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1、第五(2)章 回复和再结晶 Recovery and Recrystallization,塑性变形系统的能量 回复再结晶 回复 Recovery 再结晶 Recrystallization 晶粒长大 Grain growth after recrystallization,自发趋势, 1.变形材料加热时的变化,一 、显微组织的变化 热（90） 储存能（10） 变形材料发生回复再结晶的驱动力 冷变形材料在加热时先后发经历 回复 在较低温度下变形材料的显微组织基 本上未发生变化，多边化 再结晶 新的无畸变等轴小晶粒代替变形组织 晶粒长大 细小新晶粒通过互相吞并长大而形成 稳定的尺寸,塑性变形外力所
2、做的功,二 、性能变化 sb HV , 2. 回复 Recovery,一 、回复阶段性能与组织的变化: 在回复阶段，观察以下几种现象: 1.宏观内应力大部分去除，而微观应力仍存在 2.电阻率 sr Cu Al Ag 线材预先在90K下变形，发现在293K 下导电性能就可以逐渐恢复，相对原始变形态 30,3. HV、 ss变化随材料不同而异： Zn、Cd 在室温下就可以绝大部分去除冷变形所产 生的加工硬化； Cu、黄铜则加热至350，其HV仍无明显变化 Fe 在358以上就可看到部分加工硬化的去除 4. 在光镜下显微组织基本上未发生变化。但在高温回复时，在热激活能条件下，通过位错与攀移，会发生多
3、边化结构。,二、 回复动力学 Recovery Kinetics,变形材料加热时，其力学和物理性能回复程度随温度T和时间t变化 R为回复部分 s为回复退火后的流变应力 s0为加工硬化完全消除的流变应力 sm为退火前即冷态的流变应力,驰豫过程 无孕育期 回复的初始阶段去除硬化的程度较快，随着时间的延长，回复的程度就减弱了，而且，随变形量越大，起始回复速率也越快。进一步分析，在某一恒定温度下，回复时间可表达为 ： Q为回复过程的激活能，R为气体常数 T为绝对温度 A B 为常数 作lnt- 1/T关系曲线 若为直线，则由直线斜率可求得Q,三 、回复机制,在回复过程中，发生如下变化 1.低温回复 迁
4、移至表面或晶界 点缺陷变化 与间隙原子复合 与位错交互作用 聚集成空位片 崩塌 表现 2. 中温回复 位错滑移位错重新组合以及异号位错互相抵消,(过饱和空位的消失),3. 高温回复 多边化 Polygonization,多边化产生的条件 1）塑性变形使晶体点阵发生弯曲 2）在滑移面上有过剩的同号刃型位错 3）热激活下刃位错产生攀移运动,刃型位错可获得足够能量产生攀移,位错排列成墙,多边化结构,产生单滑移的单晶体中多边化过程最为典型 多晶体中，由于多系滑移位错缠结形成胞状组织，多边化不明显, 3. 再结晶 Recrystallization,t，在变形组织的基体上就会产生新的无畸变再结晶晶核，并
5、逐渐长大形成等轴晶粒，从而取代变形组织，该过程就成为再结晶过程。 再结晶无晶体结构和化学成分的变化，不属于相变。,一、再结晶的形核,再结晶的转变驱动力： 晶体的弹性畸变能 可预料晶核必然产生于高畸变能区域： 大角度晶界、相界面、孪晶或滑移带界面上,1.晶界弓出形核,变形量较小（20）多晶体，其再结晶核心往往以晶界弓出方式形成或称应变导致的晶界迁移，凸出形核方式形成。,再结晶的形核机制,变形度较小时，多晶粒间变形不均匀性而导致多晶粒内位错密度不同。为了降低系统的自由能，再结晶时，通过晶界迁移原来平直的晶界会向位错密度大的晶粒内凸出，在其,前沿扫过的区域内通过吞食畸变亚晶的方式形成无畸变的再结晶晶
