鋼的再結晶與控扎

1、鋼的回復、再結晶與控扎控冷30%變形變形50變形變形70變形變形鋼的冷變形組織鋼的冷變形組織(1) (1) 纖維組織形成纖維組織形成 隨著金屬外形的變化，其內部晶粒的形狀也發(fā)生相應的變化隨著金屬外形的變化，其內部晶粒的形狀也發(fā)生相應的變化。 當變形量很大時，晶界變得模糊不清，各晶粒難以分辨，呈當變形量很大時，晶界變得模糊不清，各晶粒難以分辨，呈現(xiàn)出一片纖維狀的條紋，稱為現(xiàn)出一片纖維狀的條紋，稱為纖維組織纖維組織。 纖維組織使金屬的性能具有明顯的方向性，其縱向強度和塑纖維組織使金屬的性能具有明顯的方向性，其縱向強度和塑性高于橫向。性高于橫向。(2) (2) 亞結構的細化亞結構的細化 實際晶體中各

2、晶粒內存在著許實際晶體中各晶粒內存在著許多尺寸很小、位向差也很小的多尺寸很小、位向差也很小的亞結亞結構構，塑性變形前，鑄態(tài)金屬的亞結，塑性變形前，鑄態(tài)金屬的亞結構約為構約為 102m，塑性變形后，亞結，塑性變形后，亞結構直徑將構直徑將細化細化到到110-2m。 變形晶粒由許多胞塊組成，這變形晶粒由許多胞塊組成，這種亞結構稱為種亞結構稱為形變亞晶形變亞晶或或形變胞形變胞。各胞塊之間存在著微小的位向差，各胞塊之間存在著微小的位向差，不超過不超過2，胞壁堆積有大量的位，胞壁堆積有大量的位錯，而胞內體積中位錯密度很低，錯，而胞內體積中位錯密度很低，約為胞壁的約為胞壁的1/4，胞壁的厚度約為胞，胞壁的厚

3、度約為胞塊的塊的1/5。 5050變形變形3030變形變形70變形 變形量變形量，則胞塊數(shù)量，則胞塊數(shù)量，尺寸，尺寸，胞塊的位向差，胞塊的位向差，且其形，且其形狀隨晶粒的形狀改變而變化，均沿著變形方向逐漸拉長。狀隨晶粒的形狀改變而變化，均沿著變形方向逐漸拉長。 形變亞結構是在塑性變形過程中形變亞結構是在塑性變形過程中形成的，在切應力的作用下位錯源產形成的，在切應力的作用下位錯源產生的生的大量位錯大量位錯沿著滑移面運動時，沿著滑移面運動時，堆堆積和交割積和交割形成形成纏結纏結。 形變亞結構的出現(xiàn)對滑移過程的形變亞結構的出現(xiàn)對滑移過程的進行有巨大的阻礙作用，可使金屬的進行有巨大的阻礙作用，可使金屬

4、的變形抗力顯著升高，是產生加工硬化變形抗力顯著升高，是產生加工硬化的主要原因之一。的主要原因之一。(3) 形成變形織構形成變形織構 當變形量很大時，各晶粒的取向會大致趨于一致。這種當變形量很大時，各晶粒的取向會大致趨于一致。這種由于塑性變由于塑性變形的結果而使晶粒具有擇優(yōu)取向的組織形的結果而使晶粒具有擇優(yōu)取向的組織叫做叫做變形織構變形織構。絲織構絲織構： 在拉拔時形成，其特征是在拉拔時形成，其特征是各各晶粒的晶粒的某一晶向某一晶向與拉拔方向平行與拉拔方向平行或接近平行或接近平行。板織構板織構： 在軋制時形成，其特征是在軋制時形成，其特征是各晶粒的各晶粒的某一晶面某一晶面平行或接平行或接近平行于

5、軋制平面，而某一晶近平行于軋制平面，而某一晶向平行或接近平行于軋制方向向平行或接近平行于軋制方向。（4）形成加工硬化）形成加工硬化 隨著變形程度的增加，金屬的強度、硬度顯著升高，而塑性、隨著變形程度的增加，金屬的強度、硬度顯著升高，而塑性、韌性顯著下降韌性顯著下降，這一現(xiàn)象稱為，這一現(xiàn)象稱為加工硬化加工硬化。產生加工硬化的產生加工硬化的原因原因，目前普遍認為與，目前普遍認為與位錯的運動和交互作用位錯的運動和交互作用有關有關，隨著塑性變形的進行，位錯的密度不斷增加，因此，位錯運，隨著塑性變形的進行，位錯的密度不斷增加，因此，位錯運動時相互交割加劇，產生位錯塞積群、割階、纏結網等障礙，阻礙動時相互

