第九章回復再結晶與熱加工-2016

1、第9章 冷變形金屬的回復、再結晶與熱加工1 1 變形金屬加熱時組織性能變化的特點變形金屬加熱時組織性能變化的特點2 2 回復回復3 3 再結晶再結晶4 4 晶粒長大晶粒長大5 5 金屬的熱加工金屬的熱加工6 6 超塑性超塑性1冷變形金屬的回復、再結晶與熱加工塑性變形后的金屬發(fā)生組織改變、產(chǎn)生了大量晶體缺陷，同時，變形金屬中還儲存了相當數(shù)量的彈性畸變能，因此冷加工金屬的組織和性能處于亞穩(wěn)定狀態(tài)室溫下，原子擴散能力低，這種亞穩(wěn)狀態(tài)可一直維持下去2金屬的加熱過程如果把冷變形金屬進行加熱，就會發(fā)生組織結構和性能的變化儲能是促使冷變形金屬發(fā)生變化的驅(qū)動力根據(jù)冷變形金屬加熱時加熱溫度的不同，從儲能釋放及組

2、織結構和性能的變化來分析，將發(fā)生回復、再結晶及晶粒長大過程經(jīng)塑性變形后的金屬再進行加熱的過程稱之為“退火”3冷變形金屬退火時晶粒形狀和大小的變化4再結晶階段先出現(xiàn)新的無畸變的核心，然后長大，直到完全改組為新的、無畸變的細等軸晶?；貜碗A段組織幾乎沒有變化，晶粒仍是冷變形后的纖維狀晶粒長大階段新晶?；ハ嗤滩⒍L大H68黃銅退火組織5冷軋后退火，組織完全恢復，120 x6.9mm軋到1.0mm，83，軋制后晶粒拉長，破壞，出現(xiàn)大量滑移帶， 形成纖維組織，120 x金屬的儲能金屬在塑性變形時所消耗的大量能量，除絕大部分轉(zhuǎn)化為熱以外，尚有一小部分以儲能的形式保留在金屬之中儲能的主要形式是與點陣畸變和晶體

3、缺陷相聯(lián)系的畸變能儲能是回復和再結晶的驅(qū)動力，在回復和再結晶階段全部釋放出來按材料種類的不同，儲能釋放曲線A、B、C三種形式6冷變形材料退火時儲能的釋放7A:純金屬B：不純的金屬C：合金冷變形材料退火時儲能的釋放純金屬，不純的金屬和合金共同特點是每一曲線都出現(xiàn)一高峰，這個高峰出現(xiàn)的位置對應于再結晶開始的溫度，在此之前，只發(fā)生回復在回復階段，A（純金屬）型曲線儲能釋放少，C型曲線儲能釋放多，B型曲線則介乎二者之間這種差別是由于雜質(zhì)原子和合金元素阻礙再結晶的形核和長大，推遲再結晶過程，從而使不純金屬和合金中的儲能在再結晶開始以前能通過回復而較多地釋放出來8冷變形金屬退火時某些性能的變化 9回復、再

4、結晶、晶粒長大三個階段金屬性能變化電阻率在回復階段已有明顯下降，到再結晶開始時下降更快，最后恢復到變形前的電阻強度與硬度在回復階段下降不多，到再結晶開始后，硬度一般急劇下降有的金屬在回復階段硬度反而有所增加10冷變形金屬退火時某些性能的變化內(nèi)應力在回復階段也明顯降低1.宏觀內(nèi)應力在回復時可以全部或大部被消除2.而微觀內(nèi)應力在回復時部分消除3.要全部消除，必須加熱到再結晶溫度以上材料的密度隨退火溫度升高而逐漸增加119.2 冷變形金屬的回復 9.2.1 回復動力學所謂回復是指冷變形金屬加熱時，在新的無畸變晶粒出現(xiàn)之前，所產(chǎn)生的亞結構與性能變化的過程?；貜蛣恿W主要研究冷變形結束后，材料的性能向變

5、形前回復的速率問題12同一變形程度的多晶體鐵在不同溫度退火時，屈服應力的回復動力學曲線 13回復動力學R:回復時已恢復的加工硬化R=（m- r ）/（ m- 0） (9-1)m，r，0分別表示變形后、回復后及完全退火的屈服應力（1-R）則為剩余硬化分數(shù),R越大，即（1-R）越小，表示回復階段性能恢復程度愈大14回復動力學特點（1）回復過程沒有孕育期（2）在一定溫度下，初期的回復速率很大，以后逐漸變慢， 直到最后回復速率為零（3）每一溫度的回復程度都有一極限值，退火溫度愈高， 這個極限值也愈高，而達到此極限值所需時間則愈短 (4）回復不能使金屬性能恢復到冷變形前的水平15回復動力學回復動力學特征

6、可以用一方程式來描述設P:冷變形后在回復階段發(fā)生變化的某種性能 P0:變形前該性能的值P:加工硬化造成的該性能的增量 P-P0=P這個增量與晶體中晶體缺陷（空位、位錯等）的體積濃度CP成正比 P-P0=P=KCp (9-2)16回復動力學在某一溫度進行等溫回復過程中，晶體缺陷的體積濃度將發(fā)生變化，伴隨著性能P也發(fā)生變化。它們隨時間的變化率為 d（P-P0）/dt=KdCp/dt (9-3)缺陷的運動（變化）是一個熱激活的過程，假定其激活能為Q，按照化學動力學的方法 dCp/dt=-ACpe（-Q/RT） 則 d（P-P0）/dt=-K ACpe（-Q/RT） 17回復動力學將式（9-2）代入得

7、 d（P-P0）/（P- P0 ）= - Ae（-Q/RT）dt 積分得 ln（P-P0 ）=-Ae（-Q/RT）t (9-4)式中A為常數(shù)，此式表示回復階段性能隨時間而衰減，并遵從指數(shù)規(guī)律18回復動力學假若在不同溫度下回復退火，讓性能都達到同一P值時，所需時間顯然是不同的測量出幾個溫度下回復到相同P值所需的時間，利用式（9-4）并取對數(shù)，可得： lnt=常數(shù)+Q/RT (9-5)從lnt1/T關系可求出激活能，利用對激活能值的分析可以推斷可能的回復的機制 19回復動力學20 如果采用兩個不同的溫度將同一冷變形金屬的性能回復到同樣的程度，則2211expexptRTQAtRTQA1211122

8、1expexpTTReRTRTtt21回復動力學方程的應用回復動力學方程的應用例：已知鋅單晶的回復激活能Q=20000cal/mol，在0回復到殘留75%的加工硬化需5min，問在27和-50回復到同樣程度需多長時間？)(13(min)1850052231273131. 818. 4200002天et12111221expexpTTReRTRTtt回復機制根據(jù)亞組織變化的觀察，以及激活能的測定分析認為回復是空位和位錯通過熱激活改變了它們的組態(tài)分布和數(shù)量的過程低溫回復：主要是過剩空位的消失，趨向于平衡空位濃度中溫回復：位錯重新滑移和交滑移導致位錯重新組合； 異號位錯會聚而互相抵消以及亞晶粒長大高

