材料的回复及再结晶ppt课件

《材料的回复及再结晶ppt课件》由会员分享，可在线阅读，更多相关《材料的回复及再结晶ppt课件（88页珍藏版）》请在金锄头文库上搜索。

1、材料的回复、材料的回复、再结晶与热加工再结晶与热加工主要研究内容主要研究内容变形金属在加热时组织性能变化的特点变形金属在加热时组织性能变化的特点回复回复再结晶再结晶晶粒的长大晶粒的长大金属的热加工金属的热加工超塑性超塑性概概 述述 机械功(塑性变形) 热量(散失) 晶体内部缺陷金属处于不稳定的高能状态 有向低能转变的趋势 转 变 的 三 个 阶 段 ：回回 复复(recovery) 、再再 结结 晶晶(recrystallization) 和晶粒长大晶粒长大(grain growth) 回复与再结晶的用途：再结晶退火、去应力退火、金属高温强度调整等。 本章重点：转变过程三个阶段中的组织、性能的

2、变化规律及主要影响因素本节主要内容：本节主要内容：1.回复与再结晶定义2.显微组织变化3.性能变化4.储存能变化一、冷变形金属加热时组织与性能变化一、冷变形金属加热时组织与性能变化回回复复：冷变形金属在低温加热时，其显微组织无可见变化，但其物理、力学性能却部分恢复到冷变形以前的过程。再再结结晶晶：冷变形金属被加热到适当温度时，在变形组织内部新的无畸变的等轴晶粒逐渐取代变形晶粒，而使形变强化效应完全消除的过程。1、回复与再结晶定义对经塑性变形后的金属再进行加热，通常称为“退火”，其目的是为了恢复与提高金属的塑性。当退火温度达到一定时，金属的性能可以完全恢复到冷变形冷变形以前的状态。2、显微组织的

3、变化冷变形金属组织加热温度及时间的变化示意图回复阶段：纤维组织仍为纤维状，无可见变化；再结晶阶段：变形晶粒通过形核长大，逐渐转变为新的无畸变的等轴晶粒；晶粒长大阶段：晶界移动，晶粒粗化，达到相对稳定的形状和尺寸。3、性能变化(1) 力学性能：力学性能：回复阶段：强度、硬度略有下降，塑性略有提高；再结晶阶段：强度、硬度明显下降，塑性明显提高；晶粒长大阶段：强度、硬度继续下降，塑性继续提高，晶粒粗化时严重下降。(2) 物理性能：物理性能：密度：回复阶段变化不大，再结晶阶段急剧升高；电阻：由于点缺陷密度下降，电阻在回复阶段明显下降。4、储存能变化储储存存能能：存存在在于于冷冷变变形形金金属属内内部部

4、的的一一小小部部分分(2%10%)(2%10%)变变形功。形功。储存能存在形式储存能存在形式储储存存能能的的释释放放：原原子子活活动动能能力力提提高高，迁迁移移至至平平衡衡位位置置，储储存存能能得以释放。得以释放。弹性应变能弹性应变能(312%)(312%)位错位错(8090%)(8090%)点缺陷点缺陷二、回复二、回复本节主要内容：本节主要内容：1.1.回复动力学回复动力学2.2.回复时的亚结构变化与回复机制回复时的亚结构变化与回复机制3.3.回复退火的应用回复退火的应用二、回复二、回复1、回复动力学如图表示同一变形程度的多晶体铁在不同温度退火时，屈服应力的回复动力学曲线。横坐标为时间，纵坐

5、标为剩余年个百硬化分数(1-R)。式中 、 、 分别表示变形后、回复后及完全退火后的屈服应力。显然，R越大，表示回复阶段性能恢复程度越大。(1) 回复的动力学曲线(2) 回复动力学特点回复过程没没有有孕孕育育期期，随着退火的开始进行，发生软化；在一定温度下，开开始始变变化化快快，随随后后变变慢慢，直到最后回复速率为零；每一温度的回复程度有有一一极极限限值值，退火温度越高，这个极限值也越高，而达到此极限所需时间则越短。回复不能使金属性能恢复到冷变形前的水平回复不能使金属性能恢复到冷变形前的水平。设P为冷变形后在回复阶段发生变化的某种性能，P0为变形前该性能的值，P为加工硬化造成的该性能的增量。这

6、个增量P与晶体中晶体缺陷(空位、位错)的体积浓度Cp成正比，即缺陷的变化是一个热激活的过程，假设其激活能为Q，则在某一温度进行等温回复过程中，晶体缺陷的体积浓度将发生变化，伴随着性能P也发生变化，其随时间的变化率为将(2)代入(3)中(1)(2)(3)将(1)代入(4)中(4)(5)(6)积分得：(3) 回复的动力学方程(6)积分得：若在不同温度下回复退火，让性能达到同一P值时，所需时间显然是不同的，对式(6)取对数，可得常数+(7)从lnt-1/T关系可求出激活能，利用对激活能值的分析可以推断回复的机制。(3) 回复的动力学方程(1) 多多 边边化化多边化过程示意图 若将一单晶体经弯曲变形后

