第六章 形变后的退火.docx
《第六章 形变后的退火.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《第六章 形变后的退火.docx（10页珍藏版）》请在冰豆网上搜索。
第六章形变后的退火
第六章形变后的退火
金属在经过塑性变形后，强度、硬度升高，塑性、韧性下降，这给进一步的冷加工带来困难，常常需要将金属加热进行退火处理，使之塑性、韧性提高，硬度、强度下降。
在退火过程中，金属的组织结构发生变化，主要包括回复、再结晶、晶粒长大等。
6.1形变金属在退火过程中的变化
形变金属的退火是将金属材料加热到某一规定温度，保温一定时间，而后缓慢冷至室温的一种热处理工艺，加热温度一般为0.5T熔。
其目的是使材料内部的组织结构发生变化，使热力学的稳定性得以提高，从而获得所要求的各种性能。
6.1.1显微组织的变化
将塑性变形后的金属加热到0.5T熔温度附近，进行保温，随着时间的延长，金属的组织将发生一系列变化。
三个阶段：
回复；再结晶；晶粒长大（图）
如果将保温的时间确定不变，而使加热温度由低温逐步升高时，也可得到三个阶段。
6.1.2储存能及内应力的变化
6.1.2.1储存能的组成
在塑性变形时所消耗的功，只有一小部分能量以弹性应变和增加金属中晶体缺陷（空位与位错等）的形式储存起来。
形变温度越低，形变量越大，储存能越高。
其中，弹性应变能只占储存能的一小部分，约为3～12%左右。
晶体缺陷所储存的能量又叫畸变能，空位和位错是其中最重要的两种。
储存能的存在，使塑性变形后的金属材料的自由能升高，在热力学上处于不稳定状态，它具有向形变前的稳定状态转化的趋势。
在加热情况下，原子具有扩散能力，储存能是这一转变过程的驱动力。
6.1.2.2储存能释放曲线
在加热过程中，由于原子具备了足够的活动能力，偏离平衡位置大能量较高的原子向能力较低的平衡位置迁移，使内应力得以松弛，储存能也逐渐释放出来。
不同材料的储存能释放曲线如下。
（图纯金属不纯金属合金）它们的共同特点是每一曲线都出现一个高峰，高峰开始出现的地方对应于第一批再结晶晶粒出现的温度。
在此温度之前，只发生回火，不发生再结晶。
6.1.2.3内应力的变化
在回复阶段，大部分或全部第一类内应力可以得以消除，第二类或第三类内应力只能消除一部分，经再结晶之后，因塑性变形而造成的内应力可以完全被消除。
（第一/二/三类内应力？
）
6.1.3机械性能的变化
在回复阶段，硬度值略有下降，但数值变化很小，而塑性有所提高。
强度一般是和硬度成正比例的一个性能指标，所以，回复过程中强度的变化也应该与硬度的变化相似。
再结晶阶段，硬度与强度均下降，塑性升高。
硬度与强度和位错密度呈正比例关系。
6.1.4其他性能的变化
电阻在回复阶段发生了较显著的变化，这种变化与再结晶过程中的电阻变化相差无几，随着加热温度的升高，电阻不断下降。
金属的电阻与晶体中点缺陷的密度相关，点缺陷所引起的晶格畸变会使电子产生散射，提高电阻率。
它的散射作用比位错所引起的更为强烈。
由此可知，在回复阶段，形变金属中的点缺陷密度将有明显的降低。
此外，点缺陷密度的降低，还将使金属的密度不断增加，应力腐蚀倾向显著减小。
6.1.5亚晶粒尺寸
在回复阶段的前期，亚晶粒尺寸变化不大，但在后期，尤其是结晶再结晶温度时，亚晶粒尺寸显著增大。
6.2回复
回复是指冷塑性变形的金属在加热时，在光学显微组织发生改变前（即在再结晶晶粒形成前）所产生的某些亚结构和性能的变化过程。
6.2.1退火温度和时间对回复过程的影响
温度越高，回复的程度越大。
当温度一定时，回复的程度随时间的演唱而逐渐增加。
在每个温度，回复的程度都有一个极限值，温度越高，极限值越大，同时达到这个极限值所需要的时间就越短。
回复过程是原子的迁移扩散过程，原子迁移的结果，导致金属内部缺陷数量的减少，储存能下降。
