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上节重点冷变形

热处理

显微组织亚结构性能残余应力形变织构回复再结晶晶粒长大加工硬化形变织构残余应力去应力退火软化退火冷变形金属退火时晶粒形状和大小的变化

T1<T2<T3<T4点缺陷减少位错减少5.3回复和再结晶冷变形金属在加热时的组织性能变化回复再结晶晶粒长大再结晶退火后的组织5.3.2回复回复动力学回复机制回复的应用1、回复动力学对同一变形度的多晶体铁，测定其在不同退火温度下、不同保温时间后的屈服强度。R为屈服强度的回复率σm，σr，σ0分别为变形后、回复后、完全退火后的屈服强度——材料在回复阶段加热时，其性能的变化随温度和时间的变化规律以剩余应变硬化分数（1－R）表征的回复动力学曲线（1）没有孕育期；（2）在一定温度下，初期的性能回复速率很大，随时间延长，回复程度减弱，直到最后回复速率为零；（3）在每一温度下，只能达到一定的回复程度；（4）退火温度越高，回复程度越大，残留硬化越小，回复速率越快；（5）预变形量越大，原始晶粒越细，起始回复速率越快。回复动力学特点回复是一个驰豫过程回复动力学方程考察某一物理性能P在回复过程中随时间的变化。设P0为变形前该性能的值，ΔP为变形后由结构缺陷引起的性能增量。假设ΔP与由形变造成的某种结构缺陷的体积浓度C成正比，则故P随时间的变化率为为结构缺陷衰减速率，是缺陷浓度和缺陷迁移率的函数可以用一级化学反应速度方程来表达Q为缺陷消失过程的激活能合并以上方程式设Pm为形变后的物理性能，x即为形变性能增量经回复后的残余分数对积分，——性能的衰减在一定温度下按照指数关系进行若要在不同温度下性能回复至相同的程度，相当于对于不同温度下的回复曲线，将x定为常数，则此时对应不同的回复时间。两边取对数，得作图lnt~1/T，可由直线斜率求得回复过程的激活能Q如Fe在短时间内回复，其Q值接近空位移动的激活能；长时间内回复，其Q值接近自扩散激活能。自扩散激活能包括空位形成能和空位迁移能，而空位的产生与位错的攀移密切相关，从而可推测，回复前期以空位移动为主，后期则以位错攀移为主，整个回复阶段，有多种回复机制在起作用，不能用单一的回复速率来描述。通过实验求得的lnt~1/T往往并非简单线性，而是由几段不同斜率的线性关系组成，说明回复过程具有多种机制，可由各直线斜率计算Q值，判断不同阶段的回复机制。退火过程通过缺陷的运动，改变了点缺陷和位错的组态和分布。组织和性能的变化取决于温度，按照温度范围，回复过程可分为低、中、高三个阶段。a.低温回复过饱和空位空位消失与刃型位错结合位错的正攀移；趋向于平衡空位浓度凝聚成空位片崩塌；与间隙原子的复合迁移至表面或晶界处消失此阶段的回复机制主要与空位的浓度变化有关。2、回复机制b.中温回复（0.1~0.3Tm）此阶段的回复机制除点缺陷运动外，还与位错滑移—重新组合（异号位错的对消）有关，位错密度略有降低。同一滑移面上的异号位错在热激活作用下相互吸引、会聚而消失；不同滑移面上的异号刃型位错通过攀移或空位逃逸消除半原子面;a）同一滑移面上的异号位错通过攀移越过障碍相互抵消b）不同滑移面上的异号位错通过攀移相互抵消c.高温回复（≈0.3Tm）此阶段的回复机制主要与位错的攀移运动有关，还涉及同号位错的运动和重排。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，以降低总畸变能。显著降低位错的弹性畸变能产生单系滑移的单晶体中，多边化的过程最为典型；多晶体中，由于多系滑移，形成位错缠结和胞状组织，多边化不明显。刃型位错通过攀移和滑移重新排列，构成竖直排列的位错墙——多边形化。a）回复前：同号位错沿滑移面塞积，导致晶体点阵弯曲。b）回复后：同号位错由沿滑移面的水平排列转变为沿垂直滑移面排列、并具有一定取向差的位错墙(小角度亚晶界)回复仅局限于晶体内过量空位的减少和位错应变能的降低，并不引起光学显微组织的变化，由于位错密度下降不多，亚晶尺寸比较细小，基本不会引起机械性能的显著变化。3、回复的工程应用回复阶段，由于温度升高，晶体内的弹性应变基本消除，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。练习：已知锌单晶的回复激活能为20000cal/mol，在0℃回复到残留75%的加工硬化需5min，在27℃和-50℃回复到同样程度需多长时间？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新的无畸变晶粒，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。其驱动力为经回复后未被释放的储存能。5.3.3再结晶1、再结晶过程（形核、长大）2、再结晶动力学3、再结晶温度及其影响因素4、再结晶的晶粒尺寸及其影响因素1、再结晶过程无畸变的再结晶晶核逐渐长大成为等轴晶，完全取代变形组织，显微组织重新改组。a、再结晶的形核形核地点：高畸变能区域，以多边化亚晶为基础

