回复与再结晶第1节、冷变形金属的内应力和储存能塑性变形中外力所作的功除大部分转化成热之外，还有一小部分以畸变能的形式储存在形变材料内部。这部分能量叫做储存能。储存能的具体表现方式为：宏观残余应力、微观残余应力及点阵畸变。按照残余应力平衡范围的不同，通常可将其分为三种：（1）第一类内应力，又称宏观残余应力，它是由工件不同部分的宏观变形不均匀性引起的，故其应力平衡范围包括整个工件。例如，将金属棒施以弯曲载荷，则上边受拉而伸长，下边受到压缩：变形超过弹性极限产生了塑性变形时，则外力去除后被伸长的一边就存在压应力，短边为张应力。这类残余应力所对应的畸变能不大，仅占总储存能的0.1%左右。（2）第二类内应力，又称微观残余应力，它是由晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀性产生的。其作用范围与晶粒尺寸相当，即在晶粒或亚晶粒之间保持平衡。这种内应力有时可达到很大的数值，甚至可能造成显微裂纹并导致工件破坏。（3）第三类内应力，又称点阵畸变。其作用范围是几十至几百纳米，它是由于工件在塑性变形中形成的大量点阵缺陷（如空位、间隙原子、位错等）引起的。变形金属中储存能的绝大部分（80%~90%用于形成点阵畸变。这部分能量提高了变形晶体的能量，使之处于热力学不稳定状态，故它有一种使变形金属重新恢复到自由恰最低的稳定结构状态的自发趋势，并导致塑性变形金属在加热时的回复及再结晶过程。二、储存能1.储存能的结构由于冷变形引起点阵畸变，形成大量结构缺陷(空位或位错），由此晶体内部就残存看相应的能量：实验证明，冷变形所消耗能量的自分之儿到自分之十儿就以各种不同的形式（残余弹性应变能和结构缺陷能）存在于晶体内部称为储存能，每种结构缺陷对总储存能的贡献取决于缺陷本身具有的能量和该种缺陷的浓度，在空位和位错两种结构缺陷中，空位能仅占储存能的一小部分，而位错产生的能且却占储存能的80%左右：一般说来储存能的极限值可达到几J/mol到几十J / mol.2.影响储存能的围素影响储存能的因素概括起来有以下儿点(1)储存能随形变量的增加而增大．但增速逐渐变缓，最后趋于饱和；
回复与再结晶 第 1 节、冷变形金属的内应力和储存能 塑性变形中外力所作的功除大部分转化成热之外，还有一小部分以畸变能的形 式储存在形变材料内部。这部分能量叫做储存能。储存能的具体表现方式为：宏 观残余应力、微观残余应力及点阵畸变。按照残余应力平衡范围的不同，通常可 将其分为三种： （1）第一类内应力，又称宏观残余应力，它是由工件不同部分的宏观变形 不均匀性引起的，故其应力平衡范围包括整个工件。例 如，将金属棒施以弯曲载荷，则上边受拉而伸长，下边 受到压缩；变形超过弹性极限产生了塑性变形时，则外 力去除后被伸长的一边就存在压应力，短边为张应力。 这类残余应力所对应的畸变能不大，仅占总储存能的 0.1％左右。 （2）第二类内应力，又称微观残余应力，它是由 晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀性产生的。其作用范围 与晶粒尺寸相当，即在晶粒或亚晶粒之间保持平衡。这 种内应力有时可达到很大的数值，甚至可能造成显微裂 纹并导致工件破坏。 （3）第三类内应力，又称点阵畸变。其作用范围 是几十至几百纳米，它是由于工件在塑性变形中形成的 大量点阵缺陷（如空位、间隙原子、位错等）引起的。 变形金属中储存能的绝大部分（80％~90％）用于形成 点阵畸变。这部分能量提高了变形晶体的能量，使之处 于热力学不稳定状态，故它有一种使变形金属重新恢复 到自由焓最低的稳定结构状态的自发趋势，并导致塑性 变形金属在加热时的回复及再结晶过程。 二、储存能 1.储存能的结构 由于冷变形引起点阵畸变，形成大量结构缺陷(空位或位错)，由此晶体内部 就残存着相应的能量．实验证明，冷变形所消耗能量的百分之几到百分之十几就 以各种不同的形式(残余弹性应变能和结构缺陷能)存在于晶体内部称为储存能， 每种结构缺陷对总储存能的贡献取决于缺陷本身具有的能量和该种缺陷的浓度， 在空位和位错两种结构缺陷中，空位能仅占储存能的一小部分，而位错产生的能 且却占储存能的 80％左右．一般说来．储存能的极限值可达到几 J／mol 到几十 J／mol. 2．影响储存能的围素 影响储存能的因素概括起来有以下几点: (1)储存能随形变量的增加而增大．但增速逐渐变缓，最后趋于饱和;
