材料的形变和再结晶.ppt

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1、5 材料的形变和再结晶,材料在加工制备过程中或是制成零部件后的工作运行中都要受到外力的作用。材料受力后要发生变形，外力较小时产生弹性变形；外力较大时产生塑性变形，而当外力过大时就会发生断裂。因此研究材料的变形规律及其微观机制，分析了解各种内外因素对变形的影响，以及研究讨论冷变形材料在回复再结晶过程中组织、结构和性能的变化规律，具有十分重要的理论和实际意义。,本章讲授的主要内容,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与性能的影响,回复和再结晶冷变形金属在加热时的组织与性能变化 回复 再结晶 晶粒长大 再结晶织构与退火孪晶,5.1 晶体的塑性变形,塑性加工金

2、属材料获得铸锭后，可通过塑性加工的方法获得一定形状、尺寸和机械性能的型材、板材、管材或线材。塑性加工包括锻压、轧制、挤压、拉拔、冲压等方法。金属在承受塑性加工时，当应力超过弹性极限后，会产生塑性变形，这对金属的结构和性能会产生重要的影响。,5.1.1 单晶体的塑性变形,在常温和低温下，单晶体的塑性变形主要通过滑移方式进行的，此外，尚有孪生和扭折等方式。(1)滑移 滑移是晶体在切应力的作用下，晶体的一部分沿一定的晶面(滑移面)的一定方向(滑移方向)相对于另一部分发生滑动。大量的层片间滑动的累积就构成晶体的宏观塑性变形。,滑移的特点,滑移线与滑移带 为了观察滑移现象，可将经良好抛光的单晶体金属棒试

3、样进行适当拉伸，使之产生一定的塑性变形，即可在金属棒表面见到一条条的细线，通常称为滑移线，这是由于晶体的滑移变形使试样的抛光表面上产生高低不一的台阶所造成的。高倍分析发现：在宏观及金相观察中看到的滑移带并不是单一条线，而是由一系列相互平行的更细的线所组成的，称为滑移带。滑移线之间的距离仅约100个原子问距左右，而沿每一滑移线的滑移量可达1000个原子间距左右。对滑移线的观察也表明了晶体塑性变形的不均匀性，滑移只是集中发生在一些晶面上，而滑移带或滑移线之间的晶体层片则未产生变形，只是彼此之间作相对位移而已。,滑移的特点,滑移是晶体内部位错在切应力作用下运动的结果 滑移并非是晶体两部分沿滑移面作整

4、体的相对滑动，而是通过位错的运动来实现的。在切应力作用下，一个多余半原子面从晶体一侧到另一侧运动即位错自左向右移动时，晶体产生滑移。由于位错每移出晶体一次即造成一个原子间距的变形量，因此晶体发生的总变形量一定是这个方向上的原子间距的整数倍。,位错在运动时会遇到点阵阻力。由于派尔斯和纳巴罗首先估算了这一阻力，故又称为派-纳力。由派一纳力公式可知，位错宽度越大，则派一纳力越小，这是因为位错宽度表示了位错所导致的点阵严重畸变区的范围宽度大则位错周围的原子就能比较接近于平衡位置，点阵的弹性畸变能低，故位错移动时其他原子所作相应移动的距离较小，产生的阻力也较小。位错运动的阻力除点阵阻力外，位错与位错的交

5、互作用产生的阻力；运动位错交截后形成的扭折和割阶，尤其是螺型位错的割阶将对位错起钉扎作用，致使位错运动的阻力增加；位错与其他晶体缺陷如点缺陷，其他位错、晶界和第二相质点等交互作用产生的阻力，对位错运动均会产生阻力，导致晶体强化。,滑移的特点,滑移系 塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动，这些晶面和晶向分别称为“滑移面”和“滑移方向”。一个滑移面和此面上的一个滑移方向合起来叫做一个滑移系。晶体结构不同，其滑移面和滑移方向也不同。通常，滑移面和滑移方向往往是金属晶体中原子排列最密的晶面和晶向。这是因为原子密度最大的晶面其面间距最大，点阵阻力最小，因而容易沿着这些面发生滑移；至于滑移方向为原子密

6、度最大的方向是由于最密排方向上的原子间距最短，即位错b最小。在其他条件相同时，晶体中的滑移系愈多，滑移过程可能采取的空间取向便愈多，滑移容易进行，它的塑性便愈好。滑移方向对滑移所起的作用比滑移面大，所以面心立方晶格金属比体心立方晶格金属的塑性更好。,滑移的特点,滑移的临界分切应力 晶体的滑移是在切应力作用下进行的，但其中许多滑移系并非同时参与滑移，而只有当外力在某一滑移系中的分切应力达到一定临界值时，该滑移系方可以首先发生滑移，该分切应力称为滑移的临界分切应力。滑移的临界分切应力是一个真实反映单晶体受力起始屈服的物理量。其数值与晶体的类型、纯度，以及温度等因素有关，还与该晶体的加工和处理状态、