7、在不同温度下回火，这个单晶就会变成若干无畸变的亚晶粒。这个过程是如何实现的呢？(a)(b)2、回复时的亚结构变化与回复机制经弯曲变形的单晶体沿平行的滑移面散乱的分布着过剩的正刃位错，此时晶体中的弹性畸变较大，如图(a)所示。若将此晶体加热，则滑移面的刃型位错通过滑移和攀移，沿竖直方向排成有规律的位错壁，即成为小角度倾斜晶界，如(b)所示。此时，单晶体被位错壁分割成几个位向差不大的亚晶粒，亚晶粒内的弹性畸变能大大减少，显然这是一个能量降低的过程。由于这个连续弯曲的单晶经回复退火后变为多边形，故称此过程为“多边化”。多边化过程示意图(a)(b)以冷变形5%的纯铝多晶体在200回复退火时亚组织变化为

8、例，分析其回复时亚结构的变化及回复机制(a)(b)(c)(d)(2) 胞状组织的规整化胞状组织的规整化1) 金属经过塑性变形后存在胞状组织，其胞壁位错密度很高，位错缠结相当宽(如图(a)所示)。在回复过程中，这种变形后的胞状组织将发生变化。2) 在回复初期，首先是过剩空位消失，胞状组织内的位错被吸引到胞壁，并于胞壁中的异号位错相互抵消，使位错密度降低，而且位错变得较直，较规整，如图(b)所示。3) 回复继续进行时，胞内变得几乎无位错，胞壁中的位错缠结逐渐形成能量较低的位错网，胞壁变薄，且更清晰，单胞有所长大，如图(c)所示。此时，胞状组织实际上就是亚晶粒。4) 随着回复的继续进行，亚晶粒继续长

9、大，亚晶界上有更多的位错按低能态的位错网络排列，如图(d)所示。总结：材料冷变形程度越大，回复退火温度越低，最后获得亚晶粒的尺寸越小。(3) 亚晶粒的合并亚晶粒的合并在回复阶段，很多金属(Cu、Al、Zr)中相邻的两亚晶粒会相互合并而长大，如下图所示。它可能是通过位错的攀移和位错壁的消失，从而导致亚晶转动来完成的，合并之后，原来的亚晶界消失，两个亚晶的取向趋于一致。(a)(b)(c)(d)总结：回复机制是空位和位错通过热激活改变了它们的组态分布和数量的过程。低低温温回回复复：回复的机制主要是过过剩剩空空位位的的消消失失，趋向于平衡空位浓度；中中温温回回复复：主要机制是位位错错滑滑移移，导致位位

10、错错重重新新组组合合，异号位错会聚而互相抵消以及亚晶粒长大，位错密度降低位错密度降低；高高温温回回复复：回复是机制包括攀攀移移在内的位位错错运运动动和多多边边化化，以及亚亚晶晶粒粒合合并并，弹弹性性畸畸变变能能降低降低。温温 度度回复机制回复机制低低 温温1 1、点缺陷移至晶界或位错而消失、点缺陷移至晶界或位错而消失2 2、点缺陷合并、点缺陷合并中中 温温1 1、缠结中的位错重新组合、缠结中的位错重新组合2 2、异号位错互相抵消、异号位错互相抵消3 3、亚晶粒长大、亚晶粒长大高高 温温1 1、位错攀移和位错环缩小、位错攀移和位错环缩小2 2、亚晶粒合并、亚晶粒合并3 3、多边化、多边化回 复

11、机 制3、回复退火的应用主要作用是去应力退火，使冷加工硬化后的金属一方面基本上保持加工硬化状态的硬度和强度，同时，使内应力消除，以稳定和改善性能，减少变形和开裂，提高耐蚀性。三、再结晶三、再结晶本节主要内容：本节主要内容：1.1.再结晶形核长大机制再结晶形核长大机制2.2.再结晶动力学再结晶动力学3.3.再结晶温度再结晶温度4.4.再结晶后的晶粒大小及再结晶全图再结晶后的晶粒大小及再结晶全图5.5.再结晶织构再结晶织构6.6.退火孪晶退火孪晶三、再结晶三、再结晶再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度后，无畸变的新晶粒取代变形晶粒的过程。 经过再结晶，性能可恢复到变形以前的完全软化状态再结晶过程示

12、意图1、再结晶形核长大机制再结晶过程是通过形核和长大来进行的，但再结晶的晶核不是结构不同的新相，而是无畸变的新晶粒核心，它们是由大角度界面所包围的。其形核机制主要有两种：一是亚晶粒粗化的形核机制；二是原有晶界弓出的形核机制。(1)、亚晶粒粗化的形核机制一般是发生在冷变形度大的金属。亚晶合并形核，适于高层错能的金属。 过程：位错多边化回复亚晶形核亚晶合并形核示意图(a)(b)(c)上述过程的具体描述是相邻亚晶粒某些边界上的位错，通过攀移和滑移，转移到这两个亚晶外边的亚晶界上去，而使这两个亚晶之间的亚晶界消失，合成为一个大的亚晶。同时，通过原子扩散和位置的调整，使两个亚晶的取向变为一致，如图(a)

13、所示。合并后的较大亚晶的晶界上吸收了更多的位错，它逐渐转化为易动性大的大角度晶界，这种亚晶就成为再结晶晶核。亚晶合并形核示意图(a)(b)(c)亚晶粒长大形核，适于低层错能的金属。通过亚晶合并和亚晶长大，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。亚晶长大形核示意图(a)(b)(c)具体过程：变形后的亚晶组织中，有些位错密度很高，同号位错过剩量大的亚晶界与它相邻的亚晶取向差就比较大。退火时，这种亚晶界很容易转变成为易动性大的大角度亚晶界，它就可能向变形区弓出“吞食”周围亚晶而成为再结晶核。(2)、原有晶界弓出的形核机制一般是发生在形变较小的金属中。变形不均匀，位错密度

