回复与再结晶1

第七章回复与再结晶冷变形金属残存很多缺陷，因此自由能上升，处于热力学亚稳态。通过升温使原子获得足够的能量后，冷变形金属会自发地向低能稳定态转变，并发生一系列组织和性能的变更。依据显微组织和性能的不同，可将转变过程分为回复、再结晶和晶粒长大三个阶段。*退火:将钢加热到确定温度进行保温，缓慢冷却（炉冷、坑冷或灰冷）到600oC以下，再空冷至室温的热处理工艺。正火:将钢加热保温，使其组织全部转变为奥氏体，再出炉空冷至室温的热处理工艺。正火冷却速度比退火冷却速度稍快，因而正火组织要比退火组织更细一些，其机械性能也有所提高。淬火:把钢件加热保温，使其组织全部转变为奥氏体，然后快速冷却，使奥氏体转变成为马氏体，获得高硬度。回火:把淬火冷却后的钢件，重新加热到A1以下某一温度，经保温后空冷至室温的热处理工艺。回火的作用在于：①提高组织稳定性，②消退内应力，③调整钢铁的力学性能。*马氏体martensite

钢中过冷奥氏体在低温转变时晶体结构发生了改组，新相的成分与原奥氏体成分相同。钢中马氏体就其本质而言，是碳与合金元素在α-Fe中的过饱和固溶体，由于间隙固溶元素的过饱和固溶，使α-Fe的晶格发生确定程度的畸变，因而马氏体的晶体结构一般为体心正方点阵且正方度随间隙固溶原子量的增加而增大。由于间隙原子的过饱和固溶，因而马氏体是一种亚稳组织，有变为稳定态组织的倾向。马氏体是淬火钢的基本组织，其最主要的特点是具有高硬度和高强度。马氏体的硬度主要取决于过饱和固溶的碳含量，随碳含量的增加而显著增加，但当碳含量超过0.6％以后硬度增长的趋势明显变缓。依据其微观组织形貌，马氏体主要分为板条马氏体和孪晶马氏体。一般以M表示。正火和退火主要有四个区分：

(1)正火的温度较高,退火的温度较低.

(2)正火的冷却速度比退火的冷却速度快.