7、变形速度，以及滑移系类型等因素有关。,滑移的特点,滑移时晶面的转动 单晶体滑移时，除滑移面发生相对位移外，往往伴随着晶面的转动，对于只有一组滑移面的hcp，这种现象尤为明显。晶体受压变形时也要发生晶面转动，但转动的结果是使滑移面逐渐趋于与压力轴线相垂直。,滑移的特点,多系滑移 对于具有多组滑移系的晶体，滑移首先在取向最有利的滑移系（其分切应力最大）中进行，但由于变形时晶面转动的结果，另一组滑移面上的分切应力也可能逐渐增加到足以发生滑移的临界值以上，于是晶体的滑移就可能在两组或更多的滑移面上同时进行或交替地进行，从而产生多系滑移。,（2）孪生 孪生是塑性变形的另一种重要形式，它常作为滑移不易进行

8、时的补充。孪生变形过程 当面心立方晶体在切应力作用下发生孪生变形时，晶体内局部地区的各个（111）晶面沿着方向112产生彼此相对移动距离为a/6112的均匀切变。这样的切变并未使晶体的点阵类型发生变化，但它却使均匀切变区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体呈镜面对称的取向。这一变形过程称为孪生。变形与未变形两部分晶体合称为孪晶；均匀切变区与未切变区的分界面（即两者的镜面对称面）称为孪晶界；发生均匀切变的那组晶面称为孪晶面；孪生面的移动方向称为孪生方向。,孪生的特点（1）孪生变形也是在切应力作用下发生的，并通常出现于滑移受阻而引起的应力集中区，因此，孪生所需的临界切应力要比滑移时大得多。（2

9、）孪生是一种均匀切变，即切变区内与孪晶面平行的每一层原子面均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定的距离，且每一层原子相对于孪生面的切变量跟它与孪生面的距离成正比。（3）孪晶的两部分晶体形成镜面对称的位向关系。,孪晶的形成 孪晶的主要方式有三种：一是通过机械变形而产生的孪晶，也称为“变形孪晶”或“机械孪晶”，它的特征通常呈透镜状或片状；二为“生长孪晶”，它包括晶体自气态（如气相沉积）、液态（液相凝固）或固体中长大时形成的孪晶；三是变形金属在其再结晶退火过程中形成的孪晶，也称为“退火孪晶”，它往往以相互平行的孪晶面为界横贯整个晶粒，是在再结晶过程中通过堆垛层错的生长形成的。通常，对称性低、滑移系少

10、的密排六方金属如Cd，Zn，Mg等往往容易出现孪生变形。,讨论：滑移和孪生的比较,相同方面从宏观上看二者都是晶体在剪应力作用下发生的均匀剪切变形。从微观上看二者都是晶体塑性形变的基本方式，是晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面和晶向平移。从变形机制看二者都是晶体中位错运动的结果。二者都不改变晶体结构。,不同方面滑移不改变位向，即晶体中已滑移部分和未滑移部分的位向相同。孪生则改变位向即已孪生部分(孪晶)和未孪生部分(基体)的位向不同，而且两部分具有特定的位向关系(对称关系)。滑移时原子的位移是沿滑移方向的原子间距的整数倍，而且在一个滑移面上的总化移往往很大。但孪生时原子的位移小于孪生方向的原子

11、间距。滑移时只要晶体有足够的塑性，切变可以为任意值。但孪生时切变是一个确定值(由晶体结构决定)，且一般都较小。因此滑移可以对晶体的塑性变形有很大的贡献，而孪生对塑性变形的直接贡献则非常有限。虽然由于孪生引起位向变化，可能进一步诱发滑移，但总的来说，如果某种晶体的主要变形方式是孪生，则它往往比较脆。,不同方面虽然从宏观上看，滑移和孪生都是均匀切变，但从微观上看，孪生比滑移变形更均匀，因为在孪生时每相邻两层平行于孪生面的原子层都发生同样大小的相对位移。而滑移时，相邻滑移线间的距离达到数百埃以上，相邻滑移带间的距离则更大，但滑移只发生在滑移线处滑移线之间及滑移带之间的区域均无变形，故变形是不均匀分布

12、的。滑移过程比较平缓，因而相应的拉伸曲线比较光滑、连续。孪生往往是突然发生的，甚至可以听见急促的响声，相应的拉伸曲线上出现锯齿形的脉动。滑移和孪生发生的条件往往不同。晶体的对称度越低，越容易发生孪生。此外，变形温度越低，加载速率越高(如冲击加载)，也越容易发生孪生。,不同方面滑移有确定的(虽然是近似的)临界分切应力，而孪生是否也存在着确定的临界分切应力则尚无实验证据，但一般来说，引起孪生所需的分切应力往往高于滑移的临界分切应力。滑移是全位错运动的结果，孪生则是分位错运动的结果。,如何根据变形后的样品表面形貌来区别孪晶、滑移带,比较可靠的识别方法是，先将变形后的样品表面磨光或抛光使变形痕迹(孪晶

