材料科学基础.第七章

7.2.2 回复动力学
表征冷变形金属在回复过程中性能、回复程度与时间关系的 曲线，称为回复动力学曲线，纯铁拉伸变形后的回复动力学曲线 见图7.5。(1-R)为剩余加工硬化分数，1-R=(σr-σ0)/ (σm-σ0) ， 式中σ0为纯铁充分退火后的屈服强度 t为退火时间。σm是冷变 形后的屈服强度，σr是经不同规程回复后的屈服强度。(1-R)与 形变缺陷体密度Cd成正比 (1-R)=B·Cd (7.1) 其中B为比例常数。回复时,Cd 下降,(1-R)随之下降,它们随时 间的变化速率可表示为
d ( 4 πR ) d 4 3 2 / ( πR ) = dA / dV = dR dR 3 R
2.较大变形量的亚晶合并机制 变形量较大的高层错能金属再结晶核心，通过亚晶合并来形 成。通过多边化、亚晶界“Y”结点移动，或相邻亚晶的转动，逐 步使小的亚晶A、B、C合并成大的亚晶(ABC)，如图7.8所示， 成为位错密度很低、尺寸较大的亚晶。随亚晶尺寸的增大，与 四周亚晶粒的位向差必然越来越大，最后形成大角晶界。大角 晶界能量高，迅速移动，扫除 移动路径中存在的位错，在其 后留下无应变的晶体，进而形 成了再结晶核心。 3.很大变形量的亚晶蚕食机制 变形量很大的低层错能金属 扩展位错宽度大,不易束集,交 滑移困难,位错密度很高。位错 密度很大的小区域，通过位错 的攀移和重新分布，形成位错 密度很低的亚晶(图7.9)。
第七章 回复与再结晶
冷变形后的金属材料，内能增高、缺陷增多，处于不稳定状 态。室温下原子扩散小，亚稳状态可一直保持下去。一旦受热 ，原子扩散能力增强，发生组织、结构与性能的变化。回复、 再结晶与晶拉长大是冷变形金属加热过程中经历的基本过程。 7.1 冷变形金属及合金在退火过程中的变化 7.1.1显微组织变化 冷塑性变形金属材料加热到0.5T熔点附近进行保温，随时间延 长，组织将发生一系列变化，如图7.1所示。第一阶段0～τ1， 显微组织无变化，晶粒仍是冷变形后的纤维状．称为回复阶段。 第二阶段τ1～τ2，在形变基体中出现等轴、无畸变的小晶粒， 随时间延长个断形核并长大，到τ2时完全变成新的等轴无畸变 晶粒，称为再结晶 阶段。再结晶完成 后继续保温(τ2～ τ3第三阶段)，新 晶粒相互吞并长大， 称为晶粒长大阶段。
随回复与再结晶的进行，形变引入的大量位错逐步降到冷变 形前的水平；同时储存能也逐渐释放完毕，性能也得到恢复。再 结晶之后，材料的组织与性能回复到冷变形之前的状态
7.2 回 复
回复阶段储存能释放谱可见到三个小峰值(图7.3)，表明加热 温度不同，回复机理也不同。习惯上用约化温度(绝对温标表示 的加热温度与熔点温度之比TH=T/Tm)表示加热温度的高低。通 常0.1<TH<0.3，为低温回复； 0.3<TH<0.5为中温回复； TH>0.5 为高温回复。 7.2.1 回复机理 (1)低温回复主要涉及点缺陷的运动。空位或间隙原子移动到 晶界或位错处消失，空位与间隙原子相遇后湮灭，空位集结形 成空位对或空位片，使点缺陷密度大大下降。 (2)中温回复时，随温度升高，原子活动能力增强，位错可以 在滑移面上滑移或交滑移,使异号位错相遇相消,位错密度下降， 位错缠结内部重新排列组合，使亚晶规整化。
[溶质原子有双重作用，既阻碍晶界和位错的运动，不利于再 结晶；但同时又增加储存能，增大再结晶驱动力，利于再结晶。 前者作用大于后者时，不利于再结晶。] 4.原始晶粒尺寸 其他条件相同情况下，晶粒越细，变形抗力 越大，冷变形后储存能越多，再结晶温度越低。相同变形度，晶 粒越细，晶界总面积越大，形核部位越多，形核率也增大，故再 结晶速度加快。 5.分散相粒子 分散相粒子(析出相粒子、外加粒子等)直径及粒 子间距较大的情况下，再结晶被促进；而粒子尺寸及粒子间距小 时,再结晶被阻碍。如A1+CuAl2合金,当粒子d >0.3μm，粒子间 距λ>1μm 时，促进再结晶； d≤0.3μm，λ<1μm 时则阻碍 结晶的进行。 宽间距弥散相加速再结晶，原因是形核阶段的亚晶生长过程 中，亚晶边界性质逐渐变化，与相临亚晶的位向差不断增加，亚 晶边界的迁移率也不断增加，一直到大角度边界出现时，形核己 完成。由于第二相间距宽，亚晶生长过程中尚未与第二相相遇即 已形成大角晶界。由于此时第二相粒子的存在会加速形核，故对 再结晶有促进作。
