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1、5.3 5.3 回复和再结晶回复和再结晶 金属经过一定程度冷塑性变形后，组织和性金属经过一定程度冷塑性变形后，组织和性能都发生了明显的变化，由于各种缺陷及内应力能都发生了明显的变化，由于各种缺陷及内应力的产生，导致金属晶体在热力学上处于不稳定状的产生，导致金属晶体在热力学上处于不稳定状态，有自发向稳定态转化的趋势。通过适当的加态，有自发向稳定态转化的趋势。通过适当的加热和保温过程，这种趋势就会成为现实。这种变热和保温过程，这种趋势就会成为现实。这种变化的表现就是一系列组织、性能的变化。根据其化的表现就是一系列组织、性能的变化。根据其显微组织及性能的变化情况，可将这种变化分为显微组织及性能的变化
2、情况，可将这种变化分为三个阶段：回复、再结晶和晶粒长大。三个阶段：回复、再结晶和晶粒长大。1.1.冷变形金属在加热时的组织和性能变化冷变形金属在加热时的组织和性能变化 2.2.回复回复 3.3.再结晶再结晶 4.4.晶粒长大晶粒长大5.5.再结晶织构与退火孪晶再结晶织构与退火孪晶 5.3.1 5.3.1 冷变形金属在加热时的组织冷变形金属在加热时的组织和性能变化和性能变化1.1.显微组织变化显微组织变化回复（回复（recoveryrecovery):):是指新的无畸变晶粒出现前所产生的是指新的无畸变晶粒出现前所产生的亚结构和性能变化的阶段，在金相显微镜中无明亚结构和性能变化的阶段，在金相显微镜
3、中无明显变化；显变化；再结晶：再结晶是指出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代再结晶：再结晶是指出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的过程；变形晶粒的过程；晶粒长大晶粒长大 ：指再结晶结束后晶粒的长大过程。：指再结晶结束后晶粒的长大过程。这一过程如下图所示这一过程如下图所示加热时冷变形金属显微组织发生变化加热时冷变形金属显微组织发生变化性能变化性能变化 冷冷变变形形金金属属在在退退火火过过程程中中的的性性能能和和能能量量变变化化如如下图所示：下图所示：1.1.力学性能力学性能 (1)(1)硬硬度度（hardnesshardness）和和强强度度（strengthstrength）:回复阶段回复阶段,
4、变化不大变化不大,再结晶下降较大再结晶下降较大 (2)(2)塑塑性性:回回复复阶阶段段,变变化化不不大大;再再结结晶晶阶阶段段上上升；粗化后下降。升；粗化后下降。2.2.物理性能物理性能 (1)(1)电电阻阻（resistanceresistance）:回回复复阶阶段段，电电阻阻率率明明显下降。显下降。(2)(2)密密度度（densitydensity）:回回复复阶阶段段变变化化不不大大，再再结结晶阶段上升。晶阶段上升。3.3.内内应应力力:回回复复阶阶段段基基本本消消除除完完毕毕宏宏观观应应力力,而而微微观观应力消除需再结晶后才能完成应力消除需再结晶后才能完成4.4.亚晶粒尺寸：回复前期变化
5、不大，后期显著增大；亚晶粒尺寸：回复前期变化不大，后期显著增大；5.5.储存能释放（储存能释放（release of stored energyrelease of stored energy）5.3.2 5.3.2 回复回复（一）回复动力学（一）回复动力学 在在回回复复阶阶段段，材材料料性性能能的的变变化化是是随随温温度度和和时时间间的的变变化化而而变变化化的的，下下图图所所示示是是相相同同变变形形程程度度多多晶晶体体铁铁在在不不同同温温度度下下的的回回复复动动力力学学曲曲线线。图图中中纵纵坐坐标标为为余余应应变变硬硬化化率率(1(1R R)。R R为屈服应力回复率，为屈服应力回复率，其其中
6、中s s、r r和和0 0分分别别代代表表变变形形前前、变变形形后后以以及及回回复复后后的的屈屈服服应应力力。显显然然屈屈服服应应力力回回复复程程度度R R愈愈大大，则则剩剩余余应变硬化率应变硬化率(1(1R R)越小。越小。回复过程是一个驰豫过程，具有以下特点：回复过程是一个驰豫过程，具有以下特点：n回复过程在加热后立刻开始，没有孕育期；回复过程在加热后立刻开始，没有孕育期；n回复开始的速率很大，随着时间的延长，逐渐回复开始的速率很大，随着时间的延长，逐渐降低，直至趋于零；降低，直至趋于零；n加热温度越高，最终回复程度也越高；加热温度越高，最终回复程度也越高；n变形量越大，初始晶粒尺寸越小，
