材料科学基础第五章-材料的变形与再结晶ppt课件

1、.,1,第五章材料的变形和再结晶,.,2,概述一、机械性能(力学性能)1.定义:材料承受外力作用的能力。2.机械性能四大指标：强度、硬度、塑性、韧性。3.实验通过实验可以测出相应的机械性能指标，最常见的是拉伸实验、硬度实验和冲击实验。,.,3,二、拉伸试验拉伸试验的现场录像,根据拉伸试验研究表明，金属在外力作用下一般经历三个阶段：弹性变形（elasticdeformation）塑性变形（plasticdeformation）断裂（fracture）,实验设备材料试验机。拉伸试样圆试样长试样扁试样短试样拉伸过程,.,4,三、应力应变曲线原始曲线：载荷-伸长曲线经过变换：应力-应变曲线,.,5,p

2、:比例极限e:弹性极限s:屈服极限b:强度极限k：条件断裂强度,.,6,四、低碳钢曲线的特点1、e弹性变形阶段（elasticdeformation）线性阶段e：材料弹性极限,是材料保持弹性的最大应力。单位：MPa该阶段符合虎克定律=E或=GE、G为弹性模量、切变模量，表示金属材料抵抗弹性变形的能力。为曲线上斜率,.,7,2、es微量塑性变形开始阶段s：材料屈服极限,是开始发生塑性变形的最小应力。0.2:材料屈服强度（yieldstrength），表示以材料产生0.2%残余变形的应力值为其屈服极限，又称条件屈服极限。主要用于无明显屈服的材料的屈服点。s、0.2表示材料对开始微量塑性变形的抗力。

3、,.,8,3、sb试样开始发生不均匀塑性变形并形成缩颈k：条件断裂强度。表示材料对塑性变形的极限抗力。塑性断裂:产生一定量塑性变形后的断裂。,.,9,五、塑性材料在外力作用下产生永久变形而不被破坏的能力。1.塑性指标、伸长率,表示均匀变形的能力，与加工硬化率n有关。=（LkLo）/Lo100%断面收缩率,表示局部变形的能力，与缺口敏感性(度)有关。=（FoFk）/Fo100%,.,10,2、塑性的实际意义金属材料的塑性指标是安全力学性能指标；f材料均匀变形的能力。f局部变形的能力。塑性对压力加工是很有意义的。加工硬化塑性大小反映冶金质量的好坏，评定材料质量。3、塑性、脆性材料的划分5%：塑性材

4、料，低碳钢、铜合金5%：脆性材料，铸铁。,.,11,.,12,1弹性变形的本质弹性变形（elasticdeformation）弹性变形的原因：原子间结合力2弹性变形的特征和弹性模量弹性变形的特征(1)理想的弹性变形是可逆变形(2)在弹性变形范围内，应力和应变间服从虎克定律(单值线性函数关系)。正应力下:=EE-弹性模量切应力下:=G、分别为切应力、切应变,G-切变模量G=E/2（1）v泊松比,横向收缩率与纵向伸长率的比值K=E/3(12)K体弹性模量,压力与体积变化率的比值(3)弹性变形量随材料的不同而异。,5.1弹性和黏弹性,.,13,对完全各向同性材料=0.25对金属值约为0.33（或1/

5、3）当=0.25时，G=0.4E；当=0.33时，G=0.375E,K=E/3(1-2)E弹性常数4个：E，G，K只要已知E和，就可求出G和K，由于E易测，因此用的最多。,.,14,弹性模量(E)(1)弹性模量（modulusofelasticity）E代表着使原子离开平衡位置的难易程度，是表征晶体中原子间结合力强弱的物理量。(2)E是组织不敏感参数。(3)对晶体而言，E是各向异性的。在单晶体中，沿原子密排面E最高，沿原子排列最疏的晶向E最低。多晶体中，E各向同性。(4)工程上，E是材料刚度的度量。,.,15,弹性模量的技术意义,技术意义：E，G称为材料的刚度，它表示材料在外载荷下抵抗弹性变形

6、的能力影响E的特征因素：与原子序数有周期性关系E=K/mK，m1特征常数，原子半径E温度T：T原子结合力下降，E加载速度：对E影响不明显合金化（加入某种金属），热处理对E影响不明显。,.,16,弹性的不完整性有别于理想弹性变形特点的现象。1)包申格效应:2)弹性后效(滞弹性)3)弹性滞后,.,17,实际材料T10钢的包辛格效应,条件：T10钢淬火350回火拉伸时，曲线10.2=1130MPa曲线2事先经过预压变形再拉伸时,0.2=880MPa,1)包申格效应:指材料经预先加载产生少量塑性变形，然后同向加载则e升高,反向加载则e降低的现象。(应变疲劳),.,18,2)弹性后效（滞弹性）,在弹性极

