控轧控冷课件

1

鋼的高溫變形行為

2高溫變形行為

動態再結晶靜態再結晶熱變形方程金屬的高溫變形抗力實驗研究31.高溫變形行為高溫變形行為：金屬在0.5Tm以上變形時，稱為高溫變形。鋼材熱變形過程中的硬化、軟化行為：鋼在高溫下變形時，會同時發生硬化(加工硬化)和軟化(回復和再結晶)兩種對抗過程，這兩個過程的不斷交替進行保證變形得到順利發展。變形應力和位錯的運動在實際的塑性加工條件下，變形是由於位錯的運動而引起的。因此，應變速率取決於位錯集團的運動速度，而變形應力則取決於位錯運動的阻力。固溶強化型合金還存在著另一種阻力的作用，溶質原子同位錯之間相互作用，使位錯受來自溶質原子的阻力。在流動速度相當快的高溫下，即使位錯是運動的，也會在其周圍形成溶質原子濃度高的區域(科垂耳氣團)。4熱加工中的軟化過程分為:

（1）動態回復;（2）動態再結晶；（3）亞動態再結晶；（4）靜態再結晶；（5）靜態回復。動態：在外力作用下，處於變形過程中發生的。靜態：在熱變形停止或中斷時，借助熱變形的餘熱，在無載荷的作用下發生的。5動態再結晶真應力真應變IIIIII(c)12動態回復真應力真應變真應力真應變12(a)(b)動態回復時的應力-應變曲線特徵動態再結晶時的應力-應變曲線特徵1.1高溫下穩定變形時的應力-應變曲線6奧氏體熱變形時的變形應力與組織特徵隨應變量增加而變化，應力-應變曲線表現為:在回復型變形中：變形初期：由於加工硬化的速度大於回復速度,應力快速上升,位錯密度增加,亞晶發展迅速,晶粒伸長。當變形達到一定程度：回復過程可以完全平衡應變硬化過程,曲線表現為應力不隨應變增加而變化的穩態流變,位錯密度保持不變,即位錯的增殖率與消失率相等。晶粒仍然繼續伸長,回復所形成的亞晶呈等軸狀。在再結晶型的變形中：應變量小於臨界應變量時只發生回復．在高溫、高應變速率的情況下，應力隨應變不斷增加，直至達到峰值後又隨應變下降，最後達到穩定態。在低應變速率下，與其對應的穩定階段的曲線成波浪形變化，這是由於反復出現動態再結晶-變形-動態再結晶，即交替進行軟化-硬化-軟化而造成的。1.1高溫下穩定變形時的應力-應變曲線7奧氏體高溫變形過程：第I階段幻燈片93在變形過程中發生加工硬化和軟化兩個過程。這兩個過程的不斷交替進行保證變形得到順利發展。在變形初期，變形速率由零增加到所採用的變形速率ε，隨著變形的進行，位錯密度(ρ)將不斷增加，產生加工硬化，並且加工硬化速率較快，使變形應力迅速上升。由於變形在高溫下進行，位錯在變形過程中通過交滑移和攀移的方式運動，使部分位錯相互抵消，使材料得到回復。由於這種回復隨加工硬化發生，故稱之為動態回復。當位錯排列併發展到一定程度後，形成清晰的亞晶，稱之為動態多邊形化。動態回復和動態多邊化使加工硬化的材料發生軟化。隨著變形量的增加，位錯密度增大，位錯消失的速度也加快，反映在真應力－真應變曲線上，就是隨變形量的增加，加工硬化逐漸減弱。在第一階段中，總的趨勢是加工硬化超過動態軟化，隨著變形量的增加，應力不斷提高，稱之為動態回復階段。在一定條件下，當變形進行到一定程度時，加工硬化和動態軟化相平衡，反映在應力-應變曲線上是隨著變形量的增大，應力值趨於一定值。8奧氏體高溫變形過程：第II階段幻燈片93在第一階段動態軟化不能完全抵消加工硬化。隨著變形量的增加，位錯密度繼續增加，內部儲存能也繼續增加。當變形量達到一定程度時，將使奧氏體發生另一種轉變—動態再結晶。動態再結晶的發生與發展，使更多的位錯消失，奧氏體的變形抗力下降，直到奧氏體全部發生了動態再結晶，應力達到了穩定值。即第二階段變形。曲線表明，奧氏體發生動態再結晶有一臨界變形量，只有達到這一變形量時，才能發生動態再結晶。9奧氏體高溫變形過程：第III階段奧氏體發生了動態再結晶之後，變形量不斷增加，而應力值基本保持不變，呈穩定狀態。從應力-應變曲線中可以確定發生動態再結晶的臨界變形量。臨界變形量的大小表徵了奧氏體發生動態再結晶的難易程度，而且可以通過改變工藝參數找出影響臨界變形量的各種因素，因此研究臨界變形量是研究奧氏體動態再結晶的一種好方法。動態再結晶分為兩種：幻燈片93連續動態再結晶：奧氏體幾輪動態再結晶同時發生。間斷動態再結晶：（εc>εr）由於εr較小，奧氏體一旦發生動態再結晶，不需要太大的變形量。第一輪動態再結晶完成後，已發生再結晶的晶粒還需繼續變形，才能發生第二輪動態再結晶。10動態回復和動態再結晶

鋼在高溫的奧氏體區域內變形時不僅要產生硬化，同時也要產生軟化以消除變形過程中的加工硬化和加工硬化組織。此軟化過程統稱為回復過程。回復過程包括有回復和再結晶。鋼在熱加工中所以存在有回復過程，其原因是，高溫的奧氏體區域是空位的生成和擴散頻繁的溫度區域，易於發生位錯攀移運動、滑移運動、形成亞晶粒、亞晶界的運動以及晶界運動等現象。回復過程可分為動態回復過程和靜態回復過程。後者將在稍後的內容中講述。回復過程按晶型或合金成分區分，如下表所示。11動態回復

如上表所示，對A組金屬動態回復是在金屬全應變區域內完成，對B組金屬是在低應變區域完成。A組金屬在熱加工變形初期，變形應力上升，位錯密度增加，並開始形成亞晶。對

-Fe來講，當以0.05-1.5s‘的變形速度變形時，亞晶粒是在0.2-0.3變形量時最終完成其固定狀態。在該變形區域，因加工硬化率急劇減小，變形達到穩定狀態。所以，變形應力不變，亞晶的大小和形狀也都固定不變，如圖2—7所示。此時，加工硬化率和動態回復率相互平衡，亞晶粒不斷遭到破壞又不斷地再生成，依靠Z維持動態平衡。這裏Z是進行溫度補償的變形速度參數，可用下式表示：12

對B組金屬動態回復是在低應變區域產生。當變形量繼續升高時，應力達到最大值後開始減小，最後達到穩定狀態。在這個穩定狀態下進行動態再結晶。在加工硬化區，由位錯纏結構成的亞晶界發達。在同一均勻溫度和變形速度下變形時，B組所形成的亞晶粒尺寸比A組小。亞晶是動態回復的重要標誌。亞晶出現說明已發生了動態回復。13動態再結晶如前所述，B組金屬在熱加工變形初期應力上升，並達到最大值。超過此最大值後，應力開始下降，最後達到穩定值或處於在平衡值上下呈週期性振動的應力狀態。這時在最大應力附近開始了動態再結晶，一達到穩定應力時金屬的全部區域就處於動態再結晶狀態。前已述及，只有變形程度超過臨界變形程度

c時，奧氏體才能發生動態再結晶。臨界變形程度

c

的大小與鋼的奧氏體成分和變形條件(變形溫度T、變形速度)有關。臨界變形程度

c近似的等於對應應力峰值的變形程度

p，或者說

c=0.83

p，也有人認為，

c=0.7

p。動態再結晶的臨界變形程度

c受到變形溫度和變形速度的影響。變形溫度升高時，臨界變形程度

c變低，變形速度變小時，臨界變形程度

c也變低。可見，於高溫低速的條件下變形時容易出現動態再結晶。此外，鋼的化學成分、原始晶粒度對臨界變形程度

c的大小也都有影響。如奧氏體型Fe-Ni-Cr合金的臨界變形程度

c比鐵素體鋼大得多。原始奧氏體晶粒粗大時，臨界變形程度也大。14動態再結晶行為15變形奧氏體不同條件下的動態再結晶行為(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℃舉例16反映了奧氏體變形條件(變形溫度，變形速率)與峰值應力和峰值應變的相互關係。可以看出：變形溫度升高、變形速率降低時，峰值應力及與其對應的峰值應變降低。17形核機制：在上圖中（變形條件為0.6，950℃，1s-1），在原奧氏體晶界的幾個位置，觀察到了晶界突出現象，如圖中箭頭所示，表明實驗鋼的動態再結晶是通過晶界突出形核機制進行的。關於再結晶形核機制問題，有二種理論，即亞晶長大形核機制及晶界突出形核機制。181920奧氏體熱加工真應力-真應變曲線與材料微觀組織變化示意圖再結晶組織的演變：形變過程中隨應變量增大微觀組織發生變化的過程為:

變形初期的加工硬化→部分再結晶階段→全部再結晶階段21動態再結晶組織演化（HQ685鋼，1050℃，1s-1）真應力真應變III22變形條件:1100℃+2.5min,10℃/s冷卻到850℃,應變速率10s-1,變形後立即水淬,苦味酸腐蝕

a-變形量15%;b-變形量30%;c-變形量45%;d-變形量60%;不同變形量與奧氏體微觀組織23不同變形溫度與奧氏體微觀組織變形條件:1100℃+2.5min,10℃/s冷卻到變形溫度,60%變形,應變速率15s-1,變形後立即水淬,苦味酸腐蝕

a-變形溫度1050℃;b-變形溫度900℃24隨溫度的降低和應變速率的提高,材料微觀組織發生不同變化,相應變化的應力-應變曲線是:無峰平臺動態回復→多峰的不連續動態再結晶→單峰連續動態再結晶→部分動態再結晶→無峰和具有上升趨勢的動態回復→形變誘導相變.真應力-真應變曲線與形變溫度/應變速率關係示意圖25普碳鋼Q235隨溫度的降低和應變速率的提高,可使形變奧氏體只發生動態回復不發生動態再結晶.普碳鋼Q235壓縮變形發生動態再結晶、部分動態再結晶、未再結晶時溫度與應變速率關係圖:●發生動態再結晶;○未再結晶26不同變形溫度下應力-應變曲線加熱條件:1100℃+2.5min,10℃/s冷卻到變形溫度,60%變形,變形速率0.1s-1,變形後立即水淬27加熱溫度低，變形時原始奧氏體晶粒尺寸小，發生動態再結晶所需變形量相對小，孕育期短，相對容易發生動態再結晶。不同加熱條件及相同變形條件下的應力-應變曲線變形溫度為900℃，應變速率0.11s-128再結晶過程的熱變形方程-計算再結晶啟動能式中，

A為常數，n為應力指數，Q為再結晶啟動能，R為氣體常數，其值為8.31J/mol·K，T為絕對溫度，而為應力因數。對熱變形方程(1)的兩邊取對數，得如下關係式：（1）（2）（3）在(2)中，當速率不變時，兩邊對溫度的倒數求導，得29對於碳鋼及一般低合金鋼，應力因數通常取0.012MPa-1在(2)中，當溫度不變時，兩邊對峰值應力求導，得（4）30根據上述分析，分別用對及對1/T作圖，如下圖所示。在下圖(a)中，首求出各條曲線的斜率，再求出它們的倒數，平均值就是應力指數n。對於下圖(b)，則確定各條曲線斜率後，直接求出其平均值就是參數b。這樣，再根據公式(3)則可計算出再結晶啟動能Q參數。應力與變形溫度、變形速率的關係（a）應力與變形速率的關係；（b）應力與變形溫度的關係31（5）（6）（1）Z參數：32鋼種成分（%）應力因數MPa-1再結晶啟動能Q/(kJ/mol)應力指數n係數ACMnSiCrB實驗鋼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表再結晶啟動能Q等參數的回歸結果332.3

奧氏體熱變形後的靜態軟化過程奧氏體熱變形後的靜態軟化行為形變奧氏體保溫過程中的軟化曲線形變奧氏體保溫過程中的組織變化奧氏體靜態再結晶動力學方程奧氏體靜態再結晶行為研究實例34靜態回復和靜態再結晶熱加工過程中的任何階段都不能完全消除奧氏體的加工硬化，這就造成了組織結構的不穩定性。熱加工的間隙時間裏（如軋製道次之間）或加工後在奧氏體區的緩冷過程中將繼續發生變化，以變形儲存能為驅動力，力圖消除加工硬化組織，通過熱活化過程再結晶成核和長大而再生成新的晶粒組織，使系統由高能狀態轉變為較穩定的低能狀態，使金屬組織結構達到穩定狀態。這種變化仍然是回復、再結晶過程，但是它們不是發生在熱加工過程中，所以叫做靜態回復和靜態再結晶。35奧氏體在熱加工間隙時間裏應力-應變曲線的變化式中:σm為卸載時對應的應力；σ0和σr分別為第一道次和第二道次熱變形時的屈服應力。在兩次變形間奧氏體軟化的數量：（σm-σr）與（σm-σy）之比，稱為軟化百分數，以XS表示之，則

Strain,εσrσmσ0Stress36軟化百分數當x=1時表示奧氏體在兩次熱加工的間隙時間裏消除了全部加工硬化，全部恢復到變形前的原始狀態,σ0=σr就是全部靜再結晶的結果。當x=0時表示奧氏體在兩次熱加工的間隙時間裏沒有任何的軟化，因此σm=σr當0＜x＜1時表示奧氏體在兩次熱加工的間隙時間裏發生了不同程度的回復與再結晶。Strain,εσrσmσ0Stress37變形量對奧氏體在熱加工間隙時間裏軟化行為的影響軟化程度受多種因素的影響。首先討論在形變溫度T、形變速度、形變後停留時的溫度不變的條件下，只改變變形量ε時，在兩次形變間隔時間裏奧氏體組織結構的變化。即討論在熱加工過程中形成的不同的奧氏體組織結構在加工後的間隔時間裏將發生怎樣的變化。

38變形量對奧氏體在熱加工間隙時間裏軟化行為的影響

εc是奧氏體發生動態再結晶的臨界變形量，要想使奧氏體全部發生再結晶就需要繼續變形。εp是真應力-真應變曲線上應力峰值所對應的應變量εs是產生靜態再結晶的最小變形量（靜態再結晶的臨界變形量）εs1是再結晶由產生核心到全部完成一輪再結晶所需要的變形量。39變形量對奧氏體在熱加工間隙時間裏軟化行為的影響

（1）當ε1遠小於εc時（a點，a曲線）曲線a表示了兩次變形間隔時間裏軟化的情況與軟化的速度。曲線表明變形一停止軟化就立即發生，隨時間的延長軟化百分數增大，當達到一定程度後軟化停止，這個過程大約在100s內完成。僅僅軟化了30％，還有70％的加工硬化不能消除。這種變化有如冷加工的退火階段，稱為靜態回復。靜態回復可以部分減少位錯．未消除的加工硬化對下次變形有迭加作用。如果這是最後一次變形，那麼在急冷下來的相變組織中仍能繼承高溫形變的加工硬化結構。40變形量對奧氏體在熱加工間隙時間裏軟化行為的影響

（2）當εs＜ε1＜εc時（b點，b曲線）第一階段是由於靜態回復產生的，約在100秒鐘結束，軟化率上升到45%。如果繼續保持高溫，在長時間的孕育期之後發生第二階段的軟化，即發生靜態再結晶。靜態再結晶可以使軟化百分數達到x=1，即原來熱加工形成的加工硬化結構全部消除，形成了新的位錯密度相當低的晶粒。如果再次變形，真應力-真應變曲線恢復到原始狀態。這裏把產生靜態再結晶的最小變形量εs稱為靜態再結晶的臨界變形量(關於臨界變形量的問題在下面還要討論)。41變形量對奧氏體在熱加工間隙時間裏軟化行為的影響