7、都有助于加变形量越大，初始晶粒尺寸越小，都有助于加快回复速率。快回复速率。回复特征通常可用一级反应方程来表达，即：回复特征通常可用一级反应方程来表达，即：（1）式中式中t t为恒温下的加热时间，为恒温下的加热时间，x x为冷变形导致的性能增量经加热后为冷变形导致的性能增量经加热后的残留分数，的残留分数，c c为与材料和温度有关的比例常数，为与材料和温度有关的比例常数，c c值与温度的关系具值与温度的关系具有典型的热激活过程的特点：有典型的热激活过程的特点：（2）式中式中Q Q为激活能，为激活能，R R为气体常数为气体常数(8.3110(8.3110-3-3J/kgmolK)J/kgmolK)，
8、c c0 0为为比例常数，比例常数，T T为绝对温度。将式（为绝对温度。将式（2 2）代入方程（）代入方程（1 1）中并积分，以）中并积分，以x x0 0表示开始时性能增量的残留分数，则得：表示开始时性能增量的残留分数，则得：在不同温度下如以回复到相同程度作比较，即上在不同温度下如以回复到相同程度作比较，即上式左边为常数，这样对两边同时取对数：式左边为常数，这样对两边同时取对数：于是，通过作图所得到的直线关系，由其斜率即可求于是，通过作图所得到的直线关系，由其斜率即可求出回复过程的激活能出回复过程的激活能Q Q。铁的回复实验表明，短时间回复时，其激活能与空位铁的回复实验表明，短时间回复时，其激
9、活能与空位迁移澈活能相近，长时间回复时，其激活能与铁的自扩散迁移澈活能相近，长时间回复时，其激活能与铁的自扩散激活能相近。因此对于冷变形金属的回复不能用单一机制激活能相近。因此对于冷变形金属的回复不能用单一机制描述。描述。(二二)回复机制回复机制 n（1 1）低温回复）低温回复n 此时因温度较低，原子活动能力有限，一般局限于点此时因温度较低，原子活动能力有限，一般局限于点缺陷的运动，通过空位迁移至晶界、位错或与间隙原子结缺陷的运动，通过空位迁移至晶界、位错或与间隙原子结合而消失，使冷变形过程中形成的过饱和空位浓度下降。合而消失，使冷变形过程中形成的过饱和空位浓度下降。对点缺陷敏感的电阻率此时会
10、发生明显下降。对点缺陷敏感的电阻率此时会发生明显下降。n（2 2）中温回复）中温回复n 此时因温度升高，原子活动能力也增强，除点缺陷运此时因温度升高，原子活动能力也增强，除点缺陷运动外，位错也被激活，在内应力作用下开始滑移，部分异动外，位错也被激活，在内应力作用下开始滑移，部分异号位错发生抵消，因此位错密度略有降低。号位错发生抵消，因此位错密度略有降低。n（3 3）高温回复）高温回复n 变形金属在较高温（变形金属在较高温（0.3Tm0.3Tm）下，变形金属的回复）下，变形金属的回复机制主要与位错的攀移运动有关。这时同一滑移面上的同机制主要与位错的攀移运动有关。这时同一滑移面上的同号刃型位错在本
11、身弹性应力场作用下，还可能发生攀移运号刃型位错在本身弹性应力场作用下，还可能发生攀移运动，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。在不同滑移面上竖直排列的位错墙以降低总畸变能。多多边边化化过过程程的的驱驱动动力力主主要要来来自自应应变变能能的的下下降，产生的条件降，产生的条件:(1)(1)塑性变形使晶体点阵发生弯曲。塑性变形使晶体点阵发生弯曲。(2)(2)在滑移面上有塞积的同号刃型位错。在滑移面上有塞积的同号刃型位错。(3)(3)需需加加热热到到较较高高温温度度使使刃刃型型位位错错能能产产生生
12、攀攀移运动。移运动。多边化前后刃型位错的排列情况下图所示：多边化前后刃型位错的排列情况下图所示：5.3.3 5.3.3 再结晶再结晶 再结晶是指经冷变形金属加热到一定温度再结晶是指经冷变形金属加热到一定温度时，通过形成新的等轴晶粒并逐步取代变形晶时，通过形成新的等轴晶粒并逐步取代变形晶粒的过程。与前述回复过程的主要区别是再结粒的过程。与前述回复过程的主要区别是再结晶是一个光学显微组织完全改变的过程，随着晶是一个光学显微组织完全改变的过程，随着保温时间的延长，新等轴晶数量及尺寸不断增保温时间的延长，新等轴晶数量及尺寸不断增加，直至原变形晶粒全部消失为止，再结晶过加，直至原变形晶粒全部消失为止，再