(3)运用效果不同，在渗碳处理以后，正火能消退网状渗碳体，退火则不能.对含碳量在o.25X以下的，正火后可提高硬度，改善切削加工性能，退火却做不到。

(4)正火的周期短，操作便利；退火的周期长，操作较麻烦(指须要限制确定的冷却速度)。7.1冷变形金属在加热时的变更7.1.1显微组织的变更：强冷变金属缓慢加热过程中，内部组织要阅历三个变更阶段：从室温到T1称为回复；从T1到T2称为再结晶；从T2到T3称为晶粒长大。若将强冷变金属快速升温到0.5Tm保温足够时间，同样出现上述三个变更阶段。7.1.2性能的变更7.1.2.1力学性能的变更：再回复阶段，金属的强度、硬度、塑性等力学性能变更不大。在再结晶阶段，随温度上升，强度、硬度显著下降，塑性急剧上升。晶粒长大阶段，强度、硬度接着下降，塑性在晶粒细小时仍接着上升，晶粒长大以后转为下降。7.1.2.2物理性能的变更：密度在回复阶段变更不大，在再结晶阶段急剧上升；电阻在回复阶段即明显下降。7.1.2.3内应力的变更：在回复阶段可部分消退，在再结晶阶段全部消退。7.2回复7.2.1回复过程中微观结构的变更机制：回复指冷变形金属加热时尚未发生微米量级的组织变更前的微观结构及性能的变更过程，分低温回复，中温回复和高温回复三种。7.2.1.1低温回复：冷变形金属在0.1Tm~0.3Tm温度范围内所产生回复称为低温回复。低温时原子活动能量有限，主要局限于点缺陷运动。通过空位迁移至晶界、位错或与间隙原子结合而消逝，空位浓度显著下降。7.2.1.2中温回复：在0.3Tm~0.5Tm温度范围内的回复称为中温回复。因温度较高，原子活动实力增加，位错也被激活。位错滑移导致重新组合或相互抵消，位错密度有所下降。7.2.1.3高温回复：在较高温度(0.5Tm)下的回复称为高温回复。此时位错被充分激活，异号位错相遇即相互抵消，同号刃位错集中形成小角度亚晶界，此过程称为多边化。多边化使金属的位错胞内的位错削减，应变能降低。回复导致性能变更的成因：电阻率下降是因为空位的削减和位错应变能的降低；内应力的降低主要是由于晶体弹性应变能的基本消退；硬度和强度的下降不大是由于位错密度下降不大的缘由。7.2.2回复动力学：探讨冷变形金属在回复过程中性能复原的速率，为生产中限制回复过程供应理论依据。从冷变形锌单晶的不同温度等温退火性能变更曲线(图7-6)可以看出：1没有孕育期；2起先时变更速率快，随后变慢；3长时间保温后性能特殊缓慢地趋于平衡值。回复是一种弛豫过程，由冷变形导致的性能增量经加热后的残留分数x与回复时间t的关系为：dx/dt=-cx(7-1)式中c为与材料和温度有关的比例常数：c=c0exp(-Q/RT)(7-2)Q为激活能；x泛指各种特定参数，即各种参数的回复过程是相同的。式7-2也称阿累尼乌斯方程。将式7-2代入式7-1并积分，得：ln(x0/x)=c0texp(-Q/RT)(7-3)此式表明：回复速度随温度上升而增大。假如将同样的冷变形金属的性能在不同温度下回复到同样程度，则有：c0t1exp(-Q/RT1)=ln(x0/x)=c0t2exp(-Q/RT2)即：t1/t2=exp[-Q(1/T2-1/T1)/R](7-4)此式为用试验数据导出工艺参数的依据。7.2.3去应力退火：冷变形金属在回复阶段能消退大部分内应力，又能保持冷变形的硬化效果，因此回复也称为去应力退火。工件通过去应力退火，可以避开变形或开裂，还能提高工件的耐应力腐蚀性。7.3再结晶在足够高的温度下，冷变形金属中会产生新的、无畸变的晶核并渐渐长大，畸变晶粒随之消亡，此过程称为再结晶。再结晶是一个显微组织彻底改组、变形存储能充分释放、性能显著变更的过程。7.3.1再结晶的形核及长大：再结晶时，新晶核的形成一般有两个方式：晶界突出形核和亚晶形核。7.3.1.1晶界突出形核：这种形核方式主要出现在冷变形度较小的金属中。冷变形总量较小的金属中，各晶粒因取向不同使各自的变形量也不同。在相邻的A、B两个晶粒中，若B晶粒位错密度较高，则畸变能也较高。发生再结晶时，会因B晶粒中较大畸变的结构向A晶粒中较小畸变的结构转化，使A、B间原本平直的晶面对B晶粒突出。在其前沿形成无应变晶体，生成新晶核。ΔA/dV=2sinα/l

*推导：球冠凸面积：A=2πRh,球冠体积：V=πh(3l2+h2)/6h=R-R2-l2,即:(R-h)2=R2-l2整理得:R=(h2+l2)/2h,所以A=2πRh=πl2+πh2,dA/dh=2πh;dV/dh=(πl2+πh2)/2,dV/dA=l2/4h+h/4,因为:R=l/sinα,所以:h=l(1-cosα)/sinα,所以:dV/dA=lsinα/4(1-cosα)+l(1-cosα)/4sinα=l(2-2cosα)/4sinα(1-cosα)=l/2sinα。即：

ΔA/dV=2sinα/l当凸出核心为半球状时，α=π/2，sinα=1,因凸出所引起的表面能增值最大，此后晶核进一步凸出时，sinα减小，晶界可以自发向前生长。即凸出形核所需的能量条件为：

