第7章 回复和再结晶

第7章回复和再结晶
金属发生冷塑性变形后，其组织和性能发生了变化，为了使冷变形金属恢复到冷变形前的状态，需要将其进行加热退火。

为什么将冷变形金属加热到适当的温度能使其恢复到冷变形前的状态呢？因为冷变形金属中储存了部分机械能，使能量升高，处于热力学不稳定的亚稳状态，它有自发向热力学更稳定的低能状态转变的趋势。

然而，在这两种状态之间有一个能量升高的中间状态，成为自发转变的障碍，称势垒。

如果升高温度，金属中的原子获得足够的能量（激活能），就可越过势垒，转变成低能状态。

研究冷变形金属在加热过程中的变化有两种方法。

1）以一定的速度连续加热时发生的变化；2）快速加热到某一温度，在保温过程中发生的变化。

通常采用。

P195图1为将冷变形金属快速加热到0.5T m附近保温时，金相组织随保温时间的变化示意图。

可以将保温过程分三个阶段：1）在光学显微组织发生改变前，称回复阶段；2）等轴晶粒开始产生到变形晶粒刚消失之间，称再结晶阶段；3）晶粒长大阶段。

7-1 回复
一、回复的定义
冷变形金属加热时，在光学显微组织发生改变前所产生的某些亚结构和性能的变化称回复。

二、回复对性能的影响
内应力降低，电阻降低，硬度和强度下降不多（基本不变）。

三、回复的机制
回复的机制根据温度的不同有三种：
（一）低温回复机制
冷变形金属在较低温度范围就开始回复，主要表现为电阻下降，但机械性能无变化。

由此认为低温回复的机制是：过量点缺陷减少或消失。

（二）中温回复机制
温度范围比低温回复稍高。

中温回复的机制是：位错发生滑移，导致位错的重新组合，及异号位错相遇抵消。

发生中温回复时，在电镜组织中，位错组态有变化；但位错密度的下降不明显。

若两个异号位错不在同一滑移面上，在相遇抵消前，要通过攀移或交滑
移，这需要更大的激活能，只能在较高的温度才能发生。

（三）高温回复机制
发生高温回复时，电镜组织的特征是亚晶粒呈等轴状，即无变形的亚晶粒。

于是，提出了高温回复的多边化机制（P197图5）。

多边化的驱动力是位错应变能降低。

由于攀移靠扩散实现，需要热激活，所以多边化过程需要在较高温度才能进行。

在进行实际组织观察时，对各种回复组织的鉴别是很复杂的。

因为变形程度不同、材料不同时，冷变形组织也不同。

当冷变形度较大，形成条形胞状亚晶时，比较容易区分是否发生了多边化回复。

此时，若金相组织中晶粒呈长条状变形晶粒，而高倍电镜组织中，亚晶粒呈等轴状，则发生了多边化回复，亚晶界越平直清晰，多边化回复越充分。

当冷变形度不大时，胞状亚晶不是条状，如P198图8。

其冷变形组织为缠结位错构成变形胞的边界（a）；
经过短时间的回复退火后，变形胞内的位错移向胞壁，同时胞壁处的缠结位错逐渐向较直、较不混乱的趋势变化（b）；
进一步发展时，胞壁缠结位错形成网络，形成网络状亚晶界（c）；
再进一步发展时，某些网络状亚晶界合并，使亚晶聚合长大（d）。

上面的例子中，我们一般用亚结构的变化特点来描述回复的进程。

根据回复机制，可对回复导致的性能变化作如下解释：电阻下降是由于空位的减少和位错应变能降低；内应力降低是由于弹性应变基本消除；强度和硬度下降不多是由于位错密度下降不大。