7、限内，应变落后于应力并和时间有关的现象，叫弹性后效或滞弹性。3)弹性滞后由于应变落后于应力，在应力应变曲线上加载线与卸载线不重合而形成一封闭回路。弹性滞后环精密仪器不希望有滞后现象,.,19,4.黏弹性,黏性流动：牛顿黏性流动定律：=d/dt粘弹性具有弹性和粘性变形两方面的特征，它是高分子材料的重要力学性能之一。其特点是应变落后于应力。其-曲线为一回线，回线所包含面积即为内耗。粘弹性模型：Maxwell模型应力松弛（stressrelaxation）Voigt模型蠕变回复、弹性后效、弹性记忆,.,20,5.2晶体的塑性变形,单晶体的塑性变形多晶体的塑性变形合金的塑性变形塑性变形对材料组织和性能

8、的影响,.,21,5.2.1单晶体的塑性变形,常温或低温下，单晶体塑性变形（plasticdeformation）方式：1.滑移（slip）2.孪生（twining）3.扭折（kink）,.,22,1.滑移(1)滑移线和滑移带滑移线（slipline）：滑移线实际上是在晶体表面产生的小台阶。滑移带（slipband）是由一系列相互平行的更细的线组成的。,.,23,铜中的滑移带500,.,24,滑移线和滑移带示意图,.,25,（2）滑移系,滑移是沿着特定的晶面(称为滑移面slipplane)和晶向(称为滑移方向slipdirection)上运动。一个滑移面和其上的一个滑移方向组成一个滑移系（sl

9、ipsystem）。滑移系表示晶体在进行滑移时可能采取的空间取向。滑移系主要与晶体结构有关。晶体结构不同，滑移系不同；晶体中滑移系越多，滑移越容易进行，塑性越好。结论:滑移面和滑移方向往往是金属晶体中原子排列的最密排面和最密排晶向。如fcc：111bcc：110、112和123hcp：0001每一种晶格类型的金属都有特定的滑移系，且滑移系数量不同。如：fcc中有12个,bcc中有48个，hcp中有3个。,.,26,三种常见金属晶体结构的滑移系,.,27,（3）滑移的临界分切应力（k）,滑移的临界分切应力（criticalresolvedshearstress）:计算方法:k=(F/A)cosc

10、os=coscos式中coscos为取向因子（orientationfactor），该值越大，k越大，越有利于滑移。,计算分切应力的分析图,.,28,当滑移面法线方向、滑移方向与外力轴三者共处一个平面，coscos=coscos(90-)=(sin2)/2,则=45时，coscos=1/2，此取向最有利于滑移，即以最小的拉应力就能达到滑移所需的分切应力。软取向：晶体中有些滑移系与外力的取向接近45角，处于易滑移的位向，具有较小的s值，称为“软取向”。通常是软取向的滑移系首先滑移。当外力与滑移面平行或垂直时（=90或=0），则，晶体无法滑移。硬取向：晶体中有些滑移系与外力取向偏离45很远，需要较

11、大的s值才能滑移，称为硬取向。取向因子coscos对的影响在密排六方结构中尤为明显。,.,29,一些金属的滑移系和临界分切应力,.,30,（4）滑移时晶体的转动,随着滑移的进行，晶体的取向发生改变的现象称为晶体的转动。对于密排六方结构结构，这种现象尤为明显。拉伸时，滑移面和滑移方向逐渐趋于平行于拉伸轴线方向。,.,31,.,32,拉伸作用在中间一层金属上下两面的作用力可分为两个分应力：A分正应力垂直于滑移面，构成力偶，使晶块滑移面朝外力轴方向转动。B分切应力当外力分解到滑移面上的最大分切应力与滑移方向不一致时，又可分解为平行于滑移方向和垂直于滑移方向的两个分力。前一分力是产生滑移的有效分切应力

12、，后一分力将构成一对作用在晶块上下滑移面上的力偶，力图使滑移方向转至最大切应力方向。所以，拉伸时，在产生滑移的过程中，晶体的位向在不断改变，不仅滑移面在转动，而且滑移方向也改变位向。,.,33,压缩压缩时晶体的滑移面，力图转至与压力方向垂直的位置。,.,34,几何硬化与几何软化几何硬化：如果晶体滑移面原来是处于其法线与外力轴夹角接近45的位向，经滑移和转动后，就会转到此夹角越来越远离45的位向，从而使滑移变得越来越困难。几何软化：经滑移和转动后，一些原来角度远离45的晶面将转到接近45，使滑移变得容易进行。,.,35,（5）多系滑移（multislip/polyslip）,单滑移：只有一个特定

