铁硅合金的再结晶及力学行为研究-毕业论文

分类号： 密级： 1 U D C ： 编号： 1 工学硕士学位论文铁硅合金的再结晶及力学行为研究硕士研究生：指导教师： 教授学科、专业：材料科学与工程论文主审人： 教授哈尔滨工程大学 年 月分类号： 密级： 1U D C ： 编号： 1工学硕士学位论文铁硅合金的再结晶及力学行为研究硕士研究生：指导教师： 教授学位级别：工学硕士学科、专业：材料科学与工程所在单位：材料科学与化学工程学院论文提交日期：年1月论文答辩日期：年3月12日学位授予单位：哈尔滨工程大学 铁硅合金的再结晶及力学行为研究摘 要铁硅合金具有优良的磁学性能，已被广泛应用于电力和电讯工业磁性材料的制造。随着铁硅合金中硅含量的增加，铁硅合金的磁学性能得到大幅的提高。然而，高硅含量在提高合金磁性能的同时使合金的脆性大幅增强，而难以用常规的热轧和冷轧加工方法制备，这严重限制了高硅合金的应用。已有的大量研究结果表明，使材料的组织定向化并优化界面结构是改善和提高材料性能的有效手段。本文以Fe-6.5wt%Si和Fe-6.06wt%Si两种高硅铁硅合金为研究对象，首先研究不同变形量的铁硅合金在等温退火过程中退火工艺对其显微结构的演变情况、织构及晶界分布情况。在此基础上，研究不同定向退火工艺对合金显微结构演变的影响，并对不同退火条件下合金的力学性能进行了评估。研究结果表明.铁硅合金在等温退火条件下，随着温度提高显微结构演变过程分为回复阶段、再结晶阶段和晶粒尺寸长大阶段，当加热温度超过1000时开始发生二次再结晶现象。随着热处理温度提高、保温时间的延长以及变形量的增大，再结晶速度和晶粒尺寸长大越快。 铁硅合金的再结晶处理过程降低了材料内部的小角度晶界比例以及晶界元素和杂质的偏聚，并消除了晶内位错等缺陷组织，使其硬度下降；再结晶退火处理在一定程度上可以提高铁硅合金的延伸率和抗拉强度，在700热处理时达到最大抗拉强度770MPa。高温退火后晶粒粗化，会降低它的力学性能。在700等温退火完全再结晶后产生相对集中的立方织构001，重合点阵晶界13数量大幅度减少，而随后850的退火时立方织构数量大量减少，重合点阵晶界13数量增长了一倍，表明随着再结晶过程的进行，随着晶粒的长大晶界特征分布发生变化。70%变形量铁硅合金的再结晶激活能为181kJ/mol。 利用定向退火方法成功地制备出长径比为10左右的柱状晶，通过一系列退火实验发现当在1000左右定向退火、抽拉速率在5-8m/s时会出现比较明显的柱状晶组织，在950以下及1100以上退火温度和其他抽拉速率时并不能得到较为明显的柱状晶组织。70%变形量试样在定向退火处理后小角度晶界含量（6.5%）与普通退火时相比明显降低。重合点阵晶界13含量增多（可达31%），多数分布于柱状晶沿晶粒生长方向的晶界两侧，大量13晶界的聚集会导致晶粒受热时无法向垂直抽拉方向生长，只能沿定向退火方向生长，可见柱状晶是由晶粒的择优取向生长形成的。柱状晶晶界处的晶界大多数为低CSL晶界（其中以3、5和13为主）。铁硅合金在定向退火后会出现比较明显的面织构102（27%），初次再结晶时形成的立方织构几乎消失殆尽，组织中高斯织构110含量（15%）上升，多数为长大的柱状晶粒，可见具有高斯取向的晶粒在二次再结晶容易发生异常长大。Fe-6.5wt%Si经定向退火处理后，其试样中小角度晶界及低CSL晶界(329)含量与随机取向晶粒相比明显上升，较高含量的小角度晶界和低CSL晶界使得Fe-6.5wt%Si可以冷轧加工到30%变形量。由此可见，定向再结晶处理优化了铁硅合金的晶界结构从而提升其变形能力。关键词：铁硅合金；晶界特征分布；定向退火；织构；变形IABSTRACTIron-silicon alloys have been widely applied on electric power and telecommunications industries due to their excellent magnetic properties. With the increase in silicon content, the magnetic properties can be improved significantly. However, high silicon content can also make the alloys more brittle, making it hard to form. This severely hinders the application of high silicon alloys. Previous researches show that the forming properties