影響晶粒正常長大的因素第一頁，共四十二頁，2022年，8月28日Fe-Si(wSi=0.03)合金在800oC加熱時，由于合金中分布有細小的MnS顆粒(體積分數為0.01，直徑約0.1μm),晶粒長大時，晶界受其釘扎，長大到一定尺寸就停止了。第二頁，共四十二頁，2022年，8月28日從式7-16可以看出：分散相粒子數量越多，越細小，對晶界的阻礙越大。如果晶界移動的驅動力完全來自晶界能(即界面兩側的壓應力差△p=2σ/r晶),則當晶界能提供的驅動力等于分散相粒子的總約束力時，正常晶粒長大停止。此時的晶粒平均尺寸稱為極限平均晶粒尺寸Rm。Fe-Si合金中MnS粒子限制晶粒長大的顯微照片第三頁，共四十二頁，2022年，8月28日由Fmax=3φσ/2r=2σ/Rm,可得：Rm=4r/3φ(7-17)此式表明：晶粒的極限平均尺寸決定于分散相粒子的尺寸及其所占的體積分數。當分散相粒子的體積分數一定時，粒子尺寸越小，極限平均晶粒尺寸也越小。在鋼中加入少量的Al,Ti,V,Nb等元素，可形成適當數量的AlN,TiN,VC,NbC等分散相粒子，有效阻礙高溫下鋼的晶粒長大，保證鋼在焊接和熱處理后仍有良好的機械性能。第四頁，共四十二頁，2022年，8月28日(3)微量熔質或雜質：固熔體中的微量熔質或雜質往往偏聚在位錯或晶界處，形成柯氏氣團，能釘扎或拖曳位錯運動。圖7-27顯示了微量Sn在300oC時對純Pb晶界移動的作用。需要注意的是：微量Sn對純Pb的某些特殊取向晶界運動影響較小。原因是在這些特殊取向的晶界上，原子排列規整，不利于雜質原子偏聚，因此晶界活動性不受影響。第五頁，共四十二頁，2022年，8月28日300oC時微量Sn對高純Pb晶界移動速度的影響第六頁，共四十二頁，2022年，8月28日(4)晶粒間位向差：一般情況下，晶界能越高則晶界越不穩定，原子遷移率也越大。晶粒間位向差越大，晶界能也越大，因此遷移率越大。另外，有些金屬的晶粒間位向差對遷移率的影響還與溫度有關，比如鉛，當溫度低于200oC時，大角度晶界范圍內只有某些特殊位向的晶界移動速度較大；在300oC時隨晶粒間的位向差增大而增大，到達一定角度后趨于穩定。這是較高溫度時，雜質在晶界偏聚的現象不明顯所致。第七頁，共四十二頁，2022年，8月28日圖7-28：200oC和300oC時，區域提純的鉛的雙晶體中的傾斜晶界的移動速度與晶體間的位向差的關系。第八頁，共四十二頁，2022年，8月28日(5)表面熱蝕溝：金屬長時間加熱時，晶界與表面相交處因張力平衡而形成熱蝕溝。熱蝕溝是該處界面最小，界面能最低的體現，如果晶界移動就會增加晶界面積和增加界面能，因此對晶界移動有約束作用。材料越薄，表面積越大，熱蝕溝越多，對晶界遷移的約束力越大。第九頁，共四十二頁，2022年，8月28日第十頁，共四十二頁，2022年，8月28日*例題7.4.1:在Fe-Si鋼(wSi=0.03)中測得MnS粒子的直徑為4×10-4mm,1mm2內的粒子數為2×105個，試計算MnS對這種鋼正常熱處理時奧氏體晶粒長大的影響(晶粒大小)。解：單粒子厚層的單位體積中MnS粒子個數為：NV=NA/d(d為粒子直徑)故MnS粒子的體積分數為：φMnS=4πr3NV/3=πd2NA/6=1.676×10-2Rm=4r/3φ=1.592×10-2mm第十一頁，共四十二頁，2022年，8月28日7.4.2晶粒的反常長大：再結晶完成后，晶粒應該均勻、連續地長大，這種過程稱為一次再結晶。