14、不同。能量条件：Es：单位体积变形畸变能的增量：晶面能L：球冠半径变形程度较小时，金属的变形不均匀，各晶粒的位错密度不同，原有晶界两侧的胞状组织粗细各异。退火时在原来的大角度晶界中可能有一小段突然向位错密度大、胞状组织细的一侧弓出，并形成一小块无位错区，此区域成为再结晶晶核。(3)、再结晶长大长大驱动力：畸变能(整体)方式：晶核向畸变晶粒扩展，直至新 晶粒相互接触注：再结晶不是相变过程2、再结晶动力学再结晶动力学决定于形核率再结晶动力学决定于形核率 和长大速率和长大速率G G 为已再结晶的体积分数；为已再结晶的体积分数； 为退火保温时间。为退火保温时间。这这一一公公式式被被称称为为johnso

15、n-Mehl(johnson-Mehl(约约翰翰逊逊- -梅梅厄厄) )方方程程。是是描描述述一一般成核、站嘎的固态相变和液体金属结晶的相变动力学公式。般成核、站嘎的固态相变和液体金属结晶的相变动力学公式。由由于于johnson-Mehljohnson-Mehl公公式式中中，假假设设了了 和和G G不不随随时时间间变变化化的的，因因此此，用用上上述述公公式式描描述述再再结结晶晶动动力力学学并并不不严严格格。Avrami(Avrami(阿阿弗弗瑞瑞米米) )提出了如下修正公式：提出了如下修正公式：式中，式中，n n、k k均为系数均为系数 ，可由实验确定，可由实验确定铝在铝在350350的等温再

16、结晶动力学曲线的等温再结晶动力学曲线 实验计算数分积体晶结再时间/s影响因素：影响因素：变变形形程程度度增增加加，则则 和和G G增增大大，再再结结晶晶孕孕育育期期和和整整个个再再结结晶晶古城的时间都缩短；古城的时间都缩短；退退火火温温度度升升高高， 和和G G都都增增大大，所以，再结晶速率加快；所以，再结晶速率加快；溶溶解解于于合合金金中中的的杂杂质质或或合合金金元元素素，一一般般都都降降低低再再结结晶晶速速率；率；第第二二相相对对再再结结晶晶动动力力学学影影响响比比较较复复杂杂，当当第第二二相相很很粗粗时时，会会提提高高再再结结晶晶速速率率；当当第第二二相相极极细细时时，会会降降低低再再结

17、结晶晶速速率；率；再再结结晶晶前前的的回回复复过过程程会会使使储储能能减减小小， 降降低低，再再结结晶晶速速率率减慢；减慢；变变形形金金属属的的原原始始晶晶粒粒粗粗，再再结晶时结晶时 低，再结晶速率较慢。低，再结晶速率较慢。3、再结晶温度再再结结晶晶温温度度：能能够够发发生生再再结结晶晶的的温温度度称称为为再再结结晶晶温温度度。再再结结晶晶温温度度包包括括再再结结晶晶起起始始温温度度和和再再结结晶晶结结束束温温度度，它它是是一一个个由由很很多多因因素素影响的不确定的物理常数。影响的不确定的物理常数。 再再结结晶晶温温度度：经经严严重重冷冷变变形形( (变变形形量量70%)70%)的的金金属属或

18、或合合金金，在在1h1h内内能能够够完完成成再再结结晶晶( (再再结结晶晶体体积积分分数数95%)95%)的的最最低低温度温度。是一个较宽的温度范围。是一个较宽的温度范围。经验公式经验公式：高纯金属：高纯金属：T T再再=(0.250.35)=(0.250.35)T Tmm 工业纯金属：工业纯金属： T T再再=(0.350.45)=(0.350.45)T Tmm 合金：合金： T T再再=(0.40.9)=(0.40.9)T Tmm 注：再结晶退火温度一般比上述温度高注：再结晶退火温度一般比上述温度高100200100200。 测量再结晶温度的方法：测量再结晶温度的方法：金金相相法法：在在光

19、光学学显显微微镜镜下下观观察察不不同同温温度度退退火火的的试试样样，以以出出现现第第一颗新晶粒的温度为再结晶的起始温度。一颗新晶粒的温度为再结晶的起始温度。硬硬度度法法：测测定定不不同同退退火火温温度度的的试试样样的的硬硬度度值值，作作出出硬硬度度- -退退火火温温度度曲曲线线，以以硬硬度度值值开开始始突突然然急急剧剧下下降降的的温温度度为为再再结结晶的起始温度。晶的起始温度。某些金属和合金的再结晶温度近似值某些金属和合金的再结晶温度近似值a) a) 变变形形程程度度：随随着着变变形形的的增增加加，储储存存能能增增多多，提提高高了了 和和G G，再再结结晶温度降低，并逐步趋于一稳定值；晶温度降

20、低，并逐步趋于一稳定值；影响再结晶温度的因素例例1 1：纯纯ZrZr，当当面面积积缩缩减减13%13%时时，557557完完成成等等温温再再结结晶晶需需40h40h，当当面积缩减面积缩减51%51%时，时，557557完成等温再结晶需完成等温再结晶需16h16h。例例2 2变形程度对再结晶温度的影响变形程度对再结晶温度的影响b) b) 杂杂质质及及合合金金元元素素：在在金金属属中中溶溶入入为为了了合合金金元元素素可可显显著著提提高高再再结结晶晶温温度度，一一般般在在相相同同添添加加量量情情况况下下，添添加加元元素素与与基基体体之之间间原原子子大大小小差差别别越越大大，或或者者说说添添加加元元素