13、、滑移带)全部消失。再选用适当的腐刻剂腐蚀样品表面，然后在显微镜下观察。如果看不到变形痕迹(即样品表面处处衬度一样)，则该样品原来的表面形变痕迹必为滑移带。这是因为滑移不会引起位向差，故表面各处腐蚀速率相同，原来光滑的平面始终保持平面，没有反差。如果在腐蚀后的样品表面上重新出现变形痕迹，则它必为孪晶因为孪晶内的位向是不同于周围未变形区域的，因而其腐蚀速率也不同于未变形区，故在表面就出现衬度不同的区域。,（3）扭折 由于各种原因，晶体中不同部位的受力情况和形变方式可能有很大的差异，对于那些既不能进行滑移也不能进行孪生的地方，晶体将通过其他方式进行塑性变形。为了使晶体的形状与外力相适应，当外力超过

14、某一临界值时晶体将会产生局部弯曲，这种变形方式称为扭折，变形区域则称为扭折带。扭折变形与孪生不同，它使扭折区晶体的取向发生了不对称性的变化。扭折是一种协调性变形，它能引起应力松弛，使晶体不致断裂。并且通过晶体取向的改变是滑移系处于有利取向，进一步产生滑移。,5.1.2 多晶体的塑性变形,工程上使用的金属绝大部分是多晶体。多晶体中每个晶粒的变形基本方式与单晶体相同。但由于多晶体材料中存在单晶体所不具备的晶体学特征，包括：晶粒位向不同、晶粒大小不同、晶界，因此着重讨论这些特征对变形的影响。,晶粒取向的影响，主要表现在各晶粒变形过程中的相互制约和协调性。多晶体中每个晶粒位向不一致。一些晶粒的滑移面和

15、滑移方向接近于最大切应力方向(软位向)，另一些晶粒的滑移面和滑移方向偏离最大切应力方向(硬位向)。在发生滑移时，软位向晶粒先开始。当位错在晶界受阻逐渐堆积时，其他晶粒发生滑移。因此多晶体变形时晶粒分批地逐步地变形。但多晶体中每个晶粒都处于其他晶粒包围之中，它的变形必然与其邻近晶粒相互协调配合，不然就难以进行变形，甚至不能保持晶粒之间的连续性，会造成空隙而导致材料的破裂。为了使多晶体中各晶粒之间的变形得到相互协调与配合，多晶体塑性变形时要求每个晶粒至少能在5个独立的滑移系上进行滑移。滑移系甚多的面心立方和体心立方晶体能满足这个条件，故它们的多晶体具有很好的塑性；相反，密排六方晶体由于滑移系少，晶

16、粒之间的应变协调性很差，所以其多晶体的塑性变形能力可低。,晶粒取向的影响,为了研究晶界的力学行为，有人将同样的多晶-Fe试样分别在室温和高温下进行拉伸试验。这些试样的晶界都近似垂直于试样轴。试验结果发现，在室温下拉伸时，靠近晶界处试样的直径变化很小，远离晶界处则直径显著减小。在高温下拉伸时情况恰好相反：晶界附近试样显著变细，远离晶界处则变化很小，如图所示。,晶界的影响,试验表明，低温或室温下，晶界强而晶粒本身弱；高温下则相反。这样就必然存在着一个温度，在此温度下晶界和晶粒本身强度相等。这个温度便称为等强温度。,晶界在多晶体塑性形变中的作用,协调作用 多晶体在塑性形变时各晶粒都要通过滑移或孪生而

17、变形。但由于多晶体是一个整体，各晶粒的变形不能是任意的，而必须相互协调，否则在晶界处就会裂开。晶界正是起着协调相邻晶粒的变形的作用。由于协调变形的要求，在晶界处变形必须连续，亦即两个相邻晶粒在晶界处的变形必须相同。,晶界在多晶体塑性形变中的作用,障碍作用 在低温或室温下变形时，由于晶界比晶粒强，故滑移主要在晶粒内进行。它不可能穿过晶界而在相邻晶粒内进行。可见，晶界限制了滑移。另一方面，由于晶界内大量缺陷的应力场，使晶粒内部(特别是靠近晶界区)滑移更困难，或者说，需要更高的外加应力才能滑移。这就是晶界的障碍作用。,晶界在多晶体塑性形变中的作用,促进作用 在高温下变形时，由于晶界比晶粒弱，故除了晶

18、粒内滑移外，相邻两个晶粒还会沿着晶界发生相对滑动，此称为晶界滑动。晶界滑动也造成晶体宏观塑性变形，但变形量往往远小于滑移和孪生引起的塑性变形。,晶界在多晶体塑性形变中的作用,起裂作用 一方面，由于晶界阻碍滑移，此处往往应力集中；另一方面，由于杂质和脆性，第二相往往优先分布于晶界，使晶界变脆；这样在变形过程中裂纹往往起源于晶界。此外，由于晶界处缺陷多，原子处于能量较高的不稳定状态，在腐蚀介质作用下，晶界往往优先被腐蚀(晶间腐蚀)，形成微裂纹。,所谓晶粒度就是指晶粒的大小。它可以用单位体积材料中的晶粒数或单位截面面积内的晶粒数来度量。但较方便的表示方法是将晶粒近似地看成是球形，把各球形晶粒的平均直

