控轧控冷课件

1

钢的高温变形行为

2高温变形行为

动态再结晶静态再结晶热变形方程金属的高温变形抗力实验研究31.高温变形行为高温变形行为：金属在0.5Tm以上变形时，称为高温变形。钢材热变形过程中的硬化、软化行为：钢在高温下变形时，会同时发生硬化(加工硬化)和软化(回复和再结晶)两种对抗过程，这两个过程的不断交替进行保证变形得到顺利发展。变形应力和位错的运动在实际的塑性加工条件下，变形是由于位错的运动而引起的。因此，应变速率取决于位错集团的运动速度，而变形应力则取决于位错运动的阻力。固溶强化型合金还存在着另一种阻力的作用，溶质原子同位错之间相互作用，使位错受来自溶质原子的阻力。在流动速度相当快的高温下，即使位错是运动的，也会在其周围形成溶质原子浓度高的区域(科垂耳气团)。4热加工中的软化过程分为:

（1）动态回复;（2）动态再结晶；（3）亚动态再结晶；（4）静态再结晶；（5）静态回复。动态：在外力作用下，处于变形过程中发生的。静态：在热变形停止或中断时，借助热变形的余热，在无载荷的作用下发生的。5动态再结晶真应力真应变IIIIII(c)12动态回复真应力真应变真应力真应变12(a)(b)动态回复时的应力-应变曲线特征动态再结晶时的应力-应变曲线特征1.1高温下稳定变形时的应力-应变曲线6奥氏体热变形时的变形应力与组织特征随应变量增加而变化，应力-应变曲线表现为:在回复型变形中：变形初期：由于加工硬化的速度大于回复速度,应力快速上升,位错密度增加,亚晶发展迅速,晶粒伸长。当变形达到一定程度：回复过程可以完全平衡应变硬化过程,曲线表现为应力不随应变增加而变化的稳态流变,位错密度保持不变,即位错的增殖率与消失率相等。晶粒仍然继续伸长,回复所形成的亚晶呈等轴状。在再结晶型的变形中：应变量小于临界应变量时只发生回复．在高温、高应变速率的情况下，应力随应变不断增加，直至达到峰值后又随应变下降，最后达到稳定态。在低应变速率下，与其对应的稳定阶段的曲线成波浪形变化，这是由于反复出现动态再结晶-变形-动态再结晶，即交替进行软化-硬化-软化而造成的。1.1高温下稳定变形时的应力-应变曲线7奥氏体高温变形过程：第I阶段幻灯片93在变形过程中发生加工硬化和软化两个过程。这两个过程的不断交替进行保证变形得到顺利发展。在变形初期，变形速率由零增加到所采用的变形速率ε，随着变形的进行，位错密度(ρ)将不断增加，产生加工硬化，并且加工硬化速率较快，使变形应力迅速上升。由于变形在高温下进行，位错在变形过程中通过交滑移和攀移的方式运动，使部分位错相互抵消，使材料得到回复。由于这种回复随加工硬化发生，故称之为动态回复。当位错排列并发展到一定程度后，形成清晰的亚晶，称之为动态多边形化。动态回复和动态多边化使加工硬化的材料发生软化。随着变形量的增加，位错密度增大，位错消失的速度也加快，反映在真应力－真应变曲线上，就是随变形量的增加，加工硬化逐渐减弱。在第一阶段中，总的趋势是加工硬化超过动态软化，随着变形量的增加，应力不断提高，称之为动态回复阶段。在一定条件下，当变形进行到一定程度时，加工硬化和动态软化相平衡，反映在应力-应变曲线上是随着变形量的增大，应力值趋于一定值。8奥氏体高温变形过程：第II阶段幻灯片93在第一阶段动态软化不能完全抵消加工硬化。随着变形量的增加，位错密度继续增加，内部储存能也继续增加。当变形量达到一定程度时，将使奥氏体发生另一种转变—动态再结晶。动态再结晶的发生与发展，使更多的位错消失，奥氏体的变形抗力下降，直到奥氏体全部发生了动态再结晶，应力达到了稳定值。即第二阶段变形。曲线表明，奥氏体发生动态再结晶有一临界变形量，只有达到这一变形量时，才能发生动态再结晶。9奥氏体高温变形过程：第III阶段奥氏体发生了动态再结晶之后，变形量不断增加，而应力值基本保持不变，呈稳定状态。从应力-应变曲线中可以确定发生动态再结晶的临界变形量。临界变形量的大小表征了奥氏体发生动态再结晶的难易程度，而且可以通过改变工艺参数找出影响临界变形量的各种因素，因此研究临界变形量是研究奥氏体动态再结晶的一种好方法。动态再结晶分为两种：幻灯片93连续动态再结晶：奥氏体几轮动态再结晶同时发生。间断动态再结晶：（εc>εr）由于εr较小，奥氏体一旦发生动态再结晶，不需要太大的变形量。第一轮动态再结晶完成后，已发生再结晶的晶粒还需继续变形，才能发生第二轮动态再结晶。10动态回复和动态再结晶

钢在高温的奥氏体区域内变形时不仅要产生硬化，同时也要产生软化以消除变形过程中的加工硬化和加工硬化组织。此软化过程统称为回复过程。回复过程包括有回复和再结晶。钢在热加工中所以存在有回复过程，其原因是，高温的奥氏体区域是空位的生成和扩散频繁的温度区域，易于发生位错攀移运动、滑移运动、形成亚晶粒、亚晶界的运动以及晶界运动等现象。回复过程可分为动态回复过程和静态回复过程。后者将在稍后的内容中讲述。回复过程按晶型或合金成分区分，如下表所示。11动态回复

如上表所示，对A组金属动态回复是在金属全应变区域内完成，对B组金属是在低应变区域完成。A组金属在热加工变形初期，变形应力上升，位错密度增加，并开始形成亚晶。对

-Fe来讲，当以0.05-1.5s‘的变形速度变形时，亚晶粒是在0.2-0.3变形量时最终完成其固定状态。在该变形区域，因加工硬化率急剧减小，变形达到稳定状态。所以，变形应力不变，亚晶的大小和形状也都固定不变，如图2—7所示。此时，加工硬化率和动态回复率相互平衡，亚晶粒不断遭到破坏又不断地再生成，依靠Z维持动态平衡。这里Z是进行温度补偿的变形速度参数，可用下式表示：12

对B组金属动态回复是在低应变区域产生。当变形量继续升高时，应力达到最大值后开始减小，最后达到稳定状态。在这个稳定状态下进行动态再结晶。在加工硬化区，由位错缠结构成的亚晶界发达。在同一均匀温度和变形速度下变形时，B组所形成的亚晶粒尺寸比A组小。亚晶是动态回复的重要标志。亚晶出现说明已发生了动态回复。13动态再结晶如前所述，B组金属在热加工变形初期应力上升，并达到最大值。超过此最大值后，应力开始下降，最后达到稳定值或处于在平衡值上下呈周期性振动的应力状态。这时在最大应力附近开始了动态再结晶，一达到稳定应力时金属的全部区域就处于动态再结晶状态。前已述及，只有变形程度超过临界变形程度