在某些特定情況下，再結晶完成后，少數晶粒突發性地迅速粗化，使晶粒之間的尺寸差別顯著增大，這種不正常的晶粒長大稱為反常長大。也稱為二次再結晶。第十二頁，共四十二頁，2022年，8月28日二次再結晶中少數晶粒可以迅速長大的主要原因是組織中存在使大多數晶粒邊界比較穩定或被釘扎，而少數晶粒邊界容易遷移的因素：(1)細小而彌散的第二相粒子的釘扎作用限制了大多數晶粒的長大，少數未受釘扎或釘扎作用小的晶粒便得以異常長大。第十三頁，共四十二頁，2022年，8月28日圖7-32是Fe-Si(wSi=0.03)合金的晶粒長大曲線。高純材料只發生正常長大(1)；含MnS顆粒的材料中有的晶粒迅速長大，有的仍保持細小(2)(3)。二次再結晶晶粒是在約930oC時突然長大的，在此溫度時MnS熔化，晶界遷移障礙消失，晶粒得以迅速長大。溫度高于930oC后，二次再結晶的數量增多，晶粒平均尺寸反而下降了。第十四頁，共四十二頁，2022年，8月28日曲線3是在二次再結晶時保持細小的晶粒的長大特性，可以看出它仍為正常長大，只是由于MnS顆粒的拖曳作用，起始長大的溫度更高而已。(2)一次再結晶后如果形成織構，則多數晶界為小角晶界，遷移率小，比較穩定，只有少數大角晶界有較高遷移率，相應的晶粒能迅速長大。(3)若金屬為薄板，則加熱時會出現熱蝕溝，若大部分晶界被熱蝕溝釘扎，僅有少數晶界可遷移，便容易發生二次再結晶。第十五頁，共四十二頁，2022年，8月28日(4)一次再結晶后的組織，由于某些原因產生了局部區域不均勻現象而存在個別尺寸很大的初始晶粒，其晶界遷移率高于其他晶界，就會迅速長大。二次再結晶并沒有再形核過程，只是某些因素導致少數晶粒異常長大而已。在條件適宜時，有可能發生三次再結晶，其規律及機制與二次再結晶相同。第十六頁，共四十二頁，2022年，8月28日二次再結晶不僅會降低材料強度和塑、韌性，還會增大再次冷加工工件的表面粗糙度。因此，一般情況下應避免發生二次再結晶。但作為電感材料的硅鋼片，卻需要利用二次再結晶獲得粗大晶粒，加強其導磁性能。第十七頁，共四十二頁，2022年，8月28日7.4.3再結晶退火極其組織控制7.4.3.1再結晶退火：再結晶可消除冷變形金屬的加工硬化效果及內應力，因此被用作冷變形加工的中間工序，軟化冷變形金屬或細化晶粒，改善顯微組織。7.4.3.2再結晶組織：再結晶退火過程中，回復、再結晶及晶粒長大往往是交錯、重疊進行，綜合作用的結果有時會產生退火孿晶和再結晶織構。第十八頁，共四十二頁，2022年，8月28日

(1)不同的冷變形度及退火溫度下所得到的再結晶組織晶粒大小不同。將退火溫度、冷變形度和再結晶晶粒大小的關系畫成三維圖，稱為再結晶圖。可以作為制定生產工藝規范的參考依據。圖7-33為工業純鋁的再結晶圖。第十九頁，共四十二頁，2022年，8月28日圖中存在兩個粗晶區：一是臨界變形度區域(變形度0~0.1,溫度500~650oC)；二是二次再結晶區域(變形度0.65~1.0,溫度600~650oC)。后者對應的變形度較大，退火溫度也較高。其原因是強烈冷變形導致退火時形成大面積的再結晶織構，阻礙了晶粒的正常長大，只有少數大角晶界的晶粒優先生長，從而產生二次再結晶。對于一般結構材料，制定變形及退火工藝時應避開這兩個區域。