13、结晶过程就结束了。程就结束了。(一一)再结晶过程再结晶过程 再结晶过程是形核和长大再结晶过程是形核和长大,但无晶格类型变化。但无晶格类型变化。1.1.形核形核 实实验验表表明明，再再结结晶晶通通常常在在变变形形金金属属中中能能量量较较高高的的局局部部区区域域优优先先形形成成无无畸畸变变的的再再结结晶晶晶晶核核，其其形形核核机机制制有：有：(1)(1)晶界弓出形核晶界弓出形核(凸出形核机制凸出形核机制)对对于于变变形形度度较较小小（20%20%）的的金金属属，再再结结晶晶核核多多以以这种方式。其形核过程如下图所示：这种方式。其形核过程如下图所示：n假设弓出形核核心为球冠型，球冠半径为假设弓出形核
14、核心为球冠型，球冠半径为L L，晶界界面能为，晶界界面能为，冷变形金属中单位体积储存能为，冷变形金属中单位体积储存能为E Es s，若界面由，若界面由I I推进至推进至IIII，其扫过的面积为，其扫过的面积为d dV V，界面的面积为，界面的面积为d dA A，若，若d dV V体积内全部体积内全部储存能都被释放，储存能都被释放，n则此过程中的自由能变化为：n若晶界为球面，设其半径为若晶界为球面，设其半径为r，则，则 n 显然若晶界弓出段两端显然若晶界弓出段两端a、b固定，且固定，且值恒定，则值恒定，则开始阶段随开始阶段随ab弓出弯曲，弓出弯曲，r逐渐减小、逐渐减小、G值增大。值增大。当当r达
15、到最小值达到最小值(rab/2L)时，时，G将达到最大值。将达到最大值。此后，若继续弓出，由于此后，若继续弓出，由于r的增大而的增大而 G减小，于是，减小，于是，晶界将自发地向前推移。因此，一般段长为晶界将自发地向前推移。因此，一般段长为2L的晶的晶界，其弓出形核的能量条件为界，其弓出形核的能量条件为 G r rc c便便会会借借助助于于界界面面向向高高畸畸变变区区域域长长大大。以以亚亚晶晶迁迁移移机机制制形形成成的的晶晶核核，一一旦旦形形成成大大角角度度晶晶界界就就可可迅迅速速移移动动,扫扫除除其其遇遇到到的的位位错错,留留下下无无应应变变的的晶晶体体。晶晶界界迁迁移移的的驱驱动动力力为为新
16、新、旧旧晶晶粒粒之之间间的的自自由由能能差差。迁迁移移方方向向总总是是背背向向曲曲率率中中心心，向向着着畸畸变变区区推推进进，直到完全形成无畸变晶粒。直到完全形成无畸变晶粒。(二二)再结晶动力学再结晶动力学 再再结结晶晶动动力力学学：取取决决于于形形核核率率N N和和长长大大速速率率G G的的大大小小。纵纵坐坐标标表表示示已已再再结结晶晶晶晶粒粒分分数数，横横坐坐标标表表示示保保温温时时间间。结结晶晶动动力力学学曲曲线线表表示示TTR Rtt关关系系曲曲线线,其其特特点：点：(1)(1)恒温动力学曲线呈恒温动力学曲线呈“S”S”形形 (2)(2)有一孕育期有一孕育期 (3)(3)等等温温下下,
17、再再结结晶晶速速度度呈呈现现“慢慢、快快、慢慢”的的特特点点n 等温再结晶动力学曲线可用阿弗拉密等温再结晶动力学曲线可用阿弗拉密AvramiAvrami方程描述：方程描述：n式式中中x xR R为为再再结结晶晶的的体体积积分分数数，B B为为随随温温度度升升高高而而增增大大的的系数，系数，k k也是一个常数，两边取自然对数，可得也是一个常数，两边取自然对数，可得 n作 图，其直线的斜率就是k，截距就是lgB。等温的温度对再结晶速率的影响可用阿累尼乌斯方程表示：等温的温度对再结晶速率的影响可用阿累尼乌斯方程表示：vAexp（Q/RT)而再结晶速率和产生某一体积分数再结晶量成反比故：而再结晶速率和
18、产生某一体积分数再结晶量成反比故：1/tA exp（Q/RT)两边取对数可得：两边取对数可得：ln1/tln A-Q/R*1/T可以作可以作lnt1/T图求出再结晶激活能图求出再结晶激活能同样，两个不同温度下，产生同样程度的再结晶时，可得：同样，两个不同温度下，产生同样程度的再结晶时，可得：t1/t2=exp(-Q/R)(1/T2-1/T1)(三三)再结晶温度再结晶温度 再结晶温度：冷变形金属开始进行再结晶最低温度。再结晶温度：冷变形金属开始进行再结晶最低温度。测定方法：金相法：显微镜中出现第一颗新晶粒温度测定方法：金相法：显微镜中出现第一颗新晶粒温度 硬度法：硬度下降硬度法：硬度下降50%5
19、0%时的温度时的温度 一一般般工工业业上上所所说说的的再再结结晶晶温温度度是是指指经经较较大大冷冷变变形形量量（70%70%）的的金金属属，在在1h1h完完成成再再结结晶晶体体积积分分数数95%95%所所对对应应的温度。的温度。实际生产上确定方法：实际生产上确定方法：一般一般T TR R=（0.350.350.400.40）T Tm m一些金属的再结晶温度一些金属的再结晶温度影响再结晶的因素影响再结晶的因素 1.1.变变形形程程度度：变变形形度度增增大大、开开始始T TR R下下降降，等等温温退退火火再再结晶速度越快，而大到一定程度，结晶速度越快，而大到一定程度，T TR R趋于稳定。趋于稳定