c时，奥氏体才能发生动态再结晶。临界变形程度

c

的大小与钢的奥氏体成分和变形条件(变形温度T、变形速度)有关。临界变形程度

c近似的等于对应应力峰值的变形程度

p，或者说

c=0.83

p，也有人认为，

c=0.7

p。动态再结晶的临界变形程度

c受到变形温度和变形速度的影响。变形温度升高时，临界变形程度

c变低，变形速度变小时，临界变形程度

c也变低。可见，于高温低速的条件下变形时容易出现动态再结晶。此外，钢的化学成分、原始晶粒度对临界变形程度

c的大小也都有影响。如奥氏体型Fe-Ni-Cr合金的临界变形程度

c比铁素体钢大得多。原始奥氏体晶粒粗大时，临界变形程度也大。14动态再结晶行为15变形奥氏体不同条件下的动态再结晶行为(a)1s-1,(b)0.5s-1,(c)0.25s-1,(d)0.1s-11:900℃,2:950℃,3:1000℃,4:1050℃,5:1100℃,6:1150℃举例16反映了奥氏体变形条件(变形温度，变形速率)与峰值应力和峰值应变的相互关系。可以看出：变形温度升高、变形速率降低时，峰值应力及与其对应的峰值应变降低。17形核机制：在上图中（变形条件为0.6，950℃，1s-1），在原奥氏体晶界的几个位置，观察到了晶界突出现象，如图中箭头所示，表明实验钢的动态再结晶是通过晶界突出形核机制进行的。关于再结晶形核机制问题，有二种理论，即亚晶长大形核机制及晶界突出形核机制。181920奥氏体热加工真应力-真应变曲线与材料微观组织变化示意图再结晶组织的演变：形变过程中随应变量增大微观组织发生变化的过程为:

变形初期的加工硬化→部分再结晶阶段→全部再结晶阶段21动态再结晶组织演化（HQ685钢，1050℃，1s-1）真应力真应变III22变形条件:1100℃+2.5min,10℃/s冷却到850℃,应变速率10s-1,变形后立即水淬,苦味酸腐蚀

a-变形量15%;b-变形量30%;c-变形量45%;d-变形量60%;不同变形量与奥氏体微观组织23不同变形温度与奥氏体微观组织变形条件:1100℃+2.5min,10℃/s冷却到变形温度,60%变形,应变速率15s-1,变形后立即水淬,苦味酸腐蚀

a-变形温度1050℃;b-变形温度900℃24随温度的降低和应变速率的提高,材料微观组织发生不同变化,相应变化的应力-应变曲线是:无峰平台动态回复→多峰的不连续动态再结晶→单峰连续动态再结晶→部分动态再结晶→无峰和具有上升趋势的动态回复→形变诱导相变.真应力-真应变曲线与形变温度/应变速率关系示意图25普碳钢Q235随温度的降低和应变速率的提高,可使形变奥氏体只发生动态回复不发生动态再结晶.普碳钢Q235压缩变形发生动态再结晶、部分动态再结晶、未再结晶时温度与应变速率关系图:●发生动态再结晶;○未再结晶26不同变形温度下应力-应变曲线加热条件:1100℃+2.5min,10℃/s冷却到变形温度,60%变形,变形速率0.1s-1,变形后立即水淬27加热温度低，变形时原始奥氏体晶粒尺寸小，发生动态再结晶所需变形量相对小，孕育期短，相对容易发生动态再结晶。不同加热条件及相同变形条件下的应力-应变曲线变形温度为900℃，应变速率0.11s-128再结晶过程的热变形方程-计算再结晶激活能式中，

A为常数，n为应力指数，Q为再结晶激活能，R为气体常数，其值为8.31J/mol·K，T为绝对温度，而为应力因子。对热变形方程(1)的两边取对数，得如下关系式：（1）（2）（3）在(2)中，当速率不变时，两边对温度的倒数求导，得29对于碳钢及一般低合金钢，应力因子通常取0.012MPa-1在(2)中，当温度不变时，两边对峰值应力求导，得（4）30根据上述分析，分别用对及对1/T作图，如下图所示。在下图(a)中，首求出各条曲线的斜率，再求出它们的倒数，平均值就是应力指数n。对于下图(b)，则确定各条曲线斜率后，直接求出其平均值就是参数b。这样，再根据公式(3)则可计算出再结晶激活能Q参数。应力与变形温度、变形速率的关系（a）应力与变形速率的关系；（b）应力与变形温度的关系31（5）（6）（1）Z参数：32钢种成分（%）应力因子MPa-1再结晶激活能Q/(kJ/mol)应力指数n系数ACMnSiCrB实验钢0.230.740.220.900.012378.65.82.18·101450B440.470.860.200.470.00120.01432532.65Q2350.180.600.220.012363.15.6685.668·1013表再结晶激活能Q等参数的回归结果332.3

奥氏体热变形后的静态软化过程奥氏体热变形后的静态软化行为形变奥氏体保温过程中的软化曲线形变奥氏体保温过程中的组织变化奥氏体静态再结晶动力学方程奥氏体静态再结晶行为研究实例34静态回复和静态再结晶热加工过程中的任何阶段都不能完全消除奥氏体的加工硬化，这就造成了组织结构的不稳定性。热加工的间隙时间里（如轧制道次之间）或加工后在奥氏体区的缓冷过程中将继续发生变化，以变形储存能为驱动力，力图消除加工硬化组织，通过热活化过程再结晶成核和长大而再生成新的晶粒组织，使系统由高能状态转变为较稳定的低能状态，使金属组织结构达到稳定状态。这种变化仍然是回复、再结晶过程，但是它们不是发生在热加工过程中，所以叫做静态回复和静态再结晶。35奥氏体在热加工间隙时间里应力-应变曲线的变化式中:σm为卸载时对应的应力；σ0和σr分别为第一道次和第二道次热变形时的屈服应力。在两次变形间奥氏体软化的数量：（σm-σr）与（σm-σy）之比，称为软化百分数，以XS表示之，则

Strain,εσrσmσ0Stress36软化百分数当x=1时表示奥氏体在两次热加工的间隙时间里消除了全部加工硬化，全部恢复到变形前的原始状态,σ0=σr就是全部静再结晶的结果。当x=0时表示奥氏体在两次热加工的间隙时间里没有任何的软化，因此σm=σr当0＜x＜1时表示奥氏体在两次热加工的间隙时间里发生了不同程度的回复与再结晶。Strain,εσrσmσ0Stress37变形量对奥氏体在热加工间隙时间里软化行为的影响软化程度受多种因素的影响。首先讨论在形变温度T、形变速度、形变后停留时的温度不变的条件下，只改变变形量ε时，在两次形变间隔时间里奥氏体组织结构的变化。即讨论在热加工过程中形成的不同的奥氏体组织结构在加工后的间隔时间里将发生怎样的变化。

38变形量对奥氏体在热加工间隙时间里软化行为的影响

εc是奥氏体发生动态再结晶的临界变形量，要想使奥氏体全部发生再结晶就需要继续变形。εp是真应力-真应变曲线上应力峰值所对应的应变量εs是产生静态再结晶的最小变形量（静态再结晶的临界变形量）εs1是再结晶由产生核心到全部完成一轮再结晶所需要的变形量。39变形量对奥氏体在热加工间隙时间里软化行为的影响

（1）当ε1远小于εc时（a点，a曲线）曲线a表示了两次变形间隔时间里软化的情况与软化的速度。曲线表明变形一停止软化就立即发生，随时间的延长软化百分数增大，当达到一定程度后软化停止，这个过程大约在100s内完成。仅仅软化了30％，还有70％的加工硬化不能消除。这种变化有如冷加工的退火阶段，称为静态回复。静态回复可以部分减少位错．未消除的加工硬化对下次变形有迭加作用。如果这是最后一次变形，那么在急冷下来的相变组织中仍能继承高温形变的加工硬化结构。40变形量对奥氏体在热加工间隙时间里软化行为的影响

