2-钢的回复、再结晶与控扎.ppt

1、钢的回复、再结晶与控扎控冷,30%变形,50变形,70变形,钢的冷变形组织 (1) 纤维组织形成 随着金属外形的变化，其内部晶粒的形状也发生相应的变化。 当变形量很大时，晶界变得模糊不清，各晶粒难以分辨，呈现出一片纤维状的条纹，称为纤维组织。 纤维组织使金属的性能具有明显的方向性，其纵向强度和塑性高于横向。,(2) 亚结构的细化,实际晶体中各晶粒内存在着许多尺寸很小、位向差也很小的亚结构，塑性变形前，铸态金属的亚结构约为 102m，塑性变形后，亚结构直径将细化到110-2m。,变形晶粒由许多胞块组成，这种亚结构称为形变亚晶或形变胞。各胞块之间存在着微小的位向差，不超过2，胞壁堆积有大量的位错，

2、而胞内体积中位错密度很低，约为胞壁的1/4，胞壁的厚度约为胞块的1/5。,50变形,30变形,70变形,变形量，则胞块数量，尺寸，胞块的位向差，且其形状随晶粒的形状改变而变化，均沿着变形方向逐渐拉长。,形变亚结构是在塑性变形过程中形成的，在切应力的作用下位错源产生的大量位错沿着滑移面运动时，堆积和交割形成缠结。 形变亚结构的出现对滑移过程的进行有巨大的阻碍作用，可使金属的变形抗力显著升高，是产生加工硬化的主要原因之一。,(3) 形成变形织构 当变形量很大时，各晶粒的取向会大致趋于一致。这种由于塑性变形的结果而使晶粒具有择优取向的组织叫做变形织构。,丝织构： 在拉拔时形成，其特征是各晶粒的某一晶

3、向与拉拔方向平行或接近平行。,板织构： 在轧制时形成，其特征是各晶粒的某一晶面平行或接近平行于轧制平面，而某一晶向平行或接近平行于轧制方向。,（4）形成加工硬化 随着变形程度的增加，金属的强度、硬度显著升高，而塑性、韧性显著下降，这一现象称为加工硬化。 产生加工硬化的原因，目前普遍认为与位错的运动和交互作用有关，随着塑性变形的进行，位错的密度不断增加，因此，位错运动时相互交割加剧，产生位错塞积群、割阶、缠结网等障碍，阻碍位错的进一步运动，引起变形抗力增加，因此提高了金属强度。,（5）形成三类内应力 金属在塑性变形过程中外力所作的功大部分转变为热能，一小部分（10%）保留在金属内部，形成残余应力

4、和点阵畸变。 宏观内应力（第一类内应力） 由金属工件或材料各部分间的宏观变形不均匀而引起的，其平衡范围是物体的整个体积。如冷拉圆钢，由于外圆变形小，中间变形大，所以表面受拉应力，心部受压应力。 微观内应力（第二类内应力） 由各晶粒或各亚晶粒之间的变形不均匀而产生的，其平衡范围是几个晶粒或几个亚晶。 点阵畸变（第三类内应力） 由金属在塑性变形中产生大量点阵缺陷（如位错、空位、间隙原子等），使点阵中的一部分原子偏离其平衡位置，而造成的晶格畸变。其作用范围更小，在几十至几百纳米范围内，它使金属的强度、硬度升高，而塑性和抗腐蚀性下降。 变形金属所吸收的能量的绝大部分（8090%）消耗于点阵畸变。,金属

5、的变形状态与稳定性 金属在塑性变形时消耗大量的能量，其中绝大部分转变成热而散失，一小部分（百分之几至百分之十几）以增加晶体缺陷所引起的畸变能和由于变形不均匀所引起的弹性应变能的形式储存于金属内部，称为储存能。 由于储存能的存在，使塑性变形后的金属材料的自由能升高，使其在热力学上处于不稳定的亚稳状态，它们有自发地恢复到变形前低自由能、稳定状态的趋势。 在常温下，由于原子的活动能力很小，原子的扩散速度太慢，这种变化极为缓慢。如果温度升高，金属原子具有足够的活动能力，冷变形金属就会由亚稳状态向稳定状态转变，从而引起一系列组织和性能的变化，储存能就是这一系列变化的驱动力。,形变金属在退火过程中显微组织

6、的变化,回复，再结晶，晶粒长大过程示意图,变形金属在退火过程中的性能变化,回复: 指经冷塑性变形的金属在加热时，在光学显微组织发生改变以前（即再结晶晶粒形成以前）所产生的某些亚结构和性能的变化过程。 将冷变形金属加热到不高的温度，变形金属的显微组织无显著变化（晶粒仍保持纤维状或扁平状的变形组织），此时，金属的机械性能（强度、硬度、塑性）变化不大，但某些物理、化学性能发生明显变化，如电阻显著减小，抗应力腐蚀能力提高，第一类内应力基本消除。,在回复初期，变化较大，随后就逐渐变慢，当达到一个极限值后，回复也就停止了。 在每一个温度，回复的程度大多有一个极限值，温度越高，这个极限值越大，同时达到这个极