低位错密度的亚晶，向高位错密度区域生长，亚晶界的位错 密度逐渐增大，亚晶与周围形变基体取向差逐渐变大，最终由 小角度晶界演变成大角度晶界。大角度晶界一旦形成，可突然 弓出并迁移，蚕食途中遇到的位错，留下无畸变晶体，成为再 结晶核心。 总之，三种形核机制都是大角度晶界的突然迁移。区别在于 获得大角度晶界的途径不同。
7.1.2储存能释放与性能变化 冷塑变时，一部分外力作的功以储存能存在于形变金属内部。 加热过程中，原子活动能力增强，能量高的原子将向低能的平衡 位置迁移，将储存能逐步释放出来，使内应力松弛。图7.2是三 种不同类型的储存能释放谱。曲线A为纯金属、B与C为合金储 存能释放谱。每条曲线都有一峰值，高峰开始出现对应再结晶开 始，在此之前为回复。回复期A型纯金属储存能释放少，C型储 存能释放最多。 储存能的释 放使金属对结 构敏感的性质 (硬度、电阻率、 胞状亚结构尺 寸、密度等)发 生不同程度 的变化，如图 7.3所示。
dt
(7.3)
= − A(1 − R)e
将(7.4) 式整理积分得到
(7.5) 如果在不同温度下，回复到相同程度的(1-R)，如图7.5蓝线所示，
Q 1 则(1-R)为常数，因此 ln t = C + Q / RT = C + ⋅ R T
ln(1 − R) = − A ⋅ t ⋅ e − Q / RT + C ′
图7.12是98％冷轧纯铜在不同温 度等温再结晶的lgln[1/(1- xv)]--lg t 图，大多数曲线具有线性关系，说 明用阿弗拉密方程描述等温再结晶 体积分数与时间的关系与实际相符 合。由图7.12，可定出直线斜率， 求出K值。 冷变形金属的再结晶也是一种热 激活过程，再结晶速度符合阿伦尼 乌斯公式，即 V再=A·e -Q/ RT (7.13) 再结晶速度V再与产生某一体积分 数xv所需的时间t成反比，即V再∝1/t，故有 1/t=A′e -QR/ RT (7.14) 式中A′为比例系数。式(7.14) 两边取对数得到 ln(1/t)=ln A′－QR/ RT (7.15) 式(7.15)为线性方程，可由直线斜率求出再结晶激活能QR 。
7.3.1再结晶的形核
再结晶的形核问题存在许多不同看法。人们曾尝试将处理相 变形核的方法移植到再结晶，但与实验结果相差太大。随透射电 镜技术的发展，根据对不同金属材料在不同变形量的试验观察， 提出不同的再结晶形核机制。 1.小变形量的弓出形核机制 变形量较小时，由于变形不均，相邻晶粒的位错密度可以相 差很大，晶界的一小 段会向高位错密度一 侧突然弓出(图7.7(a)) 晶界弓出部分是原晶 界的一小段，两端被 钉扎住(图7.7(b) )。
晶界由I位置移动到Ⅱ位置，扫掠出来的体积为dV，表面积增 加dA。假定扫掠过后的小区域储存能全部释放,该区域就可成为 再结晶核心。弓出形核单位体积自由能的总变化为 ∆G=-ES+σ·dA/d V (7.7) 式中， ES为两侧单位体积的储存能差，是驱动力； σ·dA/d V是 晶界能的增加 ，是形核阻力。 当部分晶界弓出一球表面时，则 2 带入式(7.7)，令∆G<0，可得 ES> 2 σ/R (7.8) 由图7.7(b)，R=L/ sinα。当α=π/2时，sinα=1，R为一极小 值，即Rmin=L。此时2/Rmin 取得极大值，因此弓出形核的最大阻 力是晶界弓出成半球时。克服这一阻力 须满足 ES>2 σ/L (7.9) 由(7.9)式，ES增大，L减小，形核容易。晶界弓出一旦超过半球 形，由于R逐渐增大， 2 σ/R逐渐减小，晶核可自动长大。
7.3.3 影响再结晶的因素