（2）当εs＜ε1＜εc时（b点，b曲线）第一阶段是由于静态回复产生的，约在100秒钟结束，软化率上升到45%。如果继续保持高温，在长时间的孕育期之后发生第二阶段的软化，即发生静态再结晶。静态再结晶可以使软化百分数达到x=1，即原来热加工形成的加工硬化结构全部消除，形成了新的位错密度相当低的晶粒。如果再次变形，真应力-真应变曲线恢复到原始状态。这里把产生静态再结晶的最小变形量εs称为静态再结晶的临界变形量(关于临界变形量的问题在下面还要讨论)。41变形量对奥氏体在热加工间隙时间里软化行为的影响

（3）当εc＜ε1＜εs1时（c点，c曲线）当变形程度刚超过

p(曲线上c点)时，变形停止后的软化过程如曲线c所示。曲线c表示变形在动态再结晶开始后的某一个阶段停止的软化情况。曲线被分为三个阶段，即第一阶段为静态回复，第二阶段为亚动态再结晶，第三阶段为静态再结晶。在曲线上有两个平台，其中第一个平台的前一段曲线属于静态回复，后一段曲线为亚动态再结晶。亚动态再结晶不需要孕育期，它是原来的动态再结晶晶核的继续长大。42变形量对奥氏体在热加工间隙时间里软化行为的影响

（4）当εs1＜ε1时（d点，d曲线）d点表示变形应力超过最大应力达到正常应力部分（变形应力稳定阶段），动态再结晶晶粒维持一定的大小和形状，此时加工硬化率和动态再结晶的软化率达到平衡，在这种变形量下停止变形，保持变形的高温，材料的软化过程如d曲线。在动态再结晶的基础上软化开始，由于动态再结晶的组织中有不均匀位错密度，变形一停止马上就进入静态回复阶段，接着就是亚动态再结晶阶段。曲线d上不出现平台，仅出现拐点，这也表明亚动态再结晶不需要潜伏期。由于这个阶段的热加工变形量很大，发生的动态再结晶的核心很多，形变停止后这些核心很快继续长大，生成无位错的新晶粒，消除全部加工硬化，所以不发生静态再结晶的软化过程。432.4

静态软化的各个区域与变形量之间的关系静态软化受热加工变形量的影响，可分为三个过程：静态回复静态再结晶亚动态再结晶阴影区ABCD是“禁止带”，表示在小于εs的变形量下变形，在变形的间隔时间里只发生静态回复，局部地区由于形变引起晶界迁移而产生粗大晶粒，这是不希望发生的。ABCD44abcdmBACD452.5热加工后的晶粒组织变化IIIIIIIV(b)(a)热加工动态再结晶静态回复未再结晶静态再结晶亚动态再结晶晶粒长大晶粒长大如果不发生动态再结晶，晶粒伸长（加工硬化），产生回复（II-a），则经过一定孕育期后，发生静态再结晶（III-a），再结晶结束后，晶粒长大。其特点是在晶粒长大过程中，晶粒都是均等长大，所以得到均匀的组织（IV-a），没有形成混晶组织。在变形稳定区域进行热加工变形时，变形中发生动态再结晶，形成等轴晶粒（II-b）。等轴晶粒大小取决于Z，Z（低温或高变形速率）值大时，晶粒细小，Z值小时，晶粒粗大。变形结束后，晶粒内部以不均匀位错分布为动力，发生亚动态再结晶，位错大部分消失（III-b）。其后晶粒因正常晶粒长大而粗大化。上述两种途径，在过程III结束后的阶段上，其微观组织在本质上都是一样的。462.6静态再结晶热加工过程静态再结晶过程模式图在加热状态下，奥氏体晶粒粗大（a）；变形时，随着变形量增大，晶粒伸长（b），在各个伸长的晶粒内部因蓄积了由位错而引起的应变能；以此为形核驱动力，发生静态再结晶（C）；随晶核的长大，最后全部成为再结晶组织（d）；再结晶结束后，晶粒借助热能长大472.7静态再结晶激活能的确定钢种的化学成分对静态再结晶有显著的影响，这主要是化学成分通过影响激活能Qrex来实现的。静态再结晶率达到50%的时间t0.5，可按下式确定：其中：分别为应变和应变速率；和R和T分别为气体常数和绝对温度，A、p、q和s均为常数对上式两边取对数，计算静态再结晶激活能：根据Sellars等人的研究结果，HSLA钢的Qrex与变形条件基本无关，因此对于某一钢种，lnt0.5与1/T呈直线关系，直线斜率即为（Qrex/R）。图HQ685A和HQ685B钢的变形温度倒数与50％再结晶时间（）之间的关系492.8静态再结晶动力学

对于静态再结晶动力学的研究，一般按照Avrami方程：

式中，Xs为再结晶百分率，t0.5是再结晶率达到50%时的时间。对上式取两次对数，可得：即与之间呈现线性关系，n为直线的斜率。50与

n值与温度关系n值计算与预测比较512.9静态再结晶行为研究实例试验方法1250℃×3minε1ε210/sStrain:0.2,0.3Deformationtemperature1050～950℃

双道次压缩变形示意图52软化率曲线确定方法静态软化率（Xs）的测定，可以用变形后保温不同时间后进行淬火，然后采用将试样进行金相检验的方法测出其静态软化率，但是由于这种方法的工作量太大，所以通常不采用。测定软化率的方法主要有补偿法、后插法和平均应力法，常有前两种方法。后插法:可以在计算软化率的过程中，剔除变形后静态回复产生的软化，和实际的静态软化率Xs比较接近。具体做法是：将第一道次真应力-真应变曲线向第二道次真应力-真应变曲线方向平移，如图3.2的虚线部分所示，移至与第二道曲线部分重合。这里将平移线（图中所示为虚线）与第一道次压缩实验卸载交点所对应的应力定义为σr，如下图所示。第二阶段变形中的流变应力主要随变形间隔时间和第一阶段的应变而变化。影响回复和静态再结晶动力学的冶金因素同样也会影响软化。静态再结晶软化率可以按照下式计算：53后插法：图3.2后插法测定静态再结晶率方法示意图Strain,εσrσmσ0Stress式中，σm为卸载时所对应应力，σ0和σr分别为第一道次和第二道次热变形时的屈服应力。54补偿法：补偿法（Off-set）简化了实验过程，在数据采集方面更加简单明了。具体方法：在真应变量坐标轴上取一点使其真应变值为0.002（即0.2%），过这一点作一条直线，该直线与第一道次变形曲线的开始部分（即弹性变形阶段）平行，直线与第一道次的真应力-真应变曲线的交点即为第一道次的屈服点σ0，同理，将第二道次的真应力-真应变曲线延长，直至与真应变量坐标轴相交，得到一个交点。在偏移该交点0.002单位的真应变值的地方作一条直线，使其平行于第二道次的开始部分。直线与第二道次真应力-真应变曲线的的交点即为第二道次的屈服点σr，第一道次的卸载点对应的真应力为σm。下图表示了应用补偿法采集σ0、σr时的具体操作方法。图中虚线为延长线和辅助平行线。55补偿法：

静态再结晶软化率按下式计算：式中σm为卸载时对应的应力；σ0和σr分别为第一道次和第二道次热变形时的屈服应力。通常认为Xs=0.15~0.2时开始发生再结晶，Xs=0.9时完成再结晶。补偿法测定静态再结晶软化率方法示意图Strain,εσrσmσ0Stress56

软化率曲线图1：含Nb钢不同温度下变形后的软化率曲线(prestrain:0.2,strainrate:1/s)图2：变形温度为950℃时经不同预应变后的软化率曲线