大角度晶界、相界、孪晶或滑移带界面、夹杂物——非均匀形核根据形变量的不同，再结晶形核机制存在如下两种形式：冷变形度较小——晶界凸出形核机制冷变形度较大——亚晶形核机制虽经形核和长大，但没有晶体结构和化学成分的变化，不属于相变。——形核长大的过程（1）晶界弓出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。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，如晶粒B，其形变后位错密度高于晶粒A，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。当冷变形晶体一段长为2L、弓出距离等于L的晶界满足能量条件Es：单位体积储存能；γ：晶界表面能并非晶界上任何地方都能够弓出形核，只有能量满足一定条件才可能。

原晶界线段均能以弓出方式形核。形核点即为弓出距离大于L的突起处。P202图5.51（c）使弓出距离达到L所需要的时间即为再结晶的孕育期。（2）亚晶形核机制当冷变形量较大(>20％)时，形成位错缠结，组成胞状结构胞壁平直化亚晶，再结晶晶核往往采用亚晶形核机制生成。根据相邻亚晶界取向差的差别，通常有两种方式。一种是亚晶合并机制。亚晶界中位向相近的位错通过攀移和滑移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，与相邻亚晶的位向差增大，逐渐转化为大角度晶界。达到形核的临界尺寸时，即成为稳定的再结晶核心。多出现在变形程度大且具有高层错能的金属中。加热另一种是亚晶直接长大机制，或称亚晶迁移机制。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，成为再结晶核心。

多出现在变形程度很大的低层错能金属中。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。晶界总是向着畸变区推进，长大的条件与弓出机制的能量条件相似。当各个无畸变的等轴新晶粒彼此接触，原来畸变严重的形变晶粒全部消失时，再结晶过程即告完成。b、再结晶的长大再结晶过程是通过无畸变新晶粒的形核和长大而进行的，故其动力学取决于形核率N和晶核的长大速率G形核率：单位时间、单位体积形成的再结晶核心数目，与冷变形程度、原始晶粒尺寸大小、再结晶温度及晶体纯度有关长大速率：即界面迁移速率也与冷变形程度、原始晶粒尺寸大小、再结晶温度及晶体纯度有关形核和长大都是热激活过程，都符合阿累尼乌斯方程2、再结晶动力学再结晶恒温动力学曲线

实验：不同温度，以纵坐标表示再结晶的体积分数以横坐标表示再结晶的时间t用金相法测定经60%冷轧的硅钢在不同温度下再结晶体积分数随保温时间的变化（1）不同温度和不同变形度，曲线不同，但都具有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50%时，速度达到最大值，随后逐渐减慢。（3）温度越高，转变曲线左移，转变速度加快。（4）恒定温度下，若测定不同冷变形程度的再结晶速度，也得到相似的曲线。再结晶恒温动力学曲线特点Johnson和Mehl首先推导了均匀形核条件下的再结晶速度

J-M(约翰逊—梅厄)方程此方程的假定条件是：均匀形核；球状晶核；N和G不随时间改变；用再结晶转变量(体积分数φR)来表达再结晶速度实际上恒温再结晶的形核率N并非常数，随时间增长呈指数衰减，因此约翰逊—梅厄方程需要修正。再结晶恒温动力学方程Avrami方程经变形可以通过实验确定B(截距lgB)和K(斜率)的值，从而写出某一温度下的再结晶动力学方程。Avrami对非均匀形核、N和G都不是常数的再结晶过程做了修正Avrami（阿弗瑞米）方程B和K为常数，再结晶为三维时(块状晶体)，K=3~4；二维时(薄板)，K=2~3；一维时(线材)，K=1~2此方程结果与实验结果完全吻合，且发现在一定温度范围内，K不随T而变。不同温度下，各直线基本平行(K相同)，B则随T改变。再结晶激活能Q一定温度下，再结晶速率可以用阿累尼乌斯公式表示同时与产生某一体积分数φR所需要的时间t成反比，做lnt~1/T图，即可求出斜率Q/R若在不同温度进行再结晶处理，要达到相同再结晶体积分数所需要的时间再结晶激活能是一定值，与回复激活能随回复程度而改变有所不同。3、再结晶温度及其影响因素 由于再结晶温度可以在一定温度范围内进行，通常把冷变形金属开始再结晶的最低温度定义为再结晶温度，可以用金相法或硬度法测定，即出现第一颗晶粒或硬度下降50%所对应的温度。工业生产中，通常定义为经过大变形量(ε>70%)的冷变形金属1小时内完成再结晶体积95%的最低温度。