6、交割加劇，產生位錯塞積群、割階、纏結網等障礙，阻礙位錯的進一步運動，引起變形抗力增加，因此提高了金屬強度。位錯的進一步運動，引起變形抗力增加，因此提高了金屬強度。（5 5）形成三類內應力）形成三類內應力 金屬在塑性變形過程中外力所作的功大部分轉變?yōu)闊崮?，一小部分金屬在塑性變形過程中外力所作的功大部分轉變?yōu)闊崮?，一小部分?0%10%）保留在金屬內部，形成殘余應力和點陣畸變。）保留在金屬內部，形成殘余應力和點陣畸變。宏觀內應力宏觀內應力（第一類內應力）（第一類內應力） 由金屬工件或材料由金屬工件或材料各部分間各部分間的宏觀變形不均勻而引起的，其平衡范的宏觀變形不均勻而引起的，其平衡范圍是物體的整

7、個體積。如冷拉圓鋼，由于外圓變形小，中間變形大，所以圍是物體的整個體積。如冷拉圓鋼，由于外圓變形小，中間變形大，所以表面受拉應力，心部受壓應力。表面受拉應力，心部受壓應力。微觀內應力微觀內應力（第二類內應力）（第二類內應力） 由各晶?；蛴筛骶Я；蚋鱽喚ЯＶg各亞晶粒之間的變形不均勻而產生的的變形不均勻而產生的，其平衡范圍是幾其平衡范圍是幾個晶?；驇讉€亞晶。個晶?；驇讉€亞晶。點陣畸變點陣畸變（第三類內應力）（第三類內應力） 由金屬在塑性變形中產生大量由金屬在塑性變形中產生大量點陣缺陷點陣缺陷（如位錯、空位、間隙原子（如位錯、空位、間隙原子等），使點陣中的一部分原子偏離其平衡位置，而等），使點陣中

8、的一部分原子偏離其平衡位置，而造成的晶格畸變造成的晶格畸變。其作用范圍更小，在幾十至幾百納米范圍內，它使金屬的強度、硬度升高，其作用范圍更小，在幾十至幾百納米范圍內，它使金屬的強度、硬度升高，而塑性和抗腐蝕性下降。而塑性和抗腐蝕性下降。變形金屬所吸收的能量的絕大部分（變形金屬所吸收的能量的絕大部分（8090%8090%）消耗于點陣畸變。）消耗于點陣畸變。金屬的變形狀態(tài)與穩(wěn)定性金屬的變形狀態(tài)與穩(wěn)定性金屬在塑性變形時消耗大量的能量，其中絕大部分轉變金屬在塑性變形時消耗大量的能量，其中絕大部分轉變成熱而散失，一小部分（百分之幾至百分之十幾）以增加晶成熱而散失，一小部分（百分之幾至百分之十幾）以增加晶

9、體缺陷所引起的體缺陷所引起的畸變能畸變能和由于變形不均勻所引起的和由于變形不均勻所引起的彈性應彈性應變能變能的形式儲存于金屬內部，稱為的形式儲存于金屬內部，稱為儲存能儲存能。由于儲存能的存在，使塑性變形后的金屬材料的自由能由于儲存能的存在，使塑性變形后的金屬材料的自由能升高，使其在熱力學上處于不穩(wěn)定的升高，使其在熱力學上處于不穩(wěn)定的亞穩(wěn)狀態(tài)亞穩(wěn)狀態(tài)，它們有自，它們有自發(fā)地恢復到變形前低自由能、穩(wěn)定狀態(tài)的趨勢。發(fā)地恢復到變形前低自由能、穩(wěn)定狀態(tài)的趨勢。在常溫下，由于原子的活動能力很小，原子的擴散速度在常溫下，由于原子的活動能力很小，原子的擴散速度太慢，這種變化極為緩慢。如果太慢，這種變化極為緩慢

10、。如果溫度溫度升高，金屬原子具有升高，金屬原子具有足夠的活動能力，冷變形金屬就會由亞穩(wěn)狀態(tài)向穩(wěn)定狀態(tài)轉足夠的活動能力，冷變形金屬就會由亞穩(wěn)狀態(tài)向穩(wěn)定狀態(tài)轉變，從而引起一系列組織和性能的變化，變，從而引起一系列組織和性能的變化，儲存能就是這一系儲存能就是這一系列變化的驅動力列變化的驅動力。形變金屬在退火過程中顯微組織的變化形變金屬在退火過程中顯微組織的變化回復，再結晶，晶粒長大過程示意圖回復，再結晶，晶粒長大過程示意圖變形金屬在退火過程中的性能變化變形金屬在退火過程中的性能變化回復階段回復階段再結晶階段再結晶階段內應力內應力第一類內應力消除，第一類內應力消除，第二、三類內應力部分消除第二、三類內