（3）當εc＜ε1＜εs1時（c點，c曲線）當變形程度剛超過

p(曲線上c點)時，變形停止後的軟化過程如曲線c所示。曲線c表示變形在動態再結晶開始後的某一個階段停止的軟化情況。曲線被分為三個階段，即第一階段為靜態回復，第二階段為亞動態再結晶，第三階段為靜態再結晶。在曲線上有兩個平臺，其中第一個平臺的前一段曲線屬於靜態回復，後一段曲線為亞動態再結晶。亞動態再結晶不需要孕育期，它是原來的動態再結晶晶核的繼續長大。42變形量對奧氏體在熱加工間隙時間裏軟化行為的影響

（4）當εs1＜ε1時（d點，d曲線）d點表示變形應力超過最大應力達到正常應力部分（變形應力穩定階段），動態再結晶晶粒維持一定的大小和形狀，此時加工硬化率和動態再結晶的軟化率達到平衡，在這種變形量下停止變形，保持變形的高溫，材料的軟化過程如d曲線。在動態再結晶的基礎上軟化開始，由於動態再結晶的組織中有不均勻位錯密度，變形一停止馬上就進入靜態回復階段，接著就是亞動態再結晶階段。曲線d上不出現平臺，僅出現拐點，這也表明亞動態再結晶不需要潛伏期。由於這個階段的熱加工變形量很大，發生的動態再結晶的核心很多，形變停止後這些核心很快繼續長大，生成無位錯的新晶粒，消除全部加工硬化，所以不發生靜態再結晶的軟化過程。432.4

靜態軟化的各個區域與變形量之間的關係靜態軟化受熱加工變形量的影響，可分為三個過程：靜態回復靜態再結晶亞動態再結晶陰影區ABCD是“禁止帶”，表示在小於εs的變形量下變形，在變形的間隔時間裏只發生靜態回復，局部地區由於形變引起晶界遷移而產生粗大晶粒，這是不希望發生的。ABCD44abcdmBACD452.5熱加工後的晶粒組織變化IIIIIIIV(b)(a)熱加工動態再結晶靜態回復未再結晶靜態再結晶亞動態再結晶晶粒長大晶粒長大如果不發生動態再結晶，晶粒伸長（加工硬化），產生回復（II-a），則經過一定孕育期後，發生靜態再結晶（III-a），再結晶結束後，晶粒長大。其特點是在晶粒長大過程中，晶粒都是均等長大，所以得到均勻的組織（IV-a），沒有形成混晶組織。在變形穩定區域進行熱加工變形時，變形中發生動態再結晶，形成等軸晶粒（II-b）。等軸晶粒大小取決於Z，Z（低溫或高變形速率）值大時，晶粒細小，Z值小時，晶粒粗大。變形結束後，晶粒內部以不均勻位錯分佈為動力，發生亞動態再結晶，位錯大部分消失（III-b）。其後晶粒因正常晶粒長大而粗大化。上述兩種途徑，在過程III結束後的階段上，其微觀組織在本質上都是一樣的。462.6靜態再結晶熱加工過程靜態再結晶過程模式圖在加熱狀態下，奧氏體晶粒粗大（a）；變形時，隨著變形量增大，晶粒伸長（b），在各個伸長的晶粒內部因蓄積了由位錯而引起的應變能；以此為形核驅動力，發生靜態再結晶（C）；隨晶核的長大，最後全部成為再結晶組織（d）；再結晶結束後，晶粒借助熱能長大472.7靜態再結晶啟動能的確定鋼種的化學成分對靜態再結晶有顯著的影響，這主要是化學成分通過影響啟動能Qrex來實現的。靜態再結晶率達到50%的時間t0.5，可按下式確定：其中：分別為應變和應變速率；和R和T分別為氣體常數和絕對溫度，A、p、q和s均為常數對上式兩邊取對數，計算靜態再結晶啟動能：根據Sellars等人的研究結果，HSLA鋼的Qrex與變形條件基本無關，因此對於某一鋼種，lnt0.5與1/T呈直線關係，直線斜率即為（Qrex/R）。圖HQ685A和HQ685B鋼的變形溫度倒數與50％再結晶時間（）之間的關係492.8靜態再結晶動力學

對於靜態再結晶動力學的研究，一般按照Avrami方程：

式中，Xs為再結晶百分率，t0.5是再結晶率達到50%時的時間。對上式取兩次對數，可得：即與之間呈現線性關係，n為直線的斜率。50與

n值與溫度關係n值計算與預測比較512.9靜態再結晶行為研究實例試驗方法1250℃×3minε1ε210/sStrain:0.2,0.3Deformationtemperature1050～950℃

雙道次壓縮變形示意圖52軟化率曲線確定方法靜態軟化率（Xs）的測定，可以用變形後保溫不同時間後進行淬火，然後採用將試樣進行金相檢驗的方法測出其靜態軟化率，但是由於這種方法的工作量太大，所以通常不採用。測定軟化率的方法主要有補償法、後插法和平均應力法，常有前兩種方法。後插法:可以在計算軟化率的過程中，剔除變形後靜態回復產生的軟化，和實際的靜態軟化率Xs比較接近。具體做法是：將第一道次真應力-真應變曲線向第二道次真應力-真應變曲線方向平移，如圖3.2的虛線部分所示，移至與第二道曲線部分重合。這裏將平移線（圖中所示為虛線）與第一道次壓縮實驗卸載交點所對應的應力定義為σr，如下圖所示。第二階段變形中的流變應力主要隨變形間隔時間和第一階段的應變而變化。影響回復和靜態再結晶動力學的冶金因素同樣也會影響軟化。靜態再結晶軟化率可以按照下式計算：53後插法：圖3.2後插法測定靜態再結晶率方法示意圖Strain,εσrσmσ0Stress式中，σm為卸載時所對應應力，σ0和σr分別為第一道次和第二道次熱變形時的屈服應力。54補償法：補償法（Off-set）簡化了實驗過程，在數據採集方面更加簡單明瞭。具體方法：在真應變量坐標軸上取一點使其真應變值為0.002（即0.2%），過這一點作一條直線，該直線與第一道次變形曲線的開始部分（即彈性變形階段）平行，直線與第一道次的真應力-真應變曲線的交點即為第一道次的屈服點σ0，同理，將第二道次的真應力-真應變曲線延長，直至與真應變量坐標軸相交，得到一個交點。在偏移該交點0.002單位的真應變值的地方作一條直線，使其平行於第二道次的開始部分。直線與第二道次真應力-真應變曲線的的交點即為第二道次的屈服點σr，第一道次的卸載點對應的真應力為σm。下圖表示了應用補償法採集σ0、σr時的具體操作方法。圖中虛線為延長線和輔助平行線。55補償法：

靜態再結晶軟化率按下式計算：式中σm為卸載時對應的應力；σ0和σr分別為第一道次和第二道次熱變形時的屈服應力。通常認為Xs=0.15~0.2時開始發生再結晶，Xs=0.9時完成再結晶。補償法測定靜態再結晶軟化率方法示意圖Strain,εσrσmσ0Stress56

軟化率曲線圖1：含Nb鋼不同溫度下變形後的軟化率曲線(prestrain:0.2,strainrate:1/s)圖2：變形溫度為950℃時經不同預應變後的軟化率曲線