(2)加工温度越低，形变速度越大.材料的加工硬化率越大，经受相同变形后的储存能也就越高；(3)加工方式的应力状态越复杂，加工时的摩擦力越大，应力、应变的分布越不均匀消耗的总能量越高，储存能也就越大：再结品(4)金属的熔点越高，变形越难，经同等程度变形的总耗功越大，储存能越高，几种常见金属的储存能依下列顺序而降低：铁、铁、银、银、饲、铝、铅其中，银是个例外；题状亚姐绿大小(5)固溶体中的溶质因其对变形的阻碍作用而使储存密度能增加;洗存配科放(6)在其他条件相同时，细晶粒中的储存能高于粗晶粒．原因是形变在跨越晶界时，为保持其连续性，必到贷一工须要求多个滑移系同时启动，这种复杂滑移消耗的总功图9-30冷变形金属加热时储存能越多，储存能也就越高.显然，细晶粒有发达的晶界，释放与组织性能的关系其发生复杂滑移的体积远远大于粗晶粒；(7)合金中的弥散第二相对储存能的影响视第二相的性质而定.若第二相本身可变形它只提高合金的流变和屈服强度，不改变加工硬化率，因而对储存能的影响不大；若第二相不可变形，并阻碍基体变形的进行，使位错密度大大增加，则储存能增大。第2节、冷变形金属的回复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程；晶粒长大是指再结晶结束之后晶粒的继续长大。一、回复过程的特征（1)回复过程中组织不发生故变，光学显微镜下看到的仍然足晶粒被拉长的组织形态，但经高温回复后，在电镜F可以观察到胞状位错缠结转变成的亚晶(2)经过回复可完全消除宏观残余内应力，但微观残余内应力仍部分残存(3)间复过程中力学性能变化不大，回复阶段储存能释放较为平缓，说明主要结构缺陷一一位锗密度变化不大，因此与位错关系密切的强度、硬度变化很小，(4)回复过程对物理性能的影响较大，图9一30中电阻率的降低和密度的增加说明回复期间点缺陷的浓度有了明显的降低二、回复机制1.低温回复(0.1<TH<0.3）低温时，回复主要与点缺陷的迁移有关。2.中温回复(0.3<TH<0.5）加热温度稍高时.会发生位错运动和重新分布小回复的机制主要与位错的滑
(2)加工温度越低，形变速度越大．材料的加工硬化 率越大，经受相同变形后的储存能也就越高; (3)加工方式的应力状态越复杂，加工时的摩擦力越 大，应力、应变的分布越不均匀消耗的总能量越高，储 存能也就越大; (4)金属的熔点越高，变形越难，经同等程度变形的 总耗功越大，储存能越高,几种常见金属的储存能依下 列顺序而降低：铁、铁、银、银、饲、铝、铅其中，银 是个例外; (5)固溶体中的溶质因其对变形的阻碍作用而使储存 能增加; (6)在其他条件相同时，细晶粒中的储存能高于粗 晶粒．原因是形变在跨越晶界时，为保持其连续性，必 须要求多个滑移系同时启动．这种复杂滑移消耗的总功 越多，储存能也就越高.显然，细晶粒有发达的晶界， 其发生复杂滑移的体积远远大于粗晶粒; (7)合金中的弥散第二相对储存能的影响视第二 相的性质而定.若第二相本身可变形．它只提高合金的流变和屈服强度，不改变加 工硬化率，因而对储存能的影响不大；若第二相不可变形，并阻碍基体变形的进 行，使位错密度大大增加，则储存能增大。 第 2 节、冷变形金属的回复 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程；晶粒长大是指再结晶结束之后 晶粒的继续长大。 一、回复过程的特征 (1)回复过程中组织不发生故变，光学显微镜下看到的仍然足晶粒被拉长的组织形态，但经高温回复后， 在电镜 F 可以观察到胞状位错缠结转变成的亚晶. (2)经过回复可完全消除宏观残余内应力，但微观残余内应力仍部分残存． (3)间复过程中力学性能变化不大．回复阶段储存能释放较为平缓，说明主要结构缺陷——位锗密度变化 不大，因此与位错关系密切的强度、硬度变化很小． (4)回复过程对物理性能的影响较大，图 9—30 中电阻率的降低和密度的增加说明回复期间点缺陷的浓度 有了明显的降低 二、回复机制 1．低温回复(0.1<TH<0.3) 低温时，回复主要与点缺陷的迁移有关。 2．中温回复(0.3<TH<0.5) 加热温度稍高时．会发生位错运动和重新分布小回复的机制主要与位错的滑
