第五章 回复及再结晶 副本

材料的回复、再结晶与热加工主要研究内容变形金属在加热时组织性能变化的特点回复再结晶晶粒的长大金属的热加工超塑性概述机械功(塑性变形)热量(散失)晶体内部缺陷→金属处于不稳定的高能状态→有向低能转变的趋势转变的三个阶段：回复(recovery)、再结晶(recrystallization)和晶粒长大(graingrowth)回复与再结晶的用途：再结晶退火、去应力退火、金属高温强度调整等。本章重点：转变过程三个阶段中的组织、性能的变化规律及主要影响因素本节主要内容：回复与再结晶定义显微组织变化性能变化储存能变化一、冷变形金属加热时组织与性能变化

冷加工变形：加工硬化可使位错数量增加，金属的强度和硬度增加冷加工缺点：内应力这种残余应力在金属零件进一步加工和使用过程中往往会产生不应有的变形，使用中也会由于大气环境与内应力的共同作用，造成零件的应力腐蚀；冷加工也可能使电阻率增加等。这时金属处于一种不稳定状态。发生应力腐蚀奥氏体不锈钢管道内壁应力腐蚀裂纹奥氏体不锈钢易发生应力腐蚀。即在特定合金-环境体系中，应力与腐蚀共同作用引起的破坏。应力腐蚀易在含Clˉ的介质中发生，裂纹为树枝状。回复与再结晶

Recoveryandrecrystallization

消除的方法——

退火处理。退火可使原子扩散能力增加，金属将依次发生回复、再结晶和晶粒长大过程。回复：冷变形金属在低温加热时，其显微组织无可见变化，但其物理、力学性能却部分恢复到冷变形以前的过程。再结晶：冷变形金属被加热到适当温度时，在变形组织内部新的无畸变的等轴晶粒逐渐取代变形晶粒，而使形变强化效应完全消除的过程。1、回复与再结晶定义对经塑性变形后的金属再进行加热，通常称为“退火”，其目的是为了恢复与提高金属的塑性。当退火温度达到一定时，金属的性能可以完全恢复到冷变形以前的状态。2、显微组织的变化冷变形金属组织加热温度及时间的变化示意图回复阶段：纤维组织仍为纤维状，无可见变化；再结晶阶段：变形晶粒通过形核长大，逐渐转变为新的无畸变的等轴晶粒；晶粒长大阶段：晶界移动，晶粒粗化，达到相对稳定的形状和尺寸。退火过程的三个阶段例：形变铝合金形变、再结晶形核和再结晶完毕后的组织/350oC加热温度℃黄铜黄铜的回复、再结晶和晶粒长大(a)

(b)(c)(d)(e)