(strainrate1/s)57軟化率曲線分析溫度是影響再結晶發生的最主要的因素，隨變形溫度的降低，再結晶難以進行，當溫度降低到一定程度，再結晶將被終止。當保溫溫度降低到一定程度，軟化率曲線出現平臺，對於微合金鋼，軟化率曲線中平臺的開始與結束時間分別對應著應變誘導析出的開始與結束時間。此時，奧氏體的軟化過程可以分為三個階段：1.鋼的軟化率曲線同普通C-Mn鋼相同，再結晶規律遵循Avrami方程；2.由於應變誘導析出的發生，再結晶被抑制，甚至終止，軟化率曲線出現平臺；3.當析出結束時，再結晶遵循Avrami方程繼續進行。因此，微合金元素對靜態再結晶的釘紮抑制作用更加顯著。58(c)(d)(a)(b)圖靜態再結晶組織演變，Nb鋼，950℃變形(a)10s(XSRX=0.208)，(b)20s(XSRX=0.312)，(c)100s(XSRX=0.325)，(d)400s(XSRX=0.515)59上頁圖所示為Nb鋼於950℃變形後分別保溫至10s、20s、100s及400s的奧氏體的顯微組織。上圖(a)~(d)中實測的靜態再結晶分數(XSRX)分別為0.208、0.312、0.325和0.515。由圖還可以看出，靜態再結晶初期，形核主要發生於晶界上，隨著再結晶過程的進行，晶內變形帶處也開始形核，這是由於這些位置形變儲存能相對較高的緣故。此外，在靜態再結晶初期和前期，再結晶晶粒的分佈明顯呈現出不均勻和局部化的特徵，說明再結晶的形核並不滿足位置飽和。60

靜態再結晶的控制一、靜態再結晶的形核機構二、靜態再結晶的臨界變形量三、靜態再結晶速度四、靜態再結晶的數量五、靜態再結晶晶粒的大小六、保溫中奧氏體晶粒的長大

61靜態再結晶的形核機構

熱加工的靜態再結晶是在變形後發生的，是利用熱加工的餘熱進行的，它與冷加工後再結晶的區別在於不需要重新加熱。再結晶晶核由亞晶成長機構和已有晶界的局部變形誘發遷移凸出形核產生。有報告認為在Si-Mn鋼和HSLA（高強度低合金鋼）鋼中前一種機構起主要作用，後一種機構起次要作用。62靜態再結晶的形核機構晶界凸出形核機制：一般發生在形變較小的金屬中變形不均勻，位錯密度不同。63靜態再結晶的形核機構晶界凸出形核機制：一般發生在形變較小的金屬中亞晶界凸出形核，凸向亞晶粒小的方向64靜態再結晶的形核機構亞晶界形核機制：一般發生在變形較大的金屬中適於高層錯能金屬，相鄰亞晶粒上的某些位錯，通過攀移和滑移，轉移到周圍的晶界或亞晶界上，導致原來亞晶界的消失，然後通過原子擴散和位置的調整，終於使兩個或更多個亞晶粒的取向變為一致，合併成一個大晶粒.65靜態再結晶的形核機構亞晶界形核機制：一般發生在變形較大的金屬中適於低層錯能金屬，通過亞晶合併和亞晶長大(通過亞晶界的移動)，使亞晶界與基體間的取向差增大，直至形成大角度晶界，便成為再結晶的核心66靜態再結晶的形核機構

靜態再結晶的形核部位優先在三個晶界的交點處產生，其次在晶界處發生，通常不發生在晶內。只有在低溫大變形量下，在晶內形成非常強的變形帶後，才能在晶內的變形帶上形核。同時由於變形的不均勻性（它既可以是由於動回復和靜回復不能完全消除加工硬化引起的，也可以是由於動態再結晶不完全所引起的），靜態再結晶晶核的形成也是不均勻的，因此容易產生初期的大直徑晶粒。67靜態再結晶的形核機構

再結晶的驅動力是儲存能。它是以結構缺陷所伴生的能量方式存在。影響儲存能的因素可以分為兩大類：一類是工藝條件，其中主要是變形量、變形溫度、變形速度；另一類是材料的內在因素，主要是材料的化學成分和冶金狀態等。68靜態再結晶的形核機構-儲存能

儲存能隨變形量的增加而增加，但其增加速率逐漸減慢，有趨於飽和的趨勢。增加變形溫度和降低變形速度對儲存能的影響方向是一致的，都是由於加工硬化程度降低而使儲存能減少。在相同條件下變形的金屬，儲存能將隨金屬熔點的降低而減小(只有銀例外)。使金屬強化的第二相和固溶體中溶質含量的增加都使儲存能增加。在其他條件相同的情況下，細晶粒比粗晶粒的儲存能高。69靜態再結晶的臨界變形量

熱變形後的靜態再結晶不是無條件發生的。在一定的變形溫度和變形速度下，為了使靜態再結晶發生，給以某一個臨界值以上的變形量是必要的，這個臨界值就稱為靜態再結晶的臨界變形量εs。變形溫度、原始奧氏體晶粒度、微合金元素對臨界變形量的影響變形後的停留時間對臨界變形量的影響701.變形溫度、原始奧氏體晶粒度、微合金元素對臨界變形量的影響

左圖為原始晶粒度和變形溫度對Si-Mn鋼和Nb鋼臨界變形量的影響關係。

Si-Mn鋼的臨界變形量小，原始晶粒度和變形溫度的影響也小。而Nb鋼中軋製溫度的影響大，隨著軋製溫度降低，臨界變形量急劇增大，以至在950℃以下靜態再結晶實際上不可能發生。

711.變形溫度、原始奧氏體晶粒度、微合金元素對臨界變形量的影響

另外，原始晶粒直徑大，臨界變形量也大。

Nb鋼與Si-Mn鋼相比，Nb鋼的再結晶臨界變形量明顯增大。

722.變形後停留時間對臨界變形量的影響

變形後停留時間長，再結晶所需要的臨界變形量就小。73靜態再結晶速度

熱加工後奧氏體回復、再結晶的速度主要取決於奧氏體內部存在的儲存能的大小、熱加工後停留溫度的高低、奧氏體成分和第二相質點大小等。金屬在變形後的停留時間裏，首先發生回復過程，儲存能逐步被釋放出來，約占總儲存能的0.3-0.7（前者為純金屬的數據，後者為某些合金的數據），直到發生再結晶，儲存能全部被釋放。74靜態再結晶速度

再結晶速度用再結晶百分數與時間的關係曲線表示。其特徵是經過一段潛伏期後形成一條S形曲線，可見再結晶百分數是隨時間的延長而增加的，一般再結晶百分數與時間關係為

x=1-exp(Ktn)(2—4)式中K為常數，n為與形變再結晶溫度有關的一個常數，t為恒溫保持時間，x為再結晶體積百分數。75靜態再結晶速度

當奧氏體成分一定時，增加變形量、提高變形速度、提高變形後的停留溫度都將提高回復和再結晶的速度，而奧氏體中的微量元素將強烈地阻止再結晶的發生。76靜態再結晶速度

從圖2-14可見，當變形量為30％時，碳鋼在>900℃下靜態再結晶在很短時間內就全部完成了，只有在變形溫度<850℃時靜態再結晶速度才開始變慢。而Nb鋼在950℃以下發生靜態再結晶就相當困難了。該圖還表明，當再結晶完成50％左右時，再結晶速度最快。77靜態再結晶的數量

靜態再結晶從開始到全部結束是一個過程。在此過程中再結晶的數量將隨著變形量、變形溫度和變形後的停留時間而變化。圖2-15是含鈦16Mn鋼在1000℃軋製和850℃軋製時不同停留時間對奧氏體再結晶百分數的影響。78靜態再結晶的數量

如果軋後停留時間相同，再結晶的數量與變形量、變形溫度的關係如圖2-16所示。奧氏體再結晶的百分數正比於變形量與變形溫度。79靜態再結晶晶粒的大小

各種因素對靜態再結晶晶粒尺寸的影響各種因素對奧氏體平均晶粒尺寸的影響再結晶區域圖80各種因素對靜態再結晶晶粒尺寸的影響

令d代表再結晶晶粒中心點之間的平均距離，則d與再結晶的形核速率N、再結晶晶粒的成長速度G之間存在下列近似關係：

d=常數(G/N)1/4

再結晶晶粒的成長速度：G=dR/dt(R：再結晶晶粒半徑)，上式可以寫成

G=BEs/λ

式中B為晶界的遷移率；Es為克分子的儲存能。

1克分子=1摩爾。克分子是摩爾的不規範名稱81各種因素對靜態再結晶晶粒尺寸的影響

一切影響儲存能的因素都影響晶粒的成長速度。隨變形量的增加Es增加，所以G也增加，而且G與變形量的變化規律與Es的變化規律是一致的。原始晶粒的大小對G的影響也是通過晶粒大小對Es的影響起作用的，因此在應變數值相等的條件下，原始晶粒愈細小Es也愈大，G值也大。溫度對G的影響也可以通過溫度對B的影響表現出來，變形溫度提高使G增大。金屬中的第二相析出對G的影響也很大。d=常數(G/N)1/4G=dR/dtG=BEs/λ82各種因素對靜態再結晶晶粒尺寸的影響