移有关。3.高温回复（TH>0.5）高温时，刃型位错可获得足够能量产生攀移。通过攀移使同一滑移面上异号位错相消，位错密度下降，位错重排成较稳定的组态，构成亚晶界，形成回复后的亚晶结构。从上述回复机制可以理解，回复过程中电阻率的明显下降主要是由于过量空位的减少和位错应变能的降低；内应力的降低主要是由于晶体内弹性应变的基本消除；硬度及强度下降不多则是由于位错密度下降不多，亚晶还较细小之故。三、回复动力学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。回复特征通常可用一级反应方程来表达：式中，t为恒温下的加热时间；x为冷变形导致的性能增量经加热后的残留分数；c为与材料和温度有关的比例常数，c值与温度的关系具有典型的热激活过程的特点，可由著名的阿累尼乌斯（Arrhenius）方程来描述：式中，Q为激活能；R为气体常数；T为绝对温度；cO为比例常数。回复方程式：式中，A为常数。作Int一1/T图，如为直线，则由直线斜率可求得回复过程的激活能，第3节、冷变形金属的再结晶再结晶的驱动力是变形金属经回复后未被释放的储存能（相当于变形总储能的90%）。通过再结晶退火可以消除冷加工的影响，故在实际生产中起着重要作用。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。一、再结晶的形核（1）晶界弓出形核。对于变形程度较小（一般小于20%）的金属，其再结晶核心多以晶界弓出方式形成即应变诱导晶界移动或称为凸出形核机制。（2）亚晶形核。此机制一般是在大的变形度下发生。借助亚晶作为再结晶的核心，其形核机制文可分为以下两种：①亚晶合并机制，②亚晶迁移机制。上述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。二、再结晶的形核率及长大速率再结晶的形核率指在单位时间、单位体积内形成的再结晶核心的数目，一般用N来表示，晶核一旦形成便会继续长大至相邻晶粒彼此相遇，长大速率用G表示再结晶的形核与长大都受储存能的驱动，其影响因素主要有以下几方面a.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。但当变形量增大到一定程度后，再结晶温度就基本上稳定不变了
移有关。 3．高温回复(TH >0.5) 高温时，刃型位错可获得足够能量产生攀移。通过攀移使同一滑移面上异号位错相 消，位错密度下降，位错重排成较稳定的组态，构成亚晶界，形成回复后的亚晶结构。 从上述回复机制可以理解，回复过程中电阻率的明显下降主要是由于过量空位的减少和位错应变能的降 低；内应力的降低主要是由于晶体内弹性应变的基本消除；硬度及强度下降不多则是由于位错密度下降不多， 亚晶还较细小之故。 三、回复动力学 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。 回复特征通常可用一级反应方程来表达： 式中，t 为恒温下的加热时间；x 为冷变形导致的性能增量经加热后的残留分数；c 为与材料和温度有关的比例 常数，c 值与温度的关系具有典型的热激活过程的特点，可由著名的阿累尼乌斯（Arrhenius）方程来描述： 式中，Q 为激活能；R 为气体常数；T 为绝对温度；c0 为比例常数。 回复方程式： 式中，A 为常数。作 lnt—1/T 图，如为直线，则由直线斜率可求得回复过程的激活能。 第 3 节、冷变形金属的再结晶 再结晶的驱动力是变形金属经回复后未被释放的储存能（相当于变形总储能的 90％）。通过再结晶退火 可以消除冷加工的影响，故在实际生产中起着重要作用。 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。 一、再结晶的形核 （1）晶界弓出形核。对于变形程度较小（一般小于 20％）的金属，其再结晶核心多以晶界弓出方式形成， 即应变诱导晶界移动或称为凸出形核机制。 （2）亚晶形核。此机制一般是在大的变形度下发生。借助亚晶作为再结晶的核心，其形核机制又可分为以 下两种： ①亚晶合并机制， ②亚晶迁移机制。 上述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。 二、再结晶的形核率及长大速率 再结晶的形核率指在单位时间、单位体积内形成的再结晶核心的数目，一般用 N 来表示,晶核一旦形成便 会继续长大至相邻晶粒彼此相遇，长大速率用 G 表示. 再结晶的形核与长大都受储存能的驱动，其影响因素主 要有以下几方面 a．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。但当变形量增大到一定程度后，再结晶温度就基本上稳定不变了
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Tm/K的0.35~04。b．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。c.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看阻得作用，从而不利于再结晶的形核和核的长大，阻碍再结晶过程。d.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。e.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。当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。三、再结晶动力学再结晶动力学决定于形核率和长大速率G的大小。和G不随时间而改变的情况下，在恒温下经过1时间后，已经再结晶的体积分数R可用下式表示：再结晶速率和产生某一体积分数jR所需的时间1成反比，即vul/t，故此式中为常数，Q为再结晶的激活能；R为气体常数，T为绝对温度4.再结晶后的晶粒大小由于晶粒大小对材料性能将产生重要影响，因此，调整再结晶退火参数，控制再结晶的晶粒尺寸，在生产中具有一定的实际意义。运用约翰逊一梅厄方程，可以证明再结晶后晶粒尺寸d与和长大速率之间存在着下列关系：a.变形度的影响冷变形程度对再结晶后晶粒大小的影响如图5.56所示。当变形程度很小时，晶粒尺寸即为原始晶粒的尺寸，这是因为变形量过小，造成的储存能不足以驱动再结晶，所以晶粒大小没有变化。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，兴」比值很小，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.退火温度的影响退火温度对刚完成再结晶时晶粒尺寸的影响比较弱。提高退火温度可使再结晶的速度显著加快，临界变形度数值变小四、再结晶温度及晶粒大小
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 Tm／K 的 0.35~04。 b．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。 c．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。 d．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。 e．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。当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。 三、再结晶动力学 再结晶动力学决定于形核率 和长大速率 G 的大小。 和 G 不随时间而改变的情况下，在恒温下经过 t 时间后，已经再结晶的体积分数 jR 可用下式表示： 再结晶速率和产生某一体积分数 jR 所需的时间 t 成反比，即 vμ1/t，故此 式中 为常数，Q 为再结晶的激活能；R 为气体常数，T 为绝对温度。 4．