杂质原子和合金元素能偶显著推迟金属的再结晶过程。
6.2.2回复机理
回复是点缺陷和位错在退火过程中发生运动，从而改变它们的组态和数量的过程。
在低温回复阶段，主要涉及点缺陷的运动。
运动的结构，使其密度大大减少。
由于电阻率对点缺陷比较敏感，所以它的数值有较显著的下降，而机械性能对点缺陷的变化不敏感，所以这时候机械性能变化不大。
在中温和高温回复阶段，主要涉及到位错的运动。
多边形化是回复过程中一个普遍现象，只要塑性变形造成晶格畸变，退火时就有多边形化发生。
（多变形化：
晶体中的同号刃型位错在滑移面上塞积而导致晶格弯曲，在退火过程中通过位错的滑移和攀移，会使同号刃型位错沿垂直于滑移面的方向排列成小角度的亚晶界）。
弹性畸变能的降低是多边形化的驱动力。
6.2.3亚结构的变化
金属经冷塑性变形后，形成胞状亚结构，在胞内，位错密度较低，在胞壁处则集中着缠结在一起的位错，位错密度很高。
在回复退火之前的冷变形状态，缠结位错构成了胞状亚结构的边界。
经短时间回复退火后，空位密度大大下降，胞内的位错向胞壁滑移，与胞壁内的异号位错相抵消，位错密度有所下降。
随着回复过程的进一步发展，胞壁中的位错逐渐形成低能态的位错网络，胞壁变得比较明晰而形成亚晶界，接着这些亚晶粒通过亚晶界的迁移而逐渐长大。
亚晶粒内部的位错密度进一步下降。
回复温度越低，变形度越大，则回复后的亚晶粒尺寸越小。
6.2.4回复退火的应用
回复退火在工程上称为去应力退火。
使冷加工的金属在基本上保持加工硬化状态条件下降低其内应力（主要为第一类内应力），减轻工件的翘曲和变形，降低电阻率，提高材料的耐蚀性，并改善其塑性和韧性，提高工件使用时的安全性。
6.3再结晶
冷变形后的金属加热到一定温度之后，在原来的变形组织中重新产生了无畸变的新晶粒，而性能也发生了明显的变化，并恢复到完全软化状态。
这个过程称为再结晶。
再结晶的驱动力也与回复一样，也是预先冷变形所产生的储存能，随着储存能的释放，应变能也逐渐降低。
再结晶与重结晶（同素异晶转变）的共同点，是两者都经历了形核与长大两个阶段；两者的区别是，再结晶前后晶粒的晶格类型不变，成分不变，而重结晶则发生了晶格类型的变化。
6.3.1再结晶晶核的形成与长大（图形核机制）
1）形核
再结晶的形核存在争议。
经验表明，再结晶晶核总是在塑性变形引起的最大畸变处形成，并且回复阶段发生的多边形化是为再结晶形核所作的必要准备。
不同的形核机制如下：
A亚晶长大形核机制
亚晶长大形核一般在大的变形度下发生。
在回复阶段，塑性变形所形成的胞状组织经多边形化后转变为亚晶，其中有些亚晶粒会逐渐长大，发展为再结晶的晶核。
这种亚晶长大成为再结晶晶核的方式可能有两种：
其一为亚晶合并形核，即相邻亚晶粒的某些边界上的位错，通过攀移和滑移，转移到周围的晶界或亚晶界上，导致原来亚晶界的消失，然后通过原子扩散和位置的调整，终于使两个或更多个亚晶粒的取向变为一致，合并成为一个大的亚晶粒，成为再结晶的晶核。
其二为亚晶界移动形核。
它是依靠某些局部位错密度很高的亚晶界的移动，吞并相邻的变形基体和亚晶而成长为再结晶晶核。
无论是亚晶合并形核，还是亚晶界移动形核，它们都是依靠消耗周围的高能量区才能长大成为再结晶晶核的。
B晶界突出形核机制
又称为晶界弓出形核，当金属材料的变形度较小（约小于40%）时，再结晶晶核常以这种方式形成。
再结晶退火时，在显微镜下可以直接观察到，晶界中的某一段就会向亚晶粒细小位错密度高的一侧弓出，被这段晶界扫过的区域，位错密度下降，成为无畸变的晶体，这就是再结晶晶核。
2）长大
晶核在生长时，其界面总是向畸变区域推荐。
界面移动的驱动力是无畸变的新晶粒与周围基体的畸变能差。
界面移动的方向总是背向其曲率中心的方向。
当旧的畸变晶粒完全消失，全部被新的无畸变的再结晶晶粒所取代时，再结晶过程完成。
6.3.2再结晶温度及其影响因素