形核速率N等於單位時間內形成的核心數除以尚未再結晶的金屬體積。再結晶的形核速率隨形變量的增加而增加。圖2-17表示形變量對N、G及N/G的影響。由圖可以看出，當變形量小於5％時，N≈0，表明要發生再結晶需要一個最小變形量——臨界變形量。

d=常數(G/N)1/483各種因素對靜態再結晶晶粒尺寸的影響

可以定性地說，增加N，減小G可以得到細小的再結晶晶粒。因此影響N、G的因素就必然影響再結晶晶粒的尺寸。

d=常數(G/N)1/4各種因素對靜態再結晶晶粒尺寸的影響取決於若干因素的綜合效果，其定量計算只能根據具體鋼種的實測數據作統計處理。如Towle和Gladman根據304、316不銹鋼的試驗得出

drex∝ε-0.5d0Z-0.06式中ε為變形量，d0為原始晶粒直徑，Z為溫度補償速度參數。84各種因素對奧氏體平均晶粒尺寸的影響

奧氏體靜態再結晶是在一個過程中完成的，因而各種因素不僅對再結晶晶粒尺寸有影響，也同時影響再結晶的數量，使奧氏體平均晶粒尺寸的變化不完全相同於靜態再結晶晶粒的尺寸變化，因此使情況變得更為複雜。（1）變形量的影響（2）變形溫度的影響（3）變形速度的影響（4）變形後停留時間的影響（5）原始晶粒大小的影響（6）微合金元素的影響85各種因素對奧氏體平均晶粒尺寸的影響

（1）變形量的影響在軋製溫度一定的條件下，變形後的奧氏體晶粒的平均晶粒尺寸隨變形量的增大而減小。這一方面是由於奧氏體再結晶數量增加的結果（當在部分再結晶區軋製時），另一方面是由於變形量增加，G/N降低，故再結晶晶粒變細。但是在大壓下率部分的晶粒細化效果減弱，在60%的壓下率下甚至沒有晶粒細化作用，其極限值為20~40μm。86各種因素對奧氏體平均晶粒尺寸的影響

（1）變形量的影響87各種因素對奧氏體平均晶粒尺寸的影響

（2）變形溫度的影響變形溫度對奧氏體平均晶粒尺寸的影響比較複雜，取決於奧氏體再結晶的情況。在奧氏體完全再結晶區內軋製時，隨著軋製溫度的降低，奧氏體再結晶平均晶粒尺寸也減小。而在奧氏體部分再結晶區內軋製時，隨著軋製溫度降低，奧氏體未再結晶的數量增大，就有可能使奧氏體平均晶粒尺寸增大。88各種因素對奧氏體平均晶粒尺寸的影響

（3）變形速度的影響變形速度可以看成與變形溫度有同樣效果的因素。低變形速度相當於高變形溫度；高變形速度相當於低變形溫度。實際生產中，在一定設備條件下，變形速度變化不會很大，因而對奧氏體平均晶粒尺寸的影響不是主要的。89各種因素對奧氏體平均晶粒尺寸的影響

（4）變形後停留時間的影響停留時間的延長既會增加奧氏體再結晶的數量（在奧氏體部分再結晶區中變形時），也會使已再結晶的奧氏體晶粒長大。因此其結果將示奧氏體再結晶情況而定。90各種因素對奧氏體平均晶粒尺寸的影響

（4）變形後停留時間的影響圖2-20是含鈮16Mn鋼空延時間對奧氏體平均晶粒尺寸的影響圖。當在奧氏體完全再結晶區軋製時(圖中變形量>20％的區域)，奧氏體平均晶粒尺寸隨停留時間增加而增大，而在奧氏體部分再結晶區軋製時情況則相反。

91各種因素對奧氏體平均晶粒尺寸的影響

（5）原始晶粒大小的影響原始晶粒愈細儲存能愈大，N、G都增大，但N增加比G快，所以再結晶後晶粒也愈細。但是奧氏體原始晶粒尺寸的影響隨變形量的加大而逐漸減小，當變形量達到75％時，原始晶粒尺寸幾乎對再結晶後的晶粒尺寸沒有影響。92各種因素對奧氏體平均晶粒尺寸的影響

（6）微合金元素的影響微合金元素在鋼中以C和(或)N的化合物形式析出，一般都能使G／N減小，所以可以起細化晶粒作用。溶於固溶體的微合金元素其作用主要在於它能吸附於介面，顯著降低介面活動性，阻礙了晶面的擴散移動。以小質點形式分佈在基體中的不溶析出物，也可以降低晶界的活動性，阻止晶粒的長大，並同時還會引起形變儲存能的增加，從而使N也增大。但是由於微合金元素，尤其是Nb有很強的抑制奧氏體再結晶的作用，因而和不含微合金元素的鋼相比，在同樣變形條件下，再結晶數量減少，使奧氏體平均晶粒尺寸增大。93再結晶區域圖

熱變形後的組織隨著變形量、變形溫度、變形速度等的不同變化很大。在以變形量為橫坐標、變形溫度為縱坐標的圖上,可根據變形後的組織是否發生再結晶將圖分成三個區域，即再結晶區、部分再結晶區和未再結晶區。壓下率大的部分發生完全再結晶，壓下率低於再結晶臨界變形量的部分只發生回復，不發生再結晶，在這兩者之間有一個部分再結晶區。94再結晶區域圖

產生部分再結晶的臨界壓下率和完成靜態再結晶的臨界壓下率隨著變形溫度的降低而加大。而且受原始晶粒直徑和化學成分的影響。原始晶粒直徑大，臨界曲線就向大壓下率方向移動。Nb、V、Ti等強碳化物元素有抑制再結晶的作用，因而能不同程度地把臨界壓下率曲線推向大壓下率方向。熱變形後在靜態再結晶區所得到的再結晶晶粒尺寸隨變形量的增大而細化，而受變形溫度的影響較小（在動態再結晶區中得到的再結晶晶粒尺寸主要受變形溫度的影響，受變形量的影響比較小）。95再結晶區域圖

圖2-24是在1150℃加熱的Nb鋼(0.1％C，0.24％Si，1.35％Mn，0.038％Nb)，其平均原始晶粒直徑180μm．在給以一道次軋製後所得到的再結晶區域圖。在未再結晶區(I區)中變形時，如果給以6％的變形量，多數的晶粒將保持原形不變，只是釋放了部分畸變能，即產生回復。但在很多處出現了比原始晶粒大幾倍的巨大晶粒，這是由於輕微的變形在局部地方誘發起晶界移動而發生的現象。這個事實具有重要意義，即在回復區給以壓下不僅不引起再結晶細化，相反地使局部生成巨大晶粒，從而使相變後的鐵素體組織粗大不均，力學性能變壞。在部分再結晶區（Ⅱ區）軋製能得到再結晶和未再結晶晶粒的混合組織，也就是部分再結晶組織。在Ⅱ區中變形不會發生如同在I區中那樣巨大的晶粒。在再結晶區（Ⅲ區）中軋製所得到的全部是細小的再結晶組織。96再結晶區域圖