(strainrate1/s)57软化率曲线分析温度是影响再结晶发生的最主要的因素，随变形温度的降低，再结晶难以进行，当温度降低到一定程度，再结晶将被终止。当保温温度降低到一定程度，软化率曲线出现平台，对于微合金钢，软化率曲线中平台的开始与结束时间分别对应着应变诱导析出的开始与结束时间。此时，奥氏体的软化过程可以分为三个阶段：1.钢的软化率曲线同普通C-Mn钢相同，再结晶规律遵循Avrami方程；2.由于应变诱导析出的发生，再结晶被抑制，甚至终止，软化率曲线出现平台；3.当析出结束时，再结晶遵循Avrami方程继续进行。因此，微合金元素对静态再结晶的钉扎抑制作用更加显著。58(c)(d)(a)(b)图静态再结晶组织演变，Nb钢，950℃变形(a)10s(XSRX=0.208)，(b)20s(XSRX=0.312)，(c)100s(XSRX=0.325)，(d)400s(XSRX=0.515)59上页图所示为Nb钢于950℃变形后分别保温至10s、20s、100s及400s的奥氏体的显微组织。上图(a)~(d)中实测的静态再结晶分数(XSRX)分别为0.208、0.312、0.325和0.515。由图还可以看出，静态再结晶初期，形核主要发生于晶界上，随着再结晶过程的进行，晶内变形带处也开始形核，这是由于这些位置形变储存能相对较高的缘故。此外，在静态再结晶初期和前期，再结晶晶粒的分布明显呈现出不均匀和局部化的特征，说明再结晶的形核并不满足位置饱和。60

静态再结晶的控制一、静态再结晶的形核机构二、静态再结晶的临界变形量三、静态再结晶速度四、静态再结晶的数量五、静态再结晶晶粒的大小六、保温中奥氏体晶粒的长大

61静态再结晶的形核机构

热加工的静态再结晶是在变形后发生的，是利用热加工的余热进行的，它与冷加工后再结晶的区别在于不需要重新加热。再结晶晶核由亚晶成长机构和已有晶界的局部变形诱发迁移凸出形核产生。有报告认为在Si-Mn钢和HSLA（高强度低合金钢）钢中前一种机构起主要作用，后一种机构起次要作用。62静态再结晶的形核机构晶界凸出形核机制：一般发生在形变较小的金属中变形不均匀，位错密度不同。63静态再结晶的形核机构晶界凸出形核机制：一般发生在形变较小的金属中亚晶界凸出形核，凸向亚晶粒小的方向64静态再结晶的形核机构亚晶界形核机制：一般发生在变形较大的金属中适于高层错能金属，相邻亚晶粒上的某些位错，通过攀移和滑移，转移到周围的晶界或亚晶界上，导致原来亚晶界的消失，然后通过原子扩散和位置的调整，终于使两个或更多个亚晶粒的取向变为一致，合并成一个大晶粒.65静态再结晶的形核机构亚晶界形核机制：一般发生在变形较大的金属中适于低层错能金属，通过亚晶合并和亚晶长大(通过亚晶界的移动)，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66静态再结晶的形核机构

静态再结晶的形核部位优先在三个晶界的交点处产生，其次在晶界处发生，通常不发生在晶内。只有在低温大变形量下，在晶内形成非常强的变形带后，才能在晶内的变形带上形核。同时由于变形的不均匀性（它既可以是由于动回复和静回复不能完全消除加工硬化引起的，也可以是由于动态再结晶不完全所引起的），静态再结晶晶核的形成也是不均匀的，因此容易产生初期的大直径晶粒。67静态再结晶的形核机构

再结晶的驱动力是储存能。它是以结构缺陷所伴生的能量方式存在。影响储存能的因素可以分为两大类：一类是工艺条件，其中主要是变形量、变形温度、变形速度；另一类是材料的内在因素，主要是材料的化学成分和冶金状态等。68静态再结晶的形核机构-储存能

储存能随变形量的增加而增加，但其增加速率逐渐减慢，有趋于饱和的趋势。增加变形温度和降低变形速度对储存能的影响方向是一致的，都是由于加工硬化程度降低而使储存能减少。在相同条件下变形的金属，储存能将随金属熔点的降低而减小(只有银例外)。使金属强化的第二相和固溶体中溶质含量的增加都使储存能增加。在其它条件相同的情况下，细晶粒比粗晶粒的储存能高。69静态再结晶的临界变形量

热变形后的静态再结晶不是无条件发生的。在一定的变形温度和变形速度下，为了使静态再结晶发生，给以某一个临界值以上的变形量是必要的，这个临界值就称为静态再结晶的临界变形量εs。变形温度、原始奥氏体晶粒度、微合金元素对临界变形量的影响变形后的停留时间对临界变形量的影响701.变形温度、原始奥氏体晶粒度、微合金元素对临界变形量的影响

左图为原始晶粒度和变形温度对Si-Mn钢和Nb钢临界变形量的影响关系。

Si-Mn钢的临界变形量小，原始晶粒度和变形温度的影响也小。而Nb钢中轧制温度的影响大，随着轧制温度降低，临界变形量急剧增大，以至在950℃以下静态再结晶实际上不可能发生。

711.变形温度、原始奥氏体晶粒度、微合金元素对临界变形量的影响

另外，原始晶粒直径大，临界变形量也大。

Nb钢与Si-Mn钢相比，Nb钢的再结晶临界变形量明显增大。

722.变形后停留时间对临界变形量的影响

变形后停留时间长，再结晶所需要的临界变形量就小。73静态再结晶速度

热加工后奥氏体回复、再结晶的速度主要取决于奥氏体内部存在的储存能的大小、热加工后停留温度的高低、奥氏体成分和第二相质点大小等。金属在变形后的停留时间里，首先发生回复过程，储存能逐步被释放出来，约占总储存能的0.3-0.7（前者为纯金属的数据，后者为某些合金的数据），直到发生再结晶，储存能全部被释放。74静态再结晶速度

再结晶速度用再结晶百分数与时间的关系曲线表示。其特征是经过一段潜伏期后形成一条S形曲线，可见再结晶百分数是随时间的延长而增加的，一般再结晶百分数与时间关系为

x=1-exp(Ktn)(2—4)式中K为常数，n为与形变再结晶温度有关的一个常数，t为恒温保持时间，x为再结晶体积百分数。75静态再结晶速度

当奥氏体成分一定时，增加变形量、提高变形速度、提高变形后的停留温度都将提高回复和再结晶的速度，而奥氏体中的微量元素将强烈地阻止再结晶的发生。76静态再结晶速度

从图2-14可见，当变形量为30％时，碳钢在>900℃下静态再结晶在很短时间内就全部完成了，只有在变形温度<850℃时静态再结晶速度才开始变慢。而Nb钢在950℃以下发生静态再结晶就相当困难了。该图还表明，当再结晶完成50％左右时，再结晶速度最快。77静态再结晶的数量

静态再结晶从开始到全部结束是一个过程。在此过程中再结晶的数量将随着变形量、变形温度和变形后的停留时间而变化。图2-15是含钛16Mn钢在1000℃轧制和850℃轧制时不同停留时间对奥氏体再结晶百分数的影响。78静态再结晶的数量