20、。2.2.原原始始晶晶粒粒尺尺寸寸：其其它它条条件件相相同同时时，金金属属原原始始晶晶粒粒细细小小，则则变变形形抗抗力力大大，形形变变储储存存能能高高，则则T TR R越越低低，同同时形核率和长大速度均增加，有利于再结晶。时形核率和长大速度均增加，有利于再结晶。3.3.微量溶质原子：其作用一方面以固溶状态存在于金微量溶质原子：其作用一方面以固溶状态存在于金属中，会产生固溶强化作用，有利于再结晶；另一属中，会产生固溶强化作用，有利于再结晶；另一方面溶质原子偏聚于位错和晶界处，起阻碍作用。方面溶质原子偏聚于位错和晶界处，起阻碍作用。总体上起阻碍作用，使总体上起阻碍作用，使T TR R提高。提高。4
21、.4.第第二二相相粒粒子子：其其作作用用是是两两方方面面的的,这这主主要要取取决决于于分分散散相相粒粒子子大大小小与与分分布布。第第二二相相粒粒子子尺尺寸寸较较大大,间间距距较较宽宽（11微微米米），促促进进再再结结晶晶。第第二二相相粒粒子尺寸较小且又密集分布时阻碍再结晶形成。子尺寸较小且又密集分布时阻碍再结晶形成。5.5.退退火火工工艺艺参参数数：加加热热速速度度过过于于缓缓慢慢或或极极快快时时，T TR R上上升升；当当变变形形程程度度和和保保温温时时间间一一定定，退退火火温温度度越越高高，再再结结晶晶速速度度快快；在在一一定定范范围围内内延延长长保保温时间，温时间，T TR R降低。降低
22、。(四四)再结晶后晶粒大小再结晶后晶粒大小 再再结结晶晶晶晶粒粒的的平平均均直直径径d d与与形形核核率率u u及及长长大大速速度度I I之之间间的的关系如下：关系如下：影响再结晶后晶粒大小的因素：影响再结晶后晶粒大小的因素：1.1.变变形形程程度度的的影影响响 变变形形度度很很小小时时，晶晶粒粒尺尺寸寸为为原原始始晶粒尺寸；晶粒尺寸；临临界界变变形形度度c c时时，晶晶粒粒特特别别粗粗大大，一一般般金金属属c c =2=28%;8%;当变形度大于当变形度大于c c时，随变形度增加，晶粒逐渐细化。时，随变形度增加，晶粒逐渐细化。2.2.退退火火温温度度：对对刚刚完完成成再再结结晶晶时时的的晶晶
23、粒粒尺尺寸寸影影响响较较小小，若若T T升升高高，再再结结晶晶速速度度快快，c c值值变小。变小。3.3.原原始始晶晶粒粒尺尺寸寸 当当变变形形度度一一定定时时，原原始始晶晶粒越细，粒越细，D D越小。越小。4.4.微微量量溶溶质质原原子子和和杂杂质质元元素素 一一般般都都能能起起细细化化再结晶晶粒的作用。再结晶晶粒的作用。（六）六）再结晶全图再结晶全图 再结晶全图：再结晶全图：再结晶全图是表示变形程度、退火温度及再再结晶全图是表示变形程度、退火温度及再结晶后晶粒大小关系的立体图形。结晶后晶粒大小关系的立体图形。5.3.4.5.3.4.晶粒长大晶粒长大 再再结结晶晶结结束束后后，材材料料的的晶
24、晶粒粒一一般般比比较较细细小小(等等轴轴晶晶)，若若继继续续升升温温或或延延长长保保温温时时间间，晶晶粒粒会会继继续续长长大大。晶晶粒粒长长大大是是一一个个自自发发过过程程。晶晶粒粒长大的驱动力来自总的界面能的降低。长大的驱动力来自总的界面能的降低。根据再结晶后晶粒长大特点，分为根据再结晶后晶粒长大特点，分为:（1 1）正常晶粒长大）正常晶粒长大:均匀长大均匀长大 （2 2）异异常常晶晶粒粒长长大大:不不均均匀匀长长大大，又又称称二二次次再结晶；把通常说的再结晶称为一次再结晶。再结晶；把通常说的再结晶称为一次再结晶。（一）晶粒正常长大（一）晶粒正常长大 1.1.晶晶粒粒长长大大的的方方式式：长
25、长大大是是通通过过大大晶晶粒粒吞吞食食小小晶晶粒粒，晶界向曲率中心的方向移动进行的。晶界向曲率中心的方向移动进行的。2.2.驱驱动动力力：来来源源于于晶晶界界迁迁移移后后体体系系总总的的自自由由能能的的降降低低，即即总总的的界界面面能能的的降降低低。也也即即晶晶界界凸凸侧侧晶晶粒粒不不断断长大长大,凹侧晶粒不断缩小。凹侧晶粒不断缩小。3.3.晶粒大小晶粒大小:平均晶粒直径与保温时间关系平均晶粒直径与保温时间关系:Dt=ct1/2 式中表明在恒温下发生正常晶粒长大时，平均式中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。当金属中存晶粒直径随保温时间的平方根而增大。当金属中