再结晶后的晶粒大小 由于晶粒大小对材料性能将产生重要影响，因此，调整再结晶退火参数，控制再结晶的晶粒尺寸，在生 产中具有一定的实际意义。 运用约翰逊一梅厄方程，可以证明再结晶后晶粒尺寸 d 与 和长大速率 之间存在着下列关系： a．变形度的影响 冷变形程度对再结晶后晶粒大小的影响如图 5.56 所示。当变形程度很小时，晶粒尺寸即 为原始晶粒的尺寸，这是因为变形量过小，造成的储存能不足以驱动再结晶，所以晶粒大小没有变化。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， / 比值很小，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 退火温度对刚完成再结晶时晶粒尺寸的影响比较弱。提高退火温度可使再结晶的速 度显著加快，临界变形度数值变小 四、再结晶温度及晶粒大小
1.再结晶温度冷变形金属开始进行再结晶的最低温度称为开始再结晶温度.由前述分析可知，再结晶温度并非固定不变而是受许多因素的影响：再结晶开始的主要标志是金相组织观察看到的第一个新晶粒或因晶界突出形核出现的锯齿状边缘的形貌.一般工程上所说的再结晶温度是完成再结晶温度，它是指在1h内再结晶完成95%所对应的温度，可由实验具体测定.如用金相法以新晶粒全部替代变形晶粒为准；用硬度法以硬度降低50%所对应的温度为准，2.再结晶晶粒大小当无畸变的等轴新晶粒全部取代了变形晶粒后，冷变形金属的储存能被全部释放掉，再结晶随即完成．此时的晶粒大小(d)与形核率(N)和长大速率(G)密切相关，即d - C(G/ N)I/4(9—33)式中：c是与晶粒形状有关的常数.显然，凡影响N和G的因素也同样影响晶粒大小，但最终的晶粒尺寸由G/N的比值决定.形变量是其中最主要的影响因素.五、再结晶后的晶粒长大再结晶结束后，材料通常得到细小等轴晶粒，若继续提高加热温度或延长加热时间，将引起晶粒进一步长大。对晶粒长大而言，晶界移动的驱动力通常来苏总的界面能的降低。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（二次再结晶人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。1第4节、晶体的高温变形一、热变形dF热变形在生产上俗称热加工，是指晶体在再结晶温度以上力T-常数进行的变形.晶体的变形抗力随温度的提高而下降，这是升高温1e=常数度使点阵原子的活动能力增加的必然结果.当温度高到使晶体在1形变的同时又迅速发生回复和再结晶时，晶体的强度就降得很低M三了.因此，晶体在高温下容易变形1.动态回复和动态再结晶真应变晶体在高温下形变，同时也发生回复和再结晶，这种与形变图9-43动态回复时的应力一应变曲线同时发生的回复与再结品称为动态回复和动态再结晶.而变形停正后仍继续进行的再结晶为亚动态再结晶：(1)动态回复冷变形金属在高温回复时，由于螺型错的交滑移和刃位错的攀移，产生多边形化和位错缠结胞的规整化，对于层错能高的晶体这些过程进行得相当充分，形成了稳定的亚晶，经动态回复后就不会发生动态再结晶了.同理这些高层错能的晶体.因易于交滑移和攀移，热加工时主要的软化机制是动态回复而没有动态再结晶：图9一43为动态回复时的应力一应变曲线，可将其分成3个阶段第I阶段为微应变阶段热加工初期，高温回复尚未进行，晶体以加工硬化为主，位错密度增加
1.再结晶温度 冷变形金属开始进行再结晶的最低温度称为开始再结晶温度.由前述分析可知，再结晶温度并非固定不变， 而是受许多因素的影响．再结晶开始的主要标志 是金相组织观察看到的第一个新晶粒或因晶界突出形核出现的锯齿状边缘的形貌．一般工程上所说的再结晶温 度是完成再结晶温度，它是指在 1h 内再结晶完成 95％所对应的温度，可由实验具体测定．如用金相法以新晶 粒全部替代变形晶粒为准；用硬度法以硬度降低 50％所对应的温度为准． 2.再结晶晶粒大小 当无畸变的等轴新晶粒全部取代了变形晶粒后，冷变形金属的储存能被全部释放掉，再结晶随即完成．此 时的晶粒大小(d)与形核率(N)和长大速率(G)密切相关，即 (9—33) 式中：c 是与晶粒形状有关的常数．