13、的滑移系处于最有利的位置而优先开动时，形成单滑移。多系滑移：由于变形时晶体转动的结果，有两组或几组滑移面同时转到有利位向，使滑移可能在两组或更多的滑移面上同时或交替地进行，形成“双滑移”或“多滑移”。此时，外力对两个滑移系的取向因子完全相同。具有多滑移系的晶体，除多系滑移外,还可发生交滑移（cross-slip）bcc结构中最易发生交滑移。,.,36,（6）滑移中的位错机制,滑移是借助于位错在滑移面上运动来逐步进行的；晶体的滑移必在一定外力作用下才能发生，说明位错运动要克服阻力，该阻力来自点阵阻力，称为派纳PN力，其大小为：P-N=2Gexp(-2W/b)/(1-)P-N与位错的宽度W呈指数关

14、系，滑移面间距d增大，w=d/(1-)增大，或滑移方向上原子间距b减小，则P-N下降，滑移阻力小,滑移容易进行。,.,37,刃位错的滑移示意图,.,38,刃位错的滑移模型,.,39,螺位错的滑移模型,.,40,2.孪生,(1)孪生变形过程孪生变形是在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面(孪晶面)和一定方向(孪生方向)相对于另一部分作均匀的切变所产生的变形。但是不同的层原子移动的距离也不同。变形与未变形的两部分晶体构成镜面对称,合称为孪晶（twin）。均匀切变区与未切变区的分界面成为孪晶界。孪晶面（twiningplane）：孪晶方向（twiningdirection）：,.,41,FCC晶体孪

15、生变形,FCC晶体的孪生面是（111），孪生方向是11-2。图2是FCC晶体孪生示意图。fcc中孪生时每层晶面的位移是借助于一个不全位错（b=a/611-2）的移动造成的，各层晶面的位移量与其距孪晶面的距离成正比。孪晶在显微镜下观察呈带状或透镜状。每层（111）面的原子都相对于邻层（111）晶面在11-2方向移动了此晶向原子间距的一个分数值。下图2中带浅咖啡色的部分为原子移动后形成的孪晶。可以看出，孪晶与未变形的基体间以孪晶面为对称面成镜面对称关系。如把孪晶以孪晶面上的11-2为轴旋转180度，孪晶将与基体重合。其他晶体结构也存在孪生关系，但各有其孪晶面和孪晶方向。,.,42,fcc晶体孪生变

16、形示意图1,.,43,(2)孪生的特点,孪生变形是在切应力作用下发生的，并通常出现于滑移受阻的应力集中区。因此孪生的k比滑移时大得多。孪生是一种均匀切变。而滑移是不均匀的。孪生的两部分晶体形成镜面对称的位向关系。而滑移后晶体各部分的位向并未改变。孪生对塑性变形的贡献比滑移小得多。但孪生能改变晶体取向，使滑移转到有利位置。由于孪生变形后，局部切变可达较大数量，所以在变形试样的抛光面上可以看到浮凸，经重新抛光后，表面浮凸可以去掉，但因已变形区和未变形区的晶体位向不同，所以在偏光下或侵蚀后仍能看到孪晶。而滑移变形后的试样经抛光后滑移带消失。,.,44,(3)孪晶的类型及形成,按孪晶（twin）形成原

17、因可将孪晶分为：变形孪晶（deformationtwinning）、生长孪晶、退火孪晶变形孪晶(机械孪晶)：机械变形产生的孪晶。特征：透镜状或片状。其形成通过形核和长大两个阶段生产。形核是在晶体变形时以极快速度爆发出薄片孪晶；生长是通过孪晶界的扩展使孪晶增宽。孪生变形在-曲线上表现为锯齿状变化。孪生变形与晶体结构类型有关。hcp中易发生，fcc一般不易发生，但在极低温度下会产生。生长孪晶：晶体自气态，液态，或固体中长大时形成的孪晶。退火孪晶：形变金属在其再结晶过程中形成的孪晶,.,45,(4)孪晶的位错机制,孪生变形（deformationtwinning）是整个孪晶区发生均匀切变，其各层面的