7、限值所需的时间越短。达到极限值后，进一步延长退火时间，没有多大实际意义。,回复动力学 回复的程度是温度和时间的函数，温度越高，回复的程度越大；当温度一定时，回复的程度随时间的延长而逐渐增加。,经拉伸变形的纯铁在不同温度退火时屈服强度的回复动力学曲线,回复机理,回复是点缺陷和位错在加热时发生运动，从而改变它们的组态分布和数量的过程。回复阶段要发生以下组织变化：,点缺陷及点缺陷群的消除 在低温加热时，点缺陷主要是空位比较容易移动，它们可以移至晶界或位错处而消失，也可以聚合起来形成空位对、空位群，还可以和间隙原子作用而消失，结果使点缺陷密度明显下降。 点缺陷变化对电阻率较敏感，而对机械性能不敏感，故

8、电阻率显著下降，而机械性能不变化。,位错的相消和重新排列 当加热温度较高时，不仅原子有很大的活动能力，而且位错也开始运动。处于同一滑移面上的异号位错可以相互吸引而抵消，使位错密度降低，缠结中的位错也可以重新组合，亚晶粒也会长大。,多边化或亚晶的形成和长大 当加热温度更高时，位错不仅可以滑移，而且可以攀移（位错沿垂直滑移面的方向运动），分布于滑移面上的同号刃型位错互相排斥，并按照某种规律沿垂直于滑移面的方向排列成位错墙，构成小角亚晶界，在变形晶粒中形成许多较完整的小晶块，称为回复亚晶，这一过程称为多边化。,多边化过程实质上是位错从高能态的混乱排列向低能态的规则排列移动的过程。,冷变形状态,0.1

9、h回复,50h回复,300h回复,回复过程中亚结构的变化,a,b,c,d,当冷变形金属的加热温度高于回复温度时，在变形组织的基体上产生新的无畸变的晶核，并迅速长大形成等轴晶粒，逐渐取代变形组织，性能也发生了明显的变化，并恢复到完全软化状态，这个过程称为再结晶。 再结晶的驱动力也是冷变形产生的储存能。 强度、硬度显著下降，塑性和韧性显著提高，内应力、加工硬化状态消除，金属又重新复原到冷变形之前的状态,（1） 再结晶晶核的形成与长大 再结晶时通常是在变形金属的能量较高的区域（如晶界、孪晶界、夹杂物周围）优先形核。,亚晶长大形核机制 在大变形度下发生，有两种可能：,亚晶移动形核。靠某局部位错密度高的

10、亚晶界移动，吞并相邻变形基体和亚晶而成长为晶核。,亚晶合并形核。相邻亚晶粒某边界上位错攀移和滑移到周围晶界或亚晶界，使原亚晶界消失，经原子扩散和调整，导致两个或更多亚晶粒取向一致，合并成大晶粒，构成大角度晶界，所包围的无畸变晶体成为晶核。,晶界突出形核机制 多发生在变形度较小的金属中，又称凸出形核。 由于变形度小，故金属的变形很不均匀，回复后，亚晶粒大小也不同。再结晶时，大角度晶界中某一段就会向亚晶粒细小，位错密度高的一侧弓出，所扫过的区域位错密度下降，称为无畸变的晶体，即成为再结晶晶核。,再结晶晶核的长大 再结晶核心无论以何种方式形成，都可借助大角度晶界向畸变区移动而长大，晶核长大时，驱动力

11、为无畸变的新晶粒与周围基体的畸变能差。 变形晶粒完全被新生的、无畸变的再结晶晶粒所取代时，再结晶结束，此时的晶粒大小为再结晶的初始晶粒。,（2）再结晶温度及影响因素,再结晶温度： 经大量变形（变形度70%）的金属，在约1h 保温时间内，能够完成再结晶（再结晶体积分数95%）的最低加热温度。 再结晶前后晶格类型不变，化学成分不变，所以再结晶过程不是相变，再结晶温度不是一个物理常数，而是一个温度范围。,大量实验统计结果表明，工业纯金属再结晶开始温度（T再）与其熔点之间存在如下近似关系： T再=(0.250.4)Tm,影响再结晶温度的因素 : 变形程度 冷变形程度，储存能，再结晶的驱动力，再结晶温度

12、。 当变形增加到一定值后，再结晶温度趋于一稳定值。 金属的纯度 金属的纯度，再结晶温度。 金属中的微量杂质或合金元素，特别是高熔点元素，会阻碍原子的扩散、位错运动或晶界迁移，因此能显著提高金属的再结晶温度。 原始晶粒尺寸 原始晶粒，再结晶温度。 由于细晶粒金属的变形抗力较大，冷变形后的金属储存能较高。 加热时间和加热速度 加热保温时间，原子扩散移动越充分，越有利于再结晶晶粒的形核和生长，使再结晶温度 。 因再结晶过程需要一定的时间来完成，所以加热速度会使再结晶温度 ；若加热速度 ，变形金属在再结晶之前产生回复，使储存能降低，再结晶驱动力减小，也会使再结晶温度 。,（3）再结晶晶粒大小的控制 再

13、结晶后，金属性能发生重大变化，但并不意味与变形前的金属完全相同。金属性能主要决定于再结晶晶粒大小 G/N。,变形量很小时，储存能也很小，不足以引起再结晶，晶粒度不会改变。,当变形量达到某一数值（210%）时，再结晶的晶粒特别粗大，此变形量称为临界变形量。此时变形量较小，N较低，G/N值较大。,变形量大于临界变形量后，晶粒逐渐细化，变形量越大，晶粒越细小。随变形量的，储存能，N和G都，但N的增加大于G的增加。,当变形量达到一定程度后，再结晶晶粒大小基本保持不变。,对于某些金属和合金，当变形度相当大时，再结晶晶粒又会重新出现粗化现象，这是二次再结晶造成的。,变形程度,原始晶粒尺寸 金属的原始晶粒尺