of alloys can be improved significantly through controlling the microstructures, specifically directional microstructure and special grain boundary characterization. In this thesis, recrystallizations of Fe-6.5wt% Si and Fe-6.0wt% Si are investigated during both iso-thermal and directional annealing. The main focuses are on the effects of annealing parameters on the microstructure evolution, including the texture and grain boundary character distribution. The mechanical behaviors of alloys after iso-thermal and directional annealing are also evaluated.The research results indicated that under isothermal annealing, the microstructure evolution includes the typical recovery, recrystallization and growth stages. Above 1000, abnormal grain growth can be observed. The grain size and grain growth rate increase with the increase in temperature and annealing time.During recrystallization, the fraction of small angle grain boundaries decreases. The numbers of defects, such as dislocations are also decreased during recrystallization, leading to a decrease in hardness of alloys and a slight increase in elongation. Grain coarsening after annealing at high temperature lowers the mechanical properties. Isothermal annealing at 700 leads to the formation of cubic texture and a decrease in the number of CSL 13 grain boundary,the tensile strength of Iron-silicon alloys in this tempreture is 770MPa.However, increasing the annealing temperature to 850 leads to a decrease in cubic texture while an increase in the number of CSL 13 grain boundaries. These indicate that the formation of grain boundary is dependent on the annealing temperature and recrystallization processes.The Recrystallization activation energy of Iron-silicon alloys with 70% deformation is 181KJ/mol.Columnar grain structures with grain aspect ratio of 10 are successfully obtained through directional annealing. With a annealing temperature of 1000 and withdrawing velocity of 5-8m/s, the largest aspect ratio of grains