(f)（a）是黄铜冷加工变形量达到CW＝38％后的组织，可见粗大晶粒内的滑移线。（b）经过580ºC保温3秒后，试样上开始出现白色小的颗粒，即再结晶出的新的晶粒。（c）是在580ºC保温4秒后，显示有更多新的晶粒出现。（d）在580ºC保温8秒后，粗大的带有滑移线的晶粒已完全被细小的新晶粒所取代，即完成了再结晶。（e）是保温15分后的金相组织。晶粒已有所长大。（f）则是在700ºC保温10分后晶粒长大的情形。3、性能变化(1)力学性能：回复阶段：强度、硬度略有下降，塑性略有提高；再结晶阶段：强度、硬度明显下降，塑性明显提高；晶粒长大阶段：强度、硬度继续下降，塑性继续提高，晶粒粗化时严重下降。(2)物理性能：密度：回复阶段变化不大，再结晶阶段急剧升高；电阻：由于点缺陷密度下降，电阻在回复阶段明显下降。(3)内应力变化回复阶段：大部分或全部消除第一类内应力，部分消除第二、三类内应力；再结晶阶段：内应力可完全消除。4、储存能变化储存能：存在于冷变形金属内部的一小部分(2%~10%)变形功。储存能存在形式储存能的释放：原子活动能力提高，迁移至平衡位置，储存能得以释放。储存能是变形金属加热时发生回复与再结晶的驱动力。弹性应变能(3~12%)位错(80~90%)点缺陷几种曲线的区别：—回复阶段释放储存能的多少。高纯金属回复阶段释放的储存能很少，曲线为A型；合金具有B或C型曲线，在回复阶段就释放出较多的储存能，因合金元素和杂质原子阻碍再结晶，使储存能在再结晶以前就通过回复过程释放。随着储存能的释放，金属的显微组织和性能也发生相应变化。发生的原因：•金属形变后的变化；•热力学不稳定性；储存能主要依附于点缺陷、位错和层错等形式的缺陷而存在于晶体中。储存能的数值并不大(约几十到几百J/mol)，热力学不稳定向低能状态转变动力学条件控制温度、加热速度、材料本身性质等•与相变的异同点：没有晶体结构变化；驱动力不是化学位差；若将经过大量冷变形(变形度70%以上)的纯铜棒一端浸入冰水中(并保持水温不变)，另一端加热至900℃，并将此过程保持1小时，然后再把式样完全冷却(1)画出试棒长度方向的组织与硬度分布情况的示意图；(2)试逐段分析之。组织示意图纯铜棒硬度冰水中900℃二、回复本节主要内容：回复动力学回复时的亚结构变化与回复机制回复退火的应用回复阶段不涉及大角度晶面的迁移；通过点缺陷消除、位错的对消和重新排列来实现；此过程是均匀的。二、回复1、回复动力学回复动力学是研究某种性能回复的速度。如图表示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。横坐标为时间，纵坐标为剩余应变硬化分数(1-R)。式中、、分别表示变形后、回复后及完全退火后的屈服应力。显然，R越大，表示回复阶段性能恢复程度越大。(1)回复的动力学曲线1.00.80.60.40.20100200300400500oC450oC400oC350oC300oC时间/min.剩余应变硬化分数（1-R）同一变形度的Fe在不同温度下的回复回复特征通常可用一级反应方程来表达(2)回复动力学特点回复过程没有孕育期，随着退火的开始进行，发生软化；在一定温度下，开始变化快，随后变慢，直到最后回复速率为零；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。预变形量越大，起始的回复速率也越快，晶粒尺寸减小也有利于回复过程的加快，回复不能使金属性能恢复到冷变形前的水平。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，△P为加工硬化造成的该性能的增量。