19、径d作为晶粒度的度量。晶粒度对晶体的各种性能都有影响，而影响最大的是变形过程的力学性能，特别是对屈服极限的影响。一般来说，晶粒越细，阻碍滑移的晶界便越多(或晶界面积越大)，屈服极限也就越高。大多数金属的屈服极限和晶粒度符合Hall-Petch公式。精细的实验表明，具有明显屈服点的金属特别符合该公式，而没有明显屈服点的FCC金属则不甚符合。除了屈服极限外，金属的硬度和晶粒度也有一定的关系。,晶粒度的影响,多晶体塑性形变的微观特点,和单晶体的塑性形变相比，多晶体的塑性形变有三个突出的微观特点，即：多方式、多滑移和不均匀。,多滑移 和单晶体不同，多晶体变形时开动的滑移系统不仅仅取决于外加应力，而且取

20、决于协调变形的要求。理论分析表明，为了维持多晶体的完整性即在晶界处既不出现裂纹也不发生原子的堆积每个晶粒至少要有五个滑移系统同时开动，虽然这些系统的分切应力并非都最大。实验观察也证明，多滑移是多晶体塑性形变时的一个普遍现象。,多方式 多晶体的塑性形变方式除了滑移和孪生外，还有晶界滑动和迁移，以及点缺陷的定向扩散。滑移和孪生是室温和低温下塑性形变的重要方式，此时外加应力超过晶体的屈服极限。晶界滑动和迁移是高温下的塑性形变方式之一，此时外加应力往往低于该温度下的屈服极限。试样会发生随时间不断增加的缓慢的塑性变形(蠕变)，其微观变形方式主要就是晶界滑动和迁移。如果试验温度非常高，而外加应力非常低，还

21、可能出现由于点缺陷的定向扩散而引起的塑性变形(亦称扩散蠕变)。在这种情况下，由于温度极高，间隙原子和空位等点缺陷的迁移率很大，在外加应力作用下它们将发生定向扩散：间隙原子运动到和拉应力垂直的晶面之间，使晶体沿拉应力方向膨胀，或者空位运动到和压应力垂直的晶面上，使晶体沿压应力方向收缩。,不均匀 和单晶体相比，多晶体的范性形变更加不均匀。除了更多系统的多滑移外由于晶界的约束作用，晶粒中心区的滑移量也大于边缘区(即晶界附近的区域)。在晶体发生转动时中心区的转角也大于边缘区，因此多晶体变形后的组织中会出现更多、更明显的滑移带、形变带和晶面弯曲，也会形成更多的晶体缺陷。,以上讨论了多晶体塑性形变的三个基

22、本特点。由于这些特点，特别是多滑移和变形的不均匀性，又派生出其它特点。包括：产生内应力；出现加工硬化；形成纤维组织(即杂质和第二相择优分布)和择优取向(织构)。,5.1.3 合金的塑性变形,按合金组成相不同，主要可分为单相固溶体合金和多相合金，它们的塑性变形又各具有不同特点。1单相固溶体合金的塑性变形 和纯金属相比最大的区别在于单相固溶体合金中存在溶质原子。溶质原子对合金塑性变形的影响主要表现在固溶强化，提高塑性变形阻力，此外，部分固溶体会出现明显的屈服点和应变时效现象。,固溶强化 溶质原子的存在及其固溶度的增加，使基体金属的变形抗力随之提高。,不同溶质原子所引起的固溶强化效果存在很大差别。溶

23、质原子的原子数分数越高，强化作用也越大，特别是当原子数分数很低时的强化效应更为显著。溶质原子与基体金属的原子尺寸相差越大，强化作用也越大。间隙型溶质原子比置换原子具有较大的固溶强化效果。溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，固溶强化作用越显著。,屈服现象 图为低碳钢典型的应力一应变曲线，与一般拉伸曲线不同，出现了明显的屈服点。当应力达到上屈服点时，首先在试样的应力集中处开始塑性变形，并在试样表面产生一个与拉伸轴约成45交角的变形带一吕德斯（Lders）带，与此同时，应力降到下屈服点。随后这种变形带沿试样长度方向不断形成与扩展，从而产生拉伸曲线平台的屈服伸长。当屈服扩展到整个试样标距范围时，屈服