9、溫回復：包括了攀移在內(nèi)的位錯運動和多邊形化以及亞 晶粒合并229.2.2回復機制與回復機制與 回復過程的組織變化回復過程的組織變化23溫 度回 復 機 制低 溫1點缺陷移至晶界或位錯處而消失2點缺陷合并中等溫度1纏結中的位錯重新排列構成亞晶2異號位錯在熱激活作用下相互吸引而抵消3亞晶粒長大較高溫度1位錯攀移和位錯環(huán)縮小2亞晶粒合并3多邊形化溫度范圍的劃分是相對的，各種回復機制沒有嚴格的溫度界線2424回復中刃型位錯的攀移d沿晶界的攀移a攀移形成小角度晶界（多邊化）b兩平行滑移面上異號位錯通過攀移相互抵消c同一滑移面上異號位錯攀移過夾雜物后相互抵消回復過程的組織變化雖然在光學顯微鏡下看不到回復過

10、程中組織的明顯變化，但從透射電鏡下觀察到的亞結構卻發(fā)生了重要變化。了解亞結構變化也是研究回復機制的重要方面回復時亞結構的變化主要有以下兩種種情況 1多邊形化 2胞狀組織的規(guī)整化2022-2-24251多邊形化 多邊形化：回復時，通過位錯的滑移和攀移使位錯變成沿垂直滑移面的排列，形成所謂的位錯墻，每組位錯墻均以小角度晶界分割晶粒成為亞晶，這一過程為位錯的多邊形化26多邊形化時位錯的移動和排列27金屬塑性變形后，滑移面上塞積的同號刃位錯沿原滑移面成水平排列回復后的多邊形化，形成位錯墻高溫回復時，刃位錯通過滑移和攀移使位錯變成沿垂直滑移面的排列，形成位錯墻回復前位錯的分布多邊形化為了降低界面能，小角

11、度亞晶界有合并為大位向差亞晶界的趨勢首先亞晶部分合并成Y形結點，再通過結點的移動使分叉消失形成大亞晶這類亞晶結構穩(wěn)定不易遷移，阻礙以后的再結晶過程，不能成為再結晶的核心28多邊形化過程中Y形結點形成及移動移動多邊形化多邊形化過程一般是當晶體受彎曲變形后，在較高溫度下回復退火才發(fā)生的，而且只在產(chǎn)生單滑移的單晶體中，多邊形化過程才最為典型在多晶體中，產(chǎn)生多系滑移的情況下，也可能發(fā)生多邊形化，不過此時易形成胞狀組織，多邊形化不那么明顯、典型292胞狀組織的規(guī)整化 金屬經(jīng)塑性變形后存在胞狀組織，其胞壁位錯密度很高。在回復過程中，這種變形后的胞狀組織將發(fā)生變化30胞狀組織的規(guī)整化31在回復初期，首先是過

12、剩空位消失，變形胞狀組織內(nèi)的位錯被吸引到胞壁，并與胞壁中的異號位錯互相抵消，使位錯密度降低，而且位錯變得較平直、較規(guī)整，如圖（a）、(b)回復繼續(xù)時，胞內(nèi)變得幾乎無位錯，胞壁中的位錯纏結逐漸形成能量較低的位錯網(wǎng)，胞壁變薄，且更清晰，單胞也有所長大，如圖(c)，此時，胞狀組織實際上就是亞晶?；貜驮倮^續(xù)進行，亞晶粒繼續(xù)長大，亞晶界上有更多的位錯按低能態(tài)的位錯網(wǎng)絡排列，如圖(d)回復退火的應用回復退火的應用主要用作去應力退火，使冷加工金屬在基本上主要用作去應力退火，使冷加工金屬在基本上保持加工硬化的狀態(tài)下降低其內(nèi)應力，以穩(wěn)定保持加工硬化的狀態(tài)下降低其內(nèi)應力，以穩(wěn)定和改善性能，減少變形和開裂，提高耐蝕

13、性和改善性能，減少變形和開裂，提高耐蝕性329.3 冷變形金屬的再結晶冷變形后的金屬加熱到一定溫度后，在原來的變形組織中產(chǎn)生了無畸變的新晶粒，而且性能恢復到變形以前完全軟化的狀態(tài)，這個過程稱之為“再結晶”再結晶的驅(qū)動力也是冷變形時所產(chǎn)生的儲能再結晶雖然也是形核、長大過程，但再結晶在轉(zhuǎn)變前后晶體結構和化學成分不發(fā)生變化33再結晶過程示意圖349.3.1 再結晶的形核 經(jīng)典的均勻形核理論來研究再結晶形核，并用傳統(tǒng)熱力學方法來估算再結晶時的晶核臨界尺寸與觀測結果不符根據(jù)透射電鏡的一些觀測結果，一般認為再結晶形核是通過現(xiàn)存界面的移動來實現(xiàn)的：1亞晶粒聚合、粗化的形核機制亞晶粒聚合、粗化的形核機制2 2

14、原有晶界弓出形核機制原有晶界弓出形核機制351亞晶粒聚合、粗化的形核機制高層錯能金屬，可以通過相鄰亞晶粒的合并來實現(xiàn)，即相鄰亞晶粒某些邊界上的位錯，通過攀移和滑移，轉(zhuǎn)移到這兩個亞晶外邊的亞晶界上去，而使這兩個亞晶之間的亞晶界消失，合并成一個大的亞晶。同時，通過原子擴散和相鄰亞晶轉(zhuǎn)動，使兩個亞晶的取向變?yōu)橐恢?6a.高層錯能金屬再結晶的形核機制示意圖（亞晶粒合并形成再結晶核心）37a.合并前的亞晶粒b.開始合并，一個亞晶粒在轉(zhuǎn)動c.剛合并后的亞晶粒結構d .某些亞晶界遷移后的最終亞晶粒結構亞晶粒聚合、粗化的形核機制低層錯能金屬，再結晶形核可能是直接通過亞晶界的遷移來實現(xiàn)的再結晶的形核機制示意圖3

15、8b.低層錯能金屬低層錯能金屬中局部位錯密度很高的亞晶界發(fā)生遷移長大為核一般在變形程度比較大時發(fā)生，變形量愈大，愈有利于再結晶按這種機制形核2 原有晶界弓出的形核機制 多晶體變形較小，不均勻，位錯密度不同，變形大的晶粒位錯密度高，變形小的晶粒位錯密度低。兩晶粒邊界（大角度晶界）在形變儲能的驅(qū)動下，向高密度位錯晶粒移動時，晶界掃掠過的區(qū)域位錯密度降低，能量釋放晶界掃掠過的區(qū)域位錯密度降低，能量釋放這塊無應變的小區(qū)域尺寸達到一定值時就成為了再結晶核心39高密度位錯區(qū)域大角度晶界弓出形核大角度晶界向高密度位錯區(qū)域弓出形核示意圖40AB為兩個不同位錯密度區(qū)的邊界（大角度晶界），兩區(qū)域的單位體積自由能差