21、素在在基基体体中中的的固固溶溶度度越越小小，提提高高再再结结晶晶温温度度的的作作用用越越显显著著，但但降降低低了了再再结结晶速度；晶速度；材 料 50%再结晶的温度()备 注光谱纯铜140Cu的原子半径为1.28光谱纯铜加入0.01%Ag205Ag的原子半径为1.44 光谱纯铜加入0.01%Cd305Cd 原子半径为1.52 合金元素及尺寸对再结晶温度的影响合金元素及尺寸对再结晶温度的影响c) c) 弥弥散散的的第第二二相相：第第二二相相可可能能促促进进，也也可可能能阻阻碍碍再再结结晶晶，主主要要取取决于基体上第二相粒子的大小及其分布。决于基体上第二相粒子的大小及其分布。 设粒子间距为，粒子直

22、径为di： 若1m， di 0.3m，第二相粒子降低再结晶温度，提高再结晶速度； 若1m， di 0.3m，第二相粒子提高再结晶温度，降低再结晶速度；合合 金金(m)(m)d di i对再结晶的影响对再结晶的影响Cu+BCu+B4 4C C5 52m2m促进促进Cu+AlCu+Al2 2O O3 32.52.5300300阻碍阻碍Cu+Co+SiOCu+Co+SiO2 20.5-1.0m0.5-1.0m800800阻碍阻碍d) d) 原原始始晶晶粒粒大大小小：原原始始加加拿拿过过来来细细，冷冷变变形形时时加加工工硬硬化化率率大大，储储能能高高，且且晶晶界界有有利利于于再再结结晶晶形形核核，再再

23、结结晶晶温温度降低；度降低；e) e) 保温时间保温时间：在一定范围内，延长加热时间可降低再结晶温度；：在一定范围内，延长加热时间可降低再结晶温度；f) f) 加加热热速速度度：当当加加热热速速度度十十分分缓缓慢慢时时，变变形形金金属属有有足足够够的的时时间间进进行行回回复复，储储能能减减少少，再再结结晶晶驱驱动动力力减减少少，再再结结晶晶温度上升。温度上升。加热时间加热时间1414天天4040小时小时6 6小时小时1 1分钟分钟5 5秒秒T T再再()()252540406060100100150150例：纯例：纯AlAl的加热时间与再结晶温度的关系：的加热时间与再结晶温度的关系：再结晶后晶

24、粒尺寸d与G和N之间的关系：即：增大形核率或减小长大速率可得细小再结晶晶粒。所有能够使G/ 值发生变化的因素都可能引起再结晶晶粒的变化，那么如何控制再结晶晶粒的尺寸呢？4、再结晶后的晶粒大小及再结晶全图常数再结晶晶粒大小的控制(1) (1) 变形程度变形程度： 对应于再结晶后得到特别粗大晶粒的变形程度称“临界变形度”。一般为2-10%，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。 晶粒尺寸变形量临近变形量变形度变形度1%1%2.5%2.5%4%4%6%6%8%8%10%10%12%12%15%15%材料：工业纯铝状态：不同冷变形度后，经550再结晶退火30min说明：变形度很小(

25、1%)时，因不发生再结晶，晶粒保持原来大小，临界变形度(2.5%)时，再结晶后晶粒特别粗大。随着变形量的增加，再结晶晶粒减小(2) 原始晶粒尺寸： 原始晶粒越细，再结晶后晶粒越细。 再结晶后的晶粒尺寸,mm原始晶粒尺寸,mm原始晶粒尺寸对再结晶后晶粒大小的影响原始晶粒尺寸对再结晶后晶粒大小的影响(3) 退火温度的影响： 再结晶退火时加热温度越高，金属的晶粒尺寸越大。当加入温度一定时，时间过长也会使晶粒长大，但其影响不如温度的影响大。 放大100倍时每0.45cm2中的晶粒数晶粒度应变/%低碳钢变形度及退火温度对再结晶后晶粒大小的影响低碳钢变形度及退火温度对再结晶后晶粒大小的影响 (4) 加热速

26、度 加热速度很慢将使晶粒粗化 (5) 合金元素及第二相 在其他条件相同的情况下，凡延缓再结晶及阻碍晶粒长大的合金元素或杂质均使金属再结晶后得到细晶粒组织。再结晶全图将变形程度、退火温度与再结晶后晶粒大小的关系(保温时间一定)表示在一个立体图上而构成再结晶全图。根据再结晶全图，是制定金属变形和退火工艺规程的重要参数依据。各种金属与合金的再结晶全图可参考专门的资料与手册。铝的再结晶全图铝的再结晶全图再结晶织构与原变形织构间存在以下三种情况：再结晶织构与原变形织构间存在以下三种情况： 1) 1) 与原有的织构相一致；与原有的织构相一致； 2) 2) 原有织构消失而代之以新的织构；原有织构消失而代之以

27、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。5、再结晶织构(1) (1) 定义定义： 冷冷变变形形金金属属在在再再结结晶晶过过程程中中形形成成织织构构，通通常常具具有有变变形形织织构构的的金金属属经经过过再再结结晶晶后后新新的的晶晶粒粒仍仍具具有有择择优优取取向向，这这种种织构称为再结晶织构织构称为再结晶织构 (2) 再结晶织构对性能的影响讨论再结晶织构对性能影响的意义：再结晶织构的广泛存在，有时是所期望的，有时则要避免。1) 如铝箔、电工钢、IF深冲钢板中，要设法提高织构的强度；2) 铝易拉罐的生产中要避免织构的产生在具有再结晶织构的铜带中，延伸率呈现