这个增量△P与晶体中晶体缺陷(空位、位错)的体积浓度Cp成正比，即缺陷的变化是一个热激活的过程，假设其激活能为Q，则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，其随时间的变化率为将(2)代入(3)中(1)(2)(3)将(1)代入(4)中(4)(5)(6)积分得：(3)回复的动力学方程(6)积分得：若在不同温度下回复退火，让性能达到同一P值时，所需时间显然是不同的，对式(6)取对数，可得常数+(7)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回复的机制。(3)回复的动力学方程(1)多边化多边化过程示意图若将一单晶体经弯曲变形后在不同温度下回火，这个单晶就会变成若干无畸变的亚晶粒。这个过程是如何实现的呢？(a)(b)2、回复时的亚结构变化与回复机制经弯曲变形的单晶体沿平行的滑移面散乱的分布着过剩的正刃位错，此时晶体中的弹性畸变较大，如图(a)所示。若将此晶体加热，则滑移面的刃型位错通过滑移和攀移，沿竖直方向排成有规律的位错壁，即成为小角度倾斜晶界，如(b)所示。此时，单晶体被位错壁分割成几个位向差不大的亚晶粒，亚晶粒内的弹性畸变能大大减少，显然这是一个能量降低的过程。由于这个连续弯曲的单晶经回复退火后变为多边形，故称此过程为“多边化”。多边化过程示意图(a)(b)以冷变形5%的纯铝多晶体在200℃回复退火时亚组织变化为例，分析其回复时亚结构的变化及回复机制(a)(b)(c)(d)(2)胞状组织的规整化1)金属经过塑性变形后存在胞状组织，其胞壁位错密度很高，位错缠结相当宽(如图(a)所示)。在回复过程中，这种变形后的胞状组织将发生变化。2)在回复初期，首先是过剩空位消失，胞状组织内的位错被吸引到胞壁，并于胞壁中的异号位错相互抵消，使位错密度降低，而且位错变得较直，较规整，如图(b)所示。3)回复继续进行时，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，单胞有所长大，如图(c)所示。此时，胞状组织实际上就是亚晶粒。4)随着回复的继续进行，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)所示。总结：材料冷变形程度越大，回复退火温度越低，最后获得亚晶粒的尺寸越小。(3)亚晶粒的合并在回复阶段，很多金属(Cu、Al、Zr)中相邻的两亚晶粒会相互合并而长大，如下图所示。它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。(a)(b)(c)(d)胡郇，冷轧Fe-Si单晶退火过程：显微带状区的亚晶聚合过程（再结晶晶核的形成）。Dillamore-Katoh模型1974过渡带中亚晶是伸长的，在垂直于过渡带方向的位向梯度大，平行于过渡带方向的位向梯度小，这样，平行于过渡带的亚晶界界面能t比垂直于形变带的亚晶界的界面能r大。三叉点处有以下关系：导致向外弓出形变过程形成的过渡带中有大的取向梯度。Jones等提出另一个亚晶粗化聚合模型相邻的亚晶界中所含的是反号位错），通过位错的运动，这些亚晶很易和很快聚合，形成一个大的亚晶。总结：回复机制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。低温回复：经冷加工变形的金属通常在较低的温度范围就开始回复，表现在因变形而增高的电阻率发生不同程度的下降，但这时其机械性能不出现变化。由于金属的电阻率对点缺陷很敏感，而机械性能对点缺陷不敏感，所以这种低温下发生的回复与金属中点缺陷的变化有关。一般认为低温回复主要是由于塑性变形所产生的过量空位消失的结果，其消失至少存在四种可能的机制：（1）空位迁移到金属的自由表面或晶界而消失；（2）空位与塑性变形所产生的间隙原子重新结合而消失；（3）空位与位错发生交互作用而消失；（4）空位聚集成空位片，然后崩塌成位错环而消失。中温回复：主要机制是位错滑移，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，位错密度降低；高温回复：回复是机制包括攀移在内的位错运动和多边化，以及亚晶粒合并，弹性畸变能降低。