第二十頁，共四十二頁，2022年，8月28日(2)退火孿晶：Cu,Ni,α黃銅，γ不銹鋼等不易產生變形的面心立方金屬經再結晶退火后，會出現孿晶，稱為退火孿晶。圖7-34為冷變形α黃銅退火時形成的退火孿晶組織。第二十一頁，共四十二頁，2022年，8月28日面心立方金屬的退火孿晶有圖7-35所示的ABC三種典型形態。其中B是貫穿晶粒的完整退火孿晶；C為一端終止于晶內的不完整退火孿晶；A為晶界交角處的退火孿晶。孿晶兩側互相平行的晶面是共格孿晶界面，由(111)面組成。孿晶終止于晶粒內的界面是非共格孿晶界。第二十二頁，共四十二頁，2022年，8月28日退火孿晶是在再結晶過程中因晶界遷移出現層錯形成的。面心立方金屬晶界遷移時，{111}面某層原子錯排，就會出現孿晶界。如果孿晶界面能遠小于一般的大角度晶界能，則該層錯將穩定下來成為孿晶核并隨大角度晶界的移動而長大。當{111}面再次錯排而恢復原有堆垛順序，則又出現一個孿晶界，兩個孿晶界之間形成一個孿晶。第二十三頁，共四十二頁，2022年，8月28日(3)再結晶織構：冷變形金屬在再結晶過程中形成擇優取向的晶粒稱為再結晶織構。再結晶織構與變形織構沒有必然聯系，形成機理有擇優形核和擇優生長兩種理論。擇優形核理論認為：再結晶晶核保持變形織構的相同取向，長大后形成與變形織構一致的再結晶織構。擇優生長理論認為：再結晶形核的取向與變形織構無關。晶核長大時，晶界遷移率與晶界兩側的位相差相關。只有某些取向有利的再結晶晶核能夠迅速長大，其他取向的晶核則被抑制，最終形成再結晶織構。第二十四頁，共四十二頁，2022年，8月28日7.5金屬的熱變形金屬在再結晶溫度以上的加工變形稱為熱變形。其實質是變形中加工硬化與動態軟化同時進行，兩者作用相抵消，不顯示硬化效果。動態軟化包括動態回復和動態再結晶兩種方式。熱變形停止后，高溫下還會發生靜態回復和靜態再結晶。熱變形沒有強化作用，塑性變形量很大，還可以改善鑄錠組織，消除氣孔、偏析、粗大晶粒等等。但也會因高溫氧化導致表面粗糙，因熱漲冷縮而不易控制加工精度。第二十五頁，共四十二頁，2022年，8月28日7.5.1動態回復與動態再結晶7.5.1.1動態回復：圖7-37為純鐵的動態回復熱變形應力-應變曲線。與冷變形的應力-應變曲線不同，開始時應力隨應變增大而增大，但增大速率逐漸減小，最后達到一個幾乎恒定值。表明形變初期的加工硬化大于動態軟化，隨變形發展加工硬化減小，當硬化與軟化平衡時，變形在幾乎恒定的流變應力作用下繼續進行，此階段稱為穩定階段第二十六頁，共四十二頁，2022年，8月28日當變形溫度一定時，應變速率ε越大，達到穩定的應力和應變也越大；當ε一定時，變形溫度越高，達到穩定態的應力和應變越小。動態回復引起軟化是通過刃形位錯攀移、螺形位錯交滑移使異號位錯對消、位錯密度下降的結果。動態回復時也發生多邊化而形成亞晶。亞晶尺寸受變形速率與溫度影響，變形速率越小，變形溫度越高，亞晶尺寸也越大。在穩定階段，亞晶保持等軸和恒定尺寸。第二十七頁，共四十二頁，2022年，8月28日圖7-38為鋁在400oC擠壓形成的動態回復亞晶。在動態回復過程中，變形晶粒不再發生再結晶，因此仍為纖維狀，熱變形后快冷，可保留伸長晶粒和等軸亞晶組織。若高溫長時間停留，則可發生靜態再結晶。第二十八頁，共四十二頁，2022年，8月28日動態回復組織比再結晶組織的強度高。