26、存在阻碍晶界迁移的因素在阻碍晶界迁移的因素(如杂质如杂质)时时,t,t的指数项小的指数项小于于1/21/2。4.影响因素影响因素 (1)温度温度 T 升高，晶粒长大速度也越快，越易粗化。升高，晶粒长大速度也越快，越易粗化。(2)分散相微粒分散相微粒 当当合合金金中中存存在在第第二二相相微微粒粒时时,粒粒子子对对晶晶界界的的阻阻碍碍作作用用使使晶晶粒粒长长大大速速度度降降低低。正正常常长长大大停停止止时时晶晶粒粒平平均均 尺尺 寸寸 称称 为为 极极 限限 平平 均均 晶晶 粒粒 尺尺 寸寸，其其 值值 为为 式式:Dlim=4r/3 极极限限平平均均晶晶粒粒尺尺寸寸决决定定于于分分散散相相粒粒
27、子子的的尺尺寸寸及及所所占占的的体体积积分分数数。当当一一定定、r越越小小时时,极极限限平平均均晶粒尺寸越小。晶粒尺寸越小。利利用用分分散散微微粒粒阻阻碍碍高高温温下下晶晶粒粒的的长长大大，已已广广泛应用于金属材料和非金属材料中，如：泛应用于金属材料和非金属材料中，如：钢钢中中加加入入V、Ti、Nb等等,可可形形成成TiN、TiC、VC、NbC、VN、NbN等等粒粒子子有有效效阻阻碍高温下钢的晶粒长大；碍高温下钢的晶粒长大；在在陶陶瓷瓷烧烧结结中中也也常常利利用用分分散散相相微微粒粒防防止止晶粒粗化。晶粒粗化。（3 3）晶粒间位向差）晶粒间位向差 一一般般小小角角度度晶晶界界或或具具有有孪孪晶
28、晶结结构构的的晶晶界界迁迁移移速速度度很很小小；大大角角度度晶晶界界迁迁移移速速度度一一般般较较快。快。（4 4）杂质与微量元素）杂质与微量元素 阻碍晶界的迁移。阻碍晶界的迁移。(二二)晶粒异常长大晶粒异常长大晶粒异常长大晶粒异常长大(二次再结晶、不连续晶粒长大二次再结晶、不连续晶粒长大)：1.1.驱动力：来自总界面的降低。驱动力：来自总界面的降低。2.2.长长大大方方式式：少少数数晶晶粒粒突突发发性性地地迅迅速速地地粗粗化化，使使晶晶粒间的尺寸差别显著增大。不需重新形核。粒间的尺寸差别显著增大。不需重新形核。3.3.条条件件：组组织织中中存存在在使使大大多多数数晶晶粒粒边边界界比比较较稳稳定
29、定或或被被钉钉扎扎而而只只有有少少数数晶晶粒粒边边界界易易迁迁移移的的因因素素。这这些些因因素素为：为：（1 1）再再结结晶晶后后组组织织中中有有细细小小弥弥散散的的第第二二相相粒粒子子，起钉扎作用。起钉扎作用。（2 2）再再结结后后形形成成再再结结晶晶织织构构，晶晶粒粒位位向向差差小小，晶晶界迁移率小。界迁移率小。（3 3）若若金金属属为为薄薄板板，则则在在一一定定的的加加热热条条件件下下有有热热蚀沟出现钉扎位错。蚀沟出现钉扎位错。（4 4）再再结结晶晶后后产产生生了了组组织织不不均均匀匀现现象象，存存在在个个别别尺寸很大的晶粒。尺寸很大的晶粒。5.3.5 5.3.5 再结晶退火后的组织再结
30、晶退火后的组织 1.1.再结晶织构再结晶织构 在在塑塑性性变变形形后后，由由于于晶晶面面的的转转动动等等原原因因，在在组组织织中中会会形形成成一一定定的的形形变变织织构构，在在随随后后的的再再结结晶晶过过程程中中，这这种种织织构构可可能能消消失失，也也可可能能仍仍然然存存在在，但但是是一一般般与与形形变变织织构构并并不不相相同同。若若在在再再结结晶晶后后组组织织中中形形成成了了具具有有择择优优取取向向的的晶晶粒粒，称称为为再再结结晶晶织织构。构。n再结晶织构与原冷变形织构间存在三种情况：再结晶织构与原冷变形织构间存在三种情况：（1 1）与原有的织构相一致）与原有的织构相一致 （2 2）原有织构
31、消失而形成新的织构）原有织构消失而形成新的织构 （3 3）原有织构消失不再形成新的织构）原有织构消失不再形成新的织构n再结晶织构理论：再结晶织构理论：（1 1）定向形核理论）定向形核理论 （2 2）定向生长理论）定向生长理论(1)(1)定向生长理论认为：尽管金属中存在着强烈定向生长理论认为：尽管金属中存在着强烈的变形织构，但是其再结晶晶核的取向大都是的变形织构，但是其再结晶晶核的取向大都是无规则的，只有某些具有特殊位向的晶核才可无规则的，只有某些具有特殊位向的晶核才可能迅速向变形基体中长大，即形成了再结晶织能迅速向变形基体中长大，即形成了再结晶织构。构。(2)(2)定向形核理论认为：当变形量较