1）再结晶温度
通常把再结晶温度定义为：
经过严重冷变形（变形度在70%以上）的金属，在约一小时的保温时间内能够完成再结晶（>95%转变量）的温度。
应当指出，再结晶温度并不是一个物理常数。
因为再结晶前后的晶格类型不变，化学成分不变，所以再结晶温度不是相变，没有一个恒定的转变温度，而是在一个较宽的范围内变化。
再结晶温度与其熔点之间存在以下经验关系：
T再=δT熔T再T熔均以热力学温度表示，δ为一系数。
对于工业纯金属来说，经大变形并通过一小时退火的δ值为0.34～0.4，对于高纯金属，δ值为0.25～0.35甚至更低。
为了消除冷加工金属的加工硬化现象，再结晶退火温度通常要比其最低再结晶温度高出100～200℃。
2）再结晶温度的影响因素
A变形量
金属的变形度越大，金属中的储存能越多，再结晶的驱动力越大，故金属的再结晶温度越低。
但当变形度增加到一定数值后，再结晶温度区域一定稳定值；但当变形度小于一定时，则再结晶温度将趋向于金属的熔点，即不会有再结晶过程的发生。
B杂质和合金元素
金属的纯度越高，则再结晶温度越低。
这是因为杂质和合金元素溶入基体后，趋向于位错、晶界处偏聚，阻碍位错的运动和晶界的迁移，同时杂质和合金元素还阻碍原子的扩散，因此显著提高再结晶温度。
C加热速度和加热时间
若加热速度十分缓慢时，则变形金属在加热过程中有足够的时间进行回复，使储存能减少，从而减少再结晶的驱动力，使再结晶温度升高。
原因在于再结晶的形核和长大都需要时间，若加热速度太快，则在不同温度下的停留时间很短，使之来不及进行形核及长大，所以推迟到更高的温度下才会发生再结晶。
6.3.3再结晶晶粒大小的控制
再结晶前后的中心问题是再结晶后的晶粒大小问题。
再结晶晶粒的平均直径d可用下式表达：
d=K（
）1/4
式中，N为形核率，G为长大线速度，K为比例常数
1）变形程度
变形程度对金属再结晶晶粒大小的影响如图（图）所示。
当变形程度很小时，金属材料的晶粒仍保持原状，这是由于变形度小，畸变能很小，不足以引起再结晶，所以晶粒大小没有变化。
当变形度达到某一数值（一般金属均在2～10%范围内）时，再结晶后的晶粒变得特别粗大。
这是由于此时的变形度不大，G/N比值很大，因此得到特别大的晶粒。
通常把对应于得到特别粗大晶粒的变形度称为临界变形度。
当变形度超过临界变形度后，则晶粒逐渐细化，变形度越大，晶粒度越细小，这是由于变形度增加，则储存能增加，从而导致G、N同时增加，但是由于N的增加率大于G的增加率，所以G/N比值减小，使再结晶后的晶粒变细。
当变形度达到一定程度后，再结晶晶粒大小基本保持不变。
对于某些金属和合金，当变形度相当大时，再结晶晶粒又会出现重新粗化的现象，这是二次再结晶造成的。
这种现象只在特殊条件下产生，不是普遍现象。
2）晶粒的原始尺寸
当变形度一定时，材料的原始晶粒度越细，则再结晶后的晶粒度越细。
这是由于细晶粒金属存在着较多的晶界，而晶界又往往是再结晶形核的有利地区。
3）合金元素及杂质
溶于基体中的合金元素及杂质，一方面增加变形金属的储存能，另一方面阻碍晶界的运动，一般起到细化晶粒的作用。
4）变形温度
变形温度越高，回复的程度越大，结果使变形后的储存能减小，使晶粒粗化。
6.4晶粒长大
随着加热温度的升高或保温时间的增长，晶粒之间会相互吞并而长大，这一现象称为晶粒长大，或聚合再结晶。
晶粒长大可分为两种类型，一是随温度升高或保温时间的延长晶粒持续地长大，称之为正常长大；另一种是晶粒不均匀不连续地长大，称为反常长大，或二次再结晶。
6.4.1晶粒的正常长大
6.4.1.1晶粒长大的驱动力
晶体长大的驱动力是晶粒长大前后总的界面能差。
细晶粒的晶界多，界面能高；粗晶粒的晶界少，界面能低，所以晶粒成长为粗晶粒是使金属自由能下降的自发过程。
但对于某一段晶界来说，它的驱动力与界面能和晶界的弯曲度（曲率）有关。