以上是一道次軋製時的情況，那麼多道次軋製時其組織又會發生怎樣的變化呢？仍以圖2-24中所使用的鋼種為例(Nb鋼)。在Ⅲ區中連軋兩道（每道壓下率為28％）後得到全部細化的再結晶組織。再結晶區多道次軋製後奧氏體晶粒的大小既決定於總變形量也決定於道次變形量，尤以道次變形量的作用大。道次變形量或總變形量增大都能使奧氏體晶粒細化，但是再結晶晶粒細化有一個限度，大約只能達到20~40μm。97再結晶區域圖

在Ⅱ區中用了3道次和5道次連續壓下，在3道中每道壓下10％得到再結晶和未再結晶的混合組織，而在5道次連續壓下時(總壓下率為42％)，卻得到全部再結晶的組織。如果軋製道次足夠（總變形量足夠），這個階段得到的組織比較細而且整齊。但是還應該看到，在多道次軋製時，軋製溫度逐步下降，它是不利於再結晶進行的。因此仍有可能雖經多道次軋製，在Ⅱ區中有足夠的總壓下量，但仍然得不到全部再結晶組織。98再結晶區域圖

在I區中連續軋製時，如果給以每道6％的多道次壓下，即使軋製5道(總壓下率27％)，也只能得到少數的再結晶晶粒，大部分是回復的晶粒和巨大晶粒的混合組織。即使7道次軋製(總壓下率36％)，軋製情況也沒有本質的變化。按9道次軋製(總壓下率43％)，可以看到進行了一些再結晶，但是回復晶粒和巨大晶粒的混合組織仍占主體。也就是說，如果在未再結晶區中給以一個不適當的壓下量就會引起巨大晶粒的產生，這種巨大晶粒在以後的軋製中很難消失，即使再給以連續的部分再結晶區的壓下量也很難消失。99再結晶區域圖

例如每道壓下率6％，軋製4道（總壓下率22％），形成巨大的晶粒，對它若以14％壓下率軋製1道(壓下率共33％)，則巨大晶粒原封不動地保留，其他晶粒再結晶後細化。若以14％壓下率軋製3道(壓下率共50％)，則大部分巨大晶粒細化，但到處仍可看到巨大晶粒的痕跡。在I區中連續軋製時如果所給予的壓下率合適，就不會產生巨大晶粒，那麼全部晶粒都是未再結晶晶粒，它將隨著軋製道次的增加（總變形量的增加）晶粒拉長，晶內形變帶逐漸增加並逐漸均勻。晶粒的拉長程度和變形帶的增加程度與在l區中的總變形量成正比例，而與道次變形量關係不大。

100保溫中奧氏體晶粒的長大

奧氏體再結晶完成後在高溫下繼續停留，晶粒將會長大。這時奧氏體晶粒長大的驅動力不是畸變能，而是由小晶粒長大成大晶粒可以減小晶介面積，從而減少總的晶界能（驅動力是晶粒長大前後總的晶界能差）。恒溫下奧氏體晶粒長大的直徑D與恒溫下停留時間有關，根據實驗結果得到：

D=Ktn(2—6)式中K、n是常數。對不同的鋼材和溫度其值是不同的。如1150℃保溫時，Si-Mn鋼的n≈0.2，Nb鋼、Ti鋼n≈0.03～0.04。101保溫中奧氏體晶粒的長大

圖2-25表示再結晶後晶粒的長大，可見在再結晶後停留的初期時間內晶粒長大的速度還是很快的，普碳鋼尤為顯著。多道次的道次間隔時間裏和終軋後的空冷時間裏再結晶奧氏體晶粒也會長大，因此在軋製工藝規程制定中要給以注意。1023.

鋼在高溫下的變形抗力變形抗力的概念變形抗力，有時也稱變形阻力，是金屬對由於施加外力而發生的塑性變形的抵抗能力。一般所說的變形抗力是指金屬在單向拉伸或壓縮應力狀態下的屈服極限，常用

s表示。變形抗力在數值上是指單向應力狀態下金屬產生塑性變形所需的應力。變形抗力的數值首先取決於變形金屬的化學成分和顯微組織。在變形金屬的化學成分和顯微組織確定的情況下，變形溫度、應變速率和變形程度等變形條件是影響變形抗力的主要因素。103

用途：金屬的熱變形抗力是材料在高溫下的基本性能之一，可以用於：設計金屬加工機械設備及電氣設備的能力在進行熱變形過程的自動控制中，用於變形載荷的計算和變形工藝參數的精確設定（主要用於過程控制）變形抗力作為材料的一種特性，反映了熱變形過程中顯微組織變化情況，因此，如果熱軋中的變形抗力能夠準確地測量出來，那麼伴隨熱軋過程的顯微組織變化，就能夠通過變形抗力的變化而預報出來。從而能夠在軋後不進行性能測試的情況下，預測軋材的力學性能（組織性能預報）。1043.1變形抗力的一般行為低碳鋼的變形行為隨溫度的增加，由室溫到1200℃分為五個區域：低溫型變形區域：由室溫到藍脆性出現之前的區域。在這個區域，變形抗力隨溫度的升高而降低，而加工硬化指數n沒有大的變化。藍脆性區域：隨溫度的升高延伸率減少，加工硬化指數（n）開始增加，變形抗力達到峰值之前的區域。相高溫型變形區：由藍脆性溫度開始到A1相變點（723℃）之前的區域。隨溫度上升，總延伸率急劇增大，加工硬化指數減小，變形抗力降低。(＋）兩相區變形區域：由A1點開始到A3

相變點之前的區域。由於溫度上升，相析出，因而總延伸急劇減小，加工硬化指數急劇增大。這是因為，在相同溫度下，相比相變形抗力高，所以變形集中於相。相變形區域：總延伸率重新恢復，隨溫度的升高，變形抗力降低。105低碳鋼的在不同溫度下的變形行為：低溫變形行為低溫變形區域（大約0~220℃）：變形抗力隨溫度的升高而降低加工硬化指數n沒有大的變化。單調的加工硬化106低碳鋼的在不同溫度下的變形行為：藍脆性區域藍脆性區域：（大約220~500℃）加工硬化指數隨溫度的升高而增加延伸率隨溫度的升高而減少變形抗力達到峰值之前的區域當變形速率提高時，出現藍脆性溫度提高107低碳鋼的在不同溫度下的變形行為：相高溫變形區

相高溫型變形區,隨溫度增加：總延伸率急劇增大加工硬化指數減小變形抗力降低。108低碳鋼的在不同溫度下的變形行為：

+相變形區

（＋）兩相區變形區域：由於溫度上升，相析出，因而總延伸急劇減小，加工硬化指數急劇增大。這是因為，在相同溫度下，相比相變形抗力高，所以變形集中於相。109低碳鋼的在不同溫度下的變形行為：相變形區

相變形區域，隨溫度的升高：總延伸率重新恢復變形抗力降低加工硬化指數降低1103.1變形抗力-溫度曲線和應力-應變曲線的對應關係111由於外力作用產生位錯以及溶質原子擴散，在位錯周圍聚集溶質原子，形成Cottrell氣團。位錯必須拖曳氣團運動，這種拖曳阻力的大小，依賴於溶質原子的擴散速度和位錯的速度。當溫度上升時，擴散速度增大，因此這種阻力變大，當溫度達到峰值後變小。基本類型是A、B曲線的關係，隨溫度上升，變形抗力減小，而在相變區，由於和的結晶構造不同，在相同的溫度下，的變形抗力高，所以用曲線C連接起來。應變速率越快，含碳量越多，在應力應變區域中顯示的局部峰值的藍脆性溫度越向高溫側偏離。在藍脆區的發生的曲線A偏離到D的現象，可以用位錯與C、N溶質原子的相互作用來解釋：112影響熱變形抗力的金屬學因素合金元素的影響晶粒尺寸和相結構的影響變形條件的影響變形程度變形溫度變形速度變形程度、變形溫度和變形速度的綜合影響113影響熱變形抗力的各種參數之間的內在聯繫熱變形抗力化學成分