can be obtained. Below 950 and above 1100, it is hard to obtain the structures composed of columnar grains. In the specimen with 70% thickness reduction, directional annealing leads to a smaller amount of small angle grains and larger amount of CSL 13 grain boundaries, as compared to that in the isothermal-annealed specimen. While in the forged specimen, directional annealing produces a grain boundary character distribution with a high frequency of both low angle and low coincidence site lattice boundaries. A thickness reduction during cold rolling of 30% can be obtained in the resulting material.Keywords: iron silicon alloy；grain boundary character distribution；directional annealing；texture；deformationIII目 录第1章 绪论11.1铁硅合金的发展现状11.2显微结构对于铁硅合金性能的影响21.2.1显微结构以及晶界结构对材料性能的影响21.2.2组织定向化处理对于铁硅合金性能的影响31.3合金的再结晶机理51.3.1再结晶的形核过程61.3.2再结晶动力学71.3.3 影响再结晶的因素81.4晶粒的长大现象91.4.1晶粒的正常长大及其稳定形貌91.4.2晶粒的异常长大111.5晶界的迁移121.5.1晶界迁移机制及其影响因素121.5.2晶界迁移的热力学和动力学121.6本文的主要研究内容16第2章 实验方法192.1本文实验的基本思路192.2实验所用材料192.3实验设备及实验方案202.3.1退火处理设备202.3.2试样的光学组织分析及硬度、拉伸试验222.3.3电子背散射衍射设备及微观取向分析23第3章 铁硅合金的再结晶过程及其影响因素253.1铁硅合金的再结晶过程253.2影响铁硅合金再结晶过程的因素253.2.1热处理温度对再结晶显微结构的影响253.2.2退火保温时间对再结晶显微结构的影响293.2.3不同变形量对再结晶显微结构的影响303.3铁硅合金再结晶过程中的晶界特征分布及晶体学织构变化353.3.1热轧态铁硅合金的晶界结构及织构变化353.3.2锻造态铁硅合金的晶界结构及织构变化443.4铁硅合金再结晶退火后力学性能变化463.5铁硅合金的再结晶动力学473.5.1铁硅合金退火时再结晶的体积分数随保温时间的变化473.5.2铁硅合金再结晶激活能的计算523.6本章小结53第4章 铁硅合金的定向再结晶研究554.1定向凝固技术与定向再结晶技术554.2铁硅合金定向再结晶的影响因素564.2.1退火温度对定向再结晶的影响564.2.2抽拉速率对于定向再结晶的影响594.3 铁硅合金定向组织晶界结构及织构分布特点634.3.1 70%变形量铁硅合金的定向组织晶界结构及织构分布特点634.3.2 锻造态铁硅合金的定向组织晶界结构及织构分布特点684.4本章小结73结 论75参考文献77攻读硕士学位期间发表的论文和取得的科研成果84致谢85第1章 绪论第1章 绪论1.1铁硅合金的发展现状 含硅量高的铁硅合金也叫做高硅钢，它是制造发电机、变压器、继电器、电动机以及其它电器仪表设备的重要磁性材料1。Fe-6.5wt%Si是硅含量为6.5%的铁硅合金，它因磁学性能良好而常用于制造高频铁芯。如今铁硅合金在大批量的生产过程中硅含量一般不会超过4%，当铁硅合金中的硅含量达到6.5%时其磁致伸缩急剧下降，所以Fe-6.5wt%Si是用来制造低铁损、低噪音的理想铁芯材料。经数据统计，Fe-6.5wt%Si与无取向硅钢和取向硅钢相比具有更低的铁损和磁致伸缩系数，相对于取向硅钢来说，在高频率条件下这一点尤其明显2。由此可见，Fe-6.5wt%Si能在较高频率下实现低铁损和无噪音化。美中不足的是Fe-6.5wt%Si在室温下具有较高的脆性，将断裂的合金进行断口扫描后发现是典型的晶间断裂，这对它的机械加工性能产生了不利影响3。