如果轧后停留时间相同，再结晶的数量与变形量、变形温度的关系如图2-16所示。奥氏体再结晶的百分数正比于变形量与变形温度。79静态再结晶晶粒的大小

各种因素对静态再结晶晶粒尺寸的影响各种因素对奥氏体平均晶粒尺寸的影响再结晶区域图80各种因素对静态再结晶晶粒尺寸的影响

令d代表再结晶晶粒中心点之间的平均距离，则d与再结晶的形核速率N、再结晶晶粒的成长速度G之间存在下列近似关系：

d=常数(G/N)1/4

再结晶晶粒的成长速度：G=dR/dt(R：再结晶晶粒半径)，上式可以写成

G=BEs/λ

式中B为晶界的迁移率；Es为克分子的储存能。

1克分子=1摩尔。克分子是摩尔的不规范名称81各种因素对静态再结晶晶粒尺寸的影响

一切影响储存能的因素都影响晶粒的成长速度。随变形量的增加Es增加，所以G也增加，而且G与变形量的变化规律与Es的变化规律是一致的。原始晶粒的大小对G的影响也是通过晶粒大小对Es的影响起作用的，因此在应变数值相等的条件下，原始晶粒愈细小Es也愈大，G值也大。温度对G的影响也可以通过温度对B的影响表现出来，变形温度提高使G增大。金属中的第二相析出对G的影响也很大。d=常数(G/N)1/4G=dR/dtG=BEs/λ82各种因素对静态再结晶晶粒尺寸的影响

形核速率N等于单位时间内形成的核心数除以尚未再结晶的金属体积。再结晶的形核速率随形变量的增加而增加。图2-17表示形变量对N、G及N/G的影响。由图可以看出，当变形量小于5％时，N≈0，表明要发生再结晶需要一个最小变形量——临界变形量。

d=常数(G/N)1/483各种因素对静态再结晶晶粒尺寸的影响

可以定性地说，增加N，减小G可以得到细小的再结晶晶粒。因此影响N、G的因素就必然影响再结晶晶粒的尺寸。

d=常数(G/N)1/4各种因素对静态再结晶晶粒尺寸的影响取决于若干因素的综合效果，其定量计算只能根据具体钢种的实测数据作统计处理。如Towle和Gladman根据304、316不锈钢的试验得出

drex∝ε-0.5d0Z-0.06式中ε为变形量，d0为原始晶粒直径，Z为温度补偿速度参数。84各种因素对奥氏体平均晶粒尺寸的影响

奥氏体静态再结晶是在一个过程中完成的，因而各种因素不仅对再结晶晶粒尺寸有影响，也同时影响再结晶的数量，使奥氏体平均晶粒尺寸的变化不完全相同于静态再结晶晶粒的尺寸变化，因此使情况变得更为复杂。（1）变形量的影响（2）变形温度的影响（3）变形速度的影响（4）变形后停留时间的影响（5）原始晶粒大小的影响（6）微合金元素的影响85各种因素对奥氏体平均晶粒尺寸的影响

（1）变形量的影响在轧制温度一定的条件下，变形后的奥氏体晶粒的平均晶粒尺寸随变形量的增大而减小。这一方面是由于奥氏体再结晶数量增加的结果（当在部分再结晶区轧制时），另一方面是由于变形量增加，G/N降低，故再结晶晶粒变细。但是在大压下率部分的晶粒细化效果减弱，在60%的压下率下甚至没有晶粒细化作用，其极限值为20~40μm。86各种因素对奥氏体平均晶粒尺寸的影响

（1）变形量的影响87各种因素对奥氏体平均晶粒尺寸的影响

（2）变形温度的影响变形温度对奥氏体平均晶粒尺寸的影响比较复杂，取决于奥氏体再结晶的情况。在奥氏体完全再结晶区内轧制时，随着轧制温度的降低，奥氏体再结晶平均晶粒尺寸也减小。而在奥氏体部分再结晶区内轧制时，随着轧制温度降低，奥氏体未再结晶的数量增大，就有可能使奥氏体平均晶粒尺寸增大。88各种因素对奥氏体平均晶粒尺寸的影响

（3）变形速度的影响变形速度可以看成与变形温度有同样效果的因素。低变形速度相当于高变形温度；高变形速度相当于低变形温度。实际生产中，在一定设备条件下，变形速度变化不会很大，因而对奥氏体平均晶粒尺寸的影响不是主要的。89各种因素对奥氏体平均晶粒尺寸的影响

（4）变形后停留时间的影响停留时间的延长既会增加奥氏体再结晶的数量（在奥氏体部分再结晶区中变形时），也会使已再结晶的奥氏体晶粒长大。因此其结果将示奥氏体再结晶情况而定。90各种因素对奥氏体平均晶粒尺寸的影响

（4）变形后停留时间的影响图2-20是含铌16Mn钢空延时间对奥氏体平均晶粒尺寸的影响图。当在奥氏体完全再结晶区轧制时(图中变形量>20％的区域)，奥氏体平均晶粒尺寸随停留时间增加而增大，而在奥氏体部分再结晶区轧制时情况则相反。

91各种因素对奥氏体平均晶粒尺寸的影响

（5）原始晶粒大小的影响原始晶粒愈细储存能愈大，N、G都增大，但N增加比G快，所以再结晶后晶粒也愈细。但是奥氏体原始晶粒尺寸的影响随变形量的加大而逐渐减小，当变形量达到75％时，原始晶粒尺寸几乎对再结晶后的晶粒尺寸没有影响。92各种因素对奥氏体平均晶粒尺寸的影响

（6）微合金元素的影响微合金元素在钢中以C和(或)N的化合物形式析出，一般都能使G／N减小，所以可以起细化晶粒作用。溶于固溶体的微合金元素其作用主要在于它能吸附于界面，显著降低界面活动性，阻碍了晶面的扩散移动。以小质点形式分布在基体中的不溶析出物，也可以降低晶界的活动性，阻止晶粒的长大，并同时还会引起形变储存能的增加，从而使N也增大。但是由于微合金元素，尤其是Nb有很强的抑制奥氏体再结晶的作用，因而和不含微合金元素的钢相比，在同样变形条件下，再结晶数量减少，使奥氏体平均晶粒尺寸增大。93再结晶区域图

热变形后的组织随着变形量、变形温度、变形速度等的不同变化很大。在以变形量为横坐标、变形温度为纵坐标的图上,可根据变形后的组织是否发生再结晶将图分成三个区域，即再结晶区、部分再结晶区和未再结晶区。压下率大的部分发生完全再结晶，压下率低于再结晶临界变形量的部分只发生回复，不发生再结晶，在这两者之间有一个部分再结晶区。94再结晶区域图

产生部分再结晶的临界压下率和完成静态再结晶的临界压下率随着变形温度的降低而加大。而且受原始晶粒直径和化学成分的影响。原始晶粒直径大，临界曲线就向大压下率方向移动。Nb、V、Ti等强碳化物元素有抑制再结晶的作用，因而能不同程度地把临界压下率曲线推向大压下率方向。热变形后在静态再结晶区所得到的再结晶晶粒尺寸随变形量的增大而细化，而受变形温度的影响较小（在动态再结晶区中得到的再结晶晶粒尺寸主要受变形温度的影响，受变形量的影响比较小）。95再结晶区域图

图2-24是在1150℃加热的Nb钢(0.1％C，0.24％Si，1.35％Mn，0.038％Nb)，其平均原始晶粒直径180μm．在给以一道次轧制后所得到的再结晶区域图。在未再结晶区(I区)中变形时，如果给以6％的变形量，多数的晶粒将保持原形不变，只是释放了部分畸变能，即产生回复。但在很多处出现了比原始晶粒大几倍的巨大晶粒，这是由于轻微的变形在局部地方诱发起晶界移动而发生的现象。这个事实具有重要意义，即在回复区给以压下不仅不引起再结晶细化，相反地使局部生成巨大晶粒，从而使相变后的铁素体组织粗大不均，力学性能变坏。在部分再结晶区（Ⅱ区）轧制能得到再结晶和未再结晶晶粒的混合组织，也就是部分再结晶组织。在Ⅱ区中变形不会发生如同在I区中那样巨大的晶粒。在再结晶区（Ⅲ区）中轧制所得到的全部是细小的再结晶组织。96再结晶区域图