14、寸，晶界面积，再结晶的形核率，再结晶后的晶粒尺寸。,杂质与合金元素 金属中的杂质与合金元素一方面增加变形金属的储存能，另一方面障碍晶界的移动，起到细化晶粒的作用。,变形温度 变形温度，回复程度，变形金属的储存能，再结晶晶粒。,退火温度 退火温度，再结晶晶粒尺寸。,热形变过程中奥氏体的再结晶行为 当钢在高温奥氏体状态下形变时，其流变应力先升高到最大，然后降低到恒定状态。在应力峰左侧的应变范围内，动态回复在起作用；而在恒定状态范围内，则是动态再结晶在起作用。,应力应变曲线,发生动态再结晶所必需的最低形变量称为动态再结晶的临界形变量，以c表示。c几乎与真应力-真应变曲线上应力峰值所对应的应变量p相等

15、，精确地讲c0.83p，p的大小与钢的奥氏体成分和形变条件(形变温度、形变速度)有关。,t是达到稳态时的应变量。 由动态再结晶产生核心到全部完成一轮再结晶所需要的形变量用r表示，r可能大于c，也可能小于c 。,再结晶的三个阶段 第一阶段：随着形变量增加形变抗力增加，直到达到最大值。 金属发生塑性形变，位错密度不断增加，从原始退火状态时的108109/mm2达到屈服极限时的1091010/mm2，以后随着形变量增大位错密度继续增加，这就是材料的加工硬化，造成形变应力不断增加达到峰值。 另一方面，材料在高温下形变中产生的位错能够在热加工过程中通过交滑移和攀移等方式运动，使部分位错消失，部分重新排列

16、，造成奥氏体的回复。当位错重新排列发展到一定程度，形成清晰的亚晶界，称为动态多边形化。奥氏体的动态回复和动态多边形化都使材料软化。 由于位错的消失速度与位错密度绝对值有关。因此当形变量逐渐增大时，位错密度也增大，位错消失速度也随之增大，反映在真应力真应变曲线上随着形变量加大，加工硬化速度减弱，但是总的趋向在第一阶段加工硬化还是超过动态软化；因此随形变量增加形变应力还是不断增加的。,第二阶段：动态软化抵消不了加工硬化，随着形变量的增加金属内部畸变能不断升高，畸变能达到一定程度后在奥氏体中将发生另一种转变动态再结晶。 动态再结晶的发生与发展使更多的位错消失，材料的形变应力很快下降。随着形变的继续进

17、行，在热加工过程中不断形成再结晶核心并继续成长直到完成一轮再结晶，形变应力降到最低值。从动态再结晶开始，形变应力开始下降，直到一轮再结晶全部完成并与加工硬化相平衡，形变应力不再下降为止，形成了真应力真应变曲线的第二阶段。,动态再结晶是在热形变过程中发展的，即在动态再结晶形核长大的同时持续进行形变的，这样由再结晶形成的新晶粒又发生了形变，产生了加工硬化，富集了新的位错，并且开始了新的软化过程(动态回复甚至动态再结晶)。因此就整个奥氏体来说，任一时刻在金属内部总存在着形变量由零到c的一系列晶粒，也就是说动态再结晶的发生就奥氏体的整体来看并不能完全消除全部的加工硬化。 反映在真应力真应变曲线上，就是

18、在发生了动态再结晶后，金属材料的形变应力仍然高于原始状态(即退火状态)的形变应力。,第三阶段（）：当第一轮动态再结晶完成以后，应力达到稳定值，形变量虽不断增加而应力基本不变，呈稳态形变。,当cr时发生连续动态再结晶。动态再结晶发生后，随着形变的继续，一方面再结晶继续发展，另一方面已发生动态再结晶的晶粒又承受新的形变，这两个过程同时在进行着；由于cr，所以在奥氏体晶粒全部进行完第一轮再结晶之前，已经动态再结晶晶粒内就达到了c的形变量，开始发生第二轮的动态再结晶。,奥氏体内几轮的动态再结晶同时发生，每一轮的动态再结晶又同时处在形变的不同阶段：有的刚开始，有的接近结束。奥氏体内部各个晶粒的形变量不同

19、，有的是零，有的接近c，其结果反映出一个平均近似不变的应力值。,第三阶段（B)：当第一轮动态再结晶完成以后，应力出现波浪式变化，呈非稳态形变。,当cr时发生不连续动态再结晶。由于r较小，一旦动态再结晶发生后不需要太大的形变量，奥氏体就全部完成了第一轮动态再结晶。由于cr，当第一轮再结晶全部完成时已再结晶的晶粒内新承受的形变量都还达不到c，因而还不能立即发生第二轮动态再结晶，只有再继续形变使晶粒内的形变量达到c，第二轮动态再结晶才开始发生。,在两轮再结晶之间，由于动态回复抵消不了加工硬化，应力值就要上升，因此真应力真应变曲线上出现波浪形式，这种情况下动态再结晶是间断进行的。,工艺参数(形变温度T