四、回复的应用
回复退火主要用于在保持加工硬化的基础上，去应力。

例1：经深冲压制成的黄铜弹壳，放置一段时间后会自己开裂。

研究结果表明，这是由于残留内应力与外界腐蚀介质对晶界产生的应力腐蚀，导致晶界处应力集中而开裂。

经过260℃去应力退火后，就不再发生应力腐蚀开裂。

例2：用冷拉拔钢丝卷制弹簧，放置一段时间后弹簧形状或尺寸会发生变化。

若在卷制弹簧后立即进行250-300℃的去应力退火，就可去除内应力，使形状不再改变，也称定形退火。

例3：对铸件、焊接件的去应力退火。

7-2再结晶
一、再结晶的定义
冷变形金属加热时，从无畸变的等轴晶粒的出现到完全取代变形晶粒这一
阶段称再结晶。

冷变形金属加热时，其组织和性能变化最显著的阶段是再结晶阶段。

再结晶是一种形核和长大过程，但不是相变过程。

二、再结晶的形核
很多试验证实，发生再结晶的前提是先发生多边化回复。

若不发生多边化回复，即使退火温度再高，也只发生回复，不发生再结晶。

透射电镜观察也证明，再结晶核心是在多边化所产生的无应变亚晶的基础上形成的。

多边化形成的亚晶之间是由位错构成的小角晶界，其中尺寸较大的无应变亚晶可以通过两种方式生长：1）通过亚晶界的移动，吞并相邻的变形基体，并释放出变形储存能；2）通过两个亚晶之间的亚晶界的消失，使两亚晶合并。