28、出各向异性在具有再结晶织构的铜带中，延伸率呈现出各向异性例1：期望织构的形成材料：电工硅钢片(Fe-3%Si)用途：变压器、马达(内部的铁芯)要求：高软磁性能(Si提高电阻率、磁导率、较低矫顽力和铁损)解决方法：退火(二次再结晶)，得到高斯110织构。例2：避免织构的形成材料：深冲铝板用途：易拉罐(3000/5000系列铝合金)现象：存在制耳原因：晶粒的择优取向解决方法：消除择优取向，使得轧制/退火织构抵消(2) 再结晶织构形成的机制定向生长理论定向形核理论定向生长理论：取向有利的晶核，其晶界可获得最快的移动速率。例1：FCC中两个晶粒最佳取向差为30-40 时，晶界的移动速率最快例2：右图为

29、铝中晶界移动速率与位向差的关系615 615 时铝新晶粒的时铝新晶粒的晶界移动速率与位向差的关系晶界移动速率与位向差的关系定向形核理论：再结晶有形核的过程，母体有织构，再结晶后的晶体也会形成新的织构退火孪晶：退火孪晶：再结晶退后后出现的孪晶称为退火孪晶。再结晶退后后出现的孪晶称为退火孪晶。原原 因：因：退火孪晶是由于新晶粒界面在推进过程中由退火孪晶是由于新晶粒界面在推进过程中由于某些原因于某些原因( (如热应力等如热应力等) )而出现堆垛层错而而出现堆垛层错而造成的。造成的。例例 如如：面心立方金属和合金：面心立方金属和合金( (如铜、黄铜、不锈钢如铜、黄铜、不锈钢等等) )经加工及再结晶退火

30、后，经常在再结晶经加工及再结晶退火后，经常在再结晶退火组织中发现孪晶。退火组织中发现孪晶。5、退火孪晶ACB三种典型的退火孪晶形态三种典型的退火孪晶形态：AA晶界交角处的退火孪晶；晶界交角处的退火孪晶；BB贯穿贯穿晶粒的完整退火孪晶；晶粒的完整退火孪晶；C C为一端终止于晶内的不完整为一端终止于晶内的不完整退火孪晶。退火孪晶。退火孪晶的形成与层错能有关，退火孪晶的形成与层错能有关，CuCu和奥氏体钢的层错能低，易形和奥氏体钢的层错能低，易形成孪晶。成孪晶。退火孪晶示意图退火孪晶示意图形变形变 黄铜退火孪晶组织黄铜退火孪晶组织材料经塑性变形后，外力所做的功部分以储存能形式存在于材料内部，从而使系

31、统的自由能升高，处于不稳定状态。故此，回复再结晶是材料经过冷变形后的自发趋势，加热则加快这一过程的发生。当加热温度较低，时间较短时，发生回复。主要表现为亚结构的变化和多边化过程，第一类内应力大部消除，电阻率有所下降，而对组织形态和力学性能影响不大。当加热温度较高，时间较长时发生再结晶现象。再结晶时，新的无畸变等轴晶将取代冷变形组织，其性能基本上回复到冷变形前的状态。再结晶完成后继续加热时，晶粒将发生长大现象。 回复与再结晶小结回复与再结晶小结回复与再结晶小结四、晶粒长大四、晶粒长大本节主要内容：本节主要内容：1.1.正常晶粒长大正常晶粒长大2.2.反常晶粒长大反常晶粒长大金金属属在在再再结结晶

32、晶刚刚完完成成时时，一一般般得得到到的的是是细细的的等等轴轴晶晶粒粒。如如果果继继续续保保温温或或提提高高退退火火温温度度，就就会会发发生生晶晶粒粒相相互互吞吞并并而而长长大的现象，即大的现象，即“ “晶粒长大过程晶粒长大过程” ”。晶粒长大过程正常长大(均匀长大)反常长大(非均匀长大或二次再结晶)四、晶粒长大四、晶粒长大1、正常晶粒长大1) 正常长大定义：指晶体中有许多晶粒获得长大的条件，晶粒的长大是连续地、均匀地进行的，晶粒长大过程中晶粒的尺寸是比较均匀的，晶粒平均尺寸的增大也是连续的。制约因素驱动力晶界迁移率2) 晶粒长大的驱动力设设晶晶界界面面为为一一圆圆柱柱面面，曲曲率率半半径径为为

33、R R，楔楔形形角角为为 ，晶晶界界面面单单位位面面积积的的表表面面张张力力为为 ，则则此此晶晶界界面面上上的表面能的表面能E E为：为：E E= =RR移动单位距离所引起的界面能变移动单位距离所引起的界面能变化为：化为：它相当于作用在该界面上的力它相当于作用在该界面上的力F F，即即因此作用在单位界面上的力为因此作用在单位界面上的力为晶粒A晶粒B晶界稳态形貌R楔形双晶体界面的迁移对对于于任任意意曲曲面面可可以以用用两两个个主主曲曲率率半半径径表表示示，即即R R1 1、R R2 2，可可推推出出单单位位界界面上的力面上的力对于球面而言，单位界面上的力为对于球面而言，单位界面上的力为 晶界趋于