6、核。,晶核的临界尺寸可作如下估算,形核时单位体积引起总的自由能变化,单位体积储存的应变能,界面表面能 dA 弓出的表面积 dV 弓出的晶界由位置时扫过的体积,若界面为一球面其半径为r，则dA/dV2/r ，则上式可改写为 由于弓出形核的能量条件为G0 即 若弓出部分两端距离为2L 则r=L/sina 当/2时，L=rmin Lc=2g/Es,2.亚晶形核 当变形度较大（20%）时，形成位错缠结组成的胞状结构多边形化亚晶，借助亚晶作为再结晶的核心，其形核机制为： 1)亚晶的迁移机制 通过亚晶界的移动，吞并相邻的形变基体和亚晶而生长 2)亚晶合并机制 通过两亚晶之间亚晶界的消失，使两相邻亚晶合并而
7、生长 位错网络解离、拆散以及位错的攀移与滑移,加热,亚晶无论以那种方式生长，包围着它的一部分亚晶界的位向差必然会越来越大，最后构成了大角度晶界。大角度晶界一旦形成，由于它较亚晶界具有大的多的迁移率，故可以迅速移动，而在其后留下无畸变的晶体再结晶核心。,二、 再结晶动力学 Recystallization Kinetics,再结晶过程是通过无畸变新晶粒的形核和长大而进行的，故再结晶的动力学决定于N和G。,实验：不同T，以纵坐标表示再结晶的体积分数jR 以横坐标表示再结晶的时间t,恒温动力学曲线,1）不同T，不同变形度，曲线不同，但有“S”特征 2）发生再结晶，需要一段孕育期 incubation
8、 period （T ，t孕 ） 3）开始再结晶时，转变量速率V转 很低， 随着转变量 ，V转 ， 至50时，V转 V转max 转变量进一步 V转,Johnson&Mehl 在假定 ： 均匀形核 晶核为球形 N和G不随t 而改变 推导出恒温下经过t时间后，再结晶体积分数为： 即所谓JM 方程,但实际 N 是随t而呈指数关系 ，并非Const，故JM方程应修正，通常采用Avrami方程来描述再结晶过程比较合适，即： B、K均为常数，再结晶为三维时，K3-4 二维 K2-3 一维 K1-2,取双对数,截距,斜率,此分析结果与试验结果完全吻合，且发现在一定温度范围内，K不随T而变 不同T下，各直线基
9、本平行, B则随T不同而变,作 关系图（线性关系图）,170139125 T1 T2 T3 T4 T5,再结晶是一热激活过程，N和G均符合Arrhenius方 程，因此等温温度T对再结晶速率V的影响可用 表示之 而再结晶速率V和产生某一体积分数jR所需要的时间t成反比，（V 1/t） ,（2.3lgx=lnx）,作 1/T - lgt 图 即可求得Q （再结晶的激活能） 在两个不同的恒定温度T1、T2 产生同样程度的 再结晶时可得,三 、再结晶温度 Recrystallization temperature,冷变形材料开始进行再结晶的最低温度称为再 结晶温度，它可以用不同的方法来测定。 1）金
10、相法：从显微镜中观察到第一个新晶粒或者晶界因凸起形核而出现锯齿状边缘的退火温度为TR。 2）硬度法：以硬度退火温度曲线上硬度开始显 著降低的温度定为TR，有时也将该曲线上软化50的退火温度定为TR。,应指出， TR并不是一个物理常数，它随变形程度，纯度，及退火时间而变 工业生产中，通常以经过大变形量(70%)的冷变形金属，经一小时退火能完全再结晶或再结晶体积分数95的最低退火温度定为TR 。 TR ，VR ，达到一定再结晶体积分数所需时间必愈短,根据Johnson和Mehl 方程式，令R0.95，则 可求出完成95再结晶所需时间为 由于 N 、G 随 t 而 即为温度的函数，故可根据各t下的