显然，凡影响 N 和 G 的因素也同样影响晶粒大小，但最终的晶粒尺寸由 G ／N 的比值决定．形变量是其中最主要的影响因素． 五、再结晶后的晶粒长大 再结晶结束后，材料通常得到细小等轴晶粒，若继续提高加热温度或延长加热时间，将引起晶粒进一步长 大。 对晶粒长大而言，晶界移动的驱动力通常来苏总的界面能的降低。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（二次再结晶人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。 第 4 节、晶体的高温变形 一、热变形 热变形在生产上俗称热加工，是指晶体在再结晶温度以上 进行的变形．晶体的变形抗力随温度的提高而下降，这是升高温 度使点阵原子的活动能力增加的必然结果．当温度高到使晶体在 形变的同时又迅速发生回复和再结晶时，晶体的强度就降得很低 了.因此，晶体在高温下容易变形. 1．动态回复和动态再结晶 晶体在高温下形变，同时也发生回复和再结晶,这种与形变 同时发生的回复与再结晶称为动态回复和动态再结晶．而变形停 止后仍继续进行的再结晶为亚动态再结晶． (1)动态回复 冷变形金属在高温回复时，由于螺型错的交滑移和刃位错的攀移，产生多边形化和位错缠结胞的规整化， 对于层错能高的晶体这些过程进行得相当充分，形成了稳定的亚晶，经动态回复后就不会发生动态再结晶了．同 理这些高层错能的晶体.因易于交滑移和攀移，热加工时主要的软化机制是动态回复而没有动态再结晶．图 9—43 为动态回复时的应力一应变曲线,可将其分成 3 个阶段: 第Ⅰ阶段为微应变阶段 热加工初期，高温回复尚未进行，晶体以加工硬化为主，位错密度增加
第Ⅱ阶段为均匀变形阶段晶体开始均匀的塑性变形，位错密度继续增大，加工硬化逐步加强：但同时动态回复也在逐步增加，使形变位错高应变踏率不断消失：其造成的软化逐渐抵消一部分加工硬化，使曲线斜率下降并趋于水平.低应变速率第IⅢI阶段为稳态流变阶段由变形产生的加工硬化与动态回复产生的软化达到平衡，即位错的增殖和消灭达到了动力学平衡状态，位错密度维持恒定真应变图9-44动态再结晶的应力一应变曲线(2)动态再结晶对于一些层错能较低的金属，由于位错的攀移不利，滑移的灵活性较差，高温回复不可能冲分进行，其热加工时的主要软化机制为动态再结晶.图9一44为热加工时发生动态再结晶的应力一应变曲线，随应变速率不同曲线有所差异，但大致也可分为3个阶段：第I阶段为加工硬化阶段应力随应变上升很快，动态再结晶没有发生，金属出现加工硬化：第IⅡI阶段为动态再结晶开始阶段当应变量达到临界值时，动态再结晶开始，其软化作用随应变增加逐渐加强，使应力随应变增加的幅度逐渐降低：当应力超过最大值后，软化作用超过加工硬化，应力随应变增加而下降；第Ⅲ阶段为稳态流变阶段此时加工硬化与动态再结晶软化达到动态平衡当应变以高速率进行时，曲线为一水平线；而应变以低速率进行时，曲线出现波动.这是由于应变速率低时，位错密度增加慢，因此在动态再结晶引起软化后，位错密度增加所驱动的动态再结晶一时不能与加工硬化相抗衡，金属重又硬化而便曲线上升：当位错密度增加至足以使动态再结晶占主导地位时，曲线便又下降.以后这一过程循环往复，但波动幅度逐渐衰减，2.热加工后金属的组织与性能热加工不仅改变了材料的形状，而且由于其对材料组织和微观结构的影响，也使材料性能发生改变，主要体现在以下几方面：①改善铸态组织，减少缺陷；②形成流线和带状组织使材料性能各向异性：热加工后，材料中的偏析、夹杂物、第二相、晶界等将沿金属变形方向呈断续、链状（脆性夹杂）和带状（塑性夹杂）延伸，形成流动状的纤维组织，称为流线：通常，沿流线方向比垂直流线方向具有较高的机械性能.另外，在共析钢中，热加工可使铁索体和珠光体沿变形方向呈带状或层状分布，称为带状组织，有时，在层、带间还伴随着夹杂或偏析元素的流线，使材料表现出较强的各向异性，横向的塑、韧性显著降低，切削性能也变坏③晶粒大小的控制.热加工时动态再结晶的晶粒大小主要取决于变形时的流变应力，应力越大，晶粒越细小.因此要想在热加工后获得细小的晶粒必须控制变形量、变形的终正温度和随后的冷却速度，同时添加微量的合金元素抑制热加工后的静态再结晶也是很好的方法：热加工后的细晶。二、超塑性超塑性可以说是非晶态固体或玻璃的正常状态，如玻璃在高温下可通过粘滞性流变被拉得很长而不发生缩颈。金属及合金通常没有这种性质，但如果一种晶体在某种显微组织、形变温度和形变速度条件下表现出了特别大的均匀塑性变形而不产生缩颈，延伸率达到500%一2000%畅，我们就称这个材料具有超塑性。这种超塑性的范围主要取决于显微组织的变化，故也称组织超塑性。超塑性的本质特点是，在高温发生，应变硬化很小