20、和形变速度)对c、r，都有影响，只是T、对r的影响比对c的影响大。 当T高或者低时，cr，出现非稳态形变，不连续动态再结晶；而当T低或者高时，cr，出现稳态形变，连续动态再结晶。,应力应变曲线的最大应力值p(或恒应变应力值)、形变速度、形变温度T之间符合以下关系： =Anxp(-QRT) 式中A常数；n应力指数； Q形变活化能；R气体常数；T绝对温度。 动态再结晶发生时，n为46，大多数为6。Q大体等于自扩散激活能。,应变速率、变形温度与峰值应力（MPa）的对应关系,变形温度作为影响变形抗力诸因素中最为强烈的因素，对变形抗力的影响非常大。应变速率对变形抗力的影响也很大。,再结晶发生的条件 当Q

21、不依赖于应力、温度时，p (或s)可用Zener-Hollomon因子Z来表示： Z=exp(QRT)=An 式中Z为温度补偿形变速率因子，可表示和T的各种组合，是一个使用方便的因子。当形变温度愈低、形变速率愈大时，Z值变大，即p 、s大，动态再结晶开始的形变量c和动态再结晶完成的形变量s也变大，也就是说需要一个较大的形变量才能发生再结晶。 当Z一定时，随着加工程度的增大，材料组织发生由动态回复部分动态再结晶完全动态再结晶的变化。 当加工程度一定时，随着Z的变大，材料组织发生由完全动态再结晶部分动态再结晶动态回复的变化。也就是说一定时，在某一Z值以上得不到动态再结晶组织，这个Z值就为Z的上临界

22、值Zc。应该指出，Zc值是随加工程度而变的，愈大Zc愈大，即在较大的Z值下也能产生动态再结晶。因此动态再结晶能否发生，由Z和来决定。,试验用钢的热形变奥氏体动态再结晶图 Z参数愈小(即形变温度愈高)，则愈易发生动态再结晶，再结晶临界形变量就愈小。 钛和铌具有强烈阻碍动态再结晶的作用。,完全再结晶奥氏体,部分再结晶奥氏体,加工硬化奥氏体,形变温度对10B21钢真应力真应变曲线的影响,应变速率0.01s-1时的真应力真应变曲线,温度的影响 随着变形温度的升高，峰值应力（m）降低趋势明显； 同时峰值应变（m)也减少，说明越容易发生动态再结晶； 随着变形温度的降低，应力峰值向着应变增大的方向移动，这表

23、明了变形温度对动态再结晶发生时的临界变形量的影响趋势，即峰值应力越大，临界变形量越大，再结晶越难发生。 变形温度升高时，空位原子扩散和位错进行攀移、交滑移的驱动力越大，容易发生奥氏体的动态回复和动态再结晶，即所谓软化作用，可消除和部分消除加工硬化现象，从而导致材料热变形过程中的峰值应力降低。同时，随着温度升高，原子的热运动加剧，动能增大，原子间结合力减弱，临界切应力降低，则流变应力必然降低。变形温度较低时，加工硬化速率较高，回复及软化的进行比较困难。,应变速率对10B21钢真应力-真应变曲线的影响,800,850,875,950,1000,1050,应变速率的影响 随着应变速率的增加大，应力应

24、变曲线上m较大，同时m较大，动态再结晶难以发生。 随着应变速率的增加，位错运动速度加快，必然需要更大的切应力，则流变应力必然要提高。应变速率增大，再结晶的驱动力也增大；但是大的应变速率导致塑性变形过程中的软化过程来不及迅速完成，加工硬化占主导地位，变形抗力增加。 所以，随着应变速率的增加，动态再结晶启动越来越困难，表现在应力应变曲线上，峰值应力与峰值应变均增大。 当变形温度太低或应变速率较大时，金属很难启动动态再结晶软化，再结晶发生不明显甚至不发生。,10B21钢0.01s-1变形后的显微组织,800,825,850,875,900,950,1000,1050,动态再结晶显微组织 动态再结晶形

25、成的晶粒结构与静态再结晶的晶粒结构不同。因为动态再结晶是在热变形过程中发生的，即在动态再结晶晶核长大的同时变形仍在继续进行，这样由再结晶形成的新晶粒又发生了形变，产生了加工硬化，富集了新的位错，并且开始了新的软化过程（动态回复甚至动态再结晶）。因此，就整个奥氏体变形过程来说，任意时刻，在金属内部总存在着变形量由零到的一系列晶粒，也就是说动态再结晶的发生就奥氏体的整体来说并不能消除全部的加工硬化。 动态再结晶后的晶粒尺寸与变形温度、应变速率和变形程度等因素有关。降低变形温度、提高应变速率和变形程度，会使动态再结晶后的晶粒变小，而细小的晶粒组织具有更高的变形抗力。,变形量对ZJ550L钢奥氏体再结

26、晶数量的影响,在相同的变形温度条件下，奥氏体再结晶数量随着变形量的增加而增加。并且在一定的变形量范围内，热变形奥氏体再结晶数量急剧上升，当变形量增加到一定程度后，奥氏体再结晶的变化趋于平缓。,变形量对奥氏体再结晶数量的影响与变形温度有很大关系。变形温度较高时，变形量不需太大，奥氏体再结晶数量就能达到较高水平，而当变形温度较低时，则需要更大的变形量才能够达到同一奥氏体再结晶的数量。,奥氏体再结晶数量的影响因素,变形量对ZJ550L钢奥氏体再结晶数量的影响,在变形量一定的前提下，随着变形温度的升高，奥氏体再结晶分数增加，增加的趋势与变形量的大小有关。,当变形量较小时，需要很高的变形温度，奥氏体再结

