《回复和再结晶》PPT课件.ppt

5.3 回复和再结晶,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。根据其显微组织及性能的变化情况，可将这种变化分为三个阶段：回复、再结晶和晶粒长大。,1.冷变形金属在加热时的组织和性能变化 2. 回复 3. 再结晶 4. 晶粒长大 5. 再结晶织构与退火孪晶,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 回复（recovery):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变形晶粒的过程； 晶粒长大 ：指再结晶结束后晶粒的长大过程。 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,性能变化,冷变形金属在退火过程中的性能和能量变化如下图所示：,1.力学性能 (1) 硬度（hardness）和强度（strength）:回复阶段,变化不大,再结晶下降较大 (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）:回复阶段，电阻率明显下降。 (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. 亚晶粒尺寸：回复前期变化不大，后期显著增大； 5. 储存能释放（release of stored energy）,5.3.2 回复,（一）回复动力学 在回复阶段，材料性能的变化是随温度和时间的变化而变化的，下图所示是相同变形程度多晶体铁在不同温度下的回复动力学曲线。图中纵坐标为余应变硬化率(1R)。R为屈服应力回复率， 其中s 、 r和0分别代表变形前、变形后以及回复后的屈服应力。显然屈服应力回复程度R愈大，则剩余应变硬化率(1R)越小。,回复过程是一个驰豫过程，具有以下特点： 回复过程在加热后立刻开始，没有孕育期； 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； 加热温度越高，最终回复程度也越高； 变形量越大，初始晶粒尺寸越小，都有助于加快回复速率。,回复特征通常可用一级反应方程来表达，即： （1） 式中t为恒温下的加热时间，x为冷变形导致的性能增量经加热后的残留分数，c为与材料和温度有关的比例常数，c值与温度的关系具有典型的热激活过程的特点： （2） 式中Q为激活能，R为气体常数(8.3110-3J/kgmolK)，c0为比例常数，T为绝对温度。将式（2）代入方程（1）中并积分，以x0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，由其斜率即可求出回复过程的激活能Q。 铁的回复实验表明，短时间回复时，其激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。,(二) 回复机制 （1）低温回复 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发生明显下降。 （2）中温回复 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，部分异号位错发生抵消，因此位错密度略有降低。 （3）高温回复 变形金属在较高温（0.3Tm）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在不同滑移面上竖直排列的位错墙以降低总畸变能。,多边化过程的驱动力主要来自应变能的下降，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。 多边化前后刃型位错的排列情况下图所示：,5.3.3 再结晶,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，再结晶过程就结束了。,(一) 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 实验表明，再结晶通常在变形金属中能量较高的局部区域优先形成无畸变的再结晶晶核，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。其形核过程如下图所示：,假设弓出形核核心为球冠型，球冠半径为L，晶界界面能为，冷变形金属中单位体积储存能为Es，若界面由I推进至II，其扫过的面积为dV，界面的面积为dA，若dV体积内全部储存能都被释放， 则此过程中的自由能变化为：,若晶界为球面，设其半径为r，则 显然若晶界弓出段两端a、b固定，且值恒定，则开始阶段随ab弓出弯曲，r逐渐减小、G值增大。当r达到最小值(rab/2L)时， G将达到最大值。此后，若继续弓出，由于r的增大而 G减小，于是，晶界将自发地向前推移。因此，一般段长为2L的晶界，其弓出形核的能量条件为 G 0，即： Es 2/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有： 亚晶合并机制：某些取向差较小的相邻亚晶界上的位错网络通过解离、拆散并转移到其它亚晶界上，导致亚晶界的消失而形成亚晶间的合并，通常在变形度大,而层错能低的金属中。,亚晶迁移（boundary migration）机制：某些取向差较大的亚晶界具有较高的活性，可以直接吞食周围亚晶，并逐渐转变为大角晶界，实际上是某些亚晶的直接长大，在变形度大,而层错能低的金属中。,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，当r rc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。,(二) 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。纵坐标表示已再结晶晶粒分数，横坐标表示保温时间。 