11、應力部分消除第一、二、三類第一、二、三類內應力完全消除內應力完全消除強度、硬度強度、硬度略有下降略有下降顯著下降顯著下降塑性塑性略有提高略有提高大大提高大大提高電阻電阻顯著變化顯著變化顯著變化顯著變化回復回復: : 指經冷塑性變形的金屬在加熱時，在光學顯指經冷塑性變形的金屬在加熱時，在光學顯微組織發(fā)生改變以前（即再結晶晶粒形成以前）所產生微組織發(fā)生改變以前（即再結晶晶粒形成以前）所產生的某些亞結構和性能的變化過程的某些亞結構和性能的變化過程。將冷變形金屬加熱到不高的溫度，變形金屬的顯微組織無顯著將冷變形金屬加熱到不高的溫度，變形金屬的顯微組織無顯著變化（晶粒仍保持纖維狀或扁平狀的變形組織），此

12、時，變化（晶粒仍保持纖維狀或扁平狀的變形組織），此時，金屬的機金屬的機械性能（強度、硬度、塑性）變化不大，但某些物理、化學性能發(fā)械性能（強度、硬度、塑性）變化不大，但某些物理、化學性能發(fā)生明顯變化生明顯變化，如電阻顯著減小，抗應力腐蝕能力提高，第一類內應，如電阻顯著減小，抗應力腐蝕能力提高，第一類內應力基本消除。力基本消除。 在回復初期，變化較大，隨在回復初期，變化較大，隨后就逐漸變慢，當達到一個極限后就逐漸變慢，當達到一個極限值后，回復也就停止了。值后，回復也就停止了。在每一個溫度，回復的程度在每一個溫度，回復的程度大多有一個極限值，溫度越高，大多有一個極限值，溫度越高，這個極限值越大，同時

13、達到這個這個極限值越大，同時達到這個極限值所需的時間越短。達到極極限值所需的時間越短。達到極限值后，進一步延長退火時間，限值后，進一步延長退火時間，沒有多大實際意義。沒有多大實際意義?；貜蛣恿W回復動力學 回復的程度是回復的程度是溫度溫度和和時間時間的函數(shù)，溫度越高，回復的程度越大；的函數(shù)，溫度越高，回復的程度越大；當溫度一定時，回復的程度隨時間的延長而逐漸增加。當溫度一定時，回復的程度隨時間的延長而逐漸增加。經拉伸變形的純鐵在不同溫度退火經拉伸變形的純鐵在不同溫度退火時屈服強度的回復動力學曲線時屈服強度的回復動力學曲線回復機理回復機理 回復是回復是點缺陷點缺陷和和位錯位錯在加熱時發(fā)生運動，從

14、而改變它們的組在加熱時發(fā)生運動，從而改變它們的組態(tài)分布和數(shù)量的過程?；貜碗A段要發(fā)生以下組織變化：態(tài)分布和數(shù)量的過程?；貜碗A段要發(fā)生以下組織變化：點缺陷及點缺陷群的消除點缺陷及點缺陷群的消除 在低溫加熱時，點缺陷主要是在低溫加熱時，點缺陷主要是空位空位比較容易移動，它們可以移至晶比較容易移動，它們可以移至晶界或位錯處而消失，也可以聚合起來形成空位對、空位群，還可以和間界或位錯處而消失，也可以聚合起來形成空位對、空位群，還可以和間隙原子作用而消失，結果使點缺陷密度明顯下降。隙原子作用而消失，結果使點缺陷密度明顯下降。 點缺陷變化對電阻率較敏感，而對機械性能不敏感，故電阻率顯著點缺陷變化對電阻率較敏