1.温度 由式(7.13)，(7.14)可以看出，加热温度越高，再结晶 转变速度V再越快，完成再结晶的时间t也越短。 2.变形程度 金属的变形越大，储 存能也越多，再结晶驱动力也越大， 因此再结晶温度T再也越低(图7.13)， V再也越快；但变形量增大到一定程 度， T再基本稳定不变。工业纯金属 强烈冷变形后,最低再结晶温度约为 0.4Tm(K)，Tm为熔点。 3.微量溶质原子 微量溶质原子对 再结晶有巨大影响。溶质或杂质原 子偏聚在位错及晶界处,对位错的运 动及晶界的迁移起阻碍作用，不利于再结晶的形核与长大，阻碍 再结晶，使T再升高。光谱纯铜50%再结晶的温度为140℃，加入 0.01％银后升高到205℃，若加入0.01％铜后升高到305 ℃ 。
wenku.baidu.com
(3)高温回复，原子活动能力进一步增强，位错除滑移外，还 可攀移。主要机制是多边化，如图7.4。 通过以上几种回复机制，使点缺陷数目减少、位错互毁外， 还使许多位错从滑移面转入亚晶界，使位错密度大大降低[？]， 并形成能量低的组态。同时使亚晶尺寸增大，亚晶之间的位向差 变大。 [金属学上P179 ：多边化过程中，位错密度及亚晶尺寸并无明 显变化，因此金属力性变化不大。]
7.3 再结晶
冷变形金属加热到一定温 度时，变形基体中重新生成 无畸变新晶粒的过程叫再结 晶。再结晶使冷变形金属的 组织和性能恢复到原来的软 化状态。再结晶的驱动力与 回复一样，也是冷变形所产 生的储存能的释放。 再结晶包括生核与长大两个基本过程，如图7.6。
但再结晶与重结晶不同，再结晶不发生晶格类型的变化，因 此再结晶属组织转变，而不是相变。生产上利用再结晶消除冷加 工变形影响的工艺，称为再结晶退火。本节主要讨论再结晶过程 及影响因素。
7.3.2 再结晶动力学
图7.10为冷轧98％的纯铜，在不同温度下等温再结晶时，已 经再结晶的体积分数 xv与等温时间t的关系 曲线。具有典型的形 核、长大的动力学特 征；再结晶体积分数 (转变量)与转变时间 符合“慢→快→慢”的 规律。
等温温度越高，孕育期越短，再结晶速度越快。不同等温温 度下，再结晶速度开始很小，随xv的增加而逐渐增大，在转变量 约50％处达到最大，然后又逐渐减小。 多数学者认为，再结晶动力学曲线可用阿弗拉密(Avrami)方程 描述 xv= 1-exp[-B·tK] (7.10) 式中，B和K均为常数，K决定于再结晶形核率N的衰减，再结晶 是三维时，K在3-4之间；二维时，K为2-3，一维1-2。 将图7.10中不同温度下转变开始时间 与终了时间绘在温度-时间坐标系中,得 到再结晶综合动力学图，如图7.11。可 以看出，再结晶温度越高,转变完成所 需时间越短。 阿弗拉密方程中的B和K可由实验方 法求得。整理(7.10)式,两边取自然对数 ln[1/(1- xv)]= B·tK (7.11) 两边再取对数 lgln[1/(1- xv)]=lgB+Klg t (7.12)
d (1 − R) dC d =B dt dt
(7.2)
回复时缺陷运动是热激活过程, 因此可按化学动力学处理，即
根据阿伦尼乌斯定律K=A· exp(-B/T)，可以写出 Q-激活能，R-气体常数，T-绝对温度，A-常数。合并以上3式 d (1 − R) (7.4) − Q / RT
dC d = − AC d e − Q / RT dt
(7.6)
将lnt与1/T作图，得到一直线。若直线斜率为m，则Q=R·m。 在不同温度回复时， Q值不同，回复机制也不同。实验证明，冷 变形铁短时间回复，Q与空位迁移能相近；长时间回复，则Q与铁 的自扩散激活能相近。因此，有人认为开始阶段，回复以空位迁 移为主，而后期以位错攀移为主。
7.2.3 回复退火的应用 回复退火主要用来除去内应力。冷变形金属中的内应力通常 是有害的。例如黄铜弹壳，放置一段时间后，由于内应力与外界 气氛的作用，会发生晶间应力腐蚀开裂。但深冲后260℃去应力 退火，不发生开裂。回复退火一般是在保持工件硬度基本不变的 条件下，降低内应力，避免工件开裂或变形，改善耐蚀性。