27、晶分数才有明显的增加；当变形量较大时，变形温度较低就能使奥氏体再结晶分数达到很高，并且随着变形温度的升高，奥氏体再结晶分数缓慢增加。,变形量和变形温度对ZJ550L钢奥氏体晶粒尺寸的影响,奥氏体晶粒尺寸的影响因素,在轧制温度一定的条件下，随着变形量的增加，奥氏体晶粒尺寸减小。当轧制温度较高，变形量较小时，随着变形量的增大，晶粒细化效果明显；当变形量达到一定值后，细化效果减弱。,合金元素对再结晶行为的影响 微合金碳氮化物的析出将强烈阻止再结晶的发生。 (1)析出物的钉扎机制，因为对于析出物而言，最优先的形核位置是晶界和形变引入的位错，析出的粒子抑制亚晶界迁移，抑制再结晶，析出减少了再结晶的形核位

28、置，延迟了再结晶的发生； (2)溶质原子的拖曳效应，即溶质原子对晶界迁移速度的影响。 这两种机制都能较好地解释析出对再结晶的影响，钉扎的效果占主导地位，加热时未溶的析出物对再结晶发生没有影响，只是对再加热奥氏体长大有影响。,弥散或沉淀粒子平均半径()和晶粒平均半径()之间有下列关系(Zener关系)： 式中 弥散粒子的体积分数。 可推导出方程： 这些方程表明，因为粒子尺寸很小，所以钉扎作用对晶界迁移有很大影响。 如果平均粒子尺寸相同，体积分数越大，也就是粒子数目越多，则钉扎所起的作用也越大。 此外k0越小，钉扎作用也越有效。MaCb的溶解度Xm较小时，k0较小。因为碳氮化铌或碳氮化钛的溶解度非

29、常小，所以它们的钉扎效果很大。,铁素体的形变与再结晶 铁素体为体心立方(bcc)结构，层错能较高，容易进行位错的攀移和交滑移过程。一般认为铁素体在热加工过程中易于发生动态回复，而且动态回复可以完全和应变硬化平衡，从而在热加工过程中不易发生动态再结晶。 自20世纪70年代以来，已有关于铁素体动态再结晶的大量研究报道。,铁素体的静态再结晶 产生静态再结晶也是有条件的，也就是只有在铁素体中的形变达到某一值s后才能发生。 当形变量st以后，随着形变量的增加，静态再结晶速度保持一定，不再变化。 铁素体静态再结晶动力学同样可用公式x=1-exp(-ktn)来描述，即在同样的形变量下，随着温度升高或停留时间

30、延长，再结晶的质量分数都增加，并且形变量对静态再结晶也有影响。,铁素体动态再结晶机理 (1)晶界凸起机制(连续动态再结晶机制)，铁素体动态再结晶是通过动态回复形成亚晶，随着应变的增加，亚晶界连续吸收位错而发生亚晶转动、粗化和亚晶界粗化，亚晶间取向差加大，形成大角度晶界，最终形成新的晶粒。 在小形变时起主导作用；一般发生在形变的开始阶段，例如在应变为0.05以上时起作用。 (2)形核长大机制(不连续动态再结晶机制)，在高应变时起主导作用。铁素体动态再结晶是通过原始晶界的迁移，实现形核及长大，来消除位错积累、释放形变储存能；这种机制能有效释放形变储存能，使应力-应变曲线出现应力峰及随后的应力下降现

31、象。 形核长大机制在应变超过0.2时才起主导作用。 然而即使在应变高于0.2的稳态形变过程中，因为不断发生再结晶，每个晶粒的实际应变值可能是相当小的，所以，即使在稳态形变过程中也会出现晶界凸起机制占主导作用的情况。,（）晶粒弓出形核（不连续动态再结晶）,形变开始后，原始晶界发生弯曲，并且伴随着亚晶界的发展； 形变继续进行，部分原始晶界发生切变，导致局部应变的不均匀分布； 形变到一定程度后，由晶界切变和(或)晶粒转动引起弯曲晶界的弓出和应变诱导亚晶界的发展，导致新的动态再结晶晶粒的形成。,在晶界处动态再结晶形核机制的示意图,在不同Z值条件下形变时亚结构形成、湮灭过程 及动态再结晶开始的示意图,铁

32、素体的连续动态再结晶,随着形变的进行，原始晶粒中产生大量位错，位错通过攀移和交滑移形成位错墙，并最终形成亚晶界，即通过动态回复过程形成亚晶。 在高Z值条件下，亚晶界不易迁移，亚晶界处发生的位错间交互作用导致亚结构的形成和发展； Z值较高时，虽然亚晶界的迁移性小，但应变不断增加，强迫亚晶界持续吸收位错，使其角度不断增大，最终完成由小角度晶界向大角度晶界的转变，形成新的晶粒。 随着Z值的降低，亚晶界的迁移变得容易，亚晶界迁移引起亚晶界的粗化，导致真正晶界(大角度晶界)的形成，也就是形成了新晶粒。,微合金化钢的控轧控冷技术 通过适当调整钢的化学成分，特别是进行微合金化，控制形变制度(包括加热温度、轧