24、延伸阶段就告结束。,应变时效 当退火状态低碳钢试样拉伸到超过屈服点发生少量塑性变形后（曲线a）卸载，然后立即重新加载拉伸，则可见其拉伸曲线不再出现屈服点（曲线b），此时试样不发生屈服现象。如果不采取上述方案，而是将预变形试样在常温下放置几天或经200左右短时加热后再行拉伸，则屈服现象又复出现，且屈服应力进一步提高（曲线c），此现象通常称为应变时效。,2多相合金的塑性变形 多相合金的塑性变形最为复杂 根据第二相粒子的尺寸大小可将合金分成两大类：若第二相粒子与基体晶粒尺寸属同一数量级，称为聚合型两相合金；若第二相粒子细小而弥散地分布在基体晶粒中，称为弥散分布型两相合金。,聚合型合金的塑性变形 当组

25、成合金的两相晶粒尺寸属同一数量级，且都为塑性相时，则合金的变形能力取决于两相的体积分数。实验证明，这类合金在发生塑性变形时，滑移往往首先发生在较软的相中，如果较强相数量较少时，则塑性变形基本上是在较弱的相中；只有当第二相为较强相，且体积分数大于30时，才能起明显的强化作用。,弥散分布型合金的塑性变形 当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体相中时，将产生显著的强化作用。通常可将第二相粒子分为“不可变形的”和“可变形的”两类。,（1）可变形微粒的强化作用 当第二相粒子为可变形微粒时，位错将切过粒子使之随同基体一起变形。在这种情况下，强化作用主要决定于粒子本身的性质，以及与基体的联系，其强化机制甚为

26、复杂。,（2）不可变形粒子的强化作用,5.2.4 塑性变形对材料组织与性能的影响,纤维组织形成 金属发生塑性变形后，晶粒发生变形，沿形变方向被拉长或压扁。当变形量很大时，晶粒变成细条状(拉伸时)，金属中的夹杂物也被拉长，形成纤维组织。,5.2.4 塑性变形对材料组织与性能的影响,亚结构形成 金属经大的塑性变形时，由于位错的密度增大和发生交互作用，大量位错堆积在局部地区，并相互缠结，形成不均匀的分布，使晶粒分化成许多位向略有不同的小晶块，而在晶粒内产生亚晶粒。,5.2.4 塑性变形对材料组织与性能的影响,形变织构产生 金属塑性变形到很大程度时，各个晶粒的滑移面和滑移方向都要向主形变方向转动，逐渐

27、使多晶体中原来取向互不相同的各个晶粒在空间取向上呈现一定程度的规律性，这一现象称为择优取向，这种组织状态则称为形变织构。,5.2.4 塑性变形对材料组织与性能的影响,残余应力（1）第一类内应力，又称宏观残余应力（2）第二类内应力，又称微观残余应力（3）第三类内应力，又称点阵畸变,5.2.4 塑性变形对材料组织与性能的影响,各向异性 由于纤维组织和形变织构的形成，使金属的性能产生各向异性。如沿纤维方向的强度和塑性明显高于垂直方向的。导致材料在不同方向的变形能力不一致。,5.2.4 塑性变形对材料组织与性能的影响,理化性能的变化 经塑性变形后的金属材料，由于点阵畸变，空位和位错等结构缺陷的增加，使

28、其物理性能和化学性能也发生一定的变化。如塑性变形通常可使金属的电阻率增高，增加的程度与形变量成正比。另外，塑性变形后，金属的电阻温度系数下降，磁导率下降，热导率也有所降低，铁磁材料的磁滞损耗及矫顽力增大。,5.2.4 塑性变形对材料组织与性能的影响,加工硬化 金属发生塑性变形，随变形度的增大。金属的强度和硬度显著提高，塑性和韧性明显下降。这种现象称为加工硬化，也叫形变强化。,讨论：加工硬化的影响因素,变形温度 一般，温度越高，屈服极限越低，硬化速率也越小。具体的影响还和金属种类有关。例如对FCC晶体，温度主要影响硬化速率，对屈服极限影响不大。对BCC晶体，情况恰好相反屈服极限随着温度降低而急剧

29、增加，硬化速率则与温度关系不太大。对hcp晶体，温度升高则屈服极限显著降低。变形速度 原子热运动(或称热激活)会促进塑性变形，而热运动不但和温度有关，而且和变形速度有关。因此，增加变形速度就相当于降低温度，因为二者都抑止了原子的热运动。,讨论：加工硬化的影响因素,晶粒度 晶粒越细，屈服极限及硬度越高。此外，晶粒度对拉伸曲线也有影响。FCC晶体在变形量不太大时，晶粒越细硬化越快，曲线也越陡。在大变形量时晶粒度影响就不大了，因为此时即使是大晶粒的试样也发生显著的多滑移，硬化也很严重。对HCP晶体来说由于硬化的主要原因是晶界阻碍滑移，故晶粒越细硬化越快硬化曲线随着晶粒度减小而急剧上升(变陡)。BCC