以上是一道次轧制时的情况，那么多道次轧制时其组织又会发生怎样的变化呢？仍以图2-24中所使用的钢种为例(Nb钢)。在Ⅲ区中连轧两道（每道压下率为28％）后得到全部细化的再结晶组织。再结晶区多道次轧制后奥氏体晶粒的大小既决定于总变形量也决定于道次变形量，尤以道次变形量的作用大。道次变形量或总变形量增大都能使奥氏体晶粒细化，但是再结晶晶粒细化有一个限度，大约只能达到20~40μm。97再结晶区域图

在Ⅱ区中用了3道次和5道次连续压下，在3道中每道压下10％得到再结晶和未再结晶的混合组织，而在5道次连续压下时(总压下率为42％)，却得到全部再结晶的组织。如果轧制道次足够（总变形量足够），这个阶段得到的组织比较细而且整齐。但是还应该看到，在多道次轧制时，轧制温度逐步下降，它是不利于再结晶进行的。因此仍有可能虽经多道次轧制，在Ⅱ区中有足够的总压下量，但仍然得不到全部再结晶组织。98再结晶区域图

在I区中连续轧制时，如果给以每道6％的多道次压下，即使轧制5道(总压下率27％)，也只能得到少数的再结晶晶粒，大部分是回复的晶粒和巨大晶粒的混合组织。即使7道次轧制(总压下率36％)，轧制情况也没有本质的变化。按9道次轧制(总压下率43％)，可以看到进行了一些再结晶，但是回复晶粒和巨大晶粒的混合组织仍占主体。也就是说，如果在未再结晶区中给以一个不适当的压下量就会引起巨大晶粒的产生，这种巨大晶粒在以后的轧制中很难消失，即使再给以连续的部分再结晶区的压下量也很难消失。99再结晶区域图

例如每道压下率6％，轧制4道（总压下率22％），形成巨大的晶粒，对它若以14％压下率轧制1道(压下率共33％)，则巨大晶粒原封不动地保留，其它晶粒再结晶后细化。若以14％压下率轧制3道(压下率共50％)，则大部分巨大晶粒细化，但到处仍可看到巨大晶粒的痕迹。在I区中连续轧制时如果所给予的压下率合适，就不会产生巨大晶粒，那么全部晶粒都是未再结晶晶粒，它将随着轧制道次的增加（总变形量的增加）晶粒拉长，晶内形变带逐渐增加并逐渐均匀。晶粒的拉长程度和变形带的增加程度与在l区中的总变形量成正比例，而与道次变形量关系不大。

100保温中奥氏体晶粒的长大

奥氏体再结晶完成后在高温下继续停留，晶粒将会长大。这时奥氏体晶粒长大的驱动力不是畸变能，而是由小晶粒长大成大晶粒可以减小晶界面积，从而减少总的晶界能（驱动力是晶粒长大前后总的晶界能差）。恒温下奥氏体晶粒长大的直径D与恒温下停留时间有关，根据实验结果得到：

D=Ktn(2—6)式中K、n是常数。对不同的钢材和温度其值是不同的。如1150℃保温时，Si-Mn钢的n≈0.2，Nb钢、Ti钢n≈0.03～0.04。101保温中奥氏体晶粒的长大

图2-25表示再结晶后晶粒的长大，可见在再结晶后停留的初期时间内晶粒长大的速度还是很快的，普碳钢尤为显著。多道次的道次间隔时间里和终轧后的空冷时间里再结晶奥氏体晶粒也会长大，因此在轧制工艺规程制定中要给以注意。1023.

钢在高温下的变形抗力变形抗力的概念变形抗力，有时也称变形阻力，是金属对由于施加外力而发生的塑性变形的抵抗能力。一般所说的变形抗力是指金属在单向拉伸或压缩应力状态下的屈服极限，常用

s表示。变形抗力在数值上是指单向应力状态下金属产生塑性变形所需的应力。变形抗力的数值首先取决于变形金属的化学成分和显微组织。在变形金属的化学成分和显微组织确定的情况下，变形温度、应变速率和变形程度等变形条件是影响变形抗力的主要因素。103

用途：金属的热变形抗力是材料在高温下的基本性能之一，可以用于：设计金属加工机械设备及电气设备的能力在进行热变形过程的自动控制中，用于变形载荷的计算和变形工艺参数的精确设定（主要用于过程控制）变形抗力作为材料的一种特性，反映了热变形过程中显微组织变化情况，因此，如果热轧中的变形抗力能够准确地测量出来，那么伴随热轧过程的显微组织变化，就能够通过变形抗力的变化而预报出来。从而能够在轧后不进行性能测试的情况下，预测轧材的力学性能（组织性能预报）。1043.1变形抗力的一般行为低碳钢的变形行为随温度的增加，由室温到1200℃分为五个区域：低温型变形区域：由室温到蓝脆性出现之前的区域。在这个区域，变形抗力随温度的升高而降低，而加工硬化指数n没有大的变化。蓝脆性区域：随温度的升高延伸率减少，加工硬化指数（n）开始增加，变形抗力达到峰值之前的区域。相高温型变形区：由蓝脆性温度开始到A1相变点（723℃）之前的区域。随温度上升，总延伸率急剧增大，加工硬化指数减小，变形抗力降低。(＋）两相区变形区域：由A1点开始到A3

相变点之前的区域。由于温度上升，相析出，因而总延伸急剧减小，加工硬化指数急剧增大。这是因为，在相同温度下，相比相变形抗力高，所以变形集中于相。相变形区域：总延伸率重新恢复，随温度的升高，变形抗力降低。105低碳钢的在不同温度下的变形行为：低温变形行为低温变形区域（大约0~220℃）：变形抗力随温度的升高而降低加工硬化指数n没有大的变化。单调的加工硬化106低碳钢的在不同温度下的变形行为：蓝脆性区域蓝脆性区域：（大约220~500℃）加工硬化指数随温度的升高而增加延伸率随温度的升高而减少变形抗力达到峰值之前的区域当变形速率提高时，出现蓝脆性温度提高107低碳钢的在不同温度下的变形行为：相高温变形区

相高温型变形区,随温度增加：总延伸率急剧增大加工硬化指数减小变形抗力降低。108低碳钢的在不同温度下的变形行为：

+相变形区

（＋）两相区变形区域：由于温度上升，相析出，因而总延伸急剧减小，加工硬化指数急剧增大。这是因为，在相同温度下，相比相变形抗力高，所以变形集中于相。109低碳钢的在不同温度下的变形行为：相变形区

相变形区域，随温度的升高：总延伸率重新恢复变形抗力降低加工硬化指数降低1103.1变形抗力-温度曲线和应力-应变曲线的对应关系111由于外力作用产生位错以及溶质原子扩散，在位错周围聚集溶质原子，形成Cottrell气团。位错必须拖曳气团运动，这种拖曳阻力的大小，依赖于溶质原子的扩散速度和位错的速度。当温度上升时，扩散速度增大，因此这种阻力变大，当温度达到峰值后变小。基本类型是A、B曲线的关系，随温度上升，变形抗力减小，而在相变区，由于和的结晶构造不同，在相同的温度下，的变形抗力高，所以用曲线C连接起来。应变速率越快，含碳量越多，在应力应变区域中显示的局部峰值的蓝脆性温度越向高温侧偏离。在蓝脆区的发生的曲线A偏离到D的现象，可以用位错与C、N溶质原子的相互作用来解释：112影响热变形抗力的金属学因素合金元素的影响晶粒尺寸和相结构的影响变形条件的影响变形程度变形温度变形速度变形程度、变形温度和变形速度的综合影响113影响热变形抗力的各种参数之间的内在联系热变形抗力化学成分