16、為Gv。若AB向高密度位錯晶粒（）弓出V的體積，形成無畸變新晶核，相應增加晶界面積A原有晶界弓出的形核機制這一過程體系的自由能變化G=-GvV+A導出形核過程自發(fā)進行的熱力學條件為Gv-A/V (9-6) 其中為晶核單位面積的界面能晶核為球形，則A/V=2/R（R為球半徑）晶界弓出的能量條件變成Gv70%70%）保溫1h再結晶完成95%所對應的溫度48再結晶溫度對于工業(yè)純的金屬，其起始再結晶溫度與熔點之間存在下列關系： T再= (0.30.4)T熔 (9-10)式中T熔溫度是指絕對溫度不適用于合金和高純（純度高于99.99%）金屬 49某些金屬和合金的再結晶起始溫度近似值材 料T再/材 料T再

17、/銅 (99.999%)120蒙乃爾合金600無氧銅200電解鐵400Cu-5Zn320低碳鋼540Cu-5Al290鎂 (99.99%)65Cu-2Be370鎂合金230鋁 (99.999%)80鋅10鋁 (99.0%)290錫-3鋁合金320鉛-3鎳 (99.99%)370高純鎢12001300鎳 (99.4%)600含有孔隙的鎢160023002022-2-2450影響再結晶溫度的因素1 （1）變形程度冷變形程度增加，儲能增多，也提高了N和G，所以再結晶速度加快，再結晶速度加快，再結晶溫度降低例：純Zr 當面積縮減13%時，557完成等溫再結晶需40h 當面積縮減51%時，557完成等溫

18、再結晶需16h但冷變形使金屬儲能的增加有一個上限，因此，冷變形增加到一定程度以后，對再結晶溫度的影響也有一極限51變形程度對再結晶溫度影響變形程度對再結晶溫度影響52影響再結晶溫度的因素2（2）雜質(zhì)及合金元素在金屬中溶入微量合金元素可顯著提高再結晶溫度，降低再結晶速度降低再結晶速度金屬純度不同，再結晶溫度相差很大。如果溶質(zhì)與溶劑原子的尺寸差別大、價電子數(shù)相差大，則溶質(zhì)原子與晶體缺陷的結合能大，能更有效地阻礙這些缺陷運動，并延續(xù)亞晶在加熱時的形成和長大，從而顯著地提高再結晶溫度53雜質(zhì)對再結晶溫度的影響54材 料50%再結晶的溫度（）備 注光譜純銅140Cu的原子半徑為1.28光譜純銅加入0.0

19、1%Ag205Ag的原子半徑為1.44 光譜純銅加入0.01%Cd305Cd 原子半徑為1.52 雜質(zhì)及合金元素對再結晶溫度的影響55影響再結晶溫度的因素3（3）第二相粒子第二相可能促進，也可能阻礙再結晶，第二相可能促進，也可能阻礙再結晶，主要取決于基體上第二相粒子的大小及主要取決于基體上第二相粒子的大小及其分布其分布彌散的第二相粒子也能提高再結晶溫度，彌散度愈大效果愈好如果第二相數(shù)量不多而且彌散度不大時，有可能使再結晶溫度降低56第二相對再結晶溫度的影響第二相對再結晶溫度的影響57合 金（m）d對再結晶的影響Cu+B4C52m促進Cu+Al2O32.5300阻礙Cu+Co+SiO20.5-1

20、.0m800阻礙設粒子間距為設粒子間距為 ，粒子直徑為，粒子直徑為d： 1m，d0.3m 第二相粒子降低再結晶溫度，提高再結晶速度第二相粒子降低再結晶溫度，提高再結晶速度 1m，d0.3m 第二相粒子提高再結晶溫度，降低第二相粒子提高再結晶溫度，降低 再結晶速度再結晶速度在燒結鋁中加入5%的Al2O3，可使再結晶溫度提高到500。Al2O3或ZrO2能顯著提高銅的再結晶溫度，彌散的稀土氧化物能提高W、Mo的再結晶溫度影響再結晶溫度的因素4（4）原始晶粒大小原始晶粒越細小，冷變形時加工硬化率大、儲能高，而且晶界往往是再結晶形核的有利地區(qū)，所以和G增加，再結晶速度增加，再結晶速度增加，再結晶溫度較

21、低58影響再結晶溫度的因素5（5）加熱速度：極快的加熱或加熱速度過于極快的加熱或加熱速度過于緩慢時，再結晶速度降低，再結晶溫度上升緩慢時，再結晶速度降低，再結晶溫度上升加熱速度十分緩慢時，變形金屬在加熱過程中有足夠的時間進行回復，使點陣畸變程度降低，儲能減少，從而使再結晶的驅(qū)動力減小，再結晶溫度上升極快速度加熱也使再結晶溫度升高，因為再結晶過程需要時間，快速加熱時的升溫過程中，在各溫度停留的時間都很短，來不及進行再結晶形核和核心長大，所以需要加熱到更高的溫度才能夠再結晶59影響再結晶溫度的因素66 6加熱時間加熱時間在一定范圍內(nèi)延長加熱時間會降低再結晶溫度在一定范圍內(nèi)延長加熱時間會降低再結晶溫

22、度例：例：純純AlAl的加熱時間與再結晶溫度的關系的加熱時間與再結晶溫度的關系60加熱時間14天40小時6小時1分鐘5秒T再2540601001509.3.4 再結晶后的晶粒大小及再結晶全圖控制再結晶后的晶粒尺寸是材料生產(chǎn)中的一個重要問題。 運用式(9-8)可以證明再結晶后晶粒尺寸d與G和之間存在下列關系： d = 常 數(shù) G / N 1/4 (9-11) 上式表明，通過增加N和減小G可以得到細小的再結晶晶粒。所有能夠使G/N值發(fā)生變化的因素都可能引起再結晶晶粒大小的變化61再結晶晶粒大小1.預先冷變形度62隨著變形度增加，再結晶晶粒變細，這是由于N/G值增大的結果變形程度很小時（ab段），金

23、屬材料的晶粒仍保持原來大小，不發(fā)生再結晶臨界變形度，得到特別粗大的晶粒反常晶粒長大（二次再結晶）預先冷變形度與再結晶晶粒大小關系63工業(yè)純鋁，不同冷變形后550再結晶退火30min（1x）臨界變形度2.5臨界變形度當變形程度增加到一定值時，畸變能足以引起再結晶，但由于變形程度還不夠大，G /N 值很小，因此得到特別粗大的晶粒把對應于再結晶后得到特別粗大晶粒的變形程度稱為“臨界變形度”一般金屬的臨界變形度約在210%范圍內(nèi)金屬材料在壓力加工過程中，應當避免加工到臨界變形度，以免產(chǎn)生粗大的晶粒有時為了某種目的，需要獲得粗大晶粒甚至于單晶時，則可以利用臨界變形度加工2022-2-24中南大學材料學院