这时，组成亚晶界的位错通过滑移和攀移并入邻近的亚晶界中。

无论以上哪种生长方式，晶核的亚晶界逐渐由小角晶界向大角晶界变化。

一旦形成大角晶界，其迁移速率比小角晶界要大得多，成为再结晶核心。

上面的形核机制适用于冷变形量较大的情况（大于
20%）。

冷变形量较小时，往往以晶界凸出形核的方式进
行。

如图，有两个晶粒，其中晶粒B的变形度较大，亚
晶较小。

这样，晶界会局部向晶粒B凸出，其扫过区域
为无应变的晶体，再构成再结晶核心。

二、再结晶晶核的生长
再结晶核心无论以哪种方式形成，都可通过其周围
的大角晶界移动而生长，直到相互接触时，形成完全由大角晶界组成的无应变的新晶粒组织。

三、再结晶温度及其影响因素
开始进行再结晶的最低温度称再结晶温度。

影响再结晶温度的因素有：
（一）变形度
冷变形度越大，储存能越高，再结晶驱动力也越大，不但再结晶温度越低，等温退火时，再结晶速度也越快。

当变形量增大到一定程度时，再结晶温度就基本稳定不变了（P201图11）。

（二）原始晶粒尺寸
在其它条件一定时，金属的晶粒越细小，变形抗力越大，储存的能量越高，再结晶温度也越低。

（三）微量溶质原子
微量溶质原子的存在会偏聚在位错和晶界处，阻碍其运动，不利于再结晶的形核和长大，使再结晶温度升高。

（四）加热速度
加热速度十分缓慢时，回复充分，储存能减少，再结晶的驱动力降低，使再结晶温度升高。

但极快的加热速度，形核过程困难，也使再结晶温度升高。

（五）分散第二相粒子
当第二相粒子较粗大时，粒子的平均间距较大，加工硬化增加了储存能，使再结晶驱动力增大，促进基体的再结晶。

当第二相粒子较细小时，粒子的平均间距较小，阻碍再结晶时位错和晶界的运动，使再结晶受阻。

四、再结晶后晶粒大小
再结晶后形成的晶粒通常是等轴状，其大小受许多因素的影响，主要有：变形度、退火温度、杂质和合金成分、原始晶粒度等。

这里重点讨论变形度和退火温度。

（一）变形度的影响
P202，研究测得冷变形度对再结晶后晶粒大小的影响如图12。

可见，当变形量很小时，不发生再结晶，故晶粒度不改变。

发生再结晶的最小变形量一般在2-8%（与材料、退火温度有关），此时再结晶后晶粒特别粗大，称临界变形度。

粗大晶粒对机械性能不利，故应避免在临界变形度范围进行加工变形（如锻造加工
时）。

临界变形度现象是由于再结晶形核部
位少。

大于临界变形度时，随着变形度增加，
晶粒逐渐细化。

这是因为N
G /减小。

（二）退火温度的影响
提高退火温度，不但使再结晶后晶粒变
大，而且临界变形度减小，再结晶后的晶粒
更粗大。

7-3 晶粒长大
再结晶完成后，若继续保温或升高温度，再结晶晶粒会继续长大。

其驱动
力是晶界能降低。

晶粒长大是通过大角晶界移动实现的，晶界移动服从两个基本规律：
1）弯曲晶界向其曲率中心移动；
2）晶界交会点处的表面张力趋向于平衡状态。

由规律2可知，三叉晶界交会点趋向于满足张力平
衡关系：
332211sin sin sin θT θT θT == 对于大角晶界，T 1=T 2=T 3，故θ1=θ2=θ3=120°，
对于较大的再结晶晶粒，边数较多，其顶角大于120°，张力平衡要求其晶界向外弯曲，使该晶粒长大；反之，晶粒减小。

即大晶粒通过吞食小晶粒长大。

最后，稳定的二维晶粒组织应该是六边形大晶粒组织（十四面体）。

一、影响晶粒长大的因素
（一）温度
温度越高，晶粒长大速度越快。

（二）分散第二相粒子
试验发现，某些金属中存在弥散分布的第二相粒子时，当在一定温度范围加热时，晶粒长大到一定尺寸就停止了。

说明弥散分布的第二相粒子阻碍晶粒长大。

理论研究表明，达到平衡时的稳定晶粒直径为：
f
r d 34= 式中，f 为第二相粒子的体积分数；r 为第二相粒子的半径。

可见，f 一定时，r 越小，则晶粒就越细小。

例如，在工业生产中，经常在钢中加入少量Al 、Ti 、Nb 、V 等合金元素，形成AlN 、TiN 、VC 、NbC 等弥散分布的第二相，阻碍高温下钢的晶粒长大。

在观察晶粒长大后的组织时，发现有时候晶粒大小分布比较均匀，有时候则很不均匀，会出现部分十分粗大的晶粒。

研究表明，前者属于正常晶粒长大的组织，后者则是异常晶粒长大的组织。

二、正常晶粒长大
晶粒长大是大晶粒吃小晶粒的过程，所以应该存在一个临界晶粒半径R 0，大于该值的晶粒长大，否则消失。

如果能够长大的晶粒数目很多，并在金属中较均匀的分布，那么晶粒长大θ2 晶粒1 晶粒2 晶粒3 θ1 θ3 T 3
T 1 T 2
过程中，晶粒的尺寸就比较均匀，这种晶粒长大方式称正常晶粒长大。

三、异常晶粒长大（二次再结晶）
若在晶粒长大过程中，多数晶粒缓慢长大（正常晶粒长大），但由于某些原因，有少数晶粒迅速长大，使晶粒之间的尺寸差别显著增大（P207图22），这种晶粒长大方式称异常晶粒长大，也叫二次再结晶。