30、晶体硬化曲线的形状主要取决于间隙式杂质元素。合金元素 合金元素的效果取决于它的数量、形态和分布。一般来说弥散分布的细小沉淀相的强化效果最大，固溶强化次之形成粗大的沉淀相时，强化效果最差。,讨论：加工硬化在生产实际中的意义,不利方面 1)由于金属在加工过程中塑性变形抗力不断增加。使金属的冷加工需要消耗更多的功率；2)由于应变硬化使金属变脆，因而在冷加工过程中需要进行多次中间退火，使金属软化,能够继续加工而不致裂开；3)有的金属(如铼)尽管某些使用性能很好，但由于难解决加工问题，其应用受到很大限制。,讨论：加工硬化在生产实际中的意义,有利方面 1)有些加工方法要求金属必须有一定的加工硬化。例如，在

31、用金属板材冲压成杯子时，起初板的塑性变形只发生在模口处，只有板材发生硬化，进一步的塑性变形才会相继在其它部位发生，最后冲压成杯。金属的拉伸过程(如拉丝)也要求金属线材在模口处能迅速硬化。2)可以通过冷加工控制产品的最后性能。例如，某些不锈钢冷轧后的强度可提高一倍以上。冷拉的钢丝绳强度高，表面光洁。工业上广泛应用的铜导线，由于要求导电性好，不允许加合金元素，加工硬化是提高其强度的唯一办法。3)有些零部件在工作条件表面会不断硬化，以达到表面耐冲击、耐磨损的要求。例如，铁路的道岔由于经常受列火车轮的冲击和磨损，必须具有很高的冲击韧性和表面硬度。近年来有人采用爆炸硬化的办法对道岔进行预处理，这样可使表

32、面硬度提高两倍。不过由于经济方面的原因，爆炸变形方法主要还是用于宇航工业，在普通工业中应用尚少。,5.3 回复和再结晶,经塑性变形的材料具有自发恢复到变形前低自由能状态的趋势。当冷变形金属加热时会发生回复、再结晶和晶粒长大等过程。了解这些过程的发生和发展规律，对于改善和控制金属材料的组织和性能具有重要的意义。,冷变形金属在加热时的组织与性能变化,冷变形后材料经重新加热进行退火之后，其组织和性能会发生变化。观察在不同加热温度下变化的特点可将退火过程分为回复、再结晶和晶粒长大三个阶段。回复是指新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性能变化的阶段；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

33、程；晶粒长大是指再结晶结束之后晶粒的继续长大。,5.3.2 回复,回复是冷变形金属在退火时发生组织性能变化的早期阶段。回复过程的特征：原子扩散能不很大，只是晶粒内部位错、空位、间隙原子等缺陷通过移动、复合消失而大大减少，而晶粒仍保持变形后的形态，变形金属的显微组织不发生明显的变化。回复过程使变形引起的宏观一类应力全部消除，微观二类应力大部消除；回复过程中一般力学性能变化不大，强度、硬度仅稍有降低，塑性稍有提高，某些物理性能有较大变化，电阻率显著降低，密度增大。变形储能在回复阶段部分释放。回复时释放储能在总储能中所占比例不等，某些研究指出，在高纯金属中仅占3%，但在某些合金中可至25%，甚至高达

34、70%。,回复过程机制,回复过程所发生的变化与其内部的结构变化有关，因而回复可区分为低温回复、中温回复和高温回复三段。(1)低温回复 这个阶段回复主要与空位变化有关。由于空位的消失引起某些物理性能显著的变化电阻率降低密度增大，而对力学性能则不发生影响。(2)中温回复 中温回复涉及异号位错的对消和位错密度的变化。同一滑移面上的异号位错在热激活怍用下，相互吸引、会聚而消失，不在同一滑移面上的异号刃型位错则通过空位凝聚消除半原子面或空位逃逸制造半原子面而消失。由于位错密度的变化将对力学性能有所影响。(3)高温回复 高温回复的主要机制是多边形化。因原始变形状态位错组态不同，有两类多边形化。第一类叫稳定

35、多边形化，第二类为再结晶前多边形化。（图5-48）,回复的应用,回复主要用于去应力，去除冷变形工件中的应力，防止变形和开裂。如深冲黄铜弹壳，在残余应力和外界腐蚀性气氛的联合作用下，会发生应力腐蚀、沿晶间开裂，冷冲后于260 退火消除应力，可防止应力腐蚀的发生。从图可以看出，经这样退火后，内应力可大部分消除，而强度、硬度基本不变。此外，用冷拉钢丝卷制弹簧，在卷成之后，要在250 300退火，以降低内应力并使其定形。铸件、焊件在生产过程中产生应力，也利用回复进行去应力退火。,5.3.3 再结晶,变形后的金属在较高温度加热时，由于原子扩散能力增大，被拉长(或压扁)、破碎的晶粒通过重新生核、长大变成新

36、的均匀、细小的等轴晶。这个过程称为再结晶。特征：变形金属再结晶后，金属的强度和硬度明显降低，而塑性和韧性大大提高，加工硬化现象被消除；内应力全部消失，物理、化学性能基本上恢复到变形以前的水平；再结晶生成的晶粒的晶格类型与变形前、变形后的晶格类型均一样。,再结晶过程,再结晶是一种形核和长大过程，即通过在变形组织的基体上产生新的无畸变再结晶晶核，并通过逐渐长大形成等轴晶粒，从而取代全部变形组织的过程。形核（1）晶界弓出形核 变形程度较小（一般小于20）的金属，其再结晶核心多以晶界弓出方式形成。,（2）亚晶转动、聚合机制 形变量较大或材料层错能较高时通过再结晶前多边形化，形成较小的亚晶，亚晶界曲率不