18、相对位移是借助于一个Shockley不完全位错移动而造成的。形变孪晶是通过位错增值的极轴机制形成的。(如：L型扫动位错),.,46,3.扭折,扭折（kink）：扭折与孪生不同的是它使扭折区晶体的取向发生了不对称性的变化。扭折区上下界面是由符号相反的两列刃型位错所构成，而每一弯曲区是由同号位错堆积而成，取向是逐渐弯曲过渡的。扭折还伴随形变孪晶。,.,47,5.2.2多晶体的塑性变形,1.晶粒取向的影响表现在各晶粒变形过程中具有相互制约和协调性。在多晶体中，外力作用下处于有利位向的晶粒首先滑动位错开动，增殖晶界上位错塞积应力集中（k），其它滑动，各晶粒间变形而得到相互协调与配合。理论分析指出，多晶

19、体塑性变形（polycrystallinecrystal）时要求每个晶粒至少能在5个独立的滑移系进行滑移。能否满足该要求与晶体的结构类型有关。,.,48,多晶体中晶粒取向,.,49,2.晶界的影响,晶界对晶粒变形具有阻碍作用。拉伸试样变形后在晶界处呈竹节状，每个晶粒中的滑移带均终止于晶界附近，晶界附近位错塞积，塞积数目n为：n=k0l/Gb位错塞积，密度增高，材料强度提高。因此，晶粒越细，晶界越多，材料强度越高（称为细晶强化，grainsizestrenthing），其s与d关系如下：s=0kd-1/2HallPetchequation上式具有广泛的适用性（s-亚晶d、s-So（片）。细小而均

20、匀的晶粒使材料具有较高的强度和硬度，同时具有良好的塑性和韧性，即具有良好的综合力学性能。,.,50,经拉伸后晶界处呈竹节状,.,51,晶界对硬度的影响,.,52,低碳钢的s与晶粒直径的关系,.,53,Cu和Al的s与亚晶尺寸的关系,.,54,锌的单晶和多晶的拉伸曲线,.,55,由上图锌的拉伸曲线可以看出：比较：同一材料多晶体的强度高，但塑性较低。单晶塑性高。原因：多晶中各个晶粒的取向不同。在外力作用下，某些晶粒的滑移面处于有利的位向，受到大于c的切应力，位错开始滑移。当相邻晶粒处于不利位向，不能开动滑移系时，则变形晶粒中的位错不能越过晶粒晶界，而是塞积在晶界附近。所以这个晶粒的变形便受到约束，

21、整个多晶的变形困难得多。结果：只有加大外力，才能使那些滑移面位向不利的晶粒逐渐加入滑移，结果多晶试样强度上升，塑性下降。下图是多晶铜拉伸后，各个晶粒滑移带的光学显微镜照片(采自C.Brady,美国国家标准局)。铜是FCC晶体，滑移系是111/，有12种组合。由图看出，每个晶粒有两个以上的滑移面产生了滑移。由于晶粒取向不同，滑移带的方向不同。,.,56,铜多晶试样拉伸后形成的滑移带,173,.,57,5.2.3合金的塑性变形,合金分类：单相固溶体合金多相合金合金的塑性变形：单相固溶体合金塑性变形多相合金塑性变形,.,58,一.单相固溶体合金塑性变形,溶质原子的作用主要表现在：固溶强化(Solid

22、solutionStrenthening)作用，提高塑性变形抗力。1.固溶强化固溶强化：固溶体合金的-曲线：由于溶质原子加入使s和整个-曲线的水平提高，同时提高了加工硬化率n。影响固溶强化的因素：溶质原子类型及浓度。原子分数越高,强化作用大.。溶质原子与基体金属的原子尺寸差。相差大时强化作用大。间隙型溶质原子比置换型溶原子固溶强化效果好。溶质原子与基体金属价电子数差。价电子数差越大，强化作用大。固溶强化的实质是溶质原子与位错的弹性交互作用、化学交互作用和静电交互作用。,.,59,Cu-Ni固溶体的力学性能与成分的关系,.,60,2.屈服现象与应变时效,图5.31工程-曲线上屈服点：下屈服点：吕

23、德斯带：屈服过程：（1）柯氏（Cottrell）气团理论：柯氏气团钉扎位错。（2）位错增殖理论:材料塑性变形时应变速度与晶体中可动位错的密度、位错运动的平均速度及位错的柏氏矢量成正比。应变时效图5.32将薄板在冲压前进行一道微量冷轧工序。,.,61,二.多相合金的塑性变形,多相合金的基本相为固溶体。第二相是用来强化的一种重要方式，它可以通相变热处理(沉淀强化、时效强化)或粉末冶金法(弥散强化)来获得。根据第二相粒子的尺寸大小可将合金分为：1聚合型两相合金(两相尺寸、性能相近)2弥散分布型两相合金(两相尺寸、性能相差很大),.,62,1.聚合型合金的塑性变形,该类合金具有较好的塑性,合金的变形能