34、平直：根据公式可知，晶界迁移的驱动力与其曲率半径R成反比，而与界面的表面张力成正比。因此，弯曲的晶界总是趋向于平直化，即向曲率中心移动以减少界面积，同时，大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率。即如下图所示，晶界由实线位置迁移至虚线位置。界面向曲率中心移动，趋向于平直化界面向曲率中心移动，趋向于平直化3) 晶粒的稳定形状 晶界夹角趋于120晶界总数力图使三个交角都等于120 。u当界面张力平衡时：u因为大角度晶界TA=TB=TC,u而A+B+C=360 ，u所以A=B=C=120 3) 晶粒的稳定形状晶界移动使三个夹角趋向于晶界移动使三个夹角趋向于120120 二维为六边形晶体，三维为理

35、想十四面体在二维坐标中，晶界边数少于6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失，而边数大于6的晶粒，晶界向内凹进，逐渐长大，当晶粒的边数为6时，处于稳定状态；在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。3) 晶粒的稳定形状晶粒边界少于晶粒边界少于6 6的晶粒在缩小和消失的晶粒在缩小和消失二维中的六边形和三维中的正十四面体二维中的六边形和三维中的正十四面体六边形六边形十四面体十四面体4) 晶界迁移率晶界迁移率晶界迁移率是指在单位驱动力作用下所产生的晶界迁移速度。是指在单位驱动力作用下所产生的晶界迁移速度。影响晶界迁移率(晶粒长大)的因素 温度温度： G G晶界迁移速度；晶界迁移速度；

36、G G0 0常数；常数；Q QG G晶界迁移的激活能晶界迁移的激活能 可见温度越高，晶界易迁移，晶粒易粗化。可见温度越高，晶界易迁移，晶粒易粗化。 分分散散相相粒粒子子：弥弥散散的的第第二二相相阻阻碍碍晶晶界界迁迁移移，降降低低晶晶粒粒长长大大速速率率。晶粒稳定尺寸晶粒稳定尺寸d d和第二相质点半径和第二相质点半径r r、体积分数、体积分数 的关系：的关系： 第第二二相相质质点点的的数数量量越越多多，颗颗粒粒越越小小，阻阻碍碍晶晶粒粒长长大大的的能能量量越强越强 可可溶溶剂剂的的杂杂质质或或合合金金元元素素：阻阻碍碍晶晶界界迁迁移移，特特别别是是晶晶界界偏偏聚聚现现象象显显著著的的元元素素，其

37、其阻阻碍碍作作用用更更大大。当当稳稳定定很很高高时时，晶晶界界偏偏聚聚可可能能消消失失，其其阻阻碍碍作作用用减减弱弱甚至消失。甚至消失。 晶晶粒粒位位向向差差：大大角角度度晶晶界界原原子子排排列列比比较较混混乱乱，界界面面能能较较高高，扩扩散散系系数数较较大大，小小角角度度晶晶界界的的界界面面能能小小于于大大角角度度晶晶界界，因因而而小小角角度度晶晶界界的的移移动动速速率率低低于于大大角度晶界。角度晶界。2、反常晶粒长大(二次再结晶) 异常长大异常长大：少数再结晶晶粒急剧长大的现象。：少数再结晶晶粒急剧长大的现象。 将将再再结结晶晶完完成成后后的的金金属属继继续续加加热热至至某某一一温温度度以

38、以上上，或或更更长长时时间间的的保保温温，会会有有少少数数晶晶粒粒优优先先长长大大，成成为为特特别别粗粗大大的的晶晶粒粒，而而其其周周围围较较细细的的晶晶粒粒则则逐逐渐渐被被吞吞食食掉掉，整整个个金金属属由由少少数数比再结晶后晶粒要大几十倍甚至几百倍的特大晶粒组成。比再结晶后晶粒要大几十倍甚至几百倍的特大晶粒组成。晶粒异常长大示意图晶粒异常长大示意图硅铁二次硅铁二次再结晶的反常晶粒再结晶的反常晶粒各向异性各向异性 驱动力驱动力：同正常晶粒长大一样，是长大前后的界面能差。：同正常晶粒长大一样，是长大前后的界面能差。 产产生生条条件件：正正常常晶晶粒粒长长大大过过程程被被弥弥散散的的第第二二相相质

39、质点点或或杂杂质质、织构等所强烈阻碍。织构等所强烈阻碍。 长大机制长大机制钉轧晶界的第二相溶于基体钉轧晶界的第二相溶于基体再结晶织构中位向一致晶粒的合并再结晶织构中位向一致晶粒的合并大晶粒吞并小晶粒大晶粒吞并小晶粒 对性能的影响对性能的影响织构明显织构明显晶粒大小不均匀晶粒大小不均匀晶粒粗大晶粒粗大各向异性各向异性优化磁导率优化磁导率性能不均性能不均优化磁导率优化磁导率注：总体上，异常长大的晶粒会降低材料的室温机械性能，大多数情况下应当避免。五、金属的热加工五、金属的热加工本节主要内容：本节主要内容：1.1.动态回复动态回复2.2.动态再结晶动态再结晶3.3.热加工对金属组织和性能的影响热加工