37、大，不易迁移，但某些亚晶界中位错可通过攀移和交滑移而迁出，使亚晶界消失，相邻亚晶转动，位向接近而聚合成为更大的亚晶，达到形核的临界尺寸时，即成为再结晶核心，亚晶转动聚合形核机制如图所示。,（3）亚晶迁移机制 当形变量很大，或材料层错能较低时，再结晶核心也是在再结晶前多边形化所产生的无应变较大亚晶的基础上形成的。由于变形大，位错密度高，亚晶界曲率大，易于迁移。亚晶迁移中清除并吸收其扫过区相邻亚晶的位错，使亚晶界获得更多位错，与相邻亚晶取向差增大变为大角晶界，当大角界面达到临界曲率半径，便成为稳定再结晶核心。,2、3两机制都是依靠亚晶粒的粗化来发展为再结晶核心的。亚晶粒本身是在剧烈应变的基体只通过

38、多边化形成的，几乎无位错的低能量地区，它通过消耗周围的高能量区长大成为再结晶的有效核心，因此，随着形变度的增大会产生更多的亚晶而有利于再结晶形核。这就可解释再结晶后的晶粒为什么会随着变形度的增大而变细的问题。,再结晶形核率 再结晶形核率指单位时间、单位体积形成的再结晶核心数目。影响因素：1)变形程度 预先变形量愈大，形核率愈大。2)材料纯度 材料纯度低，杂质原子多，对形核率有两方面影响，一方面阻碍变形，使变形储能增大，增加形核率；另一方面因杂质原子在界面处偏聚，阻碍形核时的界面迁移并且杂质钉扎位错，阻碍位错攀移和亚晶的长大，使再结晶核心不容易形成。而降低形核率。3)晶粒大小 晶粒细小，增大变形

39、阻力，相同变形量下，位错塞积、畸变区增多，储能增高；晶界面积大，生核区域多，这两个因素均使形核率增大。4)温度 再结晶温度升高，位错攀移容易，亚晶界容迁移长大，亚晶也容易转动、聚合，发展成为再结晶核心，从而使形核率增大，,长大 再结晶核心形成后，在变形基体中长大，实质是具有临界曲率半径的大角界面(晶界或亚晶界)向变形基体迁移，消耗变形基体，直至再结晶晶粒相碰，变形基体全部消失。,再结晶温度及其影响因素,变形后的金属发生再结晶的温度是一个温度范围，并非某一恒定温度。冷变形金属开始进行再结晶的最低温度称为再结晶温度，它可用金相法或硬度法测定，即以显微镜中出现第一颗新晶粒时的温度或以硬度下降50所对

40、应的温度，定为再结晶温度。再结晶温度并不是一个物理常数，它不仅随材料而改变，同一材料其冷变形程度、原始晶粒度等因素也影响着再结晶温度。,再结晶温度及其影响因素,变形程度的影响 随着冷变形程度的增加，储能也增多，再结晶的驱动力就越大，因此再结晶温度越低，同时等温退火时的再结晶速度也越快。对工业纯金属，经强烈冷变形后的最低再结晶温度TR/K约等于其熔点TmK的0.3504。原始晶粒尺寸 在其他条件相同的情况下，金属的原始晶粒越细小，则变形的抗力越大，冷变形后储存的能量较高，再结晶温度则较低。,再结晶温度及其影响因素,微量溶质原子 微量溶质原子的存在对金属的再结晶有很大的影响。微量溶质原子存在显著提

41、高再结晶温度的原因可能是溶质原子与位错及晶界间存在着交互作用，使溶质原子倾向于在位错及晶界处偏聚，对位错的滑移与攀移和晶界的迁移起着阻碍作用，从而不利于再结晶的形核和核的长大，阻碍再结晶过程。第二相粒子 第二相粒子的存在既可能促进基体金属的再结晶，也可能阻碍再结晶。,再结晶温度及其影响因素,再结晶退火工艺参数 加热速度、加热温度与保温时间等退火工艺参数，对变形金属的再结晶有着不同程度的影响。若加热速度过于缓慢时，再结晶温度上升。变形程度和退火保温时间一定时，退火温度愈高，再结晶速度愈快。,影响再结晶后的晶粒大小的因素,a变形度的影响 当变形程度很小时，造成的储存能不足以驱动再结晶，所以晶粒大小