15、感，而對機械性能不敏感，故電阻率顯著下降，而機械性能不變化。下降，而機械性能不變化。位錯的相消和重新排列位錯的相消和重新排列 當加熱溫度較高時，不僅原子有很大的活動能力，而且位錯也開始當加熱溫度較高時，不僅原子有很大的活動能力，而且位錯也開始運動。處于同一滑移面上的運動。處于同一滑移面上的異號位錯可以相互吸引而抵消異號位錯可以相互吸引而抵消，使位錯密度，使位錯密度降低，降低，纏結中的位錯也可以重新組合纏結中的位錯也可以重新組合，亞晶粒也會長大亞晶粒也會長大。多邊化或亞晶的形成和長大多邊化或亞晶的形成和長大 當加熱溫度更高時，位錯不僅可以當加熱溫度更高時，位錯不僅可以滑移滑移，而且可以而且可以攀

16、移攀移（位錯沿垂直滑移面的方向運（位錯沿垂直滑移面的方向運動），分布于滑移面上的同號刃型位錯互相排動），分布于滑移面上的同號刃型位錯互相排斥，并按照某種規(guī)律沿垂直于滑移面的方向排斥，并按照某種規(guī)律沿垂直于滑移面的方向排列成位錯墻，構成小角亞晶界，在變形晶粒中列成位錯墻，構成小角亞晶界，在變形晶粒中形成許多較完整的小晶塊，稱為形成許多較完整的小晶塊，稱為回復亞晶回復亞晶，這，這一過程稱為一過程稱為多邊化多邊化。 多邊化過程實質多邊化過程實質上是位錯從高能態(tài)的上是位錯從高能態(tài)的混亂排列向低能態(tài)的混亂排列向低能態(tài)的規(guī)則排列規(guī)則排列移動的過移動的過程。程。冷變形狀態(tài)冷變形狀態(tài)0.1h0.1h回復回復5

17、0h50h回復回復300h300h回復回復回復過程中亞結構的變化回復過程中亞結構的變化a ab bc cd d當冷變形金屬的加熱溫度高于回復溫度時，當冷變形金屬的加熱溫度高于回復溫度時，在變形組織的基在變形組織的基體上產生新的無畸變的晶核，并迅速長大形成等軸晶粒，逐漸體上產生新的無畸變的晶核，并迅速長大形成等軸晶粒，逐漸取代變形組織，性能也發(fā)生了明顯的變化，并恢復到完全軟化取代變形組織，性能也發(fā)生了明顯的變化，并恢復到完全軟化狀態(tài)狀態(tài)，這個過程稱為，這個過程稱為再結晶再結晶。 再結晶的再結晶的驅動力驅動力也是冷變形產生的儲存能。也是冷變形產生的儲存能。 強度、硬度顯著下降，塑性和韌性顯著提高，

18、內應力、加強度、硬度顯著下降，塑性和韌性顯著提高，內應力、加工硬化狀態(tài)消除，金屬又重新復原到冷變形之前的狀態(tài)工硬化狀態(tài)消除，金屬又重新復原到冷變形之前的狀態(tài)（1 1） 再結晶晶核的形成與長大再結晶晶核的形成與長大 再結晶時通常是在變形金屬的能量較高的區(qū)域（如再結晶時通常是在變形金屬的能量較高的區(qū)域（如晶界、孿晶界晶界、孿晶界、夾雜物周圍、夾雜物周圍）優(yōu)先形核。）優(yōu)先形核。亞晶長大形核機制亞晶長大形核機制 在在大變形度大變形度下發(fā)生，有兩種下發(fā)生，有兩種可能：可能： 亞晶移動形核亞晶移動形核。靠某局部位?？磕尘植课诲e密度高的亞晶界移動，吞并相錯密度高的亞晶界移動，吞并相鄰變形基體和亞晶而成長為晶

19、核。鄰變形基體和亞晶而成長為晶核。 亞晶合并形核亞晶合并形核。相鄰亞晶粒。相鄰亞晶粒某邊界上位錯攀移和滑移到周圍某邊界上位錯攀移和滑移到周圍晶界或亞晶界，使原亞晶界消失，晶界或亞晶界，使原亞晶界消失，經原子擴散和調整，導致兩個或經原子擴散和調整，導致兩個或更多亞晶粒取向一致，合并成大更多亞晶粒取向一致，合并成大晶粒，構成大角度晶界，所包圍晶粒，構成大角度晶界，所包圍的無畸變晶體成為晶核。的無畸變晶體成為晶核。晶界突出形核機制晶界突出形核機制 多發(fā)生在多發(fā)生在變形度較小變形度較小的金屬中，又稱凸出形核。的金屬中，又稱凸出形核。 由于變形度小，故金屬的變形很不均勻，回復后，亞晶粒大小也不同。由于變