24、 柏振海64再結晶后的晶粒大小2022-2-24中南大學材料學院 柏振海652原始晶粒大小原始晶粒大小 原始晶粒越細，再結晶后晶粒越細原始晶粒越細，再結晶后晶粒越細原始晶粒大小對再結晶后晶粒大小的影響原始晶粒大小對再結晶后晶粒大小的影響再結晶后晶粒大小的影響再結晶后晶粒大小的影響- -退火溫度退火溫度3.3.當變形程度和保溫時間一定時，退火當變形程度和保溫時間一定時，退火溫度越高，所得到的晶粒越粗大溫度越高，所得到的晶粒越粗大嚴格控制退火保溫時間和提高加熱速度，可防止再結晶晶粒長大2022-2-24中南大學材料學院 柏振海66H68H68合金再結晶晶粒合金再結晶晶粒2022-2-24中南大學材

25、料學院 柏振海67再結晶晶粒隨終軋溫度由再結晶晶粒隨終軋溫度由a至至d的的提高，再結晶晶粒越大的的提高，再結晶晶粒越大再結晶后晶粒大小再結晶后晶粒大小加熱速度加熱速度 4.4.加熱速度加熱速度 加熱速度很慢將使晶粒粗化加熱速度很慢將使晶粒粗化68再結晶后晶粒大小再結晶后晶粒大小合金元素及第二相合金元素及第二相5合金元素及第二相 在其他條件相同的情況下，凡延緩再結晶及阻礙晶粒長大的合金元素或雜質(zhì)均使金屬再結晶后得到細晶粒組織。微量溶質(zhì)原子存在時，G/N的比值均可減小，再結晶后可得到細小的晶粒69再結晶全圖 將變形程度、退火溫度與再結晶后晶粒大小的關系（保溫時間一定）表示在一個立體圖上，就構成了所

26、謂“再結晶全圖” 再結晶全圖是制定金屬變形和退火工藝規(guī)程的重要參考依據(jù)70鋁的再結晶全圖 71對應大變形、高溫退火時的二次再結晶，晶粒度極大對應臨界變形度，晶粒度極大純鐵的再結晶全圖729.3.5 再結晶織構多晶體金屬經(jīng)過大變形量的加工后可能產(chǎn)生變形織構具有變形織構的金屬經(jīng)過再結晶退火后，織構也難以完全消除，有時還可能出現(xiàn)新的“再結晶織構”（或稱“退火織構”）再結晶織構的位向可能和原來的變形織構相同，也可能不同，但和原織構往往具有一定的取向關系當金屬板材中重疊出現(xiàn)幾種織構時，其方向性將會減弱73再結晶織構74銅板在軋制時的板織構和退火后的再結晶織構某些金屬板材的再結晶織構75金 屬晶體結構再結

27、晶織構Al面心立方(110) 112, (100) 001, (7,12,22) 845Cu面心立方(100) 001, (122) 212Au面心立方(100) 001Ag面心立方(110) 112, (311) 112-Fe體心立方(100) 011, (111) 112, (112) 110再結晶織構的形成機理1.“定向生長理論”這種理論認為在變形基體中早已存在不同取向的晶核（即回復階段形成的亞晶），其中只有那些取向有利的晶核其晶界才能獲得最快的遷移速率例如面心立方金屬，只有當兩個晶粒的位向差為3040時，其界面移動速率最快而其他取向的晶核生長速度太慢，在競爭生長中最終被淘汰長大速率大的

28、晶核長成取向接近的再結晶晶粒，即形成了再結晶織構76再結晶織構的定向生長理論77615時鋁新晶粒的晶界移動速率與位向差的關系定向形核理論2.“定向形核理論”由于變形基體中已具有很強的擇優(yōu)取向，再結晶形核時晶核本身也具有擇優(yōu)取向，這些擇優(yōu)取向的晶核長大后必然具有擇優(yōu)取向，即形成再結晶織構78再結晶織構透射電鏡選區(qū)衍射的實驗結果表明定向生長機制是起主導作用的再結晶織構是保持原變形織構的情況下，定向形核也是很可能存在的不過定向形核以后，若要最終形成再結晶織構，定向生長仍然是不可少的因此有人提出了定向形核和擇優(yōu)生長的綜合理論。織構引起金屬材料各向異性，其利弊影響和控制方法已有討論7980各向異性；制耳

29、在有再結晶織構的銅帶中，延伸率各向異性9.4 再結晶后晶粒長大 金屬在再結晶剛完成時，一般得到的是細小的等軸晶粒。如果繼續(xù)保溫或提高退火溫度，就會發(fā)生晶粒相互吞并而長大的現(xiàn)象，即“晶粒長大過程”晶粒長大通常有正常長大（亦稱均勻長大）和反常長大（亦稱非均勻長大或二次再結晶）兩種方式819.4.1 晶粒正常長大正常晶粒長大是金屬材料再結晶完成后繼續(xù)加熱或保溫過程中，在界面曲率驅(qū)動力的作用下，相鄰晶粒相互吞食長大，但是晶體中有許多晶粒滿足長大條件，晶粒的長大是連續(xù)地，均勻地進行，晶粒長大過程中晶粒的尺寸是比較均勻的，晶粒平均尺寸的增大也是連續(xù)的，長大后的晶粒大小相對較均勻，故稱“均勻長大”821晶粒

30、長大的驅(qū)動力晶粒長大是一個界面遷移過程，引起晶界遷移的驅(qū)動力則是界面能下降（長大前后的界面能差值）長大前后的界面能差值）和界面曲率83楔形雙晶體的晶界面為一圓柱面，其曲率半徑為R，楔形角為，晶界面單位面積的表面張力（表面能）為晶粒長大的驅(qū)動力單位厚度的晶界面上的表面能E為 E=R 1 (9-12)R（弧邊長） 1（單位厚度）界面向曲率中心方向移動，必然引起晶界面積減小，降低界面能移動單位距離所引起界面能的變化就相當于作用在此界面上的力F F=dE/dR= (9-13)由此式可以推算出作用在單位界面上的力P P=F/（R）= /R (9-14)84晶粒長大的驅(qū)動力三維空間的任意曲面可以用兩個主曲

31、率半徑表示三維空間的任意曲面可以用兩個主曲率半徑表示主曲率半徑的求法是通過此曲面的法線作兩個相主曲率半徑的求法是通過此曲面的法線作兩個相互垂直的平面，此兩平面與曲面相交成兩條曲線，互垂直的平面，此兩平面與曲面相交成兩條曲線，這兩條曲線的曲率半徑就是兩個主曲率半徑這兩條曲線的曲率半徑就是兩個主曲率半徑R R1 1與與R R2 2，可以證明可以證明 P= P= （1/R1/R1 1）+ +（1/R1/R2 2） P P：晶界遷移的驅(qū)動力：晶界遷移的驅(qū)動力 ， ：晶界單位面積：晶界單位面積 的界的界面能面能如果空間曲面為一球面時，即如果空間曲面為一球面時，即R R1 1=R=R2 2，那么那么 P=