异号位错相遇而抵销位错滑移位错密度降低位错缠结重新排列位错攀移（＋滑移）位错垂直排列（亚晶界）多边化（亚晶粒）弹性畸变能降低。条件塑性变形使晶体点阵弯曲同号刃形位错在滑移面上塞积需要高温加热，使刃形位错能够产生攀移运动多边化一般在单晶体中产生，对于多晶体，多系滑移往往导致位错缠结，从而易形成胞状结构。温度回复机制低温1、点缺陷移至晶界或位错而消失2、点缺陷合并中温1、缠结中的位错重新组合2、异号位错互相抵消3、亚晶粒长大高温1、位错攀移和位错环缩小2、亚晶粒合并3、多边化回复机制3、回复退火的应用主要作用是去应力退火，使冷加工硬化后的金属一方面基本上保持加工硬化状态的硬度和强度，同时，使内应力消除，以稳定和改善性能，减少变形和开裂，提高耐蚀性。回复机制与性能的关系a.内应力降低:弹性应变基本消除;b.硬度、强度下降不多：位错密度降低不明显，亚晶较细；c.电阻率明显下降：空位减少，位错应变能降低。回复退火产生的结果：

电阻率下降硬度、强度下降不多

降低内应力回复阶段退火的作用：

提高扩散

促进位错运动释放内应变能三、再结晶本节主要内容：再结晶形核长大机制再结晶动力学再结晶温度再结晶后的晶粒大小及再结晶全图再结晶织构退火孪晶三、再结晶再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度后，无畸变的新晶粒取代变形晶粒的过程。经过再结晶，性能可恢复到变形以前的完全软化状态再结晶过程示意图1、再结晶形核长大机制再结晶过程是通过形核和长大来进行的，但再结晶的晶核不是结构不同的新相，而是无畸变的新晶粒核心，它们是由大角度界面所包围的。其形核机制主要有两种：一是亚晶粒粗化的形核机制；二是原有晶界弓出的形核机制。再结晶是一个晶核形成和长大的过程，但不是相变过程，再结晶前后新旧晶粒的晶格类型和成分完全相同。驱动力：变形金属经回复后未被释放的储存能（相当于变形总储能的90%）。(1)、亚晶粒粗化的形核机制一般是发生在冷变形度大的金属。亚晶合并形核，适于高层错能的金属。过程：位错多边化→回复亚晶→形核亚晶合并形核示意图(a)(b)(c)上述过程的具体描述是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，合成为一个大的亚晶。同时，通过原子扩散和位置的调整，使两个亚晶的取向变为一致，如图(a)所示。合并后的较大亚晶的晶界上吸收了更多的位错，它逐渐转化为移动性大的大角度晶界，这种亚晶就成为再结晶晶核。亚晶合并形核示意图(a)(b)(c)亚晶迁移形核，适于低层错能的金属。

亚晶长大形核示意图(a)(b)(c)具体过程：变形后的亚晶组织中，有些位错密度很高，同号位错过剩量大的亚晶界与它相邻的亚晶取向差就比较大。退火时，这种亚晶界很容易转变成为易动性大的大角度亚晶界，它就可能向变形区弓出“吞食”周围亚晶而成为再结晶核。上述两种机制都是通过亚晶粒粗化再结晶形核的，通过多边化形成的亚晶粒本身处于几乎无位错的低能区，它通过消耗周围高能地区来长大称为再结晶核心，因此，变形量越大，会产生更多的亚晶粒而有利于形核，这就是为什么再结晶后的晶粒为什么随着变形度的增大而变细的原因。(2)、原有晶界弓出的形核机制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弓出形核机制生成。一般是发生在形变较小的金属中，由应变诱导晶界移动。Straininducedgrainboundarymigration(SIBM)Figure.(a)SIBMofaboundaryseparatingagrainoflowstoredenergy(E1)fromoneofhigherenergy(E2),(b)draggingofthedislocationstructurebehindthemigratingboundary,(c)themigratingboundaryisfreefromthedislocationstructure,(d)SIBMoriginatingatasinglelargesubgrain.Figure.TEMmicrographofSIBMincopperdeformed14%intensionandannealed5minat234C,(BaileyandHirsch1962).变形不均匀，位错密度不同。能量条件：Es：单位体积变形畸变能的增量b：晶面能L：球冠半径变形程度较小时，金属的变形不均匀，各晶粒的位错密度不同，原有晶界两侧的胞状组织粗细各异。退火时在原来的大角度晶界中可能有一小段突然向位错密度大、胞状组织细的一侧弓出，并形成一小块无位错区，此区域成为再结晶晶核。(3)、再结晶长大长大驱动力：无畸变的新晶粒本身与周围畸变的母体之间的畸变能差(整体)方式：晶核向畸变晶粒扩展，直至新晶粒相互接触注：再结晶不是相变过程2、再结晶动力学再结晶动力学决定于形核率和长大速率G为已再结晶的体积分数；τ为退火保温时间。这一公式被称为johnson-Mehl(约翰逊-梅厄)方程。是描述一般成核、固态相变和液体金属结晶的相变动力学公式。由于johnson-Mehl公式中，假设了和G不随时间变化的，因此，用上述公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：式中，n、k均为系数，可由实验确定再结晶动力学