显然，二次再结晶属于特殊条件下的晶粒长大过程，并非再结晶。

一般认为，造成少数晶粒迅速长大的原因是那些能够强烈阻碍晶粒长大的因素在组织中分布不均造成的。

例如，第二相粒子分布不均，尤其当退火温度高于第二相溶解温度时（P207图22，温度高于MnS溶解温度）。

四、再结晶图
通常将再结晶退火后，晶粒的大小与冷变形度、退火温度间的关系绘制成空间图形，称再结晶图（P208图23）。

图23中，冷变形度很小时，出现的粗大晶粒区与临界变形度有关；大变形度时出现的粗大晶粒区与一次再结晶织构引起的二次再结晶有关。

由于再结晶图不可能把所有影响因素都考虑进去，因此有一定的局限性。

但仍有一定参考价值。

五、退火孪晶
某些具有面心立方结构的金属及合金，其再结晶退火组织中经常出现孪晶，称退火孪晶（P208图25）。

孪晶面是{111}面。

图中，A、B、C为三种典型退火孪晶的形态。

孪
晶带两侧相互平行的孪晶界属于共格的孪晶界，由
{111}面组成。

孪晶带在晶界内终止处、及共格孪晶
界的台阶处，均属于非共格的孪晶界。

形成退火孪晶时，需要在{111}面出现堆垛层错。

退火孪晶的形成机制：一般认为退火孪晶是在晶
粒长大阶段形成的。

如图，当晶粒通过晶界移动生
长时，原子层在晶界角处{111}面上
的堆垛次序偶然出错，就出现一共
格的孪晶界，并生长成退火孪晶。

若再次错排后又回到原来的堆垛顺序，就形成一退火孪晶带。

六、再结晶织构
冷变形织构经过再结晶后，有三种可能：1）保持甚至加强了原有的织构；
2）原织构消失，产生新织构；3）原织构消失，也无新织构。

前两种比较常见。

第三种很少见，往往是粗大晶粒，阻碍织构的测定。

（一）织构的表示
织构通常用一个或两个主要取向来表示。

例如：
1）拉拔金属丝时，用与金属丝轴线平行的晶向<uvw>表示。

2）轧制板材时，用{hkl}<uvw>表示。

{hkl}表示与板面平行的晶面，<uvw>表示与轧制方向平行的晶向。

3）多数情况下，织构的集中程度不是很高，取向虽有趋同的趋势，但有一定的分散度，为了较全面的反映取向的实际分布情况，通常用“极图”表示。

（二）再结晶织构的形成
再结晶织构的形成有两种主要理论：定向生长理论、定向成核理论。

1、定向生长理论
该理论认为，一次再结晶时，形成了多种取向的晶核，晶核的生长速度取决于晶核与变形基体间的位向差。

那些具有有利取向的晶核迅速长大，其它取向的晶核生长受到限制，从而形成一次再结晶织构。

2、定向成核理论
根据一次再结晶的三种形核方式（晶界凸出形核、亚晶界移动、亚晶合并）可知，再结晶核心都保持变形织构的择优取向，因此，定向成核理论能很好的解释保持变形织构的一次再结晶织构。

7-4 金属的热加工
一、定义
在（回复或）再结晶温度以上进行的塑性加工称热加工。

反之为冷加工。

热加工对金属材料的成型和改善组织及性能具有重要意义。

金属材料进行热加工时，一方面，塑性变形产生加工硬化；另一方面，回复和再结晶使材料软化。

通常把热加工时产生的回复和再结晶称动态回复和动态再结晶。

二、ε 和T对σ-ε曲线的影响
在再结晶温度以上对材料进行拉伸变形时，在开始阶段，主要表现为加工硬化。

随着加工硬化的进行，回复、再结晶的驱动力逐渐增大，直到发生回复、再结晶。

当回复、再结晶的软化作用小于加工硬化作用时，材料仍表现为加工硬化趋势，只是加工硬化被削弱。

但是，随着加工硬化的进行，发生软化过程的驱动力也在不断增加，总有一个时刻，硬化和软化过程达到平衡，之后，流变应力就稳定在恒定值，如P210图28。

由图可见：
1）T一定时，ε 越大，流变应力越大（ε 一定时，T越低，流变应力越大）；
2）曲线起始部分的加工硬化速率随ε 降低（T升高）而减小；
3）大于一定应变后，流变应力趋于稳定；
4）有时（软化作用较大时），稳定态的流变应力呈波浪形周期变化。

注意，即使在冷加工条件下，ε 也会对σ-ε曲线产生影响，在没有说明的情况下，一般ε 很小，称静态拉伸。

三、动态回复
对于层错能较高的金属，如Al及其合金、工业纯铁、铁素体钢及其合金等，在热加工时，交滑移和攀移容易进行，动态回复往往是这类材料热加工时的唯一软化机制。