32、2/R (9-15) P=2/R (9-15)85晶粒長大的驅(qū)動力由式（9-15）可知，晶界遷移的驅(qū)動力與其曲線率半徑R成反比，而與界面的表面張力（表面能）成正比從晶界的曲率半徑考慮，晶界的移動總是指向曲率中心862晶粒的穩(wěn)定形貌 在相同體積情況下，球形晶粒的晶界面積最小，總的界面能最低 如果晶粒呈球形，會出現(xiàn)堆砌的空隙。所以實際晶粒的平衡形貌呈十四面體，相鄰兩晶界的兩面角應為120，會于一點的四條棱線，各向的夾角應為1092887在三維坐標中，晶粒長大最后穩(wěn)定的形狀是正十四面體。在三維坐標中，晶粒長大最后穩(wěn)定的形狀是正十四面體。晶粒平衡形狀88平衡態(tài)的（Mn、Fe）S單晶體14面體形貌895

33、000 x5000 x二維晶粒的穩(wěn)定形狀2022-2-24中南大學材料學院 柏振海90垂直于一棱的截面二維晶粒形狀平面投影等邊六角形二維晶粒的穩(wěn)定形狀和實際觀察到的一些單相合金的平衡組織很接近三晶粒交匯處表面張力與界面角的關系911-2/sin3=2-3/sin1 = 3-1/sin2晶粒的穩(wěn)定形貌相鄰三晶粒，由作用于O點的張力平衡可得到1-2cos3+2-3cos2+3-1cos1=0 (9-16) 1-2/sin3=2-1/sin1 = 3-1/sin 2 (9-17)比界面能通常為常數(shù) 故1=2= 3=1200 因此平衡組織中晶粒的穩(wěn)定形貌應為等邊六角形，其晶界為直線且夾角為12092實

34、際的二維晶粒形貌2022-2-24中南大學材料學院 柏振海93較大的晶粒往往是六邊以上,凹晶界凹晶界較小的晶粒往往是少于六邊,凸晶界凸晶界晶界向曲率中心移動趨于平直化94晶界遷移時，彎曲的晶界總是趨向于平直化，向曲率中心移動，結果是大晶粒吞食小晶粒而長大為保證界面張力平衡，晶界角應為120,小晶粒的界面必定向外凸，大晶粒的界面必定向內(nèi)凹晶粒長大晶粒長大95邊數(shù)大于邊數(shù)大于6 6的晶粒，晶界向內(nèi)凹進，逐漸長大，當晶的晶粒，晶界向內(nèi)凹進，逐漸長大，當晶粒的邊數(shù)為粒的邊數(shù)為6 6時，處于穩(wěn)定狀態(tài)。時，處于穩(wěn)定狀態(tài)。不同邊數(shù)的晶粒中曲率半徑的變化晶界外凸，生長時界面內(nèi)縮，甚至消失穩(wěn)定界面晶界凹進，生長

35、時界面平直化，逐漸長大晶粒長大晶粒長大96在二維坐標中，晶界邊數(shù)少于在二維坐標中，晶界邊數(shù)少于6的晶粒，其凸晶界向外的晶粒，其凸晶界向外凸出，必然逐漸縮小，甚至消失凸出，必然逐漸縮小，甚至消失晶粒邊界小于6的晶?？s小甚至消失純鋁結晶后的晶粒 973影響晶粒長大的因素（1）溫度 晶界的遷移是熱激活過程，晶粒的長大速度正比于e-Q/RT (Q Q為晶界遷移的激活能為晶界遷移的激活能) )，溫度越高晶粒長大速度越快，晶粒越粗大，晶粒越粗大 一定溫度下，晶粒長到極限尺寸后就不再長大，但提高溫度后晶粒將繼續(xù)長大98晶粒長大是通過晶界遷移實現(xiàn)的，所以影響晶界遷移的因素都會影響晶粒長大影響晶粒長大的因素（2

36、）雜質(zhì)與合金元素 雜質(zhì)及合金元素阻礙晶界運動，特別是晶界偏聚顯著的元素 一般認為雜質(zhì)原子被吸附在晶界可使晶界能下降，從而降低了界面移動的驅(qū)動力，使晶界不易移動 當當溫度很高溫度很高時，晶界偏聚可能時，晶界偏聚可能消失，其消失，其阻礙作用減弱甚至消失阻礙作用減弱甚至消失99影響晶粒長大的因素（3）第二相質(zhì)點 彌散分布的第二相粒子阻礙晶界的移動，使晶粒長大受到抑制 當晶界移動驅(qū)動力等于分散相粒子對晶界移動所施的約束力時極限的晶粒平均直徑Dlim(正常晶粒長大停止時晶粒的平均直徑) Dlim=4r/3f (9-18)式中r為分散相粒子半徑，f為分散相粒子的體積分數(shù)由公式（9-18）可知，第二相粒子越

37、細小，數(shù)量越多，阻礙晶粒長大能力越強100附：晶粒長大極限半徑公式的推導附：晶粒長大極限半徑公式的推導101第二相顆粒與遷移中的晶界的交互作用F，的分量的分量設第二相顆粒為球形，對晶界的阻力為F，與驅(qū)動力平衡附：晶粒長大極限半徑公式的推導附：晶粒長大極限半徑公式的推導第二相顆粒單位面積對晶界的阻力第二相顆粒單位面積對晶界的阻力F F F=F=2rcossin2rcossin =2rcoscos=2rcoscos（-） (1)(1)角只取決于第二相顆粒與晶粒間的表面張力，可看角只取決于第二相顆粒與晶粒間的表面張力，可看作恒定值作恒定值102附：晶粒長大極限半徑公式的推導附：晶粒長大極限半徑公式的

38、推導將（將（1 1）式）式(F=2rcoscos(F=2rcoscos（-）) )對對求求極大值，令極大值，令dF/d=0 dF/d=0 ，可得：，可得： F Fmaxmax=r=r（1+cos1+cos） （2 2） 假設在單位面積的晶界面上有假設在單位面積的晶界面上有N NS S個第二相顆粒，個第二相顆粒，其半徑都為其半徑都為r r，則總阻力，則總阻力 F F總總=N=NS Srr（1+cos1+cos） （3 3） 設單位體積中有設單位體積中有N NV V個質(zhì)點，其體積分數(shù)為個質(zhì)點，其體積分數(shù)為f f，則，則 f= f=（4/34/3）r r3 3N NV V /1=/1=（4/34/3