Fe-6.5wt%Si的机械性能主要表现为抗拉强度，屈服强度以及延伸率等，而铁硅合金的剪切性能对于它的加工性能来说也很重要。AES断口实验表明在Fe-6.5wt%Si晶界处存在大量的氧，这会导致合金的晶界处发生氧化，而晶界氧化大大降低它的冲剪加工性能。一般情况下为了保证铁硅合金的加工性能，组织中氧偏聚量不得超过30%，而一定程度上的碳偏聚和少量硼元素的加入有利于提高其加工性能4。目前比较常用的冲剪加工方法是小冲剪间隙和加热冲剪法，它们可以有效地避免在冲剪过程中由于应力集中引起的加工不稳定。为了保证铁硅合金的可加工性，通常先对其进行机械加工，然后再热处理4。另外，为了防止产生裂纹和断裂，在对铁硅合金切割时通常采用线切割。高硅钢的力学性能和加工性能并不尽如人意，原因是随着合金中硅含量的升高（尤其是大于5%以后），材料的塑性和韧性会大幅度下降，这样使其加工性能恶化。虽然如此，高硅钢具有优良的磁学性能，而且应用前景广泛，使得人们对高硅钢进行大量的研究工作。一般地，高硅钢的脆硬性使其没有办法使用普通的轧制技术来制备5，目前较新的高硅钢制备工艺主要有：快速凝固工艺和CVD工艺，其中快速凝固工艺包括急冷制带法和喷射成型法。杨劲松和谢建新提出了双带法快速凝固的工艺技术6，该工艺技术的特点是能够实现金属带双面冷却，而且可以调节凝固区的形状与尺寸。喷射成型工艺是将液态金属沉积到接收器上，直接制备成一定形状的产品。CVD工艺技术则是利用硅钢片表面和硅化物之间的高温反应使得硅元素富集在表面上，1988年日本的NKK公司开发并利用该工艺，成功制造出后0.1mm-0.5mm的Fe-6.5wt%Si硅钢片7。11.2显微结构对于铁硅合金性能的影响1.2.1显微结构以及晶界结构对材料性能的影响铁硅合金具有较大的脆性，我们希望提高它的加工性能。众所周知，控制合金的显微结构可以使其力学性能和加工性能得到提高。我们可以通过热处理方法使得变形后的合金生成细小密排的晶粒，根据细晶强化原理，组织中细小均匀的组织可以提高材料的强度和塑性，并能有效地防止裂纹扩展。所以，材料中的晶粒越细小，材料的力学性能和加工性能也就越强。 对于合金晶粒细化的方法，除了热处理方法之外，现有比较常见的细化晶粒方法有：形变处理细化法、快速冷却细化法以及添加变质剂细化法等。目前对于镁合金晶粒的细化，人们通常采用等通道角变形(ECAP)的方式来获得细密的组织8，该组织消除了铸造中产生的缺陷，使得延伸率得到了提高。因此通过镁合金晶粒细化可以优化其力学性能和加工性能9-10。然而，晶粒尺寸和材料的屈服强度并不是严格成反比的，图1.1为镁合金经ECAP变形后退火处理其晶粒尺寸与屈服强度的关系图11，图中屈服强度随晶粒尺寸长大没有表现出一致下降的趋势，其原因是除了晶粒尺寸，变形时形成的织构对力学性能也有影响，高温退火处理使织构分散化，屈服强度下降。还有不少人员12-17利用单辊旋铸和快速凝固法来细化合金晶粒，而且他们发现过冷度越大，晶粒尺寸越细小。帅歌旺等人18通过机械合金化方法来制备过饱和铜铁固溶体粉末，发现随着球磨时间的延长基体内部产生应变从而导致晶粒细化。Xie 等19在 Cu-8wt%Fe合金中添加 Ag元素导致-Fe和液相Cu 之间的界面能减小，从而有效细化了铜铁合金的组织，银元素的添加可以降低铁在铜中的固溶度，提高了合金的强度与导电性。材料退火时会发生一次再结晶，在原变形集体中会产生等轴细小的晶粒，当再结晶完全时变形态组织以及基体中的缺陷组织全部消失，细小密排的等轴晶能够改善材料的性能。一般来说再结晶处理可以使材料的位错密度和残余应力降低，在一定程度上使材料软化提高其塑性，故可利用一次再结晶提高铁硅合金的塑性和延伸性。现在不少人员20-24 对不同材料（例如镁合金，铝合金，铜和合金钢等）的再结晶组织结构和晶界分布特征以及再结晶织构进行了研究，得出了再结晶的热处理工艺参数对于显微结构和织构分布的关系，除了材料的显微结构和晶粒尺寸，晶界结构和晶体学织构分布对材料的性能也有很大的影响。高硅钢的高含硅量导致其具有很大的脆硬性，目前对于高硅钢广泛应用的还是其磁学性能，铁损和磁感是表征磁学性能的因素，硅钢的铁损和磁感与其显微结构（尤其是晶粒尺寸）以及织构分布情况有关25-29。材料一次再结晶之后所形成的织构分布对于后续高温退火形成二次再结晶有重要影响，粗大晶粒的取向可以改善材料的磁学性能。我们可以将同样的研究方法应用于硅钢。目前，Hai-Tao Liu等人30 研究了6.5Si高硅钢片的再结晶织构以及磁学性能，还有不少人员对铁硅合金的晶界迁移以及晶界分布特征进行了研究，Morawiec等人31 对铁硅的合金异常Goss晶粒长大进行了计算机模拟，结果表明若想要一个晶粒可以连续的长大，围绕这个晶粒的晶界最少要有30%左右的晶界为高晶界迁移率的晶界。