ΔE>2σ/l(7-5)凸出形核还可以用亚晶的长大来说明：变形金属在再结晶前因多边化而生成亚晶。当相邻俩晶粒中，A晶的位错小于B晶粒，则晶界处A晶中的亚晶大于B晶中的亚晶，处于能量相对较低的状态，在能量条件适合时会通过晶界迁移而凸入B晶粒中，借消耗B晶中的亚晶而长大，使体系自由能下降，从而形成再结晶晶核。7.3.1.2亚晶形核机制：冷变形度较大的金属中，每个晶粒的变形程度差不多，相邻晶粒的畸变能相近，再结晶核心不行能以晶界凸出形核方式形成，而是干脆借助晶粒内某些无应变亚晶成核。亚晶形核方式通常为两种：亚晶合并形核：取向差较小的相邻亚晶边界上的位错网络因温度上升重新开动而解散或转移到其他亚晶界上，导致亚晶消逝或合并。新的压晶界不断吸纳位错而成为大角亚晶界，成为再结晶晶核。亚晶合并成核过程须要有位错的滑移和攀移，因此要求金属有较大的层错能。亚晶干脆长大成核：某些取向有利的亚晶界具有较高的移动性，可以干脆吞食相邻亚晶粒而长大成为具有大角度晶界的晶粒。这种形核在层错能低的金属中易发生。7.3.1.3再结晶晶核的长大：以凸出形核方式形成的再结晶晶核一旦超过临界半径，便会自发向具有高畸变能的晶粒中生长；以亚晶机制形成的晶核一旦形成大角度晶界，便会以更大的迁移率移动，扫除遇到的其他位错，留下无应变的晶粒。晶界迁移驱动力主要为相邻晶粒的畸变能差，迁移方向背向其曲率中心。无畸变晶粒消耗畸变晶粒长大接触后，再结晶过程结束。7.3.2再结晶动力学：金属的等温再结晶过程由约翰逊-迈尔(Johnson-Mehl)方程描述：