32、大的金属组定向形核理论认为：当变形量较大的金属组织存在变形织构时，由于各亚晶的位向相近，织存在变形织构时，由于各亚晶的位向相近，而使再结晶形核具有择优取向，并经长大形成而使再结晶形核具有择优取向，并经长大形成与原有织构相一致的再结晶织构。与原有织构相一致的再结晶织构。2.2.退火孪晶退火孪晶 在在滑滑移移受受阻阻的的情情况况下下，晶晶体体有有可可能能采采取取孪孪生生的的方方式式进进行行塑塑性性变变形形，形形成成所所谓谓的的形形变变孪孪晶晶。在在再再结结晶晶退退火火过过程程中中，一一些些面面心心立立方方金金属属，如如铜铜合合金金、奥奥氏氏体体不不锈锈钢钢、镍镍基合金等经冷变形退火后，会出现如图所
33、示的退火孪晶。基合金等经冷变形退火后，会出现如图所示的退火孪晶。典型的退火孪晶形态：典型的退火孪晶形态：A.A.晶界交角处的退火孪晶晶界交角处的退火孪晶 B.B.贯穿整个晶粒的完整退火孪晶贯穿整个晶粒的完整退火孪晶 C.C.一端终止于晶内的不完整退火孪晶一端终止于晶内的不完整退火孪晶 n在面心立方金居中形成退火孪晶时，需在在面心立方金居中形成退火孪晶时，需在111111面上产面上产生堆垛层错，即密排面生堆垛层错，即密排面111111由正常堆垛顺序由正常堆垛顺序ABCABCABCABCABCABC改变为改变为ABCBACBACBABCABCBACBACBABC，如图所示。其中，如图所示。其中，C
34、C和和AA两面为共格孪晶界面，其间的晶体则构成一退两面为共格孪晶界面，其间的晶体则构成一退火孪晶带。火孪晶带。n退火孪晶的形成机制：退火孪晶的形成机制：一般认为，退火孪晶是在晶粒一般认为，退火孪晶是在晶粒生长过程中形成的，如图所示，当晶粒通过晶界迁移生长过程中形成的，如图所示，当晶粒通过晶界迁移而生长时，若原子层在晶界角而生长时，若原子层在晶界角(111)(111)面上的堆垛顺序偶面上的堆垛顺序偶然发生错堆，则出现一共格的孪晶界面然发生错堆，则出现一共格的孪晶界面T(T(相当于图中相当于图中的的CC面面)。该孪晶界面在大角晶界不断迁移的长大过程。该孪晶界面在大角晶界不断迁移的长大过程中，若原子
35、再次在中，若原子再次在(111)(111)面上发生错堆而恢复正常堆垛面上发生错堆而恢复正常堆垛顺序，则又形成第二个共格孪晶界面顺序，则又形成第二个共格孪晶界面T(T(相当上图中的相当上图中的AA面面)，即构成了一个退火孪晶带。，即构成了一个退火孪晶带。5.45.4热变形与动态回复、再结晶热变形与动态回复、再结晶金属的热加工和冷加工金属的热加工和冷加工n冷加工冷加工-在再结晶温度以下的变形加工在再结晶温度以下的变形加工.n热加工热加工在再结晶温度以上的变形加工在再结晶温度以上的变形加工.5.4.15.4.1动态回复和动态再结晶动态回复和动态再结晶 若提高金属变形的温度若提高金属变形的温度,使金属
36、在热变使金属在热变形的同时也发生回复和再结晶，这种与金属形的同时也发生回复和再结晶，这种与金属变形同时发生的回复与再结晶称为动态回复变形同时发生的回复与再结晶称为动态回复(dynamic recovery)(dynamic recovery)和动态再结晶和动态再结晶(dynamic(dynamic recrystallizationrecrystallization)。（一）动态回复（一）动态回复 1.1.动态回复时的真实应力真实应变曲线动态回复时的真实应力真实应变曲线为动态回复时的为动态回复时的s se e曲线曲线,可将曲线分为三段：可将曲线分为三段：n 第第阶阶段段微微应应变变阶阶段段:应
37、应力力增增加加很很快快,但但应应变变量量不不大大(小小于于1%),1%),加工硬化开始出现。加工硬化开始出现。n 第第阶阶段段均均匀匀变变形形阶阶段段:金金属属材材料料开开始始均均匀匀塑塑性性变变形形.。伴伴随随加加工工硬硬化化作作用用的的加加强强,开开始始出出现现动动态态回回复复并并逐逐渐渐加加强强,其其造造成成的的软软化化逐逐渐渐抵抵消消加加工工硬硬化化作作用用,使使曲曲线线的的斜斜率率下下降降并并趋趋于于水水平。平。n 第第阶阶段段稳稳态态流流变变阶阶段段:由由变变形形产产生生的的加加工工硬硬化化与与动动态态回回复复产产生生的的软软化化达达到到动动态态平平衡衡,流流变变应应力力不不再再随