关于铁硅合金的二次再结晶，二次再结晶虽然无法明显提高材料的综合性能，但是它对于硅钢获得高强度的高斯织构有着非常重要的影响，这有利于提高硅钢的磁导率。Harase32 在研究发现Fe-3wt%Si合金中不存在沉淀相和溶质原子，因此二次再结晶不能够发生。对于没有抑制晶粒生长粒子材料，在退火过程中出现晶粒正常均匀的长大而使晶粒粗化，当抑制晶粒生长的粒子存在的情况下，当加热温度未达到1050时，材料保持具有细小的组织结构。退火温度在高于1050时，第二相粒子发生粗化，晶粒出现了异常长大现象，以至于晶粒尺寸变得非常大。可见晶粒发生异常长大的条件是基体中存在抑制正常晶粒生长的因素。图1.1 镁合金变形处理退火后晶粒尺寸与屈服强度的关系曲线121.2.2组织定向化处理对于铁硅合金性能的影响所谓合金的组织定向化处理，就是利用定向凝固或者定向退火技术来获得柱状晶体的一种处理方法。当今合金比较常用的定向化处理方法主要有定向凝固和定向再结晶两种。柱状晶具有密排性和严格的各向异性，对于改变材料某个方向的力学性能有影响。定向凝固技术是通过单一方向散热，使凝固从材料的一端开始，向定向凝固散热方向进行，最后获取柱状晶的一种技术。定向凝固技术是获得定向化组织最常用的手段，其组织具有很多重要的特性33-34，其组织在某一方向上的性能优于一般的共晶组织，而且在高温条件下具有较好的抗蠕变性能和抗疲劳性能。图1.2为NbTiS合金钢定向凝固之后的金相组织图片35，从图片中可以看出组织呈柱状晶形态，晶界非常平直，柱状晶生长的方向为定向凝固处理时材料运动的方向，材料沿该方向的力学性能较强。可利用定向技术生产涡轮叶片，柱状晶方向和叶片的最大承载方向保持一致，这样可以显著提高叶片的使用寿命。此外，具有铁磁性的铁硅合金沿100方向具有最大磁导率，用定向技术获取的柱状晶晶轴是100方向的，所以铁硅合金是良好的磁性材料。对于合金的定向化处理，陶春虎和张卫方等人36 研究了定向凝固和单晶高温合金的再结晶，他们采用的顺序凝固法减少了横向晶界处裂纹的形成，大大增强了叶片的使用寿命和防震能力。卢百平和刘林等人37 对高温合金电磁成形定向凝固柱状晶组织及形成条件进行了研究，该技术利用感应器产生的涡流加热熔化固态金属，并利用在熔体表面产生的电磁压力约来束熔体成形。目前不少学者对Fe-6.5wt%Si合金的定向凝固进行了研究38-40，成功地做出了柱状晶的显微结构，Huadong Fu等人38-40 对于定向凝固后的Fe-6.5wt%Si合金进行了研究，发现加B后的柱状晶组织可以提高强度和塑形，还发现所制备出的柱状晶组织可以显著提高高硅钢的磁学性能。定向退火是将材料沿一个方向加热，使得晶体沿温度梯度方向生长，最后获得柱状晶的一种技术。定向再结晶技术是指利用定向退火的方法在不将材料熔化的情况下，控制材料再结晶晶粒长大的方向，以获得具有定向显微结构或者单晶的技术41。最早的定向再结晶技术是被用来制取单晶钨丝的42。在国外，J Li, S.L Johns, I Baker等人43-44 对冷轧多晶镍的定向再结晶进行了研究。他们在研究中发现多晶镍柱状晶的长大是二次再结晶过程，而且在加热区间的前端生成了细小均匀的等轴晶，由此可以推断出在热影响区的前端先发生了再结晶。等人45-51已经利用定向退火技术将纯铁和Fe-6.5wt%Si合金做出柱状晶组织，他提出了长径比的概念，并具体研究了定向再结晶的退火温度、抽拉速率以及温度梯度对于柱状晶显微结构的影响。图1.3为纯铁以及Fe-6.5wt%Si合金经过定向退火后产生的柱状晶组织。研究发现，纯铁在700-900之间定向退火可以获得柱状晶组织，抽拉速率为5 m/s时，柱状晶的长径比最大47-50；Fe-6.5wt%Si合金在1050-1200的退火温度之间会出现柱状晶组织，抽拉速率为5 m/s时，柱状晶的长径比最大45,46。等人47还分析了定向退火后的纯铁和铁硅合金的晶界分布特征和织构特征，研究发现细小的等轴晶与柱状晶交界处晶粒开始长大的地方大部分都是小角度晶界或低重合位置点阵晶界。在定向退火柱状晶连续迁移时，在柱状晶前端碰到小角度晶界或者孪晶界的晶粒，它们对于晶界迁移具有比较强的钉轧作用，所以这些晶界很难发生迁移。如果这个晶粒的体积很小无法阻碍晶界迁移，柱状晶的晶界迁移会绕过该晶粒继续向前，其结果是导致在柱状晶内形成岛状晶粒。很多试验研究52,53 表明定向再结晶技术可以获得定向柱状晶或单晶,Humphreys等人54 研究了热处理参数对MA-6000合金定向再结晶结构变化的影响。由此可见，在定向退火过程中采用合适的热处理工艺参数可以获得具有大比例值的柱状晶晶体结构，被拉长了的晶粒延垂直方向具有110的取向，根据上文所说，该晶体学取向有着良好的磁性，可用于制作磁性材料。