33、制锻造温度、形变量、形变速率和轧锻后冷却速度等)，达到控制相变、细化组织、提高钢材强度与韧性的目的。 通过对上述参量加以控制，旨在阻止奥氏体晶粒长大和延缓或抑制形变奥氏体再结晶，可确保制件强韧性的稳定提高，使其达到产品技术性能指标要求。,控轧控冷的优点： (1)通过细化晶粒，使钢材的强度和低温韧性有较大幅度的改善。以普通钢种为例，按常规轧制工艺，晶粒度最细为78级，晶粒直径为20m，而采用控轧控冷工艺，其晶粒度可达12级以上，直径小于5m，从而大大改善了钢的强韧性。 (2) 防止原始奥氏体晶粒长大而降低了钢坯的加热温度，并通过控制冷却取消了轧后的调质处理，这样既可节省能源又简化了生产工艺。 (

34、3)可以充分发挥微量合金元素V、Nb和Ti的作用。如49MnVS3钢，在常规轧制中，其中的钒主要是提高钢材的强度，而在控轧控冷工艺中，它不仅起到沉淀强化的作用，而且可细化晶粒，使轧后钢材的韧性也同时得到了改善。微量铌和钒或铌和钛的同时加入，通过控轧控冷，可同时发挥细化晶粒和沉淀硬化的作用，使钢材的综合力学性能得到显著提高。,控制轧制分类： 奥氏体再结晶控制轧制(又称为I型控轧)、 奥氏体未再结晶区控制轧制(又称为型控轧) (+)两相区控制轧制(又称型控轧)。 实际的控制轧制中，一般采用上述几种方式的组合，即在奥氏体形变高温阶段，通过奥氏体再结晶区控制轧制得到等轴细小的奥氏体再结晶晶粒；在奥氏体

35、未再结晶区形变得到“拉长”的未再结晶的晶粒，晶内出现高密度的形变孪晶和形变带，从而增加形核面积；在(+)两相区形变时，一方面奥氏体晶粒被拉长，另一方面已相变的铁素体晶粒内部出现亚结构。,控轧控冷与传统工艺相比较示意图 TMR热机械轧制；LL处理(中间淬火)；R热轧；AC加速冷却； CR控制轧制；N正火； DQ直接淬火；RQ传统加热淬火；T回火,控制轧制的三个阶段及各阶段奥氏体组织,A 奥氏体再结晶区轧制（再结晶终止温度(TR)之上(大于约950)）。 在奥氏体再结晶区轧制时，轧件在轧机形变区内发生动态回复和不完全再结晶。在两道次之间的间隙时间内，完成静态回复和静态再结晶。加热后获得的奥氏体晶粒

36、随着反复轧制再结晶而逐渐变细。 在这一阶段内，因为再结晶而获得细小的晶粒，奥氏体晶界面积增大，为奥氏体向铁素体相形变核提供更多位置，导致晶粒的细化，相变后的铁素体晶粒度可达到89级。 再结晶区轧制通过再结晶进行奥氏体晶粒的细化，进而细化晶粒。此阶段中奥氏体的进一步细化较为困难，它是控制轧制的准备阶段。,再结晶轧制的不完全再结晶与混晶 为了达到完全再结晶，应保证轧制温度在再结晶温度以上，而且要有足够的形变量。一般而言，再结晶的晶粒尺寸随着轧制压下率的增加而迅速减小，并且达到一个极限值，这个极限限定了再结晶细化晶粒的限度。 如果形变量不能达到完全再结晶的临界形变量，将发生奥氏体部分再结晶。在此区间

37、进行多道次轧制，即使总形变量很大，但如果轧制温度下降，可能仍不能获得完全再结晶组织，晶粒尺寸差别加大。 这种组织经相变后，铁素体晶粒尺寸仍是不均匀的，混晶现象严重，有时还会出现少量的特大晶粒。,B 奥氏体未再结晶区轧制（TR之下(约950Ar3)） 奥氏体晶粒经过了形变，但不发生再结晶，通过累积形变量，形成大量被拉长的形变奥氏体。形变量大时，晶粒内产生大量的滑移带和位错，增大了有效晶界面积，相变时铁素体在晶界上和形变带上形核。奥氏体未再结晶区形变造成了以位错、形变带和胞状组织等形式的应变积累奥氏体，应变积累不仅可以增加铁素体形核位置和形核率，而且可以产生形变诱导铁素体和铁素体的动态再结晶，使晶

38、粒细化。 加大冷却速度，也可以增加铁素体形核位置和形核率，使晶粒细化。由于形核位置增多和分散，所以铁素体晶粒细小，珠光体尺寸也细小和分散，铁素体晶粒度可达到1112级。,如果在未再结晶区形变量不足，就会得到粗细不均的铁素体晶粒。在未再结晶区的形变量应控制在40%50%或更大。 随着道次形变量和在此温度区间的总形变量的增大，钢的屈服强度也提高，脆性转变温度下降，并且韧性特别是低温韧性得到明显改善。 未再结晶控制轧制引起钢的强度和韧性的改善，主要是由于铁素体晶粒的细化，铁素体数量增多，珠光体数量减少以及其球团直径减小所致。,含有微量元素的钢，由于再结晶温度升高，奥氏体未再结晶区扩大，因而有利于实现