结晶动力学曲线表示TRt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阿弗拉密Avrami方程描述： 式中xR为再结晶的体积分数，B为随温度升高而增大的系数，k也是一个常数，两边取自然对数，可得 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： 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： 1/tA exp（Q/RT) 两边取对数可得： ln1/tln A -Q/R*1/T 可以作lnt1/T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： t1/t2=exp(-Q/R)(1/T2-1/T1),(三) 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。 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50%时的温度 一般工业上所说的再结晶温度是指经较大冷变形量（70%）的金属，在1h完成再结晶体积分数95%所对应的温度。 实际生产上确定方法： 一般TR = （0.350.40）Tm,一些金属的再结晶温度,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，则变形抗力大，形变储存能高，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：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。,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.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。,(四) 再结晶后晶粒大小,再结晶晶粒的平均直径d与形核率u及长大速度I之间的关系如下： 影响再结晶后晶粒大小的因素： 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：对刚完成再结晶时的晶粒尺寸影响较小，若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。,（六） 再结晶全图,再结晶全图： 再结晶全图是表示变形程度、退火温度及再结晶后晶粒大小关系的立体图形。,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:均匀长大 （2）异常晶粒长大:不均匀长大，又称二次再结晶；把通常说的再结晶称为一次再结晶。,（一）晶粒正常长大,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: Dt=ct1/2 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。,4. 影响因素 (1) 温度 T 升高，晶粒长大速度也越快，越易粗化。 (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:Dlim=4r/3 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。,(二) 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。,5.3.5 再结晶退火后的组织,1. 再结晶织构 在塑性变形后，由于晶面的转动等原因，在组织中会形成一定的形变织构，在随后的再结晶过程中，这种织构可能消失，也可能仍然存在，但是一般与形变织构并不相同。若在再结晶后组织中形成了具有择优取向的晶粒，称为再结晶织构。,再结晶织构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）定向形核理论 （2）定向生长理论,(1)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，即形成了再结晶织构。 (2)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，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。,2. 退火孪晶 在滑移受阻的情况下，晶体有可能采取孪生的方式进行塑性变形，形成所谓的形变孪晶。在再结晶退火过程中，一些面心立方金属，如铜合金、奥氏体不锈钢、镍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： A.晶界交角处的退火孪晶 B.贯穿整个晶粒的完整退火孪晶 C.一端终止于晶内的不完整退火孪晶,在面心立方金居中形成退火孪晶时，需在111面上产生堆垛层错，即密排面111由正常堆垛顺序ABCABCABC改变为ABCBACBACBABC，如图所示。其中，C和A两面为共格孪晶界面，其间的晶体则构成一退火孪晶带。,退火孪晶的形成机制： 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而生长时，若原子层在晶界角(111)面上的堆垛顺序偶然发生错堆，则出现一共格的孪晶界面T(相当于图中的C面)。该孪晶界面在大角晶界不断迁移的长大过程中，若原子再次在(111)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T(相当上图中的A面)，即构成了一个退火孪晶带。,5.4热变形与动态回复、再结晶 金属的热加工和冷加工,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(dynamic recovery)和动态再结晶(dynamic recrystallization)。,（一）动态回复,1. 动态回复时的真实应力真实应变曲线 为动态回复时的se曲线,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,其造成的软化逐渐抵消加工硬化作用,使曲线的斜率下降并趋于水平。 第阶段稳态流变阶段:由变形产生的加工硬化与动态回复产生的软化达到动态平衡,流变应力不再随应变的增加而增大,曲线保持水平状态。达到稳态流变时应力值与变形温度和应变速率有关,增高变形温度或降低应变速率,都将使稳态流变应力降低。,2.动态回复时的组织变化,（1）位错密度:第阶段,位错密度由退火态的1010增至1010。 第阶段位错密度升高,但因动态回复的出现,位错消失率也增大。第阶段，位错的增殖率和消失率达到平衡，位错密度维持在1010。 （2）组织变化：动态回复过程随变形的进行金属中的晶粒延伸成纤维状，而通过多边化或位错胞规整化形成大量的亚晶组织始终保持等轴状。