39、）r r3 3N NV V 故故N NV V=3f/=3f/（4r4r3 3） （4 4）103附：晶粒長大極限半徑公式的推導附：晶粒長大極限半徑公式的推導取單位晶界面積兩側厚度皆為取單位晶界面積兩側厚度皆為r r的正方體，所有中心位于這個的正方體，所有中心位于這個1 11 12r2r體積內(nèi)半徑為體積內(nèi)半徑為r r的第二的第二相顆粒，都將與這部分晶界交截，相顆粒，都將與這部分晶界交截，單位面積晶界將與單位面積晶界將與1 11 12r2rN NV V個晶粒交截個晶粒交截 N NS S = 2rN = 2rNV V （5 5）104附：晶粒長大極限半徑公式的推導附：晶粒長大極限半徑公式的推導將（將

40、（4 4）（）（ N NV V=3f/=3f/（4r4r3 3） ）、（）、（5 5）（）（ NS = NS = 2rNV2rNV ）式代入（）式代入（3 3）（）（ F F總總=N=NS Srr（1+cos1+cos） ）式，有式，有 F F總總=3f=3f（1+cos1+cos）/ / （2r 2r ） （6 6） 這個總阻力與晶界驅(qū)動力這個總阻力與晶界驅(qū)動力2/R2/R平衡平衡 2/R = 3f2/R = 3f（1+cos1+cos）/（2r2r） 整理得整理得R=R=（4r/3f4r/3f）（）（1+1/cos 1+1/cos ） （7 7） 可看作常數(shù)，令可看作常數(shù)，令K= 1+1/

41、cos K= 1+1/cos （8 8） R=Kr/fR=Kr/f105影響晶粒長大的因素（4）相鄰晶粒的位向差 晶界的界面能與相鄰晶粒的位向差有關，小角度晶界界面能低，故界面移動的驅(qū)動力小，晶界移動速度低 大角度晶界的遷移率總是大于小角度晶界的遷移率106晶界能與晶界間位向差角關系9.4.2 反常晶粒長大（二次再結晶）再結晶完成后繼續(xù)加熱至高溫，或保溫更長時間，少數(shù)晶粒優(yōu)先長大成特別粗大的晶粒,周圍較細的晶粒則逐漸被吞食掉，整個組織由少數(shù)比再結晶后晶粒要大幾十倍甚至幾百倍的特大晶粒組成，這種晶粒的反常長大現(xiàn)象，稱為“二次再結晶”不存在重新形核過程，在一次再結晶晶粒長大過程中某些局部區(qū)域的晶粒

42、優(yōu)先長大驅(qū)動力：同正常晶粒長大，是長大前后的界面能差107反常晶粒長大（二次再結晶）發(fā)生反常晶粒長大的條件是正常晶粒長大過程被分散相粒子、織構等強烈阻礙，使能夠長大的晶粒數(shù)目較少，晶粒大小相差懸殊晶粒尺寸相差越大、大晶粒吞并小晶粒的條件越有利，大晶粒的長大速度也會越來越快，最后形成晶粒大小極不均勻的組織108異常晶粒長大109反常晶粒長大（二次再結晶）當合金中含有彌散的夾雜物或第二相粒子時，第二相粒子對晶界的釘扎作用使晶粒長大受到阻礙但是這些質(zhì)點在整個合金中的分布可能存在不均勻現(xiàn)象；另外，高溫加熱時也可能發(fā)生質(zhì)點聚集或溶解于基體中的現(xiàn)象如果溫度適當，那些擺脫第二相質(zhì)點約束的少數(shù)晶粒，獲得優(yōu)先長

43、大的機會110二次再結晶條件11.大多數(shù)晶粒的晶界被第二相質(zhì)點所阻礙而不能移動，這樣就為反常長大，即二次再結晶創(chuàng)造了條件111晶粒的異常長大晶粒的異常長大Fe-3%Si軟磁材料中的彌散的MnS質(zhì)點強烈阻礙正常晶粒長大112高純的和含MnS的Fe3Si合金（冷軋到0.35mm，50）在不同溫度退火1小時的晶粒尺寸對應MnS質(zhì)點溶解溫度二次再結晶條件22.金屬經(jīng)強烈變形出現(xiàn)變形織構以后，經(jīng)退火獲得再結晶織構組織變形織構中大多數(shù)晶粒取向相近，晶界的遷移率很小，應該形成晶粒較細的穩(wěn)定組織若存在少數(shù)非主流織構取向的晶粒，它們的晶界遷移比較容易，在隨后的加熱過程中將優(yōu)先長大而出現(xiàn)二次再結晶113高純Fe-

44、3%Si箔材于1200真空退火所產(chǎn)生的二次再結晶現(xiàn)象 114二次再結晶二次再結晶產(chǎn)生粗大的組織，降低了材料的室溫力學性能，并使板帶材表面粗糙不平，應當避免在某些特殊情況下，例如在硅鋼片生產(chǎn)中，可以利用二次再結晶使之獲得有優(yōu)良磁導率的粗大晶粒并具有高斯織構或立方織構的組織115壓力加工流程熔煉鑄造 均勻化熱加工冷加工 （中間退火）冷加工熱處理1169.5 金屬熱加工 再結晶溫度以上的加工稱為“熱加工”低于再結晶溫度又是室溫下的加工稱為“冷加工”在再結晶溫度以下，而高于室溫的加工稱為“溫加工”再結晶溫度是區(qū)分冷、熱加工的分界線鉛、錫的再結晶溫度低于室溫，因此鉛和錫在室溫下的加工屬于熱加工鎢的起始再

45、結晶溫度約1200，因此在1000拉制鎢絲屬于溫加工1179.5.1 動態(tài)回復與動態(tài)再結晶 熱加工時由于溫度很高，金屬在變形的同時將發(fā)生回復和再結晶，同時發(fā)生加工硬化和軟化兩個相反的過程這種在熱變形時由溫度和外力聯(lián)合作用下發(fā)生的回復和再結晶過程稱為“動態(tài)回復”和“動態(tài)再結晶”金屬經(jīng)塑性變形后再加熱發(fā)生的回復和再結晶則稱之為靜態(tài)回復和靜態(tài)再結晶1181動態(tài)回復 對高層錯能的金屬，如鋁、-鐵、鐵素體鋼以及一些密排六方結構金屬（Zn、Sn、Mg等），由于交滑移容易進行，在熱變形中動態(tài)回復是其軟化的主要方式曲線分三個階段第一階段是微應變階段第二階段加工硬化率逐漸降低第三階段曲線穩(wěn)態(tài)流變階段119動態(tài)回