24、力取决与两相的体积分数。可按照等应力(变)理论来计算合金在一定应变条件下的平均流度应力和在一定条件下的平均应变，则由混合律计算得：P185式。而实际上这类合金滑移首先发生在较软的相中。如果聚合型合金两相中一个为塑性相，一个为硬脆相，则合金在塑性变形过程所表现的性能与第二相的相对含量有关，还与第二相的形状、大小、分布有关。P186表,.,63,讨论：,(1)若硬脆相呈连续分布在塑性相(基体)晶界上，则经少量变形后会发生沿晶脆断。脆性相越多，网状越连续，塑性越差。如过共析钢中二次Fe3C呈网状分布于铁素体晶界上。(2)若硬脆相呈层片状分布在基体相中，由于变形主要集中在基体相中，且位错移动被限制在很

25、短距离内，增加了继续变形的阻力，使其强度提高。如钢中的片状P由片状和片状Fe3C相间组成。(3)若硬脆相呈粒状分布于基体中，因基体相连续，第二相对基体变形的阻碍作用大大减弱，具有强度和塑性的配合。如：粒状P中Fe3C呈颗粒分布，钢具有良好的综合力学性能。,.,64,2.弥散分布型合金的塑性变形,该合金中第二相粒子是通过对位错运动的阻碍作用而表现出来的。第二相粒子通常分为两类：1）不可变形粒子2）可变形粒子,.,65,1）不可变形粒子的强化作用,含有不可变形粒子的合金中位错运动与粒子相遇时采用绕过机制，如图5.34，结果在粒子周围留下位错环，而其余部分则越过粒子继续运动。位错线弯曲绕过第二相粒子

26、所需要的切应力为：=Gb/第二相粒子间距=2R这是一临界值，只有外加切应力大于上述临界值时，位错线才能绕过去。因此，1/，粒子越多,越小，大.强化效果愈明显。减小粒子尺寸或提高粒子的体积分数都可以合金强度提高。理论计算小到2050个原子间距时，强化效果最佳。例如：烧结铝利用粉末冶金方法再加上冷挤压加工得到在Al基体上分布着Al2O3粒子的合金。具有很高的强度和优良的耐热性。,.,66,Orowan机制,.,67,2)可变形微粒的强化作用,可变形粒子的合金中位错运动与粒子相遇时切过机制，即第二相粒子在位错切过粒子时随同基体一起变形。其强化作用取决于粒子本身的性质及粒子与基体的联系。可变形粒子的主

27、要作用有以下几方面：(1)位错切过粒子时,粒子产生宽度为b的台阶，出现了新的表面积，界面能升高。(2)当粒子为有序结构时，位错切过粒子会产生反相畴界，使能量升高。(3)位错切过粒子时，引起滑移面上原子错排，需要做功，给位错运动带来困难。(4)粒子周围产生弹性应力场与位错发生交互作用，阻碍位错运动。(5)位错切过后产生一割阶，阻碍位错运动。(6)若扩展位错通过后，其宽度发生变化，引起能量升高。以上这些作用使合金的强度提高。,.,68,5.2.4塑性变形对材料组织和性能的影响,塑性变形对材料组织和性能的影响主要表现在以下两个方面：显微组织变化，包括晶粒形状的变化、亚结构的变化、形变织构性能的变化，

28、包括加工硬化、力学性能、物理性能、化学性能,.,69,一、显微组织变化,经塑性变形后材料的显微组织变化（图5.36）如下：晶粒形状的变化1出现了大量的滑移带和孪晶带。2晶粒形状发生了变化。随变形度增大，等轴状晶粒扁平晶粒纤维组织（fibermicrostructure）。纤维组织分布方向是材料流变伸展方向。3当金属中组织不均匀，如有枝晶偏析或夹杂物时，塑性变形使这些区域伸长，这在后序的热加工或热处理过程中会出现带状组织（bandmicrostructure）。,.,70,低碳钢塑性变形后纤维组织a)30%压缩b)50%压缩,.,71,二、亚结构（sub-grain）的变化,1随变形度增大，位错