第Ⅱ阶段为均匀变形阶段 晶体开始均匀的塑性变形，位错密度继续 增大，加工硬化逐步加强．但同时动态回复也在逐步增加，使形变位错 不断消失．其造成的软化逐渐抵消一部分加工硬化，使曲线斜率下降并 趋于水平． 第Ⅲ阶段为稳态流变阶段 由变形产生的加工硬化与动态回复产 生的软化达到平衡，即位错的增殖和消灭达到了动力学平衡状态,位错 密度维持恒定. (2)动态再结晶 对于一些层错能较低的金属，由于位错的攀移不 利，滑移的灵活性较差，高温回复不可能冲分进行，其热加工时的主要软化机制为动态再结晶.图 9—44 为热 加工时发生动态再结晶的应力一应变曲线，随应变速率不同曲线有所差异，但大致也可分为 3 个阶段： 第Ⅰ阶段为加工硬化阶段 应力随应变上升很快，动态再结晶没有发生，金属出现加工硬化; 第Ⅱ阶段为动态再结晶开始阶段 当应变量达到临界值时，动态再结晶开始，其软化作用随应变增加逐 渐加强，使应力随应变增加的幅度逐渐降低．当应力超过最大值后，软化作用超过加工硬化，应力随应变增加 而下降; 第Ⅲ阶段为稳态流变阶段 此时加工硬化与动态再结晶软化达到动态平衡．当应变以高速率进行时，曲 线为一水平线；而应变以低速率进行时，曲线出现波动．这是由于应变速率低时，位错密度增加慢，因此在动 态再结晶引起软化后，位错密度增加所驱动的动态再结晶一时不能与加工硬化相抗衡，金属重又硬化而便曲线 上升．当位错密度增加至足以使动态再结晶占主导地位时，曲线便又下降．以后这一过程循环往复，但波动幅 度逐渐衰减． 2．热加工后金属的组织与性能 热加工不仅改变了材料的形状，而且由于其对材料组织和微观结构的影响，也使材料性能发生改变，主 要体现在以下几方面： ①改善铸态组织，减少缺陷； ②形成流线和带状组织使材料性能各向异性．热加工后，材料中的偏析、夹杂物、第二相、晶界等将沿金 属变形方向呈断续、链状(脆性夹杂)和带状(塑性夹杂)延伸，形成流动状的纤维组织，称为流线．通常，沿流 线方向比垂直流线方向具有较高的机械性能．另外，在共析钢中，热加工可使铁索体和珠光体沿变形方向呈带 状或层状分布，称为带状组织．有时，在层、带间还伴随着夹杂或偏析元素的流线，使材料表现出较强的各向 异性，横向的塑、韧性显著降低，切削性能也变坏 ③晶粒大小的控制．热加工时动态再结晶的晶粒大小主要取决于变形时的流变应力，应力越大，晶粒越 细小．因此要想在热加工后获得细小的晶粒必须控制变形量、变形的终止温度和随后的冷却速度，同时添加微 量的合金元素抑制热加工后的静态再结晶也是很好的方法．热加工后的细晶。 二、超塑性 超塑性可以说是非晶态固体或玻璃的正常状态，如玻璃在高温下可通过粘滞性流变被拉得很长而不发生缩 颈。金属及合金通常没有这种性质，但如果一种晶体在某种显微组织、形变温度和形变速度条件下表现出了特 别大的均匀塑性变形而不产生缩颈，延伸率达到 500％－2000％畅，我们就称这个材料具有超塑性。这种超塑 性的范围主要取决于显微组织的变化，故也称组织超塑性。超塑性的本质特点是，在高温发生，应变硬化很小
或者等于零，要将塑性流变用粘滞性流变来分析。产生超塑性需要以下条件：(1)材料具有细小等铀的原始组织可以肯定地说，材料产生超塑性的唯一必要的显微组织条件就是尺寸为微米级的超细晶粒，一般晶粒尺寸在0.5一5um左右。同时要求在热加工过程中晶粒不能长大或长得很慢，即要始终保持细小的晶粒组织：(2)在高温下变形一般情况下超塑性材料的加工温度范围在(0.5一0.65)Tm之间。