微观组织：晶粒细化相组成应变积累

变形条件：温度应变应变速率1143.1合金元素的影响碳：碳可以作为间隙式原子或

中的碳化物沉淀而存在。含碳量对热变形抗力的影响微乎其微。一般的看法是：无论是在较低应变速率的变形过程中，还是在较高温度的变形过程中，含碳量对热变形抗力的影响都是微不足道的。氮：高强度低合金钢中氮含量的变化一般太小，以致于不会引起热变形抗力显著改变，但氮可以通过如氮化铝或氮化铌等氮化物的形成而引起奥氏体晶粒细化，从而影响热变形抗力。置换式固溶元素：在置换型合金中使用的元素通过固溶强化、沉淀硬化和晶粒细化来达到强化目的，其强化方式同钢在室温下的强化方式相类似。115116图5-1和图5-2示出了某些合金和微量合金元素对变形抗力的影响。在试验中使用真空高频加热的压缩试验机，加热到1100℃后，经过第一道次的变形再结晶，将初始晶粒调整为40µm左右再进行第二道次变形。可见，在合金成分中Mo使变形抗力增大的效果很大，而Ni和Mn的效果很小。这些合金元素使变形抗力增大的效果大体上同它们与铁原子尺寸之差成比例。在微量合金元素中Nb使变形抗力明显增大。这些元素是通过抑制多道次轧制时的道次间的软化过程来对变形抗力产生强烈的影响。117对碳的影响效果也进行了研究，在900℃时，以低速拉伸研究了变形率10%时的变形抗力，如图5-4，可以看出，随着碳含量的增加变形抗力几乎没有什么变化。118图5-5示出奥氏体晶粒大小对变形抗力的影响。对0.09％C，0.22%Si，1.45％Mn的钢，用加热温度从900℃到1250℃之间的变化来调整

晶粒大小。随着晶粒的变细，而使变形抗力增大。但对于ASTM晶粒度0级到8级，变形抗力仅相差20%。在控制轧制中通过在

区的反复轧制，由于再结晶的结果使

晶粒不断细化，这对变形抗力的变化将有相应的影响。3.2奥氏体晶粒度的影响119关于奥氏体晶粒尺寸对变形抗力的影响从图5-6也可以看出。随着

晶粒尺寸的增大，变形抗力下降。当

晶粒直径从150µm细化到25µm时，变形抗力上升10%。3.2奥氏体晶粒度的影响1203.3变形条件的影响（1）变形程度的影响随着变形程度

的增大，其变形抗力k的变化可用下式表示：

式中：

k-变形抗力；

-变形程度；和n-系数。121（2）变形温度的影响

变形抗力与变形温度的关系如下式：

式中：

T-变形温度；

c，A-常数。

122（3）变形速度的影响

变形抗力与变形速度的关系如下式：

式中：

-常数；

m-由表可查出，一般范围在0.11-0.15。

123变形程度、变形温度和变形速度的综合影响

---变形抗力公式变形抗力（流变应力）对温度、应变和应变速率的依赖关系分别为：平均变形抗力为（井上公式）：

式中，A，B,m，n为取决于材质和变形条件池岛公式：124周纪华式

式中：σ0—在变形温度t=1000℃，=10s-1

，

=0.4时的变形抗力；t,,—分别为变形温度（℃），应变速率（s-1）及真应变；a1~a7—回归系数（其值取决于钢种）。这个模型主要有两点改进：一是在模型中反映了应变速率指数与变形温度的关系；二是对变形程度影响项进行了修正，考虑到不同钢种在相应的变形范围内具有不同的变形抗力曲线，使用了一个非线性函数去拟合变形程度影响项，因此具有较高的精度。125志田茂式

志田茂采用凸轮式高速形变机测定了8个碳钢（含碳量0.01~1.16%）在各种试验条件下的变形阻力。他考虑了低碳钢在变形温度为800~900℃范围内，随着相变的出现所导致的变形阻力值的异常区域，把变形阻力数学模型以相变的临界温度来划分，其临界温度由下式确定：式中：C—碳含量（%）。

（T≥td）

（T≤td）

（T≥td）

（T≤td）碳钢变形抗力模型由下列式子表示：126美坂佳助式

美坂佳助和吉本友吉采用落锤压缩试验的方法，测定了碳钢（含碳量0.05~1.16%）的变形抗力。式中：C—碳含量（%）；

TK—绝对温度，；

t—变形温度（℃）；127熊尚武，王国栋式

式中：

0-t0

=1000℃、

0=0.1、=10s-1时的变形抗力值；

m1~m6—为回归系数；

TK—绝对温度；

Q—激活能；

R—气体常数；

Z—Zener-Hollomon因子。

128控制轧制时的变形抗力模型

传统的变形抗力模型及有关公式几乎都是指单道次变形条件下钢的变形抗力的大小，而在实际的多道次轧制过程中，模型的精度如何，是一个必须考虑的问题。对于这个问题，目前得到公认的作法是把这种前道次遗留下来的加工硬化看作是由钢的内部存在的残余应变造成的。这样建立考虑这种残余应变累积效果的变形抗力模型时，只要将原有变形抗力模型中的变形程度影响项略加改变就可以，如下式：

式中: T—绝对温度；

—分别为应变速率（s-1）、应变及残余应变；

a0~a3—回归系数（其值取决于钢种）。129（A+F）两相区轧制时的变形抗力

130（A+F）两相区轧制时的变形抗力

控制轧制工艺已从奥氏体低温区扩展到(A+F)两相区域。因此有必要掌握在两相区轧制时的变形抗力。众所周知，在同一温度下铁素体相的变形抗力要比奥氏体相低得多，因此在(A+F)两相区轧制时的轧制压力要比在奥氏体低温轧制时低。131（A+F）两相区轧制时的变形抗力

图6-11表示出了在实验室轧机上的试验结果。实验在广泛的轧制温度范围内研究了相变对轧制压力的影响，道次压下率一定，为10％，所示温度为表面温度。从实验结果可以明显看出，在Ar3温度附近轧制压力显著降低。之后随着轧制温度降低，虽然铁素体量不断增加，但轧制压力却不断升高，而且其值落在单相区铁素体加工时的轧制压力延长线上。这就表明在相区中变形时，由于铁素体比奥氏体软，铁素体承担了大部分的变形。轧制温度愈低铁素体量愈多，加工铁素体量就增加，使变形抗力提高。132（A+F）两相区轧制时的变形抗力

从本质上说，两相区中进行轧制的铁素体和单相轧制的铁素体是一样的。因此可以认为在两相区的高温阶段变形抗力是低于奥氏体低温区变形抗力的，在该区实施控制轧制工艺可以不必担心轧制压力的升高。但如果在两相区的低温阶段轧制，那么轧制压力就可能会高于奥氏体低温区轧制时的轧制压力。

诚然，在两相区的低温区中，轧制温度的降低使加工铁素体量加大，因而使变形抗力增大。但是轧制温度不是决定加工铁素体量的唯一因素，因为诸如奥氏体晶粒尺寸，进入两相区轧制前的变形过程等因素都会使Ar3温度发生很大变化，从而影响两相区中的铁素体加工量。133（A+F）两相区轧制时的变形抗力

在两相区中受到加工的铁素体组织在道次之间的停留时间里发生软化，因而使变形抗力降低(类似于奥氏体未再结晶区中多道次轧制的情况)。保温中软化组织的变化受温度、加工前的组织(如晶粒度)和保温时间的影响。在单相铁素体区中有这样的结果，那么在两相区中的铁素体大概也会有同样的软化行为。含铌、钒、钛等微合金元素钢在两相区多道次轧制时，认为在该区轧制时强度的提高不是因为析出强化量的增加，而是由于析出抑制了铁素体的回复所产生的结果。134多道次变形的热变形抗力公式过去考虑热轧问题的前提是认为前一道次的影响在到达下一道次已经消除（即在非常短的时间内复原到无应变的状态）。但是，由于近年已将轧制温度区间扩大到