29、密度迅速增大。2位错组态和分布等亚结构发生变化：变形度增大，位错密度增大位错呈纷乱不均匀分布位错缠结位错胞(称为胞状亚结构)细长状变行胞。胞状亚结构的形成不仅与变形度有关，而且还取决于材料类型。层错能高易出现胞状结构；层错能低，易形成较为均匀而复杂的位错网。,.,72,低碳钢形变(胞状)亚结构,.,73,三、性能的变化,1对力学性能的影响（加工硬化）加工硬化（形变强化、冷作强化）：随变形量的增加，材料的强度、硬度升高而塑韧性下降的现象。,.,74,加工硬化强化金属的重要途径；利提高材料使用安全性；材料加工成型的保证。弊变形阻力提高，动力消耗增大；脆断危险性提高。,.,75,其他性能的变化导电率

30、、导磁率下降，比重、热导率下降；结构缺陷增多，扩散加快；化学活性提高，腐蚀加快。,.,76,四、形变织构,1形变织构（deformationtexture）：是晶粒在空间上的择优取向2类型及特征丝织构（fiber/wiretexture）及特征：用表示板织构（rollingtexture）及特征：用hkl表示,.,77,形变织构,.,78,因形变织构造成的制耳a)无织构b)有织构,.,79,五、残余应力（约占变形功的10）1储存能第一类内应力（）：宏观残余应力，由整个物体变形不均匀引起。2分类第二类内应力（）：微观残余应力，由晶粒变形不均匀引起。第三类内应力（）：点阵畸变，由位错、空位等引起。

31、80-90%。,.,80,利：预应力处理，强化表面,如汽车板簧的生产。3利弊弊：引起变形、开裂,如黄铜弹壳的腐蚀开裂。4消除：去应力退火。,6h,.,81,5.3回复和再结晶,一.冷变形金属在加热时的组织和性能变化二.回复三.再结晶四.晶粒长大五.再结晶织构与退火孪晶六.动态回复和动态结晶,.,82,5.3.1冷变形金属在加热时的组织和性能变化,1显微组织变化随加热温度的提高,冷变形金属发生变化为：回复、再结晶、晶粒长大。回复（recovery）-再结晶（recrystallization）-晶粒长大（graingrowth）图5.45t1t2回复阶段,保持原来形状(纤维状)t2t3再结晶阶段

32、,变形晶粒转变为等轴晶粒t3t4晶粒长大阶段,晶粒尺寸发生变化,.,83,加热时冷变形金属显微组织发生变化,.,84,黄铜再结晶和晶粒长大各个阶段的照片,退火时，由于温度升高原子的能动性增加，即原子的扩散能力提高，而回复阶段只是消除了由于冷加工应变能产生的残余内应力，大部分应变能仍然存在，变形的晶粒仍未恢复原状。所以，随着保温时间加长，新的晶粒核心便开始形成并长大成小的等轴晶粒，这就是再结晶（recrystallization）的开始。随着保温时间的加长或温度的升高，再结晶部分愈来愈多，直到原来的晶粒全部被新的小晶粒所代替。进一步保温或升温，新晶粒尺寸开始增大，这就是晶粒长大现象。下图为黄铜再

33、结晶和晶粒长大各个阶段的照片，来说明退火过程中的变化，放大倍数为75(采自美国GE公司）。,.,85,（a）黄铜冷加工变形量达到38后的组织可见粗大晶粒内的滑移线。（b）经580C保温3秒后的组织试样上开始出现白色小的颗粒，即再结晶出的新的晶粒。,.,86,（c）580C保温4秒后的金相组织有更多新的晶粒出现。（d）580C保温8秒后的金相组织粗大的带有滑移线的晶粒已完全被细小的新晶粒所取代，即完成了再结晶,.,87,（e）580C保温15分后的金相组织（f）700C保温10分后晶粒长大的的金相组织晶粒长大,.,88,2性能变化,1）力学性能(1)硬度（hardness）和强度（strengt

34、h）:回复阶段,变化不大,再结晶下降。(2)塑性:回复阶段,变化不大;再结晶阶段上升；粗化后下降。2）物理性能(1)电阻（resistance）:温度升高，电阻率下降。(2)密度（density）:回复阶段变化不大，再结晶阶段上升。3）内应力:回复阶段基本消除完毕宏观应力,而微观应力消除需再结晶后才能完成4）亚晶粒(sub-grain)尺寸5）储存能释放（releaseofstoredenergy）,.,89,冷变形金属退火时性能变化,.,90,5.3.2回复,1回复动力学回复驱动力（drivingforces）为形变储存能(storedenergy)回复动力学曲线图5.47回复动力学特点:回