再结晶体积分数vs.时间约翰逊-梅厄（Johnson-Mehl）方程：阿弗拉密（Avrami）方程：假定条件：均匀成核、球形晶核，N、G不随时间改变、恒温假定条件：均匀成核、球形晶核，N随时间指数衰减、恒温再结晶速度与温度的关系

v再＝Aexp(-QR/RT)规律:有孕育期;温度越高,变形量越大孕育期越短;在体积分数为0.5时速率最大，然后减慢。铝在350℃的等温再结晶动力学曲线●●●●●●●●●实验——计算数分积体晶结再时间/s影响因素：变形程度增加，则和G增大，再结晶孕育期和整个再结晶古城的时间都缩短；退火温度升高，和G都增大，所以，再结晶速率加快；溶解于合金中的杂质或合金元素，一般都降低再结晶速率；第二相对再结晶动力学影响比较复杂，当第二相很粗时，会提高再结晶速率；当第二相极细时，会降低再结晶速率；再结晶前的回复过程会使储能减小，降低，再结晶速率减慢；变形金属的原始晶粒粗，再结晶时低，再结晶速率较慢。再结晶

与固态相变

异同S—型曲线转变率~时间孕育期长大期开始终了转变率时间（对数形式）

再结晶的晶核不是新相，晶体结构未变，而固态相变出现新相；

固态相变倾向于晶界成核，而再结晶以亚晶为基础；两者动力学过程相似。固态相变再结晶3、再结晶温度再结晶温度：能够发生再结晶的温度称为再结晶温度。再结晶温度包括再结晶起始温度和再结晶结束温度，它是一个由很多因素影响的不确定的物理常数。

再结晶温度：经严重冷变形(变形量>70%)的金属或合金，在1h内能够完成再结晶(再结晶体积分数>95%)的最低温度。是一个较宽的温度范围。经验公式：高纯金属：T再=(0.25~0.35)Tm工业纯金属：T再=(0.35~0.45)Tm合金：T再=(0.4~0.9)Tm

注：再结晶退火温度一般比上述温度高100~200℃。测量再结晶温度的方法：金相法：在光学显微镜下观察不同温度退火的试样，以出现第一颗新晶粒的温度为再结晶的起始温度。硬度法：测定不同退火温度的试样的硬度值，作出硬度-退火温度曲线，以硬度值开始突然急剧下降的温度为再结晶的起始温度。某些金属和合金的再结晶温度近似值a)变形程度：随着变形的增加，储存能增多，提高了和G，再结晶温度降低，并逐步趋于一稳定值；影响再结晶温度的因素例1：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16h。例2变形程度对再结晶温度的影响b)杂质及合金元素：在金属中溶入为了合金元素可显著提高再结晶温度，一般在相同添加量情况下，添加元素与基体之间原子大小差别越大，或者说添加元素在基体中的固溶度越小，提高再结晶温度的作用越显著，但降低了再结晶速度；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1.52Å合金元素及尺寸对再结晶温度的影响c)弥散的第二相：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。设粒子间距为λ，粒子直径为di：若λ≥1μm，di≥0.3μm，第二相粒子降低再结晶温度，提高再结晶速度；若λ＜1μm，di≤0.3μm，第二相粒子提高再结晶温度，降低再结晶速度；合金λ(μm)di对再结晶的影响Cu+B4C52μm促进Cu+Al2O32.5300Å阻碍Cu+Co+SiO20.5-1.0μm800Å阻碍d)原始晶粒大小：原始加拿过来细，冷变形时加工硬化率大，储能高，且晶界有利于再结晶形核，再结晶温度降低；e)保温时间：在一定范围内，延长加热时间可降低再结晶温度；f)加热速度：当加热速度十分缓慢时，变形金属有足够的时间进行回复，储能减少，再结晶驱动力减少，再结晶温度上升。加热时间14天40小时6小时1分钟5秒T再(℃)254060100150例：纯Al的加热时间与再结晶温度的关系：根据约翰逊-梅厄方程，再结晶后晶粒尺寸d与G和N之间的关系：即：增大形核率或减小长大速率可得细小再结晶晶粒。所有能够使G/值发生变化的因素都可能引起再结晶晶粒的变化，那么如何控制再结晶晶粒的尺寸呢？4、再结晶后的晶粒大小及再结晶全图常数×再结晶晶粒大小的控制(1)变形程度：对应于再结晶后得到特别粗大晶粒的变形程度称“临界变形度”。一般为2-10%，当变形量超过临界变形度以后，随变形度增加，再结晶晶粒变细。