图1.2 NbTiS合金钢定向凝固组织形态35ba图1.3 定向退火后产生的柱状晶组织47a.纯铁材料 b.Fe-6.5wt%Si合金 1.3合金的再结晶机理55合金在经过冷变形后加热到一定的温度并且保温一段时间，在原变形基体中生成无畸变细小等轴晶粒，这个过程叫做再结晶。再结晶过程可使变形后的金属回复为原来软化的状态。再结晶包括形核与长大两个基本的过程，生产中利用再结晶来消除加工变形的影响，我们把这种工艺叫做再结晶退火。1.3.1再结晶的形核过程对于再结晶的形核问题存在着许多不同的看法，我们把储存能定义为再结晶形核的驱动力，出现的界面定义为阻力，用热力学分析方法我们得出了再结晶的核心临界尺寸，但计算和实验结果相差太大。随着透射电镜等技术的发展以及对不同合金材料的观察，人们主要提出了三种再结晶的形核机制。1.弓出形核机制弓出形核机制常发生在在小变形量的条件下，小的变形量导致材料变形不均匀，晶粒间的位错密度差别较大，此时晶界中的一部分向位错密度较高的一边弓出如图1.4所示。当位错经过某一区域储存能释放，该处就会成为再结晶核心。2.亚晶合并机制变形量比较大的高层错能金属一般通过亚晶合并机制来产生再结晶核心，采用亚晶界的Y过程或相邻亚晶之间的转动以及多边化方式，使小亚晶合并成为大亚晶，其过程如图1.5所示。随着亚晶尺寸增大，它与周围其它亚晶的位相差也增大，最后变成了大角度晶界。当组织中的位错被大角度晶界清除后剩下无畸变基体，此处可能形成再结晶核心。3.亚晶蚕食机制在变形量很大的低层错能金属中，其扩展位错的宽度较大且不易聚集，很难发生交滑移，这样就导致了位错密度很高。在高密度位错区域中，亚晶的形成是通过位错攀移和重新分布实现的。亚晶界位错密度的增大会引起大角度晶界数量的上升。和亚晶合并机制一样，大角度晶界会快速清除基体中的位错，留下的基体储存能释放并形成再结晶核心。图1.4 弓出形核机制示意图低位错密度高位错密度图1.5 亚晶合并机制示意图551.3.2再结晶动力学对于金属再结晶的动力学，学者们已经做过大量的研究。武汉理工大学的叶卫平等人56 在位错理论的基础上提出了涉及到晶界迁移能、再结晶晶粒的平均尺寸和位错密度等物理参数的再结晶动力学模型，并用此模型验证了不同变形量的钢在退火时的再结晶过程。随着变形量的增大，储存能升高，再结晶越容易发生，所以完成再结晶所用的时间也就越短。西北有色金属研究院的周伟等人57 对钽钛合金再结晶的动力学进行了研究，并利用Arrhenius公式计算了钽钛合金再结晶的激活能。图1.6为变形量为55%的钽钛合金在不同温度热处理时的再结晶动力学曲线，从图中可以看出热处理退火温度越高，合金的再结晶速度越快。图1.6 钽钛合金再结晶动力学曲线57 目前公认再结晶的动力学曲线可以用阿弗拉密方程来描述 (1.1) 式中B和k为常数，k取决于再结晶形核率的情况，在再结晶是三维的情况下，k的值在3-4之间。在阿弗拉密方程中B和k的值用实验法可求得。将式（1.1）移项并两边取自然对数，有： (1.2)两边再取对数，有： (1.3) 经大量实验证明，lgln(1-Xv)-1与保温时间t呈线性关系，这说明用阿弗拉密方程拉描述再结晶的体积分数和保温时间的关系切实可行。 冷变形后的金属是热激活的过程，再结晶时的速度符合阿累尼乌斯公式，有： (1.4)金属再结晶时的速度与出现某一体积分数XV所需的时间t成反比，故有： (1.5)式中A为比例系数，两边同时取对数得到： (1.6)式（1.6）为直线方程，所以ln(1/t)和1/T是呈线性关系的。可由直线的斜率求出金属的再结晶激活能。1.3.3 影响再结晶的因素对于金属材料的再结晶过程，金属学者们认为影响再结晶的因素主要有热处理温度、金属材料的变形度、微量溶质原子、材料的原始晶粒尺寸以及分散相粒子，下面我们主要针对这五个因素展开讨论。1.温度由1.3.2节的公式可以看出金属的热处理温度与再结晶速度成反比，温度越高，用时越少。可见温度对于再结晶速度的影响是很大的。2.变形度金属的变形量越大，储存能越多，它的再结晶驱动力也就越大，所以再结晶温度越低，导致再结晶的速度变快。当金属的变形量达到一定程度时，再结晶的温度基本保持不变。工业中的纯金属经过冷变形处理后再结晶退火处理，根据公式：T再=0.4T熔可计算出该金属的开始再结晶温度，也就是最低再结晶温度。其中T再是最低再结晶温度，T熔是该金属的熔点。3.微量溶质原子据研究显示，材料中存在的微量溶质原子对于其再结晶有很大的影响。溶质原子与位错和晶界存在着交互作用，它在位错和晶界处偏聚，对于位错的运动以及晶界的迁移有阻碍作用，不利于再结晶的形核长大，这使得再结晶温度升高。4.