39、未再结晶区的轧制。含有Nb、V、Ti的钢，经过未再结晶区轧制，在拉长的奥氏体边界、滑移带和位错等处，这些元素的碳氮化合物将优先析出，而且主要沿奥氏体晶界析出，因而可以阻止铁素体和珠光体尺寸的长大。 微合金化钢，特别是含铌微合金化钢的控制轧制中，在奥氏体未再结晶区轧制，可有效细化晶粒。通过在奥氏体未再结晶区的大压下轧制，可有效地减小奥氏体的晶粒尺寸，提高形变奥氏体的位错密度，增加形变带和位错孪晶等晶体缺陷，从而增加奥氏体向铁素体转变的形核面积和形核率。 一般热轧得到的晶粒为20m，轧后再进行正火处理可使晶粒细化至10m，控制轧制后加速冷却可以得到约4m甚至更小的晶粒。,精轧过程中的组织演变,C奥

40、氏体和铁素体两相区轧制（Ar3(Ar3-40)之间） 钢在(+)两相区高温区域轧制一定的道次，达到一定累积形变量，未相变的形变奥氏体由于形变而继续被拉长。同时晶粒内形成了形变带及位错，在这些部位形成新的等轴铁素体晶粒。 而先析出的铁素体晶粒，由于塑性形变在晶粒内部形成大量的位错，并经回复形成亚晶结构。这些亚晶结构使钢的强度提高，脆性转变温度降低。铁素体的位错密度在压下量大于10%20%时将明显增加，从而导致钢的强度有较大的提高。 经(+)两相区轧制后，室温条件下金相组织较复杂，通常为由极细小的等轴铁素体、拉长的铁素体、具有亚晶结构的形变铁素体、极细小的珠光体组成的混合组织。 两相区轧制使相变后

41、组织更加细小，同时产生了位错强化及亚晶强化，从而进一步提高了钢的强度和韧性。,控制冷却 控制冷却过程是通过控制轧后三个不同冷却阶段的工艺参数，来得到不同的相变组织。 一次冷却是指终轧温度到Ar3温度范围内的冷却，其目的是控制热形变后的奥氏体晶粒状态，阻止奥氏体晶粒长大和碳化物析出，固定由于形变引起的位错，增大过冷度，降低相变温度，为相变作准备。一次冷却的起始温度越接近终轧温度，细化奥氏体晶粒和增大有效晶界面积的效果越明显。 二次冷却是指钢材经一次冷却后进人由奥氏体向铁素体相变和碳化物析出的相变阶段，控制相变开始冷却温度、冷却速度和终止温度等，通过控制这些参数，达到控制相变产物的目的。 三次冷却

42、是指对相变结束到室温这一温度区间的冷却速度的控制。,在控制轧制过程中，热形变因素的影响，使得钢的相变温度(Ar1)提高，铁素体在较高温度下析出，在空冷过程中铁素体晶粒长大，从而使控制轧制效果受到抵消。因此，控制轧制必须配合加速冷却(控制冷却)工艺，降低相变温度，进一步细化相变组织，同时使Nb、Ti、V微合金化元素的碳氮化物更加弥散析出，提高析出强化效应。 当冷却速度达到一定值时，钢的相变组织从铁素体和珠光体组织变成更细小的铁素体和贝氏体组织，贝氏体量随着冷却速度加快而增加，且生成的贝氏体组织极细，从而使钢板强度进一步提高。 通过调控各阶段的冷却速度，可以调控钢的组织和性能。,转变温度对铁素体-

43、珠光体、贝氏体和马氏体强度的影响,控轧控冷工艺对组织和性能的影响钢坯加热温度 如果加热温度过高，由于在晶界上的微合金元素碳氮化物溶解，阻碍晶粒长大的作用消失，会使奥氏体晶粒急速地长大，得到粗大的原始奥氏体晶粒。但是，对于主要采用控轧控冷设计的微合金钢来说，即使原始奥氏体晶粒较粗大，通过随后的轧制和冷却的控制，可以得到细化组织。 加热温度的关键是保证能够有相当数量的微合金化元素溶解在奥氏体中，保证微合金元素形变诱导析出的数量、大小和分布。因此，奥氏体化温度应该在一个比较高的水平，以促进微合金化元素在钢中的溶解。 加热温度较低时，尽管低的加热温度使更多的细小析出物被保留而未溶解，能有效地阻止奥氏体

44、晶粒的长大，但由于减少了奥氏体中溶解的钒或铌的含量，降低了冷却后析出强化的潜能，所以钢材的屈服强度和抗拉强度下降。,轧制温度 在高温再结晶奥氏体区轧制时，对加热时粗化的初始晶粒反复进行轧制一再结晶使之细化，以使相变后得到细小的晶粒。 但再结晶晶粒微细化而引起晶粒细化的程度是有限的。相变前的晶粒直径和相变后的晶粒直径之比称为转换比。当晶粒粗大时，此比值远远大于l，即由1个晶粒可以产生几个晶粒；但当相变前的晶粒细小时，该转换比接近于l。 因此要获得极细的晶粒，仅仅依靠轧制再结晶细化奥氏体晶粒是不够的。,在奥氏体未再结晶区进行控制轧制时，晶粒沿轧制方向伸长，在晶粒内部产生形变带。 此时不仅由于晶界面

