件热加工状态AlCu共2023/1/7161发生组织超塑性条件AlCu共晶合金在520℃时晶粒尺寸与σ的关系AlCu共晶合金在520℃时晶粒尺寸与m的关系2023/1/7161发生组织超塑性条件AlCu共晶合金在52023/1/7162超塑性

m表征材料在应变量ε和温度T一定时，流变应力随应变速率变化的程度，即应变速率敏感系数一般金属材料室温下的m值在0.01~0.04之间，当温度升高时，m可增大至0.1~0.2或更大

9-20超塑变形时，流变应力σ和应变速率ν有关系σ＝kνm

应变速率敏感系数可由曲线上的斜率求得2023/1/7162超塑性m表征材料在应2023/1/7163抗缩颈能力变速率敏感指数m，即lgσ-lgν关系曲线的斜率变速率敏感指数mMg－Al共晶合金在350℃变形时的流变应力σ和参数m与应变速率的关系（晶粒尺寸10.6微米）2023/1/7163抗缩颈能力变速率敏感指数m，即lgσ2023/1/7164超塑性的本质超塑性变形行为不同于热加工时的动态回复和动态再结晶超塑变形的本质，多数观点认为由晶界的滑动和晶粒旋转为主，伴有晶界原子的扩散性迁移所致2023/1/7164超塑性的本质超塑性变形行为不同于热加工2023/1/7165晶界滑动和扩散迁移的作用下发生微晶超塑变形机制示意图a.四个六边形等轴晶粒在应力作用下，发生晶粒滑动b在应力作用下，发生晶粒滑动，同时依靠晶界扩散，保持联结晶粒转换机制的二维表示法d、e.伴随定向扩散的晶界滑动机制，虚线箭头代表体扩散方向c.四个晶粒发生转动，形成新的组态，仍保持等轴晶粒2023/1/7165晶界滑动和扩散迁移的作用下发生微晶超塑2023/1/7166超塑性变形后的组织、结构变化特征