46、復的真應力-真應變曲線1201.微應變階段，有很強的加工硬化作用3.穩(wěn)態(tài)流變，曲線接近為一水平線，加工硬化作用幾乎完全被動態(tài)回復軟化作用所抵消，在恒應力下可持續(xù)變形，變形過程產(chǎn)生的位錯密度的增加被回復過程引起的位錯密度減少所抵消2. 加工硬化率逐漸降低，已發(fā)生動態(tài)回復，加工硬化部分地被動態(tài)回復引起的軟化所抵消動態(tài)回復晶粒大小 動態(tài)回復所產(chǎn)生的亞晶粒尺寸與穩(wěn)態(tài)變形應力成反比隨變形溫度升高和變形速率降低而增大121動態(tài)回復組織熱加工后的晶粒沿變形方向伸長，同時，熱加工后的晶粒沿變形方向伸長，同時，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)動態(tài)回復所形成的等軸亞晶晶粒內(nèi)部出現(xiàn)動態(tài)回復所形成的等軸亞晶粒粒從顯微組織上，靜態(tài)回復可以

47、看到清晰亞晶界，動態(tài)回復形成胞狀亞結構122鋁在400擠壓時動態(tài)回復形成的亞晶123動態(tài)回復軟化機制動態(tài)回復引起的軟化過程是通過刃位錯的攀移、螺位錯的交滑移，使異號位錯相互抵消，位錯密度降低的結果層錯能高是決定動態(tài)回復進行得充分與否的關鍵，如鋁及鋁合金中1.層錯能高，其擴展位錯的寬度窄，容易發(fā)生交滑移和攀移2.層錯能高，位錯容易從節(jié)點和位錯網(wǎng)中解脫出來，促使其與異號位錯相抵消124動態(tài)回復動態(tài)回復的組織具有比再結晶組織更高的強度，因此可作為強化材料的一種途徑，如建筑用鋁鎂合金采用熱擠壓法保留動態(tài)回復組織可提高使用強度如果加入的溶質(zhì)原子降低了層錯能，使擴展位錯變寬，交滑移和攀移變得困難，動態(tài)回復

48、過程將受到阻礙，動態(tài)再結晶傾向增加如鋁鎂合金也能發(fā)生動態(tài)再結晶1252動態(tài)再結晶（低層錯能金屬）低層錯能金屬，如銅、黃銅、鎳、-Fe、不銹鋼等，由于它們的擴展位錯很寬，難于從節(jié)點和位錯網(wǎng)中解脫出來，也難于通過交滑移和攀移而與異號位錯相互抵消，動態(tài)回復過程進行得很慢，亞組織中位錯密度較高，剩余的儲能足以引起再結晶，因此這類金屬在熱加工時，有利于發(fā)生動態(tài)再結晶126低層錯能金屬在熱加工溫度的應力應變曲線示意圖1272.低應變速率下反復動態(tài)再結晶、變形、動態(tài)再結晶，軟化硬化多次交替1.高應變速率下連續(xù)的快速動態(tài)再結晶完全動態(tài)再結晶階段，加工硬化和動態(tài)再結晶軟化已達到平衡，曲線接近水平，流變應力接近恒

49、定值，達到穩(wěn)態(tài)變形尚未發(fā)生動態(tài)再結晶的加工硬化階段發(fā)生部分動態(tài)再結晶階段，隨著應變增加，曲線斜率減小，應變升至最大值后，曲線開始下降，表明動態(tài)再結晶在逐漸加劇動態(tài)再結晶影響因素動態(tài)再結晶影響因素128形變溫度越高，應變速率越小，應變量越大，越有利于進行動態(tài)再結晶形變溫度越高，應變速率越小，應變量越大，越有利于進行動態(tài)再結晶Fe-0.68C碳鋼在相區(qū)加工，加工溫度和變形速率對應力應變曲線的影響stress一strain curves(solid lines)for aluminium alloy 5083 with temperature rise 129stress and temperatu

50、re130stress and strain rate131動態(tài)再結晶組織現(xiàn)存的晶界往往是動態(tài)再結晶的主要形核之處與靜態(tài)再結晶相似，動態(tài)再結晶也是通過新的大角度晶界形成和遷移的方式進行的在穩(wěn)態(tài)變形階段，經(jīng)動態(tài)再結晶形成的晶粒是等軸的，晶界呈鋸齒狀，但等軸晶內(nèi)存在被纏結位錯所分割的亞晶粒因為動態(tài)再結晶時，在晶核長大的同時變形還在繼續(xù)，因而形成的新晶粒內(nèi)有一定程度的應變，故出現(xiàn)纏結位錯的亞結構132動態(tài)再結晶組織133。b.Ni在934變形時（應變速率0.0163S1，變形量7）在動態(tài)再結晶形成的晶粒中的纏結位錯（薄膜透射電鏡照片）a.動態(tài)再結晶光學照片動態(tài)再結晶組織在動態(tài)再結晶時，當晶粒剛發(fā)生有

51、限的長大，而持續(xù)的變形所積累的儲能又可能足以觸發(fā)另一次再結晶，動態(tài)再結晶將重復產(chǎn)生動態(tài)再結晶后的組織與退火時靜態(tài)再結晶所得到的完全無畸變的等軸晶明顯不同從顯微組織上，靜態(tài)再結晶時形成等軸晶粒，動態(tài)再結晶時形成等軸晶，又形成位錯纏結，比靜態(tài)再結晶的晶粒細小產(chǎn)生了動態(tài)再結晶的金屬材料，若其晶粒大小與靜態(tài)再結晶材料相同，則強度和硬度值比后者高134動態(tài)再結晶動態(tài)再結晶的晶粒大小主要取決于熱加工的流變能力 d-n (9-19)n為常數(shù)，在0.51之間，愈大，d值愈小要想用熱加工來細化晶粒，必須在高流變應力下進行動態(tài)再結晶 提高變形速率或降低變形溫度也有利于在動態(tài)再結晶后獲得細晶粒 1353亞動態(tài)再結晶

52、 熱加工一旦完成或者中斷，將有動態(tài)再結晶的核心或正在長大的晶粒留下來，如果此時金屬的溫度仍高于再結晶溫度，而且冷卻很緩慢，則保留下來的晶核和晶粒都會繼續(xù)長大，而且不需要孕育期這種再結晶進行非常迅速，稱為“亞動態(tài)再結晶”1369.5.2 熱加工后金屬的組織與性能熱加工不僅改變了金屬的形狀，而且對金屬的微觀組織結構產(chǎn)生影響，從而使材料性能發(fā)生改變消除鑄態(tài)組織，減少缺陷，較鑄態(tài)具有較佳的機械性能 熱變形可焊合鑄態(tài)組織中的氣孔和疏松等缺陷，增加組織致密性，并通過反復的形變和再結晶破碎粗大的鑄態(tài)組織，減小偏析，改善材料的力學性能137熱加工對金屬組織的影響熱加工對金屬組織的影響138鑄造組織成為變形組織

