退火强化和退火软化

退火强化

强度和微观结构之间的关系一般可通过细晶强化和位错强化两种机制来描述[23]。细晶强化则与晶粒大小有关，其本质是大角度晶界对可动位错的阻碍，即所谓的Hall-Petch 关系；位错强化由位错密度决定，而位错主要来自两部分：晶界之间的独立位错以及小角晶界提供的位错[23]

较大的轧制变形量反而出现强度下降的反常现象，主要是由于较大变形量的样品的晶内位错密度以及小角度晶界的比例减少，而晶粒度变化不大所致。工业纯铝经大变形冷轧至某一程度时（样品B，εVM=3.3），原始的等轴晶经剪切变形破碎，大部分破碎的晶粒最终演化形成典型的层状结构区域，小部分仍处于向层状结构晶粒过渡的状态，形成了高位错密度和小角度晶界为主的近似等轴晶区域。经进一步轧制变形后（样品D，εVM=4.1），处于过渡状态的近似等轴晶区域消失，演化形成典型的层状结构区域。使得较大变形量样品整体的位错密度以及能够作为位错强化的小角度晶界的比例下降，从而导致屈服强度的降低。通常情况下，金属在塑性变形过程中，位错增殖，交互作用从而阻碍位错运动，导致材料强度上升，即所谓的加工硬化。对传统粗晶材料，塑性变形后进行热处理（退火），退火过程中材料内部的位错将发生回复，位错密度降低，从而导致材料强度降低，即退火致软化现象。但是近年来人们却在晶粒尺寸处于1μm 以下超细晶甚至晶粒尺寸处于100nm 以下的纳米晶材料中发现了相反的退火致

强化现象，即退火反而导致材料的强度上升

对于纯金属来说，材料的强度主要取决于晶界和位错的共同作用，位错与晶界在金属塑性变形中都有着双重身份。晶界会阻碍位错滑移，同时也可作为位错阱来吸收位错，位错的滑移引起塑性变形，同时缠结在一起的位错团也会阻碍位错的运动。随着晶粒的逐步细化，晶界与位错的贡献以及它们所扮演的身份也在逐步变化。对于传统的退火软化现象，很容易用我们已知的知识来解释。对于正常的工业纯铝，晶粒在几十到几百微米之间，在退火时，晶粒一定程度的长大，位错被激活运动，位错密度下降。根据霍尔佩奇关系，晶粒在几十到几百微米之间时，晶粒长大，材料强度下降，位错密度下降是的原本缠结在一起的位错部分消失，即对位错运动的阻碍降低，材料强度下降。这两者都决定了材料的退火致软化。有限位错源强化（dislocation source limited strengthening）已被基本认定为退火致强化主要机理[19,41]，其基本思想可以概括为：由于Frank-Read 位错源在亚微米晶和纳米晶内部存在的可能性很小，晶界位错源成为塑性变形所需的主要位错源（source），相应地，晶界也成为位错阱。退火后，晶粒内部位错密

度降低甚至不包含位错，这就使得材料在发生塑性变形时需要更大的力来启动晶界上的位错源来产生位错，从而导致了退火致强化。当晶粒大小细化到亚微米级时，由于晶粒越小，在退火过程中晶界对晶内的位错作用力越大，更容易使晶内位错泯灭与晶界处。所以，在退火时晶界呈现出的是位错阱的作用，是晶内的可动位错迅速消失于晶界，晶内的可动位错密度很低。这导致的结果是晶内位错源减少，发生滑移的可动位错只能产生于晶界，而启动晶界上的位错源所需的里远大于一般的晶内Frank-Read 位错源，因而产生了强化现象。

退火软化

所谓“加工软化”现象,系指材料在冷如工过程中,其伸长率随冷加工量的增多而增加的现象。产生“加工软化”现象的主要原因是由于在冷变形过程中,外界很大的一部分能量转化为金属的内能,热能使原子的能量不断提高。冷变形量越大时,原子的能量越高。当冷变形量大到一定程度时,原子的能量提高到足以使材料内部由于冷变形过程中所产生的空位发生移动,空位移动的结果使空位数量减少了,材料的伸长率达到或接近于第一个塑性峰值。根据我厂纯铝材板的大量资料统计表明,纯铝板材存在着“加工软化”现象。