高温下的超塑性变形不同于热加工时的动态回复与动态再结晶变形，其变形机制主要是品界滑动和扩散性蠕变(3)低应变速率和高的应变速率敏感系数经超塑性变形后的材料的组织结构具有以下特征：①超塑性变形时尽管变形量很大，但晶粒没有被拉长，仍保持等轴状；②超塑性变形没有晶内滑移和位错密度的变化，抛光试样表而也看不到滑移线：③超塑性变形过程中晶粒有所长大，且形变量越大，应变速率越小，晶粒长大越明显：④超塑性交形时产生晶粒换位，使晶粒趋于无规排列，并可因此消除再结晶织构和带状组织。三、蠕变蠕变是指材料在恒定的小应力(或负荷)及较高的温度t>(0.3一0.4)Tm下发生的缓慢而连续的塑性流变过程，蠕变变形不仅与应力有关，而且还与应力的作用时间有关，且应变率很小。在不同恒定温度和恒定载荷下应力随时间变化的曲线，称为工程蠕变曲线。图中曲线2是其典型形状，该曲线可分成3个阶第I阶段：减速变阶段（图中AB段）在加载的瞬间产生了的弹性交形，以后随加载时间的延续变形连续进行，而变形速率不断降低；第II阶段：恒定螺变阶段，如图中曲线BC段。此阶段螺变变形速率随加载时间的延续而保持恒定，且为最小筛变速罕第IⅢI阶段：曲线上从C点到D点断裂为止，也称加速蠕变阶段随蠕变过程的进行，蠕变速率显著增加。蠕变变形的微观机构是与材料内部组织结构的变化以及位错组态与行为密切相关的，主要形变机构有3种：①位错滑移，高温变时滑移的特点是随温度的升高和变形速率的降低，滑移带变粗和间距增大，以致在滑移带间距超过晶粒尺度时，晶内不显示滑移带，而只显不出晶界的粗化。此外，高温变形时滑移系增多，更利于产生多滑移和交滑移②亚晶形成，蠕变变形时由于晶内变形的不均匀，到一定程度时，原始晶粒可被狭窄的形变带所分割，使晶粒碎化”形成亚晶。此外，由位锗的多边形化也可构成亚晶：③晶界形变，在高温蠕变条件下，晶界强度降低，晶界参与变形量对总变形量作出贡献，最高可达到40%一50%
或者等于零，要将塑性流变用粘滞性流变来分析。 产生超塑性需要以下条件： (1)材料具有细小等铀的原始组织 可以肯定地说，材料产生超塑性的唯一必要的显微组织条件就是尺寸 为微米级的超细晶粒，一般晶粒尺寸在 0.5—5μm 左右。同时要求在热加工过程中晶粒不能长大或长得很慢， 即要始终保持细小的晶粒组织； (2)在高温下变形 一般情况下超塑性材料的加工温度范围在(0.5 一 0.65)Tm 之间。高温下的超塑性变形 不同于热加工时的动态回复与动态再结晶变形，其变形机制主要是品界滑动和扩散性蠕变； (3)低应变速率和高的应变速率敏感系数 经超塑性变形后的材料的组织结构具有以下特征： ①超塑性变形时尽管变形量很大，但晶粒没有被拉长，仍保持等轴状； ②超塑性变形没有晶内滑移和位错密度的变化，抛光试样表而也看不到滑移线； ③超塑性变形过程中晶粒有所长大，且形变量越大，应变速率越小，晶粒长大越明显； ④超塑性交形时产生晶粒换位，使晶粒趋于无规排列，并可因此消除再结晶织构和带状组织。 三、蠕变 蠕变是指材料在恒定的小应力(或负荷)及较高的温度 t＞(0．3 一 0．4)Tm 下发生的缓慢而连续的塑性流变 过程，蠕变变形不仅与应力有关，而且还与应力的作用时间有关，且应变率很小。在不同恒定温度和恒定载荷 下应力随时间变化的曲线，称为工程蠕变曲线。图中曲线 2 是其典型形状，该曲线可分成 3 个阶 第 I 阶段：减速蠕变阶段(图中 AB 段) 在加载的瞬间产生了的弹性交形，以后随加载时间的延续变形连 续进行，而变形速率不断降低； 第Ⅱ阶段：恒定蠕变阶段，如图中曲线 BC 段。此阶段蠕变变形速率随加载时间的延续而保持恒定，且 为最小筛变速罕． 第Ⅲ阶段：曲线上从 C 点到 D 点断裂为止，也称加速蠕变阶段．随蠕变过程的进行，蠕变速率显著增加。 蠕变变形的微观机构是与材料内部组织结构的变化以及位错组态与行为密切相关的，主要形变机构有 3 种： ①位错滑移，高温蠕变时滑移的特点是随温度的升高和变形速率的降低，滑移带变粗和间距增大，以致 在滑移带间距超过晶粒尺度时，晶内不显示滑移带，而只显不出晶界的粗化。此外，高温变形时滑移系增多， 更利于产生多滑移和交滑移 ②亚晶形成，蠕变变形时由于晶内变形的不均匀，到一定程度时，原始晶粒可被狭窄的形变带所分割， 使晶粒“碎化”形成亚晶。此外，由位锗的多边形化也可构成亚晶； ③晶界形变，在高温蠕变条件下，晶界强度降低，晶界参与变形量对总变形量作出贡献，最高可达到 40％ 一 50％