微觀組織：晶粒細化相組成應變積累

變形條件：溫度應變應變速率1143.1合金元素的影響碳：碳可以作為間隙式原子或

中的碳化物沉澱而存在。含碳量對熱變形抗力的影響微乎其微。一般的看法是：無論是在較低應變速率的變形過程中，還是在較高溫度的變形過程中，含碳量對熱變形抗力的影響都是微不足道的。氮：高強度低合金鋼中氮含量的變化一般太小，以致於不會引起熱變形抗力顯著改變，但氮可以通過如氮化鋁或氮化鈮等氮化物的形成而引起奧氏體晶粒細化，從而影響熱變形抗力。置換式固溶元素：在置換型合金中使用的元素通過固溶強化、沉澱硬化和晶粒細化來達到強化目的，其強化方式同鋼在室溫下的強化方式相類似。115116圖5-1和圖5-2示出了某些合金和微量合金元素對變形抗力的影響。在試驗中使用真空高頻加熱的壓縮試驗機，加熱到1100℃後，經過第一道次的變形再結晶，將初始晶粒調整為40µm左右再進行第二道次變形。可見，在合金成分中Mo使變形抗力增大的效果很大，而Ni和Mn的效果很小。這些合金元素使變形抗力增大的效果大體上同它們與鐵原子尺寸之差成比例。在微量合金元素中Nb使變形抗力明顯增大。這些元素是通過抑制多道次軋製時的道次間的軟化過程來對變形抗力產生強烈的影響。117對碳的影響效果也進行了研究，在900℃時，以低速拉伸研究了變形率10%時的變形抗力，如圖5-4，可以看出，隨著碳含量的增加變形抗力幾乎沒有什麼變化。118圖5-5示出奧氏體晶粒大小對變形抗力的影響。對0.09％C，0.22%Si，1.45％Mn的鋼，用加熱溫度從900℃到1250℃之間的變化來調整

晶粒大小。隨著晶粒的變細，而使變形抗力增大。但對於ASTM晶粒度0級到8級，變形抗力僅相差20%。在控制軋製中通過在

區的反復軋製，由於再結晶的結果使

晶粒不斷細化，這對變形抗力的變化將有相應的影響。3.2奧氏體晶粒度的影響119關於奧氏體晶粒尺寸對變形抗力的影響從圖5-6也可以看出。隨著

晶粒尺寸的增大，變形抗力下降。當

晶粒直徑從150µm細化到25µm時，變形抗力上升10%。3.2奧氏體晶粒度的影響1203.3變形條件的影響（1）變形程度的影響隨著變形程度

的增大，其變形抗力k的變化可用下式表示：

式中：

k-變形抗力；

-變形程度；和n-係數。121（2）變形溫度的影響

變形抗力與變形溫度的關係如下式：

式中：

T-變形溫度；

c，A-常數。

122（3）變形速度的影響

變形抗力與變形速度的關係如下式：

式中：

-常數；

m-由表可查出，一般範圍在0.11-0.15。

123變形程度、變形溫度和變形速度的綜合影響

---變形抗力公式變形抗力（流變應力）對溫度、應變和應變速率的依賴關係分別為：平均變形抗力為（井上公式）：

式中，A，B,m，n為取決於材質和變形條件池島公式：124周紀華式

式中：σ0—在變形溫度t=1000℃，=10s-1

，

=0.4時的變形抗力；t,,—分別為變形溫度（℃），應變速率（s-1）及真應變；a1~a7—回歸係數（其值取決於鋼種）。這個模型主要有兩點改進：一是在模型中反映了應變速率指數與變形溫度的關係；二是對變形程度影響項進行了修正，考慮到不同鋼種在相應的變形範圍內具有不同的變形抗力曲線，使用了一個非線性函數去擬合變形程度影響項，因此具有較高的精度。125志田茂式

志田茂採用凸輪式高速形變機測定了8個碳鋼（含碳量0.01~1.16%）在各種試驗條件下的變形阻力。他考慮了低碳鋼在變形溫度為800~900℃範圍內，隨著相變的出現所導致的變形阻力值的異常區域，把變形阻力數學模型以相變的臨界溫度來劃分，其臨界溫度由下式確定：式中：C—碳含量（%）。

（T≥td）

（T≤td）

（T≥td）

（T≤td）碳鋼變形抗力模型由下列式子表示：126美阪佳助式

美阪佳助和吉本友吉採用落錘壓縮試驗的方法，測定了碳鋼（含碳量0.05~1.16%）的變形抗力。式中：C—碳含量（%）；

TK—絕對溫度，；

t—變形溫度（℃）；127熊尚武，王國棟式

式中：

0-t0

=1000℃、

0=0.1、=10s-1時的變形抗力值；

m1~m6—為回歸係數；

TK—絕對溫度；

Q—啟動能；

R—氣體常數；

Z—Zener-Hollomon因數。

128控制軋製時的變形抗力模型

傳統的變形抗力模型及有關公式幾乎都是指單道次變形條件下鋼的變形抗力的大小，而在實際的多道次軋製過程中，模型的精度如何，是一個必須考慮的問題。對於這個問題，目前得到公認的作法是把這種前道次遺留下來的加工硬化看作是由鋼的內部存在的殘餘應變造成的。這樣建立考慮這種殘餘應變累積效果的變形抗力模型時，只要將原有變形抗力模型中的變形程度影響項略加改變就可以，如下式：

式中: T—絕對溫度；

—分別為應變速率（s-1）、應變及殘餘應變；

a0~a3—回歸係數（其值取決於鋼種）。129（A+F）兩相區軋製時的變形抗力

130（A+F）兩相區軋製時的變形抗力

控制軋製工藝已從奧氏體低溫區擴展到(A+F)兩相區域。因此有必要掌握在兩相區軋製時的變形抗力。眾所周知，在同一溫度下鐵素體相的變形抗力要比奧氏體相低得多，因此在(A+F)兩相區軋製時的軋製壓力要比在奧氏體低溫軋製時低。131（A+F）兩相區軋製時的變形抗力

圖6-11表示出了在實驗室軋機上的試驗結果。實驗在廣泛的軋製溫度範圍內研究了相變對軋製壓力的影響，道次壓下率一定，為10％，所示溫度為表面溫度。從實驗結果可以明顯看出，在Ar3溫度附近軋製壓力顯著降低。之後隨著軋製溫度降低，雖然鐵素體量不斷增加，但軋製壓力卻不斷升高，而且其值落在單相區鐵素體加工時的軋製壓力延長線上。這就表明在相區中變形時，由於鐵素體比奧氏體軟，鐵素體承擔了大部分的變形。軋製溫度愈低鐵素體量愈多，加工鐵素體量就增加，使變形抗力提高。132（A+F）兩相區軋製時的變形抗力

從本質上說，兩相區中進行軋製的鐵素體和單相軋製的鐵素體是一樣的。因此可以認為在兩相區的高溫階段變形抗力是低於奧氏體低溫區變形抗力的，在該區實施控制軋製工藝可以不必擔心軋製壓力的升高。但如果在兩相區的低溫階段軋製，那麼軋製壓力就可能會高於奧氏體低溫區軋製時的軋製壓力。

誠然，在兩相區的低溫區中，軋製溫度的降低使加工鐵素體量加大，因而使變形抗力增大。但是軋製溫度不是決定加工鐵素體量的唯一因素，因為諸如奧氏體晶粒尺寸，進入兩相區軋製前的變形過程等因素都會使Ar3溫度發生很大變化，從而影響兩相區中的鐵素體加工量。133（A+F）兩相區軋製時的變形抗力

在兩相區中受到加工的鐵素體組織在道次之間的停留時間裏發生軟化，因而使變形抗力降低(類似於奧氏體未再結晶區中多道次軋製的情況)。保溫中軟化組織的變化受溫度、加工前的組織(如晶粒度)和保溫時間的影響。在單相鐵素體區中有這樣的結果，那麼在兩相區中的鐵素體大概也會有同樣的軟化行為。含鈮、釩、鈦等微合金元素鋼在兩相區多道次軋製時，認為在該區軋製時強度的提高不是因為析出強化量的增加，而是由於析出抑制了鐵素體的回復所產生的結果。134多道次變形的熱變形抗力公式過去考慮熱軋問題的前提是認為前一道次的影響在到達下一道次已經消除（即在非常短的時間內復原到無應變的狀態）。但是，由於近年已將軋製溫度區間擴大到