亚晶的尺寸及相互间位向差取决于金属类型、形变温度和应变速率。,亚晶平均直径d与T、的关系如下： 1/d = a + blogexp（Q/RT） a、b为常数 动态回复所获得的亚稳组织可通过热变形后的迅速冷却而保留下来，其强度远远高于再结晶组织的强度。但若从高温缓冷下来，则将发生静态再结晶。 动态回复组织已成功地应用于提高建筑合金挤压型材的强度方面。,动态回复和动态再结晶示意图,（二）动态再结晶,1. 动态再结晶的应力 如图为金属在一定温度下以不同应变速率变形并发生动态再结晶时的se曲线，曲线分成三个阶段： 第一阶段加工硬化阶段：应力随应变上升很快，金属出现加工硬化（0max时，动态再结晶的软化作用超过加工硬化，应力随应变增加而下降（c s）。 第三阶段稳定流变阶段：随真应变的增加，加工硬化和动态再结晶引起的软化趋于平衡，流变应力趋于恒定。但当以低速率进行时，曲线出现波动，其原因主要是位错密度变化慢引起。,2.动态再结晶组织,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。 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。 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和硬度。,5.4.2 热加工对组织和性能的影响,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； 形成流线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、晶界等将沿金属变形方向呈断续、链状(脆性夹杂)和带状(塑性夹杂)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。 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，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，切削性能也变坏；,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、变形的终止温度和随后的冷却速度，同时添加微量的合金元素抑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。,5.4.3蠕变,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。随着科学技术的发展，金属材料的使用温度逐步提高，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。,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，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(拉或压)作用的试样，其变形与时间t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，曲线可分下列几个阶段： 第I阶段：减速蠕变阶段(图中ab段)，在加载的瞬间产生了的弹性变形e0，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； 第II阶段：恒定蠕变阶段，如图中曲线bc段，此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； 第III阶段：曲线上从c点到d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，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）位错蠕变：高温蠕变时滑移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，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，高温变形时滑移系增多，更利于产生多滑移和交滑移； （2）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； （3）晶界滑动蠕变：在高温蠕变条件下，晶界上的原子易于扩散，受力后易于产生滑动，故促进蠕变进行。,5.4.4超塑性,材料在一定条件下进行热变形，可获得延伸率达到500%2000%的均匀塑性变形，且不发生缩颈现象，材料的这种特性，称为超塑性。,1.产生超塑性的条件： 材料具有等轴细小的组织，晶粒直径小于10m，而且在超塑性变形过程中晶粒不显著长大； 超塑性变形温度范围在(0.50.65)Tm范围内进行。 低应变速率，一般在10-210-4s-1范围内，以保证晶界扩散过程顺利进行。,2.超塑性的特征 在高温下，材料的流变应力不仅是应变和温度T的函数，而且对应变速率也很敏感。存在以下关系： (，T)=Km K为常数，m为应变速率敏感指数，金属要具备超塑性，m一般在0.3以上； 在超塑性材料中获得微晶是关键的。,3.超塑性的本质 关于超塑性的本质，多数观点认为系由晶界转动与晶粒转动所致。如下图所示：,超塑性组织结构变化具有以下特征： （1）超塑性变形时，没有晶内滑移也没有位错密度增高； （2）由于超塑性变形在高温下长时间进行，因此晶粒会长大； （3）尽管变形量很大，但晶粒形状始终保持等轴； （4）原来两相呈带状分布的合金，超塑性变形后变为均匀分布； （5）利用冷变形和再结晶方法制取超细晶粒合金，如果合金有织构，则在超塑性变形后消失。,4.超塑性的应用 高变形能力的应用 真空成型或气压成型 可以在密封模具内挤压或锻造，可以得到相当高的加工精度，并能大幅度降低加工压力、减少加工工序 尤其适于极薄板和极薄管的制造，也非常适用于加工具有极微小凹凸表面的制品。 减振能力的应用 合金在超塑性温度下具有使振动迅速衰减的性质，因此可将超塑性合金直接制成零件以满足不同温度下的减振需要。,5.5陶瓷材料的变形特点,由于陶瓷材料具有离子键或共价键的键合结构，因此陶瓷材料表现出高的熔点，也表现出高的弹性模量。实验证明，熔点与弹性模量常常保持一致关系，甚至正比关系，这是由于熔点和弹性模量都是原子间结合力的大小所决定的。,陶瓷材料的脆性还与其制备工艺有关，烧结陶瓷难免存