它们即使在远高于静态再结晶温度进行热加工，也不发生动态再结晶。

如果热加工终止后立即将其快速冷却到室温，其金相组织为变形晶粒，电镜组织为等轴亚晶，是典型的高温多边化回复特征。

T一定时，亚晶的平均尺寸在整个稳定态应变范围内保持恒定，但随T升高或ε 降低而增大。

热加工结束后，若材料在高温停留时间过长，或冷却缓慢，则会发生静态再结晶。

动态回复组织要比静态再结晶组织的强度高得多，可通过快速冷却将动态回复组织保留下来。

四、动态再结晶
对于层错能较低的金属及固溶体合金，如Cu、Ni、Au、Ag及其合金，γ-Fe、奥氏体钢、高纯度α铁等，其交滑移和攀移很难进行，很难通过交滑移和攀移进行动态回复，在一定应力和变形温度下，材料在变形过程中积累到足够高的局部位错密度差别时，就会发生动态再结晶。

这类材料多数具有面心立方结构，在热加工时，软化过程主要来自动态再结晶，特别是较高的变形温度和较低的应力情况下，倾向于发生动态再结晶。

（一）动态再结晶的组织特征
和冷变形金属的再结晶一样，动态再结晶也是通过形核形成新的大角晶界及其移动的方式进行的。

但是，持续的变形使动态再结晶晶粒中出现缠结位错。

（二）动态再结晶的晶粒大小
动态再结晶的晶粒大小只取决于稳定态流变应力的大小，而与变形温度无关。

因此，在高流变应力的条件下发生动态再结晶是细化晶粒的有效途径。

注意，在较高应变速率下发生动态再结晶时，组织中始终有动态再结晶晶核存在，当变形终止时，若材料仍处于高温，这些晶核会继续生长，发生静态
再结晶。

这种静态再结晶有如下特点：
1）不需要孕育期来形核，所以，这种静态再结晶能非常迅速的发生。

因此，在工业产生条件下，通常不可能将动态再结晶组织保留下来。

2）大角晶界的迁移需要热激活，故静态再结晶的速度强烈的受温度影响。

3）这种静态再结晶的晶粒大小也取决于热变形时稳定态流变应力的大小。

五、热加工后的组织与性能
热加工虽然不会使金属发生加工硬化，但能消除铸造材料中的某些缺陷。

如气孔和疏松焊合，改善夹杂物和脆性相的形态、大小、分布，部分消除某些偏析，将粗大的柱状晶和树枝晶变成细小、均匀的等轴晶等。

使材料的致密性和机械性能提高，因此，热加工状态比铸态有更好的机械性能（P211表2）。

（一）流线组织（纤维组织）
热加工后，材料中的夹杂物、第二相、晶界和相界等会沿变形方向分布，在金相观察时，可看到热加工纤维组织，也称流线组织。

这种流线组织使材料的机械性能出现各向异性，顺着纤维方向有较好的拉伸性能（P211表3）；垂直纤维方向有较好的剪切强度（抗弯强度）。

充分利用这种各向异性可发挥材料的使用效能，如P211图29。

（二）带状组织
对于含磷偏高的低、中碳钢，铸态时，树枝晶间富P贫C，即使在奥氏体状态进行热加工也难以消除，它们沿着变形方向分布，好象被“拉长”。

当奥氏体冷却到析出先共析铁素体时，先共析铁素体就在富P贫C的地带形核并长大，形成铁素体带，而铁素体带两侧的富C地带则随后转变成珠光体带。

此外，若钢中含有较多的非金属夹杂物，它们在热加工时也被“拉长”分布，先共析铁素体通常也会依附于它们而析出。

这种由于偏析或夹杂物在压力加工过程中被“拉长”，造成珠光体和铁素体沿轧制方向呈带状或层状分布的组织称带状组织。

（P212图30、31）
低碳钢板如只有带状组织没有非金属夹杂物时，对钢板的横向机械性能影响并不大；但若同时有较多的非金属夹杂物时，会使钢板横向的塑性和冲击韧性明显下降。

带状组织有时可用正火处理消除，但磷偏析严重时很难去除，需要用高温扩散退火及随后的正火来改善。

热加工材料的机械性能，在很大程度上取决于晶粒大小。

为了获得细小的晶粒，除了要控制流变应力外，还要避免静态再结晶的发生，这就需要控制热加工的终止温度和冷却方式。