原始晶粒尺寸通常同种材料在相同变形量和加热温度情况下，其原始晶粒尺寸越细小，它的抗变形能力越大，冷变形后的储存能越多，再结晶的温度也就越低。相同的变形量，晶粒越细小，晶界的总面积也就越大，形核率也增大，所以再结晶速度加快。5.分散相粒子一般情况下，分散相粒子之间的距离与再结晶完成的时间成反比。大距离的分散相加速再结晶的原因是亚晶生长过程中，晶界边界性质发生了变化，亚晶与临界亚晶的位相差不断增大，一直增大到大角度边界出现，完成了形核。由于第二相粒子的存在会加速形核，对再结晶有促进作用。如果第二相的间距很小，亚晶生长成为大角度晶界的临界取向差之前就和第二相粒子相遇，第二相粒子起了钉扎作用，减慢了亚晶的生长速度，这样就阻碍了再结晶的形核。1.4晶粒的长大现象经过冷变形后的金属完成再结晶过程后，此时如果继续加热，晶粒会发生长大现象。一般来说晶粒的长大可以分为正常长大和异常长大，晶粒的异常长大又称为二次再结晶。1.4.1晶粒的正常长大及其稳定形貌再结晶刚完成的时候基体组织为细小均匀的晶粒，将加热温度升高或者延长保温时间时，晶粒可长大到很大的尺寸，一般我们把晶粒连续均匀的生长过程称为晶粒的正常长大。关于对晶粒长大现象的研究，很多学者做了比较细致的研究：Antonione等58 和Kurtz59 等利用等温退火实验研究了晶粒长大过程，Antonione对纯铁晶粒的长大现象进行了研究，发现晶粒尺寸的分布规律近似符合对数正态分布，而Kurtz对NiZn合金的研究得到了类似的结果。Hsun Hu，BBRath60对纯铁的晶粒长大过程进行了比较系统的研究，发现在常温下随着温度的升高晶粒长大指数会上升。FXGil等61 研究纯钛的晶粒长大规律，发现其长大指数约等于0.5。晶粒长大的驱动力是晶粒长大前后的总界面能差。前面1.2.1节提到过，具有细小晶粒组织的材料比具有粗大晶粒组织的材料具有更多的晶界，故界面能高。所以晶粒的长大过程使自由能下降，是自发的过程。晶粒在长大的过程中，界面能高的小晶粒向界面能低的大晶粒转化，最终大晶粒形成多边形的稳定形貌。关于晶粒稳定形貌的研究，FCHull62和Palmer等63发现当晶粒的边界数趋近或者等于6时，晶粒趋于稳定状态。在晶粒体积相同的情况下，球形晶粒的晶界面积是最小的，但这样会出现很多的间隙。实际上晶粒的平衡形态应该是呈是四面体，当三个晶粒相交于同一条直线上时，二维晶粒的形状如图1.7所示，由作用于O点的平衡张力有： （1.7）即 （1.8）通常情况下比界面能为常数，所以有 （1.9）所以晶粒的平衡形貌如图1.8所示，图中的三条直线相交所成晶界的晶界角为120。实际的二维晶粒组织形态如图1.9所示，比较大的晶粒一般都是六边或六边以上，而较小的晶粒往往少于六边。晶界角为120时可以保证界面张力平衡，所以小晶界的界面会向外凸出，相反大晶粒会向内凹，这样在晶界迁移过程中会导致大晶粒吞并小晶粒，这也是晶粒长大的微观机理。图1.7 三晶粒相交处表面张力和界面角的关系55 图1.9 晶粒的长大示意图55图1.8 二维晶粒的稳定形貌551.4.2晶粒的异常长大晶粒的异常长大又称作是二次再结晶或不连续长大。关于晶粒的异常长大现象有很多理论研究，它们认为晶粒的异常长大与晶界迁移、位错分布、织构的分布以及基体中第二相的钉扎有关64-65。通常情况下，界面能的下降为晶粒的异常长大提供了驱动力66-67，它常发生在多晶体材料的一次再结晶之后，晶粒的异常长大有时会伴有强织构的出现，例如在取向硅钢中制备Goss织构。晶粒发生异常长大时，晶体中大部分晶粒的生长收到了抑制，只有少数晶粒快速长大，使得这些晶粒与其它晶粒之间的尺寸差别特别大，直到这些晶粒相互接触为止。一般来说没杂质含量较少、晶体呈理想状态排列的材料很难出现异常长大68，发生异常长大的晶粒比基体中其它晶粒具有某种特别的优势，使得它们优先长大，形成了二次再结晶。经研究发现，二次再结晶经常发生在以下三种情况：1.金属在冷变形过程中出现了形变织构，初次再结晶之后，金属获得了带有织构的再结晶组织，也称作再结晶织构。在该组织中，再结晶后的晶粒取向相近，大角度晶界的数量很少，晶界迁移率低，仅存在少数晶粒可以发生二次再结晶现象，这些晶界是具有高迁移率的大角度晶界。2.再结晶完成之后，组织中存在着弥散分布的第二相粒子，这些第二相使得材料在继续退火时已经长大的晶粒难于再生长。如果第二相粒子在局部区域分布的较少，则在此处的晶粒就会继续长大。进一步升高退火温度，这些晶粒就会突然长大，形成了二次再结晶。3.金属薄板在加热时，由于表面张力的作用，界面与薄板相交处会出现向板内凹陷的情况，凹陷形成的沟槽成为表面热蚀沟。表面热蚀沟使的大多数晶界被钉扎，只有少数晶界能够迁移，长此以往少数晶粒长大并吞并其它小晶粒发生了二次再结晶。