晶粒尺寸变形量临近变形量变形度1%2.5%4%6%8%10%12%15%材料：工业纯铝状态：不同冷变形度后，经550℃再结晶退火30min说明：变形度很小(1%)时，因不发生再结晶，晶粒保持原来大小，临界变形度(2.5%)时，再结晶后晶粒特别粗大。随着变形量的增加，再结晶晶粒减小(2)原始晶粒尺寸：原始晶粒越细，再结晶后晶粒越细。再结晶后的晶粒尺寸,mm原始晶粒尺寸,mm原始晶粒尺寸对再结晶后晶粒大小的影响两方面影响：晶界是有利的再结晶形核位置，原始晶粒小，再结晶形核位置多，有利于再结晶；但原始晶粒小，变形较均匀，减少形核位置，不利于再结晶。总体是前者影响大于后者。(3)退火温度的影响：再结晶退火时加热温度越高，金属的晶粒尺寸越大。当加热温度一定时，时间过长也会使晶粒长大，但其影响不如温度的影响大。放大100倍时每0.45cm2中的晶粒数晶粒度应变/%低碳钢变形度及退火温度对再结晶后晶粒大小的影响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而构成再结晶全图。根据再结晶全图，是制定金属变形和退火工艺规程的重要参数依据。各种金属与合金的再结晶全图可参考专门的资料与手册。铝的再结晶全图(4)加热速度

加热速度很慢将使晶粒粗化(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。再结晶织构与原变形织构间存在以下三种情况：1)与原有的织构相一致；2)原有织构消失而代之以新的织构；3)原有织构消失不再形成新的织构。5、再结晶织构(1)定义：冷变形金属在再结晶过程中形成织构，通常具有变形织构的金属经过再结晶后新的晶粒仍具有择优取向，这种织构称为再结晶织构(2)再结晶织构对性能的影响讨论再结晶织构对性能影响的意义：再结晶织构的广泛存在，有时是所期望的，有时则要避免。1)如铝箔、电工钢、IF深冲钢板中，要设法提高织构的强度；2)铝易拉罐的生产中要避免织构的产生在具有再结晶织构的铜带中，延伸率呈现出各向异性例1：期望织构的形成材料：电工硅钢片(Fe-3%Si)用途：变压器、马达(内部的铁芯)要求：高软磁性能(Si提高电阻率、磁导率、较低矫顽力和铁损)解决方法：退火(二次再结晶)，得到高斯{110}<001>织构。例2：避免织构的形成材料：深冲铝板用途：易拉罐(3000/5000系列铝合金)现象：存在制耳原因：晶粒的择优取向解决方法：消除择优取向，使得轧制/退火织构抵消(2)再结晶织构形成的机制定向生长理论定向形核理论定向生长理论：取向有利的晶核，其晶界可获得最快的移动速率。例1：FCC中两个晶粒最佳取向差为30°-40°时，晶界的移动速率最快例2：右图为铝中晶界移动速率与位向差的关系615℃时铝新晶粒的晶界移动速率与位向差的关系定向形核理论：再结晶有形核的过程，母体有织构，再结晶后的晶体也会形成新的织构退火孪晶：再结晶退火后出现的孪晶称为退火孪晶。原因：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)而出现堆垛层错而造成的。例如：面心立方金属和合金(如铜、黄铜、不锈钢等)经加工及再结晶退火后，经常在再结晶退火组织中发现孪晶。6、退火孪晶ACB三种典型的退火孪晶形态：A—晶界交角处的退火孪晶；B—贯穿晶粒的完整退火孪晶；C为一端终止于晶内的不完整退火孪晶。退火孪晶的形成与层错能有关，Cu和奥氏体钢的层错能低，易形成孪晶。退火孪晶示意图形变α黄铜退火孪晶组织6再结晶的应用