38、随应应变变的的增增加加而而增增大大,曲曲线线保保持持水水平平状状态态。达达到到稳稳态态流流变变时时应应力力值值与与变变形形温温度度和和应应变变速速率率有有关关,增增高高变变形形温温度度或或降降低低应应变变速速率率,都都将将使使稳稳态态流流变变应力降低。应力降低。2.2.动态回复时的组织变化动态回复时的组织变化 （1 1）位位错错密密度度:第第阶阶段段,位位错错密密度度由由退退火火态态的的10101010 增增至至10101010。第第阶阶段段位位错错密密度度升升高高,但但因因动动态态回回复复的的出出现现,位位错错消消失失率率也也增增大大。第第阶阶段段，位位错错的的增增殖殖率率和和消消失失率率达
39、达到到平平衡衡，位位错错密密度度维维持持在在10101010。（2 2）组组织织变变化化：动动态态回回复复过过程程随随变变形形的的进进行行金金属属中中的的晶晶粒粒延延伸伸成成纤纤维维状状，而而通通过过多多边边化化或或位位错错胞胞规规整整化化形形成成大大量量的的亚亚晶晶组组织织始始终终保保持持等等轴轴状状。亚亚晶晶的的尺尺寸寸及及相相互互间间位位向向差差取取决决于于金金属属类类型型、形形变变温温度度和应变速率。和应变速率。亚晶平均直径亚晶平均直径d d与与T T、的关系如下：的关系如下：1/d 1/d=a a+blogexpblogexp（Q/RTQ/RT）a a、b b为常数为常数n 动动态态
40、回回复复所所获获得得的的亚亚稳稳组组织织可可通通过过热热变变形形后后的的迅迅速速冷冷却却而而保保留留下下来来，其其强强度度远远远远高高于于再再结结晶晶组组织织的的强强度度。但但若若从从高高温温缓缓冷冷下下来来，则则将将发发生静态再结晶。生静态再结晶。n 动动态态回回复复组组织织已已成成功功地地应应用用于于提提高高建建筑筑合合金金挤压型材的强度方面。挤压型材的强度方面。动态回复和动态再结晶示意图动态回复和动态再结晶示意图（二）动态再结晶（二）动态再结晶 1.1.动态再结晶的应力动态再结晶的应力 如如图图为为金金属属在在一一定定温温度度下下以以不不同同应应变变速速率率变变形形并并发发生生动动态态再
41、再结结晶时的晶时的sese曲线，曲线分成三个阶段：曲线，曲线分成三个阶段：n 第第一一阶阶段段加加工工硬硬化化阶阶段段：应应力力随随应应变变上上升升很很快快，金金属属出出现现加工硬化（加工硬化（00maxmax时时，动动态态再再结结晶晶的的软软化化作作用用超超过过加加工工硬硬化化，应应力力随随应应变变增增加而下降（加而下降（cc ss）。）。n 第第三三阶阶段段稳稳定定流流变变阶阶段段：随随真真应应变变的的增增加加，加加工工硬硬化化和和动动态态再再结结晶晶引引起起的的软软化化趋趋于于平平衡衡，流流变变应应力力趋趋于于恒恒定定。但但当当以以低低速速率进行时，曲线出现波动，其原因主要是位错密度变化
42、慢引起。率进行时，曲线出现波动，其原因主要是位错密度变化慢引起。2.2.动态再结晶组织动态再结晶组织 n 动态再结晶在应变速率较低时通晶界弓出形核，在动态再结晶在应变速率较低时通晶界弓出形核，在应变速率较高时以亚晶合并长大方式形核。应变速率较高时以亚晶合并长大方式形核。n 其长大是通过新形成的大角度晶界及随后移动的方其长大是通过新形成的大角度晶界及随后移动的方式进行。式进行。n 其特点：反复形核、有限长大。动态再结晶的晶粒其特点：反复形核、有限长大。动态再结晶的晶粒为等轴晶粒组织，晶粒较为细小，其尺寸取决于应变为等轴晶粒组织，晶粒较为细小，其尺寸取决于应变速率和变形温度。由于具有较高的位错密度
43、和位错缠速率和变形温度。由于具有较高的位错密度和位错缠结存在，这种组织比静态再结晶组织具有较高的强度结存在，这种组织比静态再结晶组织具有较高的强度和硬度。和硬度。5.4.2 5.4.2 热加工对组织和性能的影响热加工对组织和性能的影响n改善铸态组织，减少缺陷热变形可焊合铸态组织改善铸态组织，减少缺陷热变形可焊合铸态组织中的气孔和疏松等缺陷，增加组织致密性，井通过反中的气孔和疏松等缺陷，增加组织致密性，井通过反复的形变和再结晶破碎粗大的铸态组织，减小偏析，复的形变和再结晶破碎粗大的铸态组织，减小偏析，改善材料的机械性能；改善材料的机械性能；n 形成流线和带状组织使材料性能各向异性。热加工形成流线
44、和带状组织使材料性能各向异性。热加工后，材料中的偏析、夹杂物、第二相、晶界等将沿金后，材料中的偏析、夹杂物、第二相、晶界等将沿金属变形方向呈断续、链状属变形方向呈断续、链状(脆性夹杂脆性夹杂)和带状和带状(塑性夹杂塑性夹杂)延伸，形成流动状的纤维组织，称为流线。通常，沿延伸，形成流动状的纤维组织，称为流线。通常，沿流线方向比垂直流线方向具有较高的机械性能。流线方向比垂直流线方向具有较高的机械性能。n 另外，在共析钢中，热加工可使铁索体和珠光体沿另外，在共析钢中，热加工可使铁索体和珠光体沿变形方向呈带状或层状分布，称为带状组织。有时，变形方向呈带状或层状分布，称为带状组织。有时，在层、带间还伴随