11、N 、 G值建立t与t0.95关系，于是，一小时内能完成再结晶的温度TR即可确定。 对工业纯金属经大变形后，若完成再结晶的为0.5-1小时 则 TR（0.35-0.4）Tm,四、影响再结晶的主要因素,凡是影响 和 的因素均将反映再结晶动力学曲线变化 1.在给定温度下发生再结晶需要一个最 小变形量，这就是临界变形度 （Critical deformation degree）。低于此 变形度，不能再结晶。 2. ，开始TR ，当t一定， ，TR 3.再结晶后的晶粒大小主要取决于变形 度 ，再结晶的晶粒 。,4.微量杂质元素可明显地升高TR或推迟 再结晶过程的进行。 5.第二相的影响：当第二相尺寸较
12、大 （1mm）且间距较宽时，再结晶核心能 在其表面产生；当第二相尺寸很小又 较密集时，则会阻碍再结晶的进行。 6.原始晶粒愈细或者退火时间增加都会TR 。,五 、再结晶晶粒长大,经再结晶后形成的晶粒，通常呈等轴状，其大小受多种因素的影响，主要有： 变形度：临界变形度， 晶粒 退火温度：t 晶粒临界变形度 化学成分和杂质：凡延缓再结晶及阻碍晶粒长 大的合金元素、杂质，有利于得到细晶 原始晶粒度：原始晶粒度 晶界总面积 N 再结晶晶粒 加热速度：V加 可获得细小再结晶晶粒,再结晶后晶粒的平均直径d与 、 存在以下关系： k为常数 故 愈小，则再结晶后晶粒愈细小。, 4、再结晶后晶粒的长大 Grai
13、n growth after Recrystallization,冷变形材料在完成再结晶后继续加热时会发生晶粒长大 再结晶晶粒长大 正常长大 异常长大二次再结晶 Secondary recrystallizaton,一、晶粒的正常长大 Normal Grain Growth,1.晶界移动的驱动力 再结晶完成后，晶粒长大是一自发过程，因为它总是力图使界面自由能变小，所以晶粒长大的驱动力是来自晶界移动后体系总的自由能的降低。就个别晶粒长大的微观过程而言，晶粒界面的不同曲率是造成晶界迁移的直接原因，实际上，晶粒长大时，晶界总是向着曲率中心的方向移动。,模型：晶面曲率为什么成为晶界面移动 的动力？ 圆
14、柱界面 平衡时 ：界面张力 P：界面两侧压力差，凹侧所存在的压应力凸侧压力,a/2,s l,a/2,s l,r,da,r 界面曲率半径,厚度,P,l,da,当d很小时， 对非圆柱面可改写为 因为任一段曲率界面，可通过其法线的两个相互垂直平面上的两个主曲率半径r1和r2来表示 若界面为球面时，则r1r2r 则 由此可见 当一定时，r 则表征晶界迁移的驱动力P 晶粒长大过程就是 “大吃小”和凹面变平的过程,实践表明，当晶界移动的驱动力单纯来自晶界能时，晶界的移动速度V与晶界移动驱动力P成正比。 m为比例常数 称晶界的迁移率,2.晶粒的稳定形状,为了降低界面能 晶粒长大 晶粒不断平直化 向其曲率中心
15、方向迁移 晶粒趋向稳定形状 第三章 晶界一节曾指出 三晶粒交合处各晶界的表面张力与晶界角存在下述平衡关系:,由于再结晶后的晶界属于大角度晶界，其界面张力与两侧晶粒位向无关， 因此 这就是二维晶粒稳定形状的平衡条件： 晶界为平直线 晶界夹角为120 的六边形，该形状晶粒若继续加热时，不再发生晶界迁移而处于稳定状态，因三晶界交会点的任何移动都会增加晶界的总长度 总晶界能,若二维晶粒不是六边形，为了使晶粒的各顶角形成120的夹角： 1.边数小于6的晶粒，尺寸较小的晶粒，其晶界必然是向外弯曲的 2.边数大于6的晶粒，尺寸较大的晶粒，其晶界必然是向内弯曲的 这样，由于高温下弯曲的晶界在晶界能的驱动下会移动其曲率中心趋于平直 1.边数6，即尺寸较大晶粒，必然存在长大倾向 为了在三维情况下实现平衡，多晶体晶粒在平衡状态下最稳定形状是十四面体。,3.晶粒长大速度,正常晶粒长大时，晶界的平均移动速度 为,：晶界平均迁移率,：晶界平均驱动力,：晶界平均曲率半径,：晶粒平均直径的增大速度,对于大致均匀晶粒而言， ，m 和s在一定温