53、熱加工后金屬的組織與性能形成流線和帶狀組織使材料性能各向異性 熱加工后，材料中的偏析、夾雜物、第二相、晶界等將沿金屬變形方向呈斷續(xù)、鏈狀（脆性夾雜）和帶狀（塑性夾雜）延伸，形成流動狀的纖維組織，稱為流線，沿流線方向比垂直流線方向具有較高的力學性能 在共析鋼中，熱加工可使鐵素體和珠光體沿變形方向呈帶狀或?qū)訝罘植迹Q為帶狀組織 有時，在層、帶間還伴隨著夾雜或偏析元素的流線，使材料表現(xiàn)出較強的各向異性，橫向的塑、韌性顯著降低，切削性能也變壞139HSn62-1熱軋帶狀組織2022-2-24中南大學材料學院 柏振海140相組織（120 x），相沿加工方向變形H62帶狀組織2022-2-24中南大學材料

54、學院 柏振海141Cr12鋼中的碳化物帶狀組織（100 x）142加工流線加工流線143熱加工后金屬的組織與性能晶粒大小的控制細化晶?？梢蕴岣卟牧系木C合力學性能通過動態(tài)回復和動態(tài)再結晶后，在晶粒內(nèi)部都形成了亞晶粒，具有這種亞組織的材料，其強度、韌性提高，稱為亞組織強化，其屈服強度與亞晶尺寸d之間滿足Hall-petch公式： y y= = 0 0+K+Ky yd d-1/2-1/2 熱加工時動態(tài)再結晶的晶粒大小主要取決于變形時的流變應力，應力越大，晶粒越細小144熱加工后金屬的組織與性能要想在熱加工后獲得細小的晶粒必須控制變形量、變形的終止溫度和隨后的的冷卻速度添加微量的合金元素抑制熱加工后的

55、靜態(tài)再結晶也是有效的方法1459.5.3 超塑性 在一定條件下進行熱變形，材料可得到特別大的均勻塑性變形，而不發(fā)生縮頸，延伸率可達5002000%，材料的這種特性稱為超塑性不產(chǎn)生縮頸和獲得高延伸率（延伸率用=（L-L0）/L0100% 表示）是衡量材料超塑性的兩項指標按產(chǎn)生超塑性的冶金因素不同，可將其分為兩類：（1）微晶超塑性（組織超塑性）（2）相變超塑性目前研究最多的是微晶超塑性146超塑性147BiSn擠壓材料在慢速拉伸下獲得大的延伸率（1950）發(fā)生組織超塑性條件（1）材料本身應是具有細小、等軸、穩(wěn)定的復相組織晶粒直徑一般在0.55.0m，由兩相組成，第二相可阻礙晶粒長大，保證在加工過程

56、中晶粒穩(wěn)定，不顯著長大此類材料有共晶合金、共析合金和析出型合金 （2）超塑性加工溫度范圍在(0.50.65)T熔超塑性變形行為不同于動態(tài)回復和動態(tài)再結晶（3）不產(chǎn)生縮頸，超塑變形要求低應變速率和高應變速率敏感系數(shù)（不產(chǎn)生縮頸的抗縮頸能力用應變速率敏感指數(shù)m表示），m越高，越有利于獲得超塑性 應變速率一般在10-210-4s-1范圍，超塑性合金應變速率敏感系數(shù)m在0.30.9148發(fā)生組織超塑性條件149熱加工狀態(tài)Al-Cu共晶合金在不同溫度實驗時流變應力與應變速率的關系熱加工狀態(tài)Al-Cu共晶合金在不同溫度實驗時參數(shù)m與應變速率的關系發(fā)生組織超塑性條件150Al-Cu共晶合金在520時晶粒尺寸

57、與的關系Al-Cu共晶合金在520時晶粒尺寸與m的關系超塑lglglg/lglglglglglglg/Tm m表征材料在應變量和溫度T一定時，流變應力隨應變速率變化的程度，即應變速率敏感系數(shù) 一般金屬材料室溫下的m值在0.010.04之間，當溫度升高時，m可增大至0.10.2或更大 9-20超塑變形時，流變應力和應變速率有關系 km 應變速率敏感系數(shù)可由曲線上的斜率求得 變速率敏感指數(shù)m抗縮頸能力變速率敏感指數(shù)m，即 lg-lg關系曲線的斜率2022-2-24中南大學材料學院 柏振海152Mg-Al共晶合金在350變形時的流變應力和參數(shù)m與應變速率的關系（晶粒尺寸10

58、.6微米）超塑性的本質(zhì)超塑性變形行為不同于熱加工時的動態(tài)回復和動態(tài)再結晶超塑變形的本質(zhì)，多數(shù)觀點認為由晶界的滑動和晶粒旋轉(zhuǎn)為主，伴有晶界原子的擴散性遷移所致試驗說明晶界滑動不是簡單的晶粒相對滑動，而是在晶界附近很薄的一層區(qū)域內(nèi)發(fā)生形變的結果由于形變在晶界附近產(chǎn)生很大的畸變，高溫下首先回復而發(fā)生軟化，使形變得以不斷在這些區(qū)域進行而引起所謂的晶界滑動2022-2-24中南大學材料學院 柏振海153超塑性的本質(zhì)晶界滑動同時發(fā)生晶界擴散，以使晶粒保持聯(lián)系而不致斷開晶界擴散與空位運動有關，在應力作用下，空位由垂直于應力的受拉晶界流向平行于應力的受壓晶界，原子則反向遷移，從而造成拉伸方向的應變超塑變形時，

59、試樣形狀的宏觀變化不是因每個晶粒的相應變形所造成，而是通過晶界的滑動與擴散，造成晶粒的換位所實現(xiàn)的，這個過程只能在一定的高溫范圍內(nèi)發(fā)生2022-2-24中南大學材料學院 柏振海154晶界滑動和擴散遷移的作用下發(fā)生微晶超塑變形機制示意圖155a.四個六邊形等軸晶粒在應力作用下，發(fā)生晶?；瑒觔在應力作用下，發(fā)生晶粒滑動，同時依靠晶界擴散，保持聯(lián)結晶粒轉(zhuǎn)換機制的二維表示法d、e.伴隨定向擴散的晶界滑動機制，虛線箭頭代表體擴散方向c.四個晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動，形成新的組態(tài)，仍保持等軸晶粒超塑性變形后的組織、結構變化特征超塑性變形后的組織、結構特征：超塑性變形后的組織、結構特征：（1 1）超塑變形時盡管變形量很大，不產(chǎn)生織構，晶粒）超塑變形時盡管變形量很大，不產(chǎn)生織構，晶粒沒有伸長，仍保持等軸形狀，但產(chǎn)生粗化沒有伸長，仍保持等軸形狀，但產(chǎn)生粗化（2 2）超塑變形沒有明顯晶內(nèi)滑移，有明顯的晶界滑動）超塑變形沒有明顯晶內(nèi)滑移，有明顯的晶界滑動和晶粒轉(zhuǎn)動，變形后沒有位錯密度的增加，看不到晶和晶粒轉(zhuǎn)動，變形后沒有位錯密度的增加，看不到晶內(nèi)亞結構，拋光表面也不顯示滑移線內(nèi)亞結構，拋光表面也不顯示滑移線（3 3）變形過程中晶粒有所長大，形變量愈大，應變速）變形過程中晶粒有所長大，形