低温区或a/

两相区以及添加Nb等微量元素等原因，道次间的复原不能充分地进行，必须考虑前道次对变形抗力的影响。右图是以软化率表示的Si-Mn钢、Nb钢、V钢和Ti钢在预变形（变形量0.69)后复原的情况。由该图可见，由于微量元素的添加和低温化，复原延迟了。关于前道次对变形抗力影响的处理方法，有象冷轧那样将前道次的应变处理为残留积累的方法和以位错密度的积累来考虑的方法等等。添加Si-Mn及Nb、V、Ti的钢软化行为（基本成分：0.09%C-50%Mn)135多道次变形的热变形抗力公式将前道次残留的应变

i加到i道次的压下应变

i，得到

i，作为i道次的实质应变，即:

i=

i+

i=

i+

i

i-1

式中

i-1是前一道次的实质应变，

i是应变残留率．它依赖于前道次的应变、温度和道次间的时间等。这个

和软化度x是互相关连的，1-x大致接近于

考虑残余应变时，平均变形抗力公式：1364.热变形行为的试验研究方法拉伸试验方法压缩试验方法镦粗压缩试验平面应变压缩试验扭转试验方法轧制方法1374.1实验研究设备美国动态系统公司(DSI)：Gleeble系列热力模拟实验机日本富士电波株式会社：Thermecmastor、Press热力加工模拟设备法国SETARAM公司：高温扭转试验机中国东北大学RAL：MMS系列热力模拟实验机1384.2实验过程以Gleeble热模拟实验机试验为例。Gleeble热模拟实验机它具有两个突出的优点：一是实验过程的控制、数据采集均由计算机来进行，使得实验过程的参数控制非常精确，数据处理方便迅捷；二是装备了先进的液压楔技术，可以模拟多道次高速轧钢过程，并同时实现应变速率，应变量的精确控制。压缩方法、拉伸方法和扭转。1394.3平面变形压缩法由于平面应变压缩实验不存在鼓凸问题，目前平面应变压缩被广泛的用于流变应力压缩实验。在平面应变压缩实验中，试样以小板坯的形式在两个更宽的平板锤头之间得到压缩，锤头两端试样的弹性约束阻碍了试样向宽度方向的延伸，因而试样变形控制在纵向和高向这二维之内。为保证平面变形的条件，必须保证宽度方向的变形忽略不计，为此试样宽度t与锤头宽度W之比应在6～10以上。为保证锤头之间的变形均匀，锤头宽度和厚度h之比也应在2-4之间。为此实验所用试样为尺寸15mml×20mmw×10mmh。平面应变压缩与圆柱体单向压缩相比在热量的散失、施力方式、应变等方面都有所区别，平面应变的平均压力比单向圆柱体压缩的应力要大15.5％，真应变要少15.5％，平面应变压缩与实际钢板轧制过程较为接近。1404.4平面变形压缩法1414.5实验过程单道次压缩变形示意图142

双道次压缩变形示意图1150℃×3minε1ε210/sStrain:0.2,0.3Deformationtemperature1050～950℃时间温度143真应力真应变IIIIII144

第一节

钢的强化机制

145低碳钢的工程应力---工程应变曲线σe：弹性极限σb：抗拉强度σs：屈服强度GB/T228-2002金属材料室温拉伸试验方法1461.固溶强化2.位错强化3.沉淀强化4.晶界强化5.亚晶强化6.相变强化

钢的强化机制147固溶强化定义：采用添加溶质元素使固溶体强度升高的现象称为固溶强化，即固溶强化是通过改变金属的化学成分来提高强度的方法。机理：运动的位错与溶质原子之间的交互作用的结果。效果：提高强度、降低塑韧性。148固溶强化的规律（1）溶质元素溶解量增加，固溶体的强度也增加例如：对于无限固溶体，当溶质原子浓度为50%时强度最大；而对于有限固溶体，其强度随溶质元素溶解量增加而增大置换元素对α-Fe屈服强度的影响149固溶强化的规律（2）溶质元素在溶剂中的饱和溶解度愈小，其固溶强化效果愈好.（3）形成间隙固溶体的溶质元素（如C、N、B等元素在Fe中）其强化作用大于形成置换固溶体（如Mn、Si、P等元素在Fe中）的溶质元素。但对韧性、塑性的削弱也很显著，而置换式固溶强化却基本不削弱基体的韧性和塑性。（4）溶质与基体的原子大小差别愈大，强化效果也愈显著。150滑移是塑性变形的主要方式，材料中位错密度对材料的强度的影响

1、完全无位错存在时，在外力作用下，没有可以发生运动的位错，材料表现极高的强度。例如铜，理论计算的临界切应力约为1500MPa，而实际测出的仅为0.98MPa。但制造这种材料非常困难，目前只能在很小尺寸的晶体中实现(晶须),用于研究型的复合材料中。位错强化151滑移是塑性变形的主要方式，材料中位错密度对材料的强度的影响

2、在存在位错的晶体材料中,随位错密度的提高，位错运动受交割作用影响加大，材料的强度得到提高。经过冷变形的金属材料,发生了加工硬化，强度可以在相当范围内得到提高，常用的冷轧钢板、冷拔钢丝就是一例。值得注意的是用加工硬化提高强度的材料只能在较低温度下使用，否则因高温发生了再结晶，加工硬化的强化效果将全部消失。位错强化效果：提高强度、降低塑韧性。152沉淀强化（第二相硬质点强化）

第二相硬质点是指那些在韧性材料中存在的不易发生塑性变形的化合物,它们几乎不能发生塑性变形，在大的应力下将脆性断裂。在普通低合金钢中经常加入微量Nb、V、Ti，这些元素可以形成碳的化合物、氮的化合物或碳氮化合物，在轧制中或轧后冷却时它们可以析出，起到第二相沉淀强化作用。例如加热到1250℃的Nb钢，沉淀强化的作用平均每0.01％Nb可提高屈服强度19.6MPa。

153沉淀强化（第二相硬质点强化）

第二相的沉淀过程亦即是过饱和固溶体的分解过程。第二相能沉淀析出的必要条件是固溶体合金的溶解度随着温度的降低而减小，因此加热后得到的过饱和固溶体将随着温度的降低而析出。第二相析出的动力学、析出的形态、部位等将随加工工艺(包括冷却条件)而异。154沉淀强化（第二相硬质点强化）

沉淀强化的机制是位错和颗粒之间的相互作用。在外力作用下，运动位错遇到第二相硬质点时的运动方式有两种，(1)对提高强度有积极作用的绕过过程；(2)对提高强度作用较小的切割/剪切过程。它们都会增加运动阻力，可以提高材料的强度。绕过机制切割机制155材料的组织与力学性能的关系第二相硬质点强化

如果第二相硬质点的总量(如体积份数f)一定，单个质点的尺寸愈小，数量多，排列密集；反之单个质点的尺寸愈大，数量少，排列稀疏。对位错来说，小质点容易切割，稀疏分布时容易绕过。所以质点对强度的作用表现为尺寸太小或尺寸过大都会降低其效果，在特定的合适范围才有最大的强化效果。

根据计算和实验，一般的质点间距最佳值在20-50个原子间距，体积数的最佳值在2％左右。156材料的组织与力学性能的关系

沉淀相的部位、形状对强度都有影响。其一般规律是：沉淀颗粒分布在整个基体上比晶界沉淀的效果好；颗粒形状球状和片状相比