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，起始再结晶温度与熔点之间存在下列关系：T再不是材料的物理常数，随成分、晶粒度、冷变形度、退火工艺而改变。T再=（0.35-0.4）T熔a．变形程度再结晶（开始温度、速度）的影响因素随冷变形程度的增加，储存能增加，再结晶的驱动力增大，故再结晶温度降低，当变形量增加到一定程度(50%~60%)，趋于一稳定值

在给定温度下再结晶需要有一个最小变形量，低于此变形量，不能发生再结晶。——要求具有临界最小变形量凡是影响形核率N和长大速度G的因素，都会影响再结晶。变形量越大，T再下降c．微量溶质原子或杂质

微量溶质原子或杂质通过柯氏气团的形式对位错的迁动形成阻碍，会提高金属的再结晶温度，降低再结晶速度。材料50%再结晶的温度备注光谱纯铜140℃Cu的原子半径为1.28Å光谱纯铜加入0.01%Ag205℃Ag的原子半径为1.44Å光谱纯铜加入0.01%Cd305℃Cd原子半径为1.52Åb．原始晶粒尺寸

原始晶粒越细，变形抗力越大，储存能越大，同时，细晶提供的有利形核点多，再结晶温度降低，再结晶速度加快，再结晶后的晶粒尺寸更小。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。d．第二相粒子设粒子间距为λ，粒子直径为d：λ≥1μm，d≥0.3μm，当第二相颗粒较粗时，可以成为再结晶的核心，变形时位错绕过颗粒，并在颗粒周围留下位错环，或塞积在颗粒附近，从而造成颗粒周围畸变严重，促进再结晶，降低再结晶温度，提高再结晶速度；λ<1μm，d≤0.3μm，当第二相颗粒细小、分布均匀时，不会使位错发生明显聚集，对再结晶形核作用不大，反而对再结晶晶核长大过程中的位错运动和晶界迁移起到阻碍作用，抑制形核，因此使得再结晶过程更加困难，提高再结晶温度，降低再结晶速度。由于再结晶的形核率和长大速率都随着温度的升高而增大,故升高退火温度，再结晶速度加快。（1）加热温度e．退火工艺常数（加热温度、加热速度、加热时间）（2）加热速度 加热速度过于缓慢时，回复比较充分,再结晶驱动力减小,使再结晶温度上升。 但极快的加热速度会因为来不及形核和长大,同样使再结晶温度升高。（3）加热时间

在一定范围内延长加热时间会降低再结晶温度加热时间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上式表明：增大形核率或减小长大速率G可以得到细的再结晶晶粒，所有影响N和G的因素均影响d。而变形度的影响最为显著。4、再结晶后的晶粒大小由于再结晶后晶粒尺寸大小对材料力学性能的影响很大，了解再结晶后晶粒的大小及其影响因素具有重要的实际意义。一般情况下，总是希望晶粒细小。再结晶后的晶粒尺寸符合约翰逊－梅厄方程，其晶粒尺寸d与形核率N及长大速度G之间存在如下关系：临界变形度：在某一特定变形度范围（一般为2-10%）内，再结晶后会得到特别粗大的晶粒，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。变形较小，储存能不足以驱动再结晶，晶粒大小不变；变形到一定程度，局部区域满足形核条件，形成少量的核心并长大，G/N比较大，导致晶粒特别粗大；大于临界变形量，驱动形核与长大的储存能不断增加，而且形核率增加大于长大速度，晶粒尺寸下降。（1）变形度的影响工业纯铝不同冷变形后，经550℃再结晶退火30min后的组织。临界变形度？

对性能的影响：

粗大组织会降低材料的室温机械性能，大多数情况下应当避免。但有些软磁材料特别要求形成再结晶织构和粗大晶粒，以提高磁导率。金属中杂质的存在将增大储存能，从而促进再结晶，另一方面，杂质对降低界面的迁移能力极为有效，即它会降低再结晶完成后晶粒的长大速率，使G/N减小。所以金属中的杂质将会使再结晶后的晶粒变小。（4）退火温度的影响再结晶退火温度对刚完成再结晶时的晶粒尺寸影响较小，但是提高再结晶退火温度可使临界变形量减小，再结晶速度加快，提前进入晶粒长