35、复动力学方程:,.,91,2回复机制,1）低温回复:点缺陷的迁移2）中温回复:位错滑移导致位错重新组合3）高温回复:多边化（polygonization）。多边化的驱动来自应变能的下降。多边化产生的条件:(1)塑性变形使晶体点阵发生弯曲。(2)在滑移面上有塞积的同号刃型位错。(3)需加热到较高温度使刃型位错能产生攀移运动。多晶体亚晶形成过程：多系滑移位错缠结位错胞位错网亚晶界。去应力退火,.,92,5.3.3再结晶,再结晶是一个显微组织重新改组，变形储存能充分释放,性能显著变化的过程。其驱动力为回复后未被释放的变形储存能。1再结晶过程2再结晶动力学3再结晶温度与影响再结晶的因素4再结晶后晶粒大

36、小,.,93,1再结晶过程,再结晶过程是形核和长大,但无晶格类型变化。1）形核再结晶晶核是现存于局部高能区域内的,以多边化形成的亚晶为基础形核。其形核机制有：(1)晶界弓出形核(凸出形核机制)对于变形度较小（20%）的金属，再结晶核多以这种方式。其形核过程如图5.49；弓出形核时所需能量条件为：Es2/L(2)亚晶形核对于变形度较大的金属,再结果形核往往采用这种方式。亚晶核核方式有：A亚晶合并机制：在变形度大且具有高层错能的金属中。B亚晶迁移（boundarymigration）机制：在变形度大,而层错能低的金属中。,.,94,2）长大,再结晶晶核是依靠晶界的迁移而长大的。以弓出方式形成的晶核

37、，当rrc便会借助于界面向高畸变区域长大。以亚晶迁移机制形成的晶核，一旦形成大角度晶界就可迅速移动,扫除其遇到的位错,留下无应变的晶体。晶界迁移的驱动力为新、旧晶粒之间的自由能差。迁移方向总是背向曲率中心，向着畸变区推进，直到完全形成无畸变晶粒。,.,95,2再结晶动力学再结晶动力学：取决于形核率N和长大速率G的大小。再结晶动力学曲线表示TR关系曲线,其特点：(1)恒温动力学曲线呈“S”形(2)有一孕育期(3)等温下,再结晶速度呈现“慢、快、慢”的特点等温再结晶动力学曲线可用Avrami方程进行描述：式5.25再结晶也是一个热激活过程,其速度V与温度T之间关系可用阿累尼乌斯公式描述,即：式5.

38、26和式5.27在两个不同温度下等温产生同样程度的再结晶所需的时间分为,则有：式5.28,.,96,3再结晶温度及其影响因素1）再结晶温度(recrystallizationtemperature)：冷变形金属开始进行再结晶最低温度。测定方法：金相法硬度法实际生产上确定方法：一般TR=（0.350.40）Tm,.,97,一些金属的再结晶温度,.,98,2）影响再结晶的因素,（1）变形程度：变形度增大、开始TR下降，等温退火再结晶速度越快；而大到一定程度，TR趋于稳定。（2）原始晶粒尺寸：其它条件相同时，金属原始晶粒细小，则TR越低，同时形核率和长大速度均增加，有利于再结晶。（3）微量溶质原子：

39、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TR提高。,.,99,（4）第二相粒子：其作用是两方面的,这主要取决于分散相粒子大小与分布。第二相粒子尺寸较大,间距较宽（1微米），促进再结晶。第二相粒子尺寸较小且又密集分布时阻碍再结晶形成。（5）再结晶退火工艺参数：加热速度过于缓慢或极快时，TR上升；当变形程度和保温时间一定，退火温度越高，再结晶速度快；在一定范围内延长保温时间，TR降低。,.,100,4再结晶后晶粒大小再结晶晶粒的平均直径d与形核率及长大速度之间的关系：式5.30。影响再结晶后晶粒大小的

40、因素：1）变形程度的影响变形度很小时，晶粒尺寸为原始晶粒尺寸；临界变形度（criticaldeformationdegree）c时，晶粒特别粗大，一般金属c=28%;当变形度大于c时，随变形度增加，晶粒逐渐细化。2）退火温度T升高，再结晶速度快，c值变小。3）原始晶粒尺寸当变形度一定时，原始晶粒越细，D越小。4）微量溶质原子和杂质元素一般都能起细化再结晶晶粒的作用。,.,101,加热温度与晶粒尺寸,.,102,变形程度对再结晶晶粒尺寸的影响,.,103,冷变形钢板焊缝区的组织和强度,.,104,5.3.4.晶粒长大,再结晶结束后，材料的晶粒一般比较细小(等轴晶)，若继续升温或延长保温时间，晶粒