20、形度小，故金屬的變形很不均勻，回復后，亞晶粒大小也不同。再結晶時，再結晶時，大角度晶界大角度晶界中某一段就會向亞晶粒細小，位錯密度高的一側中某一段就會向亞晶粒細小，位錯密度高的一側弓出，所掃過的區(qū)域位錯密度下降，稱為無畸變的晶體，即成為再結晶晶弓出，所掃過的區(qū)域位錯密度下降，稱為無畸變的晶體，即成為再結晶晶核。核。再結晶晶核的長大再結晶晶核的長大 再結晶核心無論以何種方式形成，都可借助大角度晶界向畸變區(qū)移再結晶核心無論以何種方式形成，都可借助大角度晶界向畸變區(qū)移動而長大，晶核長大時，驅動力為動而長大，晶核長大時，驅動力為無畸變的新晶粒與周圍基體的畸變能無畸變的新晶粒與周圍基體的畸變能差差。 變

21、形晶粒完全被新生的、無畸變的再結晶晶粒所取代時，再結晶結變形晶粒完全被新生的、無畸變的再結晶晶粒所取代時，再結晶結束，此時的晶粒大小為再結晶的束，此時的晶粒大小為再結晶的初始晶粒初始晶粒。 （2）再結晶溫度及影響因素）再結晶溫度及影響因素再結晶溫度再結晶溫度： 經大量變形（變形度經大量變形（變形度70%70%）的金屬，在）的金屬，在約約1h 1h 保溫時間內，能夠完成再結晶（再結晶體積分數(shù)保溫時間內，能夠完成再結晶（再結晶體積分數(shù)95%95%）的最低加熱溫度）的最低加熱溫度。 再結晶前后晶格類型不變，化學成分不變，所以再結晶過程不是相再結晶前后晶格類型不變，化學成分不變，所以再結晶過程不是相變

22、，再結晶溫度不是一個物理常數(shù)，而是變，再結晶溫度不是一個物理常數(shù)，而是一個溫度范圍一個溫度范圍。 大量實驗統(tǒng)計結果表明，工業(yè)純金屬再結晶開始溫度（大量實驗統(tǒng)計結果表明，工業(yè)純金屬再結晶開始溫度（T再再）與其）與其熔點之間存在如下近似關系：熔點之間存在如下近似關系：T再再=(0.250.4)Tm影響再結晶溫度的因素影響再結晶溫度的因素 : :變形程度變形程度冷變形程度冷變形程度，儲存能，儲存能，再結晶的驅動力，再結晶的驅動力，再結晶溫度，再結晶溫度。當變形增加到一定值后，再結晶溫度趨于一穩(wěn)定值。當變形增加到一定值后，再結晶溫度趨于一穩(wěn)定值。金屬的純度金屬的純度 金屬的純度金屬的純度，再結晶溫度，

23、再結晶溫度。金屬中的微量雜質或合金元素，特別是高熔點元素，會阻礙原子的擴金屬中的微量雜質或合金元素，特別是高熔點元素，會阻礙原子的擴散、位錯運動或晶界遷移，因此能顯著提高金屬的再結晶溫度。散、位錯運動或晶界遷移，因此能顯著提高金屬的再結晶溫度。原始晶粒尺寸原始晶粒尺寸原始晶粒原始晶粒，再結晶溫度，再結晶溫度。由于細晶粒金屬的變形抗力較大，冷變形后的金屬儲存能較高。由于細晶粒金屬的變形抗力較大，冷變形后的金屬儲存能較高。加熱時間和加熱速度加熱時間和加熱速度 加熱保溫時間加熱保溫時間，原子擴散移動越充分，越有利于再結晶晶粒的形核，原子擴散移動越充分，越有利于再結晶晶粒的形核和生長，使再結晶溫度和生

24、長，使再結晶溫度 。因再結晶過程需要一定的時間來完成，所以加熱速度因再結晶過程需要一定的時間來完成，所以加熱速度會使再結晶溫會使再結晶溫度度 ；若加熱速度；若加熱速度 ，變形金屬在再結晶之前產生回復，使儲存能降低，變形金屬在再結晶之前產生回復，使儲存能降低，再結晶驅動力減小，也會使再結晶溫度，再結晶驅動力減小，也會使再結晶溫度 。（3 3）再結晶晶粒大小的控制）再結晶晶粒大小的控制再結晶后，金屬性能發(fā)生重大變化，但并不意味與變形前的金屬完全再結晶后，金屬性能發(fā)生重大變化，但并不意味與變形前的金屬完全相同。金屬性能主要決定于再結晶晶粒大小相同。金屬性能主要決定于再結晶晶粒大小 G/NG/N。變