在晶粒长大阶段，晶界移动的驱动力与其界面成正比，而与晶界的曲率半径成反比。
即晶界的界面能越大，曲率半径越小，则晶界移动的驱动力越大。
所有晶界的新位置都是向着晶界的曲率中心方向。
原因：
在足够高的温度下，原子就由界面的凹侧晶粒向凸侧晶粒扩散，而界面则向曲率中心方向移动，结果就是凸面一侧晶粒不断长大，而凹面一侧的晶粒不断缩小而消失，直到晶界变成平面。
界面移动的驱动力为零时。
6.4.1.2晶粒的稳定状态
在相同体积下，球体的总界面能最小，因此球状晶粒最为稳定。
但是球状晶粒第一是无法占据整个空间，第二是存在曲率半径所产生的驱动力。
所以实际中并不是球状晶粒。
晶粒稳定形状的两个必备条件：
所有晶界均为直线；晶界间的夹角均为1200。
晶粒在正常长大时应遵循下列规律：
首先，弯曲晶界趋向于平直，即晶界向曲率中心方向移动，以减少表面积，降低表面能；其次，当三个晶粒的晶界夹角不等于1200时，则晶界总是向角度较锐的晶粒方向移动，力图使三个夹角都趋向于1200；第三，在三维坐标中，晶粒边数少于6的晶粒（其晶界向外凸出），必然逐步缩小，甚至消失。
当晶粒的变数为6，且夹角为1200，则晶界处于平衡状态，不再移动。
而边数大于6的晶粒（其晶界向外凹），则将逐渐长大。
6.4.1.3影响晶粒长大的因素
晶粒长大是通过晶界迁移来实现的，所有影响晶界迁移的因素都会影响晶粒长大。
1）温度
温度越高，扩散越快，晶粒长大速度越快。
通常在一定温度下，晶粒长大到一定尺寸就不再长大，但升温后又会继续长大。
2）杂质及合金元素
杂质及合金元素溶入基体后都能阻碍晶界运动，特别是晶界偏聚现象显著的元素作用更大。
一般认为被吸附在晶界的溶质原子会降低晶界的界面能，从而降低了晶界移动了驱动力，使晶界不易移动。
3）第二相指点
弥散的第二相质点对于阻碍晶界移动起着重要的作用。
研究表明，晶粒大小与第二相质点半径成正比，与第二相质点的体积分数成反比。
越就是说，第二相质点越细小，数量越多，则阻碍晶粒长大的能力越强，晶粒越细小。
4）相邻晶粒的位向差
小角度晶界的界面能小于大角度晶界的界面能，而界面移动的驱动力又与界面能成正比，因此，前者的移动速度要小于后者。
6.4.2晶粒的反常长大
某些金属经过严重冷变形后，在较高温度下退火时，会出现反常的晶粒长大现象，即少数晶粒具有特别大的长大能力，逐步吞食掉周围的大量小晶粒，其尺寸超过原始晶粒的几十倍或者上百倍，比临界变形后形成的再结晶晶粒还要粗大得多，这个过程称为二次再结晶。
二次再结晶的重要特点是：
在一次再结晶完成之后，在继续保温或提高加热温度时，绝大多少晶粒长大很慢，只有少数晶粒长大的异常迅速，以至于到后来造成晶粒大小越来越悬殊，从而就更加有利于晶粒吞食周围的小晶粒，直至这些迅速长大的晶粒相互接触为止。
目前关于二次再结晶的机理研究还不是很充分。
大量实验结果表明，第二相或夹杂物质点是一个重要影响因素。
弥散的夹杂物和第二相质点可阻碍晶粒长大，但夹杂物在各个晶粒中的分布不均匀，而且它们在温度很高时要发生聚集或者溶解于金属基体中。
因此，加热时，可能有少数晶粒能脱离夹杂物的约束，获得优先长大的机会，但大多数晶粒的晶界仍然被夹杂物所阻挡，不能移动，这样就为反常的不均匀的晶粒长大提供了条件。
6.4.3再结晶退火后的组织
再结晶退火是将冷变形金属加热到规定温度，保温一定时间，然后缓慢冷却至室温的一种热处理工艺。
其目的是降低硬度、提高塑性。
（注意与回复退火/去应力退火的差异）
6.4.3.1再结晶图
三个变量：
晶粒大小，变形程度和退火温度之间的关系，绘制成立体图形，称为再结晶图。
（缺图）
6.4.3.2再结晶织构与退火孪晶
金属退火后所形成的织构称为再结晶织构。
再结晶织构的形成与变形程度和退火温度有关。
变形度越大，退火温度越高，所产生的织构越显著。