41、会继续长大。晶粒长大是一个自发过程。晶粒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:（1）正常晶粒长大（normalgraingrowth）:均匀长大（2）异常晶粒长大（abnormalgraingrowth）:不均匀长大，又称二次再结晶(secondaryrecrystallization)；把通常说的再结晶称为一次再结晶(primaryrecrystallization)。,.,105,1晶粒正常长大,1）晶粒长大的方式：长大是通过大晶粒吞食小晶粒，晶界向曲率中心的方向移动进行的。2）驱动力：来源于晶界迁移后体系总的自由能的降低，即总的界面能的降低。也即晶界凸侧晶粒不

42、断长大,凹侧晶粒不断缩小。3）晶粒大小:平均晶粒直径与保温时间关系如式5.32。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。当金属中存在阻碍晶界迁移的因素(如杂质)时,t的指数项小于1/2，则可用式5.33。,.,106,4）影响因素,(1)温度T升高，晶粒长大速度也越快，越易粗化。平均晶粒直径与温度关系如式5.34(2)分散相微粒当合金中存在第二相微粒时,粒子对晶界的阻碍作用使晶粒长大速度降低。正常长大停止时晶粒平均尺寸称为极限平均晶粒尺寸，其值为式5.37，极限平均晶粒尺寸决定于分散相粒子的尺寸及所占的体积分数。当一定、r越小时,极限平均晶粒尺寸越小。利用分散

43、微粒阻碍高温下晶粒的长大，已广泛应用于金属材料和非金属材料中，如：钢中加入V、Ti、Nb等,可形成TiN、TiC、VC、NbC、VN、NbN等粒子有效阻碍高温下钢的晶粒长大；在陶瓷烧结中也常利用分散相微粒防止晶粒粗化。(3)晶粒间位向差一般小角度晶界或具有孪晶结构的晶界迁移速度很小；大角度晶界迁移速度一般较快。(4)杂质与微量元素阻碍晶界的迁移。,.,107,2晶粒异常长大,晶粒异常长大(二次再结晶、不连续晶粒长大)：1）驱动力：来自总界面的降低。2）长大方式：少数晶粒突发性地迅速地粗化，使晶粒间的尺寸差别显著增大。不需重新形核。3）条件：组织中存在使大多数晶粒边界比较稳定或被钉扎（Zener

44、pinning）而只有少数晶粒边界易迁移的因素。这些因素为：（1）再结晶后组织中有细小弥散的第二相粒子，起钉扎作用。（2）再结后形成再结晶织构，晶粒位向差小，晶界迁移率小。（3）若金属为薄板，则在一定的加热条件下有热蚀沟出现钉扎位错。（4）再结晶后产生了组织不均匀现象，存在个别尺寸很大的晶粒。,.,108,5.3.5再结晶退火后的组织,1.再结晶退火后的晶粒大小变形程度退火温度2.再结晶织构再结晶织构(recrystallizationtexture)与原冷变形织构间存在三种情况：（1）与原有的织构相一致（2）原有织构消失而形成新的织构（3）原有织构消失不再形成新的织构再结晶织构理论：（1）定

45、向生长理论（orientedgrowththeory）（2）定向形核理论（orientednucleationtheory）,.,109,3.退火孪晶退火孪晶:不易产生形变孪晶的fcc金属或合金，冷变形后经再结晶退火后形成的孪晶。典型的退火孪晶形态：晶界交角处的退火孪晶贯穿整个晶粒的完整退火孪晶一端终止于晶内的不完整退火孪晶退火孪晶的形成机制：在再结晶晶粒长大时晶界发生迁移出现层错形成的。一般层错能低的晶体容易形成孪晶。,.,110,5.4热加工与动态回复、再结晶冷加工-在再结晶温度以下的变形加工.热加工在再结晶温度以上的变形加工.,5.4.1动态回复和动态再结晶若提高金属变形的温度,使金属在热变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(dynamicrecovery)和动态再结晶(dynamicrecrystallization)。,.,111,1动态回复,1)动态回复时的真实应力真实应变曲线如图（P211）,可将曲线分为三段：第阶段微应变阶段:应力增加很快,但应变量不大(小于1%),加工硬化开始出现。第阶段均匀变形阶段:金属材料开始均匀塑性变形.。伴随加工硬化作用的加强,开始出现动态回复并逐渐加强,其造成的软化逐