因此建筑用鋁鎂合金型材都采用熱成型工藝而不用冷壓成型后再回火工藝。在層錯能較高的金屬如鋁合金、純鐵、鐵素體鋼等進行熱加工時，由于位錯交滑移和攀移等原因，容易發生動態回復。第二十九頁，共四十二頁，2022年，8月28日7.5.1.2動態再結晶：層錯能較低的材料，如銅及銅合金、鎳合金及奧氏體鋼等，不發生位錯交滑移。此時動態再結晶成為動態軟化的主要方式，其熱應力-應變曲線如圖7-39。第三十頁，共四十二頁，2022年，8月28日從圖上可以看出：在較高的應變速率火較低變形溫度下，曲線有一個峰值，可分為三個階段：初始階段為加工硬化階段，應變達到某一值后開始發生動態再結晶，硬化率下降；第二階段，應力達到最大值后，動態軟化超過加工硬化，曲線下降；第三階段，隨真應變的增加，動態軟化與加工硬化平衡，流變應力趨于衡定。第三十一頁，共四十二頁，2022年，8月28日在較低的應變速率或較高的變形溫度下，由于位錯密度增加速率較小，動態再結晶后，必須有進一步的加工硬化，才能再一次積累位錯密度發生再結晶。因此，動態再結晶與加工硬化交替進行，應力－應變曲線呈波浪形。動態再結晶也是通過形成新的大角晶界及隨后的晶界移動所完成的。但再結晶過程也是不斷變形的過程，因此具有反復形核，有限生長的特點。長成的晶粒等軸、細小，而且有較高的位錯密度和位錯纏結存在，強度和硬度比靜態再結晶組織要高。第三十二頁，共四十二頁，2022年，8月28日7.5.2熱變形引起組織、性能的變化7.5.2.1改善鑄造狀態的組織缺陷：氣孔、疏松等缺陷再熱變形過程中消失，偏析部分消除，粗大的鑄態柱狀晶和樹枝晶變為細小均勻的等軸晶，夾雜物或脆性相的形態及分布得以改善。由此提高了材料致密性和機械性能，特別是塑性和韌性顯著提高。第三十三頁，共四十二頁，2022年，8月28日7.5.2.2熱變形形成流線，呈現各向異性：枝晶偏析、夾雜物和第二相等將隨材料的變形而沿變形方向呈纖維狀分布，稱為流線。流線使金屬機械性能，特別是塑性和韌性各向異性。正確的流線分布可有效提高工件的使用性能。第三十四頁，共四十二頁，2022年，8月28日7.5.2.3形成帶狀組織：亞共析鋼熱變形后，其鐵素體和珠光體成條狀分布，稱為帶狀組織。有兩種可能的形成方式：其一是在兩相區溫度范圍內，鐵素體沿奧氏體晶界析出后變形伸長，再結晶后兩者都變成等軸晶粒但分布仍成條狀；其二是熱變形中枝晶偏析或夾雜物被拉長，當奧氏體冷卻時，偏析區域首先析出鐵素體成條狀分布，隨后在其兩側的奧氏體區域再轉變為珠光體，最終形成條帶狀的混合物。帶狀組織也使材料產生各向異性，影響與流線類似。第三十五頁，共四十二頁，2022年，8月28日圖7-42為熱軋低碳鋼板的帶狀組織顯微照片。為了防止和消除帶狀組織，熱變形時應該：1避開兩相區；2減少夾雜元素含量；3采用高溫擴散退火，消除元素偏析。如果已出現帶狀組織，可在單相區加熱作正火處理，以消除或改善帶狀組織。第三十六頁，共四十二頁，2022年，8月28日7.5.2.4熱變形材料的機械性能在相當程度上決定于材料的晶粒大小，細小晶粒具有更高的強韌性。獲得細小晶粒的有效措施：１低的變形終止溫度；２大的最終變形量；３快的冷卻速度；４添加微量合金元素。第三十七頁，共四十二頁，2022年，8月28日7.5.3超塑性：某些材料在特定條件下可得到200~2000%的特大延伸率，稱之為超塑性。產生超塑性的條件：1材料為