φV=1-exp(-Btk)(7-6)式中：φV为t时间已再结晶的体积分数；B和k为常数。图7-11是经98%强冷轧的纯铜在不同温度下的等温再结晶动力学曲线。等温下的再结晶速度起先很小，随再结晶体积分数φV的增大而增加，并在0.5处达到最大，然后又渐渐减小。具有典型的形核-长大过程的动力学特征。再结晶也是一个热激活过程，其速度v再与温度T之间满足阿累尼乌斯方程：v再=Aexp(-QR/RT)(7-7)式中QR为再结晶激活能。由v再=V/t=Aexp(-QR/RT),得：1/t=A’exp(-QR/RT)(7-8)在两个不同温度T1,T2下等温退火，产生同样程度再结晶所须要的时间分别为t1,t2，则：t1/t2=exp[-QR(1/T2-1/T1)/R](7-9)据此可用试验推定工艺退火时间。7.3.3再结晶温度：由于再结晶不是相变，所以再结晶温度会因条件不同而在一个比较宽的温度范围内变更。冷变形金属起先发生再结晶的最低温度称为再结晶温度。可用金相法、硬度法和X射线衍射法测定。金相法：以显微镜视察到第一个新晶粒或晶界凸出形核而出现锯齿状边缘的退火温度为再结晶温度。硬度法：以硬度-退火温度曲线上硬度起先显著降低或软化50%的温度为再结晶温度。为了便于比较和运用，通常规定冷变形量大于70%的金属在1小时内能够完成再结晶(体积分数>0.95)的最低温度为再结晶温度。试验表明，工业纯金属的再结晶温度Tk与熔点Tm之间存在如下关系：Tk=(0.35~0.45)Tm(7-10)7.3.4影响再结晶的因素：凡影响形核和晶粒长大的因素都影响再结晶。7.3.4.1退火温度：加热温度越高，再结晶温度越快，产生确定体积分数再结晶所须要的时间也越短。7.3.4.2变形程度：金属变形越严峻，储存的变形能越高，再结晶驱动力越大。则再结晶温度越低，再结晶速度也越快。但变形量大到确定程度后，再结晶开始温度便趋与稳定。因此，再结晶温度的确定以较大变形量为前提。7.3.4.3原始晶粒尺寸：在其他条件相同时，金属的原始晶粒尺寸越小，变形抗力越大，冷变形后储存的畸变越高，再结晶驱动力增大，再结晶温度下降。晶粒越细，晶界越多，再结晶的形核点越多，有利于再结晶。7.3.4.4微量熔质原子：试验表明，微量熔质原子会阻碍金属再结晶，从而提高其再结晶温度。7.3.4.5分散相粒子：分散相粒子既可促进再结晶，也可阻碍再结晶，其作用主要取决于分散粒子的大小和分布。当分散相粒子的直径和间距都比较大时，位错只能绕过或塞积在粒子四周，使畸变能增加；同时也增加了亚结构的不稳定性，使形核点增加，从而促进再结晶。当金属中存在直径和间距都很小的分散相粒子时，在再结晶和晶核长大过程中，小而密的分散相粒子主要起钉扎作用，反而阻碍再结晶。7.3.5再结晶后的晶粒为等轴晶粒，工件的机械性能主要取决于新晶粒的大小。合理限制再结晶晶粒尺寸是生产实际中必需考虑的问题。再结晶晶粒的平均尺寸d可用下式表示：d=k[G/N]1/4(7-11)式中G为长大速率;N为形核速率。可见提高形核速率和降低长大速率是获得细小再结晶晶粒的有效方法。7.3.5.1预先变形程度：当变形量很小时不发生再结晶，当变形度为２％～８％时，再结晶后的晶粒特殊粗大，最大变形度称为临界变形度。变形度再大时晶粒渐渐细化，缘由是随变形储存能的增加，Ｎ的增大速率大于Ｇ，使Ｇ/N逐渐减小。在临界变形度时，变形小而且不匀整，N很小，再结晶后晶粒粗化，对金属的机械性能不利。在对工件作变形加工时应避开临界变形度范围，避开性能恶化。利用临界变形度反复进行多次变形和再结晶退火，可使晶粒一次比一次粗大，最终甚至有可能获得单晶体。7.3.5.2原始晶粒尺寸：当变形度确定时，原始晶粒越细，变形储存能越高，形核驱动力越大，且形核点也越多，N越大，Ｇ/N越小，再结晶后的晶粒也越细。7.3.5.3微量熔质原子和杂质：微量熔质原子和杂质的存在增加了储存能，使驱动力增大，同时阻碍晶界运动，使Ｇ/N减小,能细化晶粒。7.3.5.4退火温度：退火温度越高，临界变形度越小，再结晶晶粒越大。另外，冷变形温度和退火保温时间也对再结晶晶粒大小有确定影响。7.4再结晶后的晶粒长大再结晶完成后,不管是升温还是保温,晶粒都会自发地接着长大，其驱动力来自于总界面积减小伴随的总界面能的降低。依据再结晶后晶粒长大的特征，可将其分为正常长大和异样长大(二次再结晶)两类。7.4.1晶粒的正常长大7.4.1.1晶粒的长大方式：再结晶完成后的等轴晶粒细小，且相互接触，变形储存能已基本释放完。但在升温或长时间保温条件下，仍可以以大角晶界迁移和晶粒相互吞食方式接着长大。*晶粒总自由能由体积自由能和表面自由能组成。再结晶后的不同晶粒的体积自由能相同，但小晶粒的比表面更大，表面自由能相应更高，因此会发生大晶粒吞食小晶粒的体系总自由能降低过程。图7-19为铝的再结晶晶粒长大过程照片。1，2分别表示晶界迁移前后所在位置。可以看出晶粒长大是通过大晶粒吞食小晶粒，晶界向曲率中心移动的方式进行的。它与再结晶过程中新晶粒形核长大时的晶界移动方向正好向反。表明晶粒长大的驱动力不同于再结晶时的驱动力。7.4.1.2晶粒长大的驱动力：晶粒长大的驱动力来源于晶界迁移后体系自由能的降低，即总界面能的减小。以圆柱形界面面积元张力模型分析：柱状界面曲率半径为r，界面张力为σ，在厚度为l的界面面积上张力为σl，水平重量为2σlsin(dθ/2)，方向指向曲率中心。这一水平分力力图使弯曲界面平直，因此界面平衡时必定存在界面凹侧大于凸侧的压应力抵消了张力的水平分力。设界面两侧的压应力差为△p，则平衡条件为：2σlsin(dθ/2)=△plrdθ当dθ很小时，sin(dθ/2)=θ/2，整理上式得：