40、对金属组织和性能的影响五、金属的热加工五、金属的热加工冷加工：在再结晶温度以下的压力加工过程。发生加工硬化热加工：将金属或合金加热至再结晶温度以上进行的压力加工。热加工温度：T再T热加工T固-100200 热加工时，硬化过程与软化过程是同时进行的。按其特征不同可分为： 在温度和负荷联合作用下发生： 动态回复和动态再结晶 在变形停止之后，即在无负荷作用下发生 亚动态再结晶、静态再结晶、静态回复1、动态回复(1)真应力-应变曲线 有一类金属(以Al和Al合金为代表)在热加工时，动态回复是它们的主要软化机制。右图为这类金属在热加工时的应力-应变曲线，可见有三个不同的阶段： 微应变阶段。此阶段塑性变形

41、刚开始，硬化作用远远超过软化作用； 动态回复的初始阶段。曲线的斜率逐渐减小，“加工硬化”部分地被动态回复所引起的“软化”抵消； 稳态变形阶段。变形过程中产生的位错密度的增加已被回复过程引起的位错密度减少所抵消。动态回复的动态回复的应力应力- -应变曲线应变曲线( (流变曲线流变曲线) )(2) 组织结构的变化 使金属从动态回复的稳定变形阶段迅速冷却下来，对其进行组织观察的结果： 热加工后的晶粒沿变形方向伸长，同时，晶粒内部出现动态回复所形成的等轴亚晶粒。 亚晶尺寸与稳态流变应力成反比，并随变形温度升高和变形速度降低而增大。铝在铝在400400挤压时动态回复所形成的亚晶挤压时动态回复所形成的亚晶

42、光学组织光学组织TEMTEM组织组织(3) 动态回复的机制 位错的攀移和交滑移，攀移在动态回复中起主要的作用。 层错能的高低是决定动态回复进行充分与否的关键因素。动态回复易发生在层错能高的金属中。 如铝、铝合金、-Fe、锆和钨等金属在热加工时，都发生动态回复，因为这些金属的层错能的，其扩展位错的宽度窄，容易发生交滑移和攀移，特别是位错的攀移在动态回复中起了很主要的作用。 层错能高，位错容易从节点和位错网中解脱出来，促使其与异号位错相抵消。2、动态再结晶动态再结晶的应力动态再结晶的应力- -应变曲线应变曲线(1)真应力-应变曲线 对于层错能低的金属(如铜、黄铜、不锈钢等)，在热加工时发生动态再结

43、晶。右图为这类金属的变形曲线，曲线的变化也分为三个阶段： 加工硬化阶段，也可以说是积累能量以诱发动态再结晶的准备阶段； 动态再结晶的初始阶段； 稳态变形阶段。(2) 组织结构的变化 特点晶内存在被缠结位错所分割的亚晶粒反复形核，有限长大，晶粒较细动态再结晶的光学显微组织及动态再结晶的光学显微组织及TEMTEM组织组织光学组织光学组织(Mg(Mg合金合金) )TEMTEM组织组织( (铜合金铜合金) )(3) 动态回复的机制 层错能低的金属，如铜及铜合金，由于它们的扩展位错很宽，难以从节点和位错网中解脱出来，也难于通过交滑移和攀移而异号位错相消。动态回复过程进行得缓慢，亚组织中位错密度较高，剩余

44、的储能足以引起再结晶，因此，这类金属在热加工时，发生动态再结晶。 现存的晶界往往是动态再结晶的主要形核之处； 变形温度越高，应变速率越小，应变量越大，越有利于动态再结晶； 动态再结晶的晶粒大小d主要取决于热变时的流变应力 d-n 常数n0.10.5 动态再结晶的应用：采用低的变形终止温度、大的最终变形量、快的冷却速度可获得细小晶粒。3、热加工对金属组织和性能的影响热加工对金属组织和性能有重大影响，主要有以下几个方面。(1) 改善铸锭组织：热加工时变形量大、温度高，使铸锭中许多内部未被氧化的气泡、疏松和微裂纹得以机械焊合，从而提高了材料的致密性，进而提高了材料的性能。状态b(N/mm2) s(N

45、/mm2)(%)K (J/cm2)铸态5002801535锻态5303102070低合金钢在不同状态下的性能低合金钢在不同状态下的性能(2) 形成纤维组织： 组织：枝晶、偏析、夹杂物沿变形方向呈纤维状分布； 性能：各向异性，沿流线方向塑性和韧性提高明显。下图中通过锻造，可明显提高零件的使用寿命。曲轴的流线分布曲轴的流线分布(3) 形成带状组织： 形成：两相合金变形或带状偏析被拉长； 影响：导致材料各向异性； 消除：避免在两相区变形、减少夹杂元素含量、采用高温扩 散退火或正火。Cr12Cr12钢中的带状组织钢中的带状组织 H62H62的带状组织的带状组织(4) 显微组织的细化： 通过动态回复和动

46、态再结晶后，在晶粒内部都形成了亚晶粒，具有这种亚晶组织的材料，其强度、韧性提高，称为亚组织强化，其屈服强度与亚晶尺寸之间满足Hall-Petch公式。热加工的优点： 可持续大变形量加工； 动力消耗小； 提高材料的性能六、超塑性六、超塑性本节主要内容：本节主要内容：1.1.微晶超塑性的特征微晶超塑性的特征2.2.微晶超塑性变形机制微晶超塑性变形机制3.3.微晶超塑性成形的应用微晶超塑性成形的应用超超塑塑性性：某某些些材材料料在在特特定定变变形形条条件件( (主主要要是是温温度度和和应应变速率变速率) )下呈现的特别大的延伸率。下呈现的特别大的延伸率。六、超塑性六、超塑性超塑性成形的特点：超塑性成