25、形 量 很變 形 量 很小時，儲存能小時，儲存能也很小，不足也很小，不足以引起再結晶以引起再結晶，晶粒度不會，晶粒度不會改變。改變。當變形量達到某當變形量達到某一數(shù)值（一數(shù)值（210%210%）時，再結晶的晶粒時，再結晶的晶粒特別粗大特別粗大，此變形此變形量稱為量稱為臨界變形量臨界變形量。此時變形量較小，此時變形量較小，N N較低，較低，G/NG/N值較值較大。大。變形量大于臨界變形量后，晶粒逐變形量大于臨界變形量后，晶粒逐漸細化，變形量越大，晶粒越細小。漸細化，變形量越大，晶粒越細小。隨變形量的隨變形量的，儲存能，儲存能，N N和和GG都都，但，但N N的增加大于的增加大于GG的增加。的增加

26、。當變形量達當變形量達到一定程度后，到一定程度后，再結晶晶粒大小再結晶晶粒大小基本保持不變。基本保持不變。對 于 某 些對 于 某 些金屬和合金，金屬和合金，當變形度相當當變形度相當大時，再結晶大時，再結晶晶粒又會重新晶粒又會重新出現(xiàn)粗化現(xiàn)象出現(xiàn)粗化現(xiàn)象，這是，這是二次再二次再結晶結晶造成的。造成的。變形程度變形程度原始晶粒尺寸原始晶粒尺寸 金屬的原始晶粒尺寸金屬的原始晶粒尺寸，晶界面積，晶界面積，再結晶的形核率，再結晶的形核率，再，再結晶后的晶粒尺寸結晶后的晶粒尺寸。雜質與合金元素雜質與合金元素 金屬中的雜質與合金元素一方面增加變形金屬的儲存能，金屬中的雜質與合金元素一方面增加變形金屬的儲存

27、能，另一方面障礙晶界的移動，起到細化晶粒的作用。另一方面障礙晶界的移動，起到細化晶粒的作用。變形溫度變形溫度 變形溫度變形溫度，回復程度，回復程度，變形金屬的儲存能，變形金屬的儲存能，再結晶晶粒再結晶晶粒。退火溫度退火溫度 退火溫度退火溫度，再結晶晶粒尺寸，再結晶晶粒尺寸。熱形變過程中奧氏體的再結晶行為熱形變過程中奧氏體的再結晶行為 當鋼在高溫奧氏體狀態(tài)下形變時，其當鋼在高溫奧氏體狀態(tài)下形變時，其流變應力先升高流變應力先升高到最大，然后降低到恒定狀態(tài)到最大，然后降低到恒定狀態(tài)。在應力峰左側的應變范圍。在應力峰左側的應變范圍內，內，動態(tài)回復動態(tài)回復在起作用；而在恒定狀態(tài)范圍內，則是在起作用；而在

28、恒定狀態(tài)范圍內，則是動態(tài)動態(tài)再結晶再結晶在起作用。在起作用。 應力應力應變曲線應變曲線三種靜態(tài)復原過程：即靜態(tài)回復、靜態(tài)再結晶和亞動態(tài)三種靜態(tài)復原過程：即靜態(tài)回復、靜態(tài)再結晶和亞動態(tài)( (準動態(tài)準動態(tài)) )再結晶。再結晶。 應變的軟化面積對每種機理的貢獻的依存關系應變的軟化面積對每種機理的貢獻的依存關系l- l-靜態(tài)回復；靜態(tài)回復；2-2-準動態(tài)再結晶；準動態(tài)再結晶；3-3-經典再結晶經典再結晶( (靜態(tài)靜態(tài)) ) 發(fā)生動態(tài)再結晶所必需的最低形變量稱為動態(tài)再結晶的發(fā)生動態(tài)再結晶所必需的最低形變量稱為動態(tài)再結晶的臨臨界形變量界形變量，以，以 c c表示。表示。 c c幾乎與真應力幾乎與真應力-

29、-真應變曲線上應力峰值真應變曲線上應力峰值所對應的應變量所對應的應變量 p p相等，精確地講相等，精確地講 c c0.830.83p p， p p的大小與鋼的的大小與鋼的奧氏體成分和形變條件奧氏體成分和形變條件( (形變溫度、形變速度形變溫度、形變速度) )有關。有關。 t t是達到是達到穩(wěn)態(tài)穩(wěn)態(tài)時的應變量。時的應變量。由動態(tài)再結晶產生核心到由動態(tài)再結晶產生核心到全部完成一輪再結晶所需要的全部完成一輪再結晶所需要的形變量用形變量用 r r表示，表示， r r可能大于可能大于 c c，也可能小于，也可能小于 c c 。再結晶的三個階段再結晶的三個階段第一階段：隨著形變量增加形變抗力增加，直到達到