恢复变形能力改善显微组织再结晶退火消除各向异性提高组织稳定性再结晶温度：T再＋100～200℃。

四、晶粒长大本节主要内容：正常晶粒长大反常晶粒长大金属在再结晶刚完成时，一般得到的是细的等轴晶粒。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”。晶粒长大过程正常长大(均匀长大)反常长大(非均匀长大或二次再结晶)四、晶粒长大1、正常晶粒长大1)正常长大定义：指晶体中有许多晶粒获得长大的条件，晶粒的长大是连续地、均匀地进行的，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。制约因素驱动力晶界迁移率长大方式：依靠界面移动“大吃小、凹吃凸”，长大中界面向曲率中心方向移动，大晶粒吞食了小晶粒，直到晶界平直化。2)晶粒长大的驱动力α设晶界面为一圆柱面，曲率半径为R，楔形角为α，晶界面单位面积的表面张力为σ，则此晶界面上的表面能E为：E=σRα移动单位距离所引起的界面能变化为：它相当于作用在该界面上的力F，即因此作用在单位界面上的力为晶粒A晶粒B晶界稳态形貌R楔形双晶体界面的迁移α对于任意曲面可以用两个主曲率半径表示，即R1、R2，可推出单位界面上的力对于球面而言，单位界面上的力为①晶界趋于平直：根据公式可知，晶界迁移的驱动力与其曲率半径R成反比，而与界面的表面张力成正比。因此，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。即如下图所示，晶界由实线位置迁移至虚线位置。界面向曲率中心移动，趋向于平直化3)晶粒的稳定形状②晶界夹角趋于120°晶界总数力图使三个交角都等于120°。当界面张力平衡时：因为大角度晶界TA=TB=TC,而A+B+C=360°，所以A=B=C=120°3)晶粒的稳定形状晶界移动使三个夹角趋向于120°ⅠⅡⅢ③二维为六边形晶体，三维为理想十四面体在二维坐标中，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，而边数大于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；在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。3)晶粒的稳定形状晶粒边界少于6的晶粒在缩小和消失二维中的六边形和三维中的正十四面体六边形十四面体界面张力不平衡界面弯曲5边晶粒消失4)晶界迁移率晶界迁移率是指在单位驱动力作用下所产生的晶界迁移速度。恒温下，正常晶粒长大时，平均晶粒直径与保温时间关系推导：正常晶粒长大时晶界的平均移动速度

－晶界的平均迁移率－晶界的平均驱动力－晶界的平均曲率半径－晶粒平均直径的增大速度

对于大致上均匀的晶粒组织来说，，、为常数，所以（8-21）可写成

两边积分得

－恒定温度下的起始平均晶粒直径－t时间的平均晶粒直径如果远大于，则

上式表明在恒温下发生正常晶粒长大时，平均晶粒直径随保温时间的平方根而增大。但是，有不少的恒温晶粒长大实验数据符合：

（）这是由于存在阻碍晶界移动从而阻碍晶粒长大的因素所致。

影响晶界迁移率(晶粒长大)的因素①温度：

G—晶界迁移速度；G0—常数；QG—晶界迁移的激活能可见温度越高，晶界易迁移，晶粒易粗化。温度升高：Ⅰ、晶界扩散系数增大；Ⅱ、溶质原子扩散能力升高，不易在晶界聚集，消除对晶界的拖累作用；Ⅲ、第二相颗粒熔化，消除对晶界的钉扎作用。晶粒长大速度与温度的关系：②分散相粒子：弥散的第二相阻碍晶界迁移，降低晶粒长大速率。晶粒稳定尺寸d和第二相质点半径r、体积分数的关系：第二相质点的数量越多，