47、形的特点： 拉拉伸伸实实验验延延伸伸率率可可达达百百分分之之几几百百，甚甚至至百百分分之之几几千；千； 拉拉伸伸试试验验时时，试试样样均均匀匀变变形形，在在宏宏观观上上不不出出现现颈颈缩现象；缩现象； 拉伸试验时，流变应力很低；拉伸试验时，流变应力很低； 成成形形过过程程中中基基本本上上没没有有加加工工硬硬化化现现象象，所所以以超超塑塑性合金的流动性和填充性好，容易成形。性合金的流动性和填充性好，容易成形。六、超塑性六、超塑性超塑性超塑性相变超塑性相变超塑性( (转变超塑性或第二类超塑性转变超塑性或第二类超塑性) )微晶超塑性微晶超塑性( (又称恒温超塑性或第一类超塑性又称恒温超塑性或第一类超

48、塑性) )超塑性成形的种类：超塑性成形的种类：其它超塑性其它超塑性( (第三类超塑性第三类超塑性) )微晶超塑性微晶超塑性( (恒温超塑性或第一类超塑性恒温超塑性或第一类超塑性) )微晶超塑性具备的三个条件： 材料具有等轴稳定的细晶组织(通常要求晶粒尺寸在0.5-5m之间)。一般而言，晶粒越细，越有利于出现超塑性； 成形温度T0.5Tm(Tm为材料熔点的热力学温度)，且大多数低于普通热锻温度，并要求温度恒定； 应变速率在10-4-10-2s-1区间内。相变超塑性相变超塑性( (转变超塑性或第二类超塑性转变超塑性或第二类超塑性) ) 这类超塑性并不要求材料具有超细晶粒，而是在一定的温度和负荷条件

49、下，经过多次循环相变或同素异构转变获得的。 相变超塑性的第一个必要条件是材料具备固态结构转变能力(如钛、锆、钢铁以及具有相变的粉末冶金制品等) 第二个必要条件是应力作用和在形变温度区内循环加热和冷却，诱发反复的结构变化而产生超塑性。其他超塑性其他超塑性( (短暂超塑性或第三类超塑性短暂超塑性或第三类超塑性) ) 非超塑性材料在一定条件下，会出现短时间的细而稳定的等轴晶粒组织，并能显示出超塑性。 如：在消除应力退火过程中，在应力作用下可以得到超塑性； 如：球墨铸铁和灰铸铁经特殊处理也可以得到超塑性。1、微晶超塑性的特征(1) 变形特征用用 和和 描描述述超超塑塑性性成成形形时时应应力力和应变速率

50、之间的关系：和应变速率之间的关系：式式中中 为为应应力力， 为为应应变变速速率率，K K为常数，为常数，m m为应变速率敏感指数。为应变速率敏感指数。Mg-AlMg-Al合合金金在在350350变变形形时时流流变变应应力力和和应应变变速速率率敏敏感感指指数数m m及应变速率之间的关系及应变速率之间的关系图中曲线可分为三个区，低应变速率区，或称为扩散蠕变速率范围；区为中等应变速率，或称超塑性速率范围，是主要的超塑性阶段，此阶段曲线的斜率就是m值；为高应变速率区，或称一般塑性速率范围。10-5 10-4 10-3 10-2 10-1 1 100.5110102/MPa(a)(b)(2) 超塑性变形

51、后的显微组织特征组织特征表现如下： 晶粒形状和尺寸，变形后的晶粒虽然有一些长大，但仍为等轴晶； 位错密度与组态发生变化：变形后的金属中位错密度较高，特别是晶界和三角晶界处，但未发现位错塞积现象； 晶粒的滑动、转动和换位的现象； 孔洞，在超塑性变形达到一定程度时，孔洞就会形成，随着变形量的增大，孔洞长大、聚合或连接，最终导致材料断裂。2、微晶超塑性变形机制蠕变机制包括：扩散蠕变机制、位错蠕变机制、晶界滑动机制。其中，晶界滑动机制包括扩散蠕变协调模型、位错运动协调模型和晶粒转出机理等。下面着重介绍扩散蠕变机制和扩散蠕变协调模型。 N-H(Nabarro-Herring)型扩散蠕变理论认为，在拉应力

52、作用下，空位的化学势能产生局部的变化，垂直拉伸轴的晶界处于高位能状态，平行拉伸轴的晶界处于低位能状态，因此，在拉应力作用下，必然会引起空位从高位能区向低位能区移动(见右图，实线为原晶粒，虚线表示扩散蠕变后的晶粒)。 优点：能很好的解释超塑性变形中的某些行为及试验结果。 缺点：根据该理论，变形后的晶粒应该被拉长，但实际超塑性变形后晶粒仍保持等轴。(1) 扩散蠕变机制拉应力作用下拉应力作用下晶粒扩散蠕变示意图晶粒扩散蠕变示意图 Ashby和Verrall模型是由一组二维的四个六边形晶粒组成的。在拉应力作用下，这组晶粒由初始态(图(a)过渡到中间状态(图(b)，最后达到终态(图(c)。 可见变形后的晶粒形状保持拉伸前的状态。(2) 扩散蠕变协调模型扩散协调的晶粒换位示意图扩散协调的晶粒换位示意图3、微晶超塑性的应用 开式模锻 闭式模锻 反挤压 气压成形 气压胀形/扩散连接复合工艺(SPF/DB)