低溫區或a/

兩相區以及添加Nb等微量元素等原因，道次間的復原不能充分地進行，必須考慮前道次對變形抗力的影響。右圖是以軟化率表示的Si-Mn鋼、Nb鋼、V鋼和Ti鋼在預變形（變形量0.69)後復原的情況。由該圖可見，由於微量元素的添加和低溫化，復原延遲了。關於前道次對變形抗力影響的處理方法，有象冷軋那樣將前道次的應變處理為殘留積累的方法和以位錯密度的積累來考慮的方法等等。添加Si-Mn及Nb、V、Ti的鋼軟化行為（基本成分：0.09%C-50%Mn)135多道次變形的熱變形抗力公式將前道次殘留的應變

i加到i道次的壓下應變

i，得到

i，作為i道次的實質應變，即:

i=

i+

i=

i+

i

i-1

式中

i-1是前一道次的實質應變，

i是應變殘留率．它依賴於前道次的應變、溫度和道次間的時間等。這個

和軟化度x是互相關連的，1-x大致接近於

考慮殘餘應變時，平均變形抗力公式：1364.熱變形行為的試驗研究方法拉伸試驗方法壓縮試驗方法鐓粗壓縮試驗平面應變壓縮試驗扭轉試驗方法軋製方法1374.1實驗研究設備美國動態系統公司(DSI)：Gleeble系列熱力模擬實驗機日本富士電波株式會社：Thermecmastor、Press熱力加工模擬設備法國SETARAM公司：高溫扭轉試驗機中國東北大學RAL：MMS系列熱力模擬實驗機1384.2實驗過程以Gleeble熱模擬實驗機試驗為例。Gleeble熱模擬實驗機它具有兩個突出的優點：一是實驗過程的控制、數據採集均由電腦來進行，使得實驗過程的參數控制非常精確，數據處理方便迅捷；二是裝備了先進的液壓楔技術，可以模擬多道次高速軋鋼過程，並同時實現應變速率，應變量的精確控制。壓縮方法、拉伸方法和扭轉。1394.3平面變形壓縮法由於平面應變壓縮實驗不存在鼓凸問題，目前平面應變壓縮被廣泛的用於流變應力壓縮實驗。在平面應變壓縮實驗中，試樣以小板坯的形式在兩個更寬的平板錘頭之間得到壓縮，錘頭兩端試樣的彈性約束阻礙了試樣向寬度方向的延伸，因而試樣變形控制在縱向和高向這二維之內。為保證平面變形的條件，必須保證寬度方向的變形忽略不計，為此試樣寬度t與錘頭寬度W之比應在6～10以上。為保證錘頭之間的變形均勻，錘頭寬度和厚度h之比也應在2-4之間。為此實驗所用試樣為尺寸15mml×20mmw×10mmh。平面應變壓縮與圓柱體單向壓縮相比在熱量的散失、施力方式、應變等方面都有所區別，平面應變的平均壓力比單向圓柱體壓縮的應力要大15.5％，真應變要少15.5％，平面應變壓縮與實際鋼板軋製過程較為接近。1404.4平面變形壓縮法1414.5實驗過程單道次壓縮變形示意圖142

雙道次壓縮變形示意圖1150℃×3minε1ε210/sStrain:0.2,0.3Deformationtemperature1050～950℃時間溫度143真應力真應變IIIIII144

第一節

鋼的強化機制

145低碳鋼的工程應力---工程應變曲線σe：彈性極限σb：抗拉強度σs：屈服強度GB/T228-2002金屬材料室溫拉伸試驗方法1461.固溶強化2.位錯強化3.沉澱強化4.晶界強化5.亞晶強化6.相變強化

鋼的強化機制147固溶強化定義：採用添加溶質元素使固溶體強度升高的現象稱為固溶強化，即固溶強化是通過改變金屬的化學成分來提高強度的方法。機理：運動的位錯與溶質原子之間的交互作用的結果。效果：提高強度、降低塑韌性。148固溶強化的規律（1）溶質元素溶解量增加，固溶體的強度也增加例如：對於無限固溶體，當溶質原子濃度為50%時強度最大；而對於有限固溶體，其強度隨溶質元素溶解量增加而增大置換元素對α-Fe屈服強度的影響149固溶強化的規律（2）溶質元素在溶劑中的飽和溶解度愈小，其固溶強化效果愈好.（3）形成間隙固溶體的溶質元素（如C、N、B等元素在Fe中）其強化作用大於形成置換固溶體（如Mn、Si、P等元素在Fe中）的溶質元素。但對韌性、塑性的削弱也很顯著，而置換式固溶強化卻基本不削弱基體的韌性和塑性。（4）溶質與基體的原子大小差別愈大，強化效果也愈顯著。150滑移是塑性變形的主要方式，材料中位錯密度對材料的強度的影響

1、完全無位錯存在時，在外力作用下，沒有可以發生運動的位錯，材料表現極高的強度。例如銅，理論計算的臨界切應力約為1500MPa，而實際測出的僅為0.98MPa。但製造這種材料非常困難，目前只能在很小尺寸的晶體中實現(晶須),用於研究型的複合材料中。位錯強化151滑移是塑性變形的主要方式，材料中位錯密度對材料的強度的影響

2、在存在位錯的晶體材料中,隨位錯密度的提高，位錯運動受交割作用影響加大，材料的強度得到提高。經過冷變形的金屬材料,發生了加工硬化，強度可以在相當範圍內得到提高，常用的冷軋鋼板、冷拔鋼絲就是一例。值得注意的是用加工硬化提高強度的材料只能在較低溫度下使用，否則因高溫發生了再結晶，加工硬化的強化效果將全部消失。位錯強化效果：提高強度、降低塑韌性。152沉澱強化（第二相硬質點強化）

第二相硬質點是指那些在韌性材料中存在的不易發生塑性變形的化合物,它們幾乎不能發生塑性變形，在大的應力下將脆性斷裂。在普通低合金鋼中經常加入微量Nb、V、Ti，這些元素可以形成碳的化合物、氮的化合物或碳氮化合物，在軋製中或軋後冷卻時它們可以析出，起到第二相沉澱強化作用。例如加熱到1250℃的Nb鋼，沉澱強化的作用平均每0.01％Nb可提高屈服強度19.6MPa。

153沉澱強化（第二相硬質點強化）

第二相的沉澱過程亦即是過飽和固溶體的分解過程。第二相能沉澱析出的必要條件是固溶體合金的溶解度隨著溫度的降低而減小，因此加熱後得到的過飽和固溶體將隨著溫度的降低而析出。第二相析出的動力學、析出的形態、部位等將隨加工工藝(包括冷卻條件)而異。154沉澱強化（第二相硬質點強化）

沉澱強化的機制是位錯和顆粒之間的相互作用。在外力作用下，運動位錯遇到第二相硬質點時的運動方式有兩種，(1)對提高強度有積極作用的繞過過程；(2)對提高強度作用較小的切割/剪切過程。它們都會增加運動阻力，可以提高材料的強度。繞過機制切割機制155材料的組織與力學性能的關係第二相硬質點強化

如果第二相硬質點的總量(如體積份數f)一定，單個質點的尺寸愈小，數量多，排列密集；反之單個質點的尺寸愈大，數量少，排列稀疏。對位錯來說，小質點容易切割，稀疏分佈時容易繞過。所以質點對強度的作用表現為尺寸太小或尺寸過大都會降低其效果，在特定的合適範圍才有最大的強化效果。

根據計算和實驗，一般的質點間距最佳值在20-50個原子間距，體積數的最佳值在2％左右。156材料的組織與力學性能的關係

沉澱相的部位、形狀對強度都有影響。其一般規律是：沉澱顆粒分佈在整個基體上比晶界沉澱的效果好；顆粒形狀球狀和片狀相比，