42、没有变化。当变形程度增大到一定数值后，此时的畸变能已足以引起再结晶，但由于变形程度不大，因此得到特别粗大的晶粒。通常，把对应于再结晶后得到特别粗大晶粒的变形程度称为“临界变形度”，当变形量大于临界变形量之后，变形度愈大，晶粒愈细化。b退火温度的影响 提高退火温度可使再结晶晶粒的长大速度加快。,再结晶全图,为了综合地表达加热温度和预先变形度对再结晶晶粒度的影响，可将其建成一立体的所谓“再结晶全图”，如图所示，它对于制定塑性加工和再结晶退火工艺具有重要意义。,5.3.4 晶粒长大,再结晶结束后，材料通常得到细小等轴晶粒，继续提高加热温度或延长加热时间，将引起晶粒明显长大，使金属的强度、硬度、塑性、

43、韧性等机械性能显著降低。一般情况下晶粒长大是应当避免的现象。对晶粒长大而言，晶界移动的驱动力通常来自总的界面能的降低。晶粒长大按其特点可分为两类：正常晶粒长大与异常晶粒长大（二次再结晶），前者表现为大多数晶粒几乎同时逐渐均匀长大；而后者则为少数晶粒突发性的不均匀长大。,正常晶粒长大,正常晶粒长大是在再结晶完成后继续加热或保温过程中，在界面曲率驱动力的作用下，晶粒发生均匀长大的过程。表现为晶粒尺寸分布均匀，连续增大，随温度升高，晶粒的平均尺寸增大。,正常晶粒长大,影响因素温度 温度影响界面迁移速度，温度愈高，界面迁移速度愈大，因而晶粒长大速度也越快。保温时间 正常晶粒长大时，一定温度下，平均晶粒

44、直径随保温时间的平方根而增大。第二相粒子 第二相粒子对界面迁移有约束力，会阻碍界面迁移、晶粒长大。晶粒长大的极限平均直径决定于第二相粒子的尺寸及其体积分数。粒子尺寸愈小，粒子的体积分量愈大，极限的平均晶粒尺寸也愈小。,异常晶粒长大（二次再结晶）,异常晶粒长大是在一定条件下，继晶粒正常、均匀长大后发生的晶粒不均匀长大的过程。长大过程中，晶粒尺寸相差悬殊，少数几个晶粒（核心）择优生长逐渐吞并周围小晶粒直至这些择优长大的晶粒互相接触，周围细小晶粒消失，全部形成粗大晶粒，过程结束，如图所示。,异常晶粒长大的条件,稳定的基体有利晶粒 正常再结晶基体中存在少数有刊长大的晶粒可作为二次再结晶的核心，这些有利

45、长大的晶粒有以下几种情况：1)具有有利尺寸 2)具有有利位向 3)具有有利表面 4)具有有利能量高温加热 只有在高温加热条件下，具有有利长大晶粒的稳定基体中，第二相粒子溶解，创造了晶粒长大的条件。此时，具有有利条件的晶粒以明显高于其他部分的速率迅速长大，吞并其他小晶粒，形成粗大晶粒。,5.3.5 再结晶织构与退火孪晶,再结晶织构 具有变形织构的金属经再结晶后的新晶粒若仍具有择优取向，称为再结晶织构。再结晶织构与原变形织构之间可存在以下三种情况：（1）与原有的织构相一致；（2）原有织构消失而代之以新的织构；（3）原有织构消失不再形成新的织构。,再结晶织构形成机制定向形核理论 认为再结晶时的核心具

46、有与形变基本相同的位向，这些定向晶核靠消耗变形基体的生长形成再结晶晶粒因此具有与形变基体相同的织构。再结晶核心与形变基体有相同位向是由于再结晶生核靠晶界弓出、亚晶界迁移长大的机制中所形成的核心都与形变基体有相同的位向，因此，在有形变织构存在时，必然产生定向晶核。定向形核理论可以说明与变形织构相同的再结晶织构的形成，但不能解释再结晶中形成新的织构。定向长大理论 定向长大理论是依据在恒定驱动力作用下，晶界迁移速度与晶界两侧晶粒间的位向差有关而提出的。认为再结晶形成的核心具有多种位向，但核心的长大速度取决于变形基体与晶核的位向差，具有某些特殊位向差的晶核可通过消耗变形基体而迅速长大，并抑制其他位向晶核的长大，从而形成与形变织构不同的再结晶织构。定向长大理论可以解释再结晶过程中不同于形变织构的再结晶织构的形成，但不能说明形变织构的形成。,5.3.5 再结晶织构与退火孪晶,为贯穿晶粒的完整退火孪晶；为一端止于晶内的不完整退火孪晶；为晶界交角处的退火孪晶。形成机制：认为退火孪晶是在晶粒生长过程中形成的。当晶粒通过晶界移动而生长时，原子层在晶界角处（111）面上的堆垛顺序偶然错堆，就会出现一共格的孪晶界并随之而在晶界角处形成退火孪晶。,退火孪晶 某些面心立方金属和合金如铜及铜合金，镍及镍合金和奥氏体不锈钢等冷变形后经再结晶退火后，其晶粒中会出现退火孪晶。三种典型的退火孪晶形态：,