45、积的增加，提高了的形核密度，而且也在形变带上出现大量的晶核，特别是对于铌微合金化的钢，这样使晶粒细化的效果非常显著。 未再结晶的温度区间一般为950Ar3，同样，铌可以使此温度提高100。 奥氏体和铁素体两相区轧制时，未相变的形变奥氏体继续被拉长，在晶粒内形成的形变带及位错部位形成新的极细等轴铁素体，先析出的铁素体晶粒也发生塑性形变，在晶粒内部形成大量的位错及亚晶结构，进一步提高了钢的强度和韧性。,形变量 在奥氏体再结晶区轧制时，再结晶是否发生与形变量有关，只有当形变量超过临界形变量时，再结晶才能发生。 在奥氏体未再结晶区轧制时，随着形变量的增加，晶粒拉长程度增大、形变带的密度升高，相变时的铁

46、素体形核率越高，相变后得到的晶粒越细小。在奥氏体未再结晶区进行低温的、大压下形变轧制，是获得超细铁素体晶粒的最有效方法之一，特别是单道次大应变量形变对铁素体细化的效果更为显著。但是铁素体的晶粒达到几微米级后，细化速度会趋缓。 奥氏体和铁素体两相区轧制时，随着形变量的增加，未相变的形变奥氏体形变量继续增大，先析出的铁素体晶粒发生塑性变形的程度也增大，内部的位错及亚晶结构进一步增加，钢的强度继续提高。但由于铁素体内部的位错及亚晶结构增加，可能损害钢的韧性。 但在奥氏体未再结晶温度以下形变时，随着形变量增加，屈服强度和抗拉强度均增加，其中屈服强度增加更大些，因此屈强比有增加的倾向，所以对屈强比上限有

47、规定的材料应注意选择形变量。 在更低的两相区轧制时，应防止铁素体的过度硬化损害韧性。,形变速率 形变速率的变化对组织和性能的影响不明显。 终轧温度 奥氏体温度区轧制时，一般随终轧温度降低，晶粒细化，强度和韧性改善。但在两相区轧制时，随终轧温度的降低，强度提高；温度过低则可能使形变硬化的先析出铁素体得不到回复，导致韧性下降。 终止加速冷却温度 对于要求轧后不同温度区间里，采用不同的冷却速度的钢而言，终止加速冷却温度对钢的强度和韧性有重要影响。在管线钢的生产中，抗拉强度随着终冷温度的降低而单调增加，但是屈服强度和低温韧性的变化与显微组织和应力一应变曲线的变化关系较复杂。,冷却速度 冷却速度越快，通

48、过相变温度区的过冷度越大，将降低的相变温度Ar3，提高铁素体的形核速率并降低铁素体晶粒的长大速率，从而使铁素体晶粒得到细化。而当冷却速度过快时，晶粒虽然得到了细化，但是由于微合金碳氮化物析出量减少，因此强度不能得到大的提高。 一般情况下，冷却速度增大，过冷度增加，形核驱动力增强，铁素体形核率增加，铁素体晶粒细化。但在Nb、V、Ti含量较高时，由于Nb(C, N)等析出物的钉扎作用，冷却速度减小时，晶粒长大不会很明显，快速冷却引起的细晶强化作用并不显著，反而过大的冷却速度会抑制析出，使铌固溶在奥氏体内，晶粒长大得不到有效的控制，使得固溶强化作用增强，但铌元素的固溶强化作用效果远不及其析出强化作用

49、。 冷却速度太快，析出减弱，奥氏体中的固溶增加，奥氏体的稳定性增强，还会促进贝氏体或马氏体的形成。,微合金元素在控轧控冷中的作用 在铁素体珠光体型微合金化HSLA钢中，V、Ti、Nb等微合金元素在控制轧制中的作用主要包括： (1)加热时，抑制奥氏体的晶粒长大； (2)固溶的微合金元素溶质原子和析出的碳氮化物与形变奥氏体晶粒的晶界和亚晶界交互作用，抑制或延迟奥氏体再结晶，有助于相变后获得细的铁素体晶粒； (3)降低相变温度，细化铁素体晶粒； (4)析出强化效果。,铌延迟再结晶的作用最为明显，扩大了奥氏体未再结晶区温度范围，细化效果最明显。 钛的溶解度积很小，容易形成TiN，在一般的加热温度下仍处

50、于未溶状态，因而，有利于抑制再加热奥氏体的粗化。另外，高温析出的TiN有利于固定钢中的自由氮，可改变材料的应变时效性能。 但是，含钛钢对控轧控冷工艺的敏感性较大，对冶炼和连铸的工艺要求也较高，否则容易形成氧化物夹杂，收得率下降，成分控制也不稳定。 钒的溶解度较大，在高温形变时一般都处于固溶状态，对再结晶抑制作用较小，在冷却和卷取时析出强化。 对于贝氏体、马氏体型微合金化钢，V、Ti、Nb及B等微合金化元素，还能增加奥氏体稳定性，抑制铁素体析出，促进贝氏体、马氏体相变。,加人微量元素能提高强度，但如果不同时采用控轧工艺，韧性可能反而变坏。只有微合金化的同时采用控轧工艺，才能使强度和韧性都得到提高。这是因为控轧工艺可使晶粒细化，抵消因析出强化引起的韧性恶化。所以微合金化与控制轧制相结合才能使钢获得最理想的性能。,铌的作用 在轧制过程中，铌会产生显著的晶粒细化和中等的沉淀强化。 铌的最突出的作用是抑制高温形变过程的再结晶，Nb(C，N)未溶质点及应变诱导析出是抑制再结晶的主要因素，也有人认为是由形变诱发铌的碳氮化物的沉淀和形变的亚结构相互作用而引起的。 大于20 nm的析出物，对再结晶不起作用。当铌的添加量(质量分数)超