或者采用适当的变形度，较低的退火温度，较短的保温时间，或者采用两次变形，两次热处理，上述措施都能够避免再结晶织构的形成。
退火孪晶或再结晶孪晶与塑性变形时得到的变形孪晶的区别。
6.5金属的热加工
6.5.1金属的热加工与冷加工
热加工：
在再结晶温度以上的加工过程
冷加工：
在再结晶温度以下的加工过程
6.5.2动态回复与动态再结晶
在热加工过程中，在金属内部同时进行着加工硬化与回复再结晶软化两个相反过程。
此时称为动态回复和动态再结晶。
亚晶尺寸的大小与变形温度和应变速率有关，变形温度越高，应变速率越慢，则亚晶的尺寸越大。
相反，变形温度越低，应变速率越大，则形成了的亚晶尺寸越小。
6.5.2.1动态再结晶应力应变曲线
发生动态再结晶时真应力——真应变曲线的特征：
（图）
在高应变速率下：
在达到峰值之前，加工硬化占主导地位，在金属中只发生部分动态再结晶。
硬化作用大于软化作用。
当应力达到极大值之后，随着动态再结晶的加快，软化作用大于硬化作用，于是曲线开始下降。
当二者相等的时候，曲线进入稳定态阶段。
在低应变速率下：
与其对应的稳定态阶段的曲线呈波浪形变化。
这是由于反复出现了动态再结晶——变形——动态再结晶，即交替进行软化——硬化——软化而造成的。
6.5.2.2动态再结晶的特点
首先，在稳定态阶段的动态再结晶晶粒呈等轴状，但在晶粒内部包含着被位错缠结所分割的亚晶粒。
显然这比静态再结晶后晶粒中的位错密度要高；
其次，动态再结晶时的晶界迁移速度较慢，这是由于边形变、边发生结晶造成的。
因此动态再结晶的晶粒比静态再结晶的晶粒要细些。
如果将动态再结晶的组织迅速冷却下来，就可以获得比冷变形加在结晶退火要高的强度和硬度。
6.5.3热加工后的组织和性能
6.5.3.1改善铸锭组织
通过热加工，使铸锭中的组织缺陷得到明显改善，如气泡焊合，缩松压实，使金属的致密性增加。
静态时粗大的柱状晶通过热加工后一般都能变细。
在温度和压力下扩散速度增快，因而偏析可部分的消除，使成分比较均匀。
6.5.3.2纤维组织
在热加工过程中，铸锭中的粗大枝晶和各种夹杂物都要沿变形方向伸长，这样就使得枝晶间富集的杂质和非金属夹杂物的走向逐渐与变形方向一致，一些脆性杂质如氧化物、碳化物、氮化物等破碎成链状，塑性的夹杂物如MnS等则变成条带状，线状或片层状，在宏观试样上沿着变形方向变成一条条细线，这就是热加工钢中的流线。
由一条条流线勾划出来的组织就叫做纤维组织。
纤维组织使得材料各向异性。
使用时应尽量使流线与应力方向一致。
6.5.3.3带状组织
复相合金中的各个相，在热加工时沿着变形方向交替地呈带状分布，这种组织称为带状组织。
（纤维组织与带状组织的差异）
形成带状组织的原因：
一种是在铸锭中存在着偏析和夹杂物，压延时偏析区和夹杂物沿变形区伸长成条状组织，冷却后就是带状组织；一种是材料在压延时呈现两相组织。
例如碳的质量分数偏下限的1Cr13钢，在热加工时由奥氏体和碳化物组成，压延后奥氏体和碳化物都延长成带，奥氏体经共析转变后形成珠光体。
又如Cr12钢，在热加工时由奥氏体和碳化物组成，压延后碳化物即呈带状分布。
对于在高温下能获得单相组织的材料，正火可消除带状组织。
严重的磷偏析引起的带状组织甚难消除，需要高温扩散退火及随后的正火来改善。
6.5.3.4晶粒大小
正常的热加工一般可使晶粒细化。
但是晶粒能否细化取决于变形量、热加工温度尤其是终锻（轧）温度及锻后冷却等因素。
一般认为，增大变形量，有利于获得细晶粒。
特别注意不要再临界变形度范围内加工，否则即得到粗大的晶粒组织。
终锻温度如超过再结晶温度过多，且锻后冷却速度过慢，会造成晶粒粗大。
终锻温度如过低，又会造成加工硬化及残余应力。
因此，对于无相变的合金或者加工后不再进行热处理的钢件，应对热加工过程，热别是终锻温度、变形量及加工后的冷却等因素认真进行控制，以获得细小均匀的晶粒，提高材料的性能。
升级会员 