45、着夹杂或偏析元素的流线，使材料在层、带间还伴随着夹杂或偏析元素的流线，使材料表现出较强的各向异性，横向的塑、韧性显著降低，表现出较强的各向异性，横向的塑、韧性显著降低，切削性能也变坏；切削性能也变坏；n晶粒大小的控制。热加工时动态再结晶的晶晶粒大小的控制。热加工时动态再结晶的晶粒大小主要取决于变形时的流变应力，应力越粒大小主要取决于变形时的流变应力，应力越大，晶粒越细小。因此要想在热加工后获得细大，晶粒越细小。因此要想在热加工后获得细小的晶粒必须控制变形量、变形的终止温度和小的晶粒必须控制变形量、变形的终止温度和随后的冷却速度，同时添加微量的合金元素抑随后的冷却速度，同时添加微量的合金元素抑制
46、热加工后的静态再结晶也是很好的方法。热制热加工后的静态再结晶也是很好的方法。热加工后的细晶材料具有较高的强韧性。加工后的细晶材料具有较高的强韧性。5.4.3蠕变 早期，人们对金属材料强度的认识不足，设计金早期，人们对金属材料强度的认识不足，设计金属构件时仅以短时强度作为设计依据。不少构件，即属构件时仅以短时强度作为设计依据。不少构件，即使使用应力低于弹性极限，使用一段时间后仍然会发使使用应力低于弹性极限，使用一段时间后仍然会发生因塑性受形而失效或因破断而失效的现象。随着科生因塑性受形而失效或因破断而失效的现象。随着科学技术的发展，金属材料的使用温度逐步提高，这种学技术的发展，金属材料的使用温度
47、逐步提高，这种矛盾越来越突出。这就使人们进一步认识到材料强度矛盾越来越突出。这就使人们进一步认识到材料强度与使用期限之问尚有密切的联系，从而相继开拓了蠕与使用期限之问尚有密切的联系，从而相继开拓了蠕变、蠕变断裂、松弛、疲劳、断裂力学等长时强度研变、蠕变断裂、松弛、疲劳、断裂力学等长时强度研究领域。蠕变则是其中研究最早、内容较丰富而成果究领域。蠕变则是其中研究最早、内容较丰富而成果较显著的一个领域，成为其他几个研究领域的基础。较显著的一个领域，成为其他几个研究领域的基础。在一定温度下，金属受持续应力的作用而产生缓慢的塑性变形的现象称为金属的蠕变。引起蠕变的这一应力称蠕变应力。在这种持续应力作用下
48、，蠕变变形逐渐增加，最终可以导致断裂，这种断裂称蠕变断裂。1.蠕变曲线 在恒定温度下，一个受单向恒定载荷在恒定温度下，一个受单向恒定载荷(拉或压拉或压)作作用的试样，其变形用的试样，其变形与时间与时间t t的关系可用如图所示的典的关系可用如图所示的典型的蠕变曲线表示，斜率表示蠕变速率，曲线可分下型的蠕变曲线表示，斜率表示蠕变速率，曲线可分下列几个阶段：列几个阶段：n第第I I阶段：减速蠕变阶段阶段：减速蠕变阶段(图中图中abab段段)，在加载的瞬间产，在加载的瞬间产生了的弹性变形生了的弹性变形e e0 0，以后随加载时间的延续变形连续，以后随加载时间的延续变形连续进行，但变形速率不断降低；进行
49、，但变形速率不断降低；n 第第IIII阶段：恒定蠕变阶段，如图中曲线阶段：恒定蠕变阶段，如图中曲线bcbc段，此段，此阶段蠕变变形速率随加载时间的延续而保持恒定，且阶段蠕变变形速率随加载时间的延续而保持恒定，且为最小蠕变速率；为最小蠕变速率；n 第第IIIIII阶段：曲线上从阶段：曲线上从c c点到点到d d点断裂为止，也称加点断裂为止，也称加速蠕变阶段，随蠕变过程的进行，蠕变速率显著增加，速蠕变阶段，随蠕变过程的进行，蠕变速率显著增加，直至最终产生蠕变断裂。直至最终产生蠕变断裂。2.蠕变机制 蠕变主要形变机理有3种：（1 1）位错蠕变：高温蠕变时滑移的特点是随温度的）位错蠕变：高温蠕变时滑移
50、的特点是随温度的升高和变形速率的降低，滑移带变粗和间距增大，升高和变形速率的降低，滑移带变粗和间距增大，以致在滑移带间距超过晶粒尺度时，晶内不显示以致在滑移带间距超过晶粒尺度时，晶内不显示滑移带，而只显示出晶界的粗化。此外，高温变滑移带，而只显示出晶界的粗化。此外，高温变形时滑移系增多，更利于产生多滑移和交滑移；形时滑移系增多，更利于产生多滑移和交滑移；（2 2）扩散蠕变：当温度很高和应力很低时，蠕变是）扩散蠕变：当温度很高和应力很低时，蠕变是靠空位的移动造成的；靠空位的移动造成的；（3 3）晶界滑动蠕变：在高温蠕变条件下，晶界上的）晶界滑动蠕变：在高温蠕变条件下，晶界上的原子易于扩散，受力后