30、最大值。第一階段：隨著形變量增加形變抗力增加，直到達到最大值。金屬發(fā)生塑性形變，位錯密度金屬發(fā)生塑性形變，位錯密度不斷增加，從原始退火狀態(tài)時的不斷增加，從原始退火狀態(tài)時的10108 810109 9/mm/mm2 2達到屈服極限時的達到屈服極限時的10109 910101010/mm/mm2 2，以后隨著形變量增大位錯，以后隨著形變量增大位錯密度繼續(xù)增加，這就是材料的加工硬化，造成密度繼續(xù)增加，這就是材料的加工硬化，造成形變應力不斷增加達到峰值形變應力不斷增加達到峰值。另一方面，材料在高溫下形變中產生的位錯能夠在熱加工過程中通過另一方面，材料在高溫下形變中產生的位錯能夠在熱加工過程中通過交滑移

31、和攀移等方式運動，使部分位錯消失，部分重新排列，造成奧氏體交滑移和攀移等方式運動，使部分位錯消失，部分重新排列，造成奧氏體的回復。當位錯重新排列發(fā)展到一定程度，形成清晰的亞晶界，稱為動態(tài)的回復。當位錯重新排列發(fā)展到一定程度，形成清晰的亞晶界，稱為動態(tài)多邊形化。奧氏體的動態(tài)回復和動態(tài)多邊形化都使多邊形化。奧氏體的動態(tài)回復和動態(tài)多邊形化都使材料軟化材料軟化。由于位錯的消失速度與位錯密度絕對值有關。因此當形變量逐漸增大由于位錯的消失速度與位錯密度絕對值有關。因此當形變量逐漸增大時，位錯密度也增大，位錯消失速度也隨之增大，反映在真應力真應變時，位錯密度也增大，位錯消失速度也隨之增大，反映在真應力真應變

32、曲線上曲線上隨著形變量加大，加工硬化速度減弱隨著形變量加大，加工硬化速度減弱，但是總的趨向在第一階段加，但是總的趨向在第一階段加工硬化還是超過動態(tài)軟化；因此隨形變量增加形變應力還是不斷增加的。工硬化還是超過動態(tài)軟化；因此隨形變量增加形變應力還是不斷增加的。 第二階段：動態(tài)軟化抵消不了加工硬化，隨著形變量的增加金屬內部畸變第二階段：動態(tài)軟化抵消不了加工硬化，隨著形變量的增加金屬內部畸變能不斷升高，畸變能達到一定程度后在奧氏體中將發(fā)生另一種轉變能不斷升高，畸變能達到一定程度后在奧氏體中將發(fā)生另一種轉變動動態(tài)再結晶。態(tài)再結晶。動態(tài)再結晶的發(fā)生與發(fā)展使更多的位錯消失，材料的形變應力很快下動態(tài)再結晶的發(fā)

33、生與發(fā)展使更多的位錯消失，材料的形變應力很快下降降。隨著形變的繼續(xù)進行，在熱加工過程中不斷形成再結晶核心并繼續(xù)成。隨著形變的繼續(xù)進行，在熱加工過程中不斷形成再結晶核心并繼續(xù)成長直到完成一輪再結晶，形變應力降到最低值。從動態(tài)再結晶開始，形變長直到完成一輪再結晶，形變應力降到最低值。從動態(tài)再結晶開始，形變應力開始下降，直到一輪再結晶全部完成并與加工硬化相平衡，形變應力應力開始下降，直到一輪再結晶全部完成并與加工硬化相平衡，形變應力不再下降為止，形成了真應力真應變曲線的第二階段。不再下降為止，形成了真應力真應變曲線的第二階段。動態(tài)再結晶是在熱形變過程中發(fā)展的，即在動態(tài)再結動態(tài)再結晶是在熱形變過程中發(fā)