1.5晶界的迁移晶界是多晶体材料的可动界面，在驱动力的作用下会发生运动，晶界运动的形式主要包括滑动和迁移。晶界迁移对材料的变形、相变、再结晶、以及冷热加工过程都有重要的影响。多晶体材料中再结晶和晶粒的长大主要是靠晶界迁移完成的。晶界的迁移决定了材料在热处理过程中显微结构的变化，例如材料在轧态、再结晶形态以及晶粒的长大过程中显微结构的变化都是由晶界迁移引起的。显微结构的表征包括晶粒的形态分布、晶体学织构以及晶粒尺寸大小等，这些对于材料的力学性能和物理性能有着重要的影响作用。1.5.1晶界迁移机制及其影响因素晶粒长大的内因是晶界的迁移，而晶界迁移是晶界两边原子跃迁的过程。可以利用位错理论解释小角度迁移是通过位错的滑移和攀移完成的69。而大角度晶界的迁移过程可以用两个相邻晶粒的原子在晶界处跃迁模型来解释。有证据表明70，晶界可以通过晶界的缺陷如位错、台阶等的运动来实现迁移。在一些情况下，原子间相互迁移会导致晶界的迁移和滑移同时发生70。晶界上原子的堆积密度远小于完整的晶体内部的堆积密度，故在晶界上存在自由体积和过剩体积，这会在晶界上形成溶质气团并且阻碍了晶界的运动。最近，Schmidt等人71 利用三维同步辐射Xray技术观察并表征了铝再结晶时晶粒长大的过程。发现晶粒的长大并不规则，而是通过局部晶界的迁移过程完成的。研究发现，这种不规则局部晶界迁移过程可理解为典型的晶粒长大方式，它和传统模拟晶粒长大过程完全不同。可见材料的杂质粒子以及晶粒取向的分布对于晶粒的长大有影响。关于晶界迁移的影响因素，周自强等人72 认为晶界结构对于晶界迁移有很大的影响，他们将不同晶界结构的纯铝在不同热处理工艺参数下进行加热，并测定其晶界迁移的情况。研究发现在较高的热处理温度下更易发生晶界迁移现象而且晶界迁移很依赖于晶界结构。晶界迁移速度和迁移位移随晶界取向的增大而增大，但在小角度晶界以及特殊角度晶界(例如CSL晶界),它们的晶界迁移速度和晶界迁移位移很低。1.5.2晶界迁移的热力学和动力学对双晶中单个晶界迁移进行研究，晶界驱动力为P，晶界的移动速度为v，发现晶界迁移速率v同晶界迁移驱动力P满足线性关系v=MP，M为晶界迁移率。其中，晶界迁移驱动力P决定了晶界迁移的热力学特性，晶界迁移率M则决定了晶界迁移的动力学特性77-74。1.5.2.1迁移晶界驱动力 研究表明，晶界迁移的驱动力主要由以下三部分构成75-76： （1.10）其中Gv代表材料基体中的储存能；Gb表征晶界能的降低，由晶界面积的减少所提供的能量；Gs是材料的表面能。图l.10是原子通过晶界跃迁过程的示意图。其中，G1为原子从一个晶粒跃迁到另一个晶粒所需要的能量；G为原子在两个晶粒中的自由能差，也就是原子跃迁的驱动力。不同的晶粒自由能差在晶粒再结晶长大过程中通常是由位错和点缺陷等变形储存能来提供。图1.11给出了单相多晶材料中的两个晶粒之间晶界的迁移过程。如果面积为a的晶界移动一段距离d,则体系自由能的变化是： （1.11） 作用在晶界上的压力F=dGdx，驱动力P=Fa，则有： （1.12）G的单位用Jm3或Jmol表示，而驱动力P的单位为Nm2。若相邻两个晶粒直径为R1和R2，则产生的驱动力为： （1.13）对于一个孤立的晶粒可以认为R1=R2,所以晶界迁移的驱动力可以表示为 （1.14）式中为晶界能。图1.10 晶界两侧原子跃迁能态示意图77 (a)为能态，（b）为原子迁跃图1.11 作用于晶界上的驱动力781.5.2.2晶界能由以上分析可知晶界迁移的驱动力很大程度上取决于晶界能，而晶界能又受晶界结构的影响。根据相邻晶粒之间不同的位向差将晶界分划成小角度晶界和大角度晶界，一般地，我们将位向差小于15的晶界称作是小角度晶界，将位向差大于15的晶界称作大角度晶界。小角度晶界与大角度晶界的结构不同，所以它们的晶界能也不同，小角度晶界的晶界能小于大角度晶界的界面能。Read和Shockleyt79 以位错理论模型为根据提出了取向差和晶界能之间的关系公式： （1.15）其中是两个相邻晶粒间的错配角，和A是常量。由下式确定： （1.16）式中代表最大晶界能，代表最大晶界能时所对应的晶界角。大角度晶界根据重合点阵（简称CSL）模型可以分为随机晶界和特殊晶界两种。特殊晶界是指重合位置点阵占总体点阵比例较小的CSL晶界，其大角度随机晶界的晶界能在某些特殊的晶界上会出现一些极小值点，它们对应着孪晶界或者低值的重合点阵晶界，这些晶界上的原子具有较低的晶界能。目前对于临界值的判定没有形成统一认识80。原因是晶界结构是由5个自由度来表征的：有三个自由度表征晶界的取向差，除此之外还有另外两个自由度用来表征晶界面法向81。而CSL模型只可以表征出晶界取向差的自由度，所以即便是值很小，晶界能对晶界值的作用还