34、展的，即在動態(tài)再結晶形核長大的同時持續(xù)進行形變的，這樣由再結晶形成的晶形核長大的同時持續(xù)進行形變的，這樣由再結晶形成的新晶粒又發(fā)生了形變，產生了加工硬化，富集了新的位錯，新晶粒又發(fā)生了形變，產生了加工硬化，富集了新的位錯，并且開始了新的軟化過程并且開始了新的軟化過程( (動態(tài)回復甚至動態(tài)再結晶動態(tài)回復甚至動態(tài)再結晶) )。因此。因此就整個奧氏體來說，就整個奧氏體來說，任一時刻在金屬內部總存在著形變量任一時刻在金屬內部總存在著形變量由零到由零到 c c的一系列晶粒的一系列晶粒，也就是說動態(tài)再結晶的發(fā)生就奧，也就是說動態(tài)再結晶的發(fā)生就奧氏體的整體來看并不能完全消除全部的加工硬化。氏體的整體來看并不

35、能完全消除全部的加工硬化。反映在真應力真應變曲線上，就是在反映在真應力真應變曲線上，就是在發(fā)生了動態(tài)再發(fā)生了動態(tài)再結晶后，金屬材料的形變應力仍然高于原始狀態(tài)結晶后，金屬材料的形變應力仍然高于原始狀態(tài)( (即退火狀即退火狀態(tài)態(tài)) )的形變應力。的形變應力。第三階段（）：當?shù)谝惠唲討B(tài)再結晶完成以后，應力達到穩(wěn)定值，形變第三階段（）：當?shù)谝惠唲討B(tài)再結晶完成以后，應力達到穩(wěn)定值，形變量雖不斷增加而應力基本不變，呈穩(wěn)態(tài)形變。量雖不斷增加而應力基本不變，呈穩(wěn)態(tài)形變。 當當 c cr r時發(fā)生時發(fā)生連續(xù)動態(tài)再結晶連續(xù)動態(tài)再結晶。動。動態(tài)再結晶發(fā)生后，隨著形變的繼續(xù)，一態(tài)再結晶發(fā)生后，隨著形變的繼續(xù)，一方面再

36、結晶繼續(xù)發(fā)展，另一方面已發(fā)生方面再結晶繼續(xù)發(fā)展，另一方面已發(fā)生動態(tài)再結晶的晶粒又承受新的形變，這動態(tài)再結晶的晶粒又承受新的形變，這兩個過程同時在進行著；由于兩個過程同時在進行著；由于 c cr r時發(fā)生時發(fā)生不連續(xù)動態(tài)再結晶不連續(xù)動態(tài)再結晶。由于由于 r r較小，一旦動態(tài)再結晶發(fā)生后不需較小，一旦動態(tài)再結晶發(fā)生后不需要太大的形變量，奧氏體就全部完成了要太大的形變量，奧氏體就全部完成了第一輪動態(tài)再結晶。由于第一輪動態(tài)再結晶。由于 c cr r，當?shù)谝唬數(shù)谝惠喸俳Y晶全部完成時已再結晶的晶粒內輪再結晶全部完成時已再結晶的晶粒內新承受的形變量都還達不到新承受的形變量都還達不到 c c，因而還不，因而

37、還不能立即發(fā)生第二輪動態(tài)再結晶，只有再能立即發(fā)生第二輪動態(tài)再結晶，只有再繼續(xù)形變使晶粒內的形變量達到繼續(xù)形變使晶粒內的形變量達到cc，第，第二輪動態(tài)再結晶才開始發(fā)生。二輪動態(tài)再結晶才開始發(fā)生。在兩輪再結晶之間，由于動態(tài)回復抵消不了加工硬化，應力值就要上在兩輪再結晶之間，由于動態(tài)回復抵消不了加工硬化，應力值就要上升升，因此真應力真應變曲線上出現(xiàn)波浪形式，這種情況下動態(tài)再結晶是，因此真應力真應變曲線上出現(xiàn)波浪形式，這種情況下動態(tài)再結晶是間斷進行的。間斷進行的。工藝參數(shù)工藝參數(shù)( (形變溫度形變溫度T T和形變速度和形變速度) )對對 c c、 r r，都有影響，只是，都有影響，只是T T、 對對

38、r r的的影響比對影響比對 c c的影響大。的影響大。當當T T高或者高或者 低時，低時， c cr r，出現(xiàn)非穩(wěn)態(tài)形變，不連續(xù)動態(tài)再結晶；而當，出現(xiàn)非穩(wěn)態(tài)形變，不連續(xù)動態(tài)再結晶；而當T T低或者低或者 高時，高時， c cr r，出現(xiàn)穩(wěn)態(tài)形變，連續(xù)動態(tài)再結晶。，出現(xiàn)穩(wěn)態(tài)形變，連續(xù)動態(tài)再結晶。 應力應力應變曲線的最大應力值應變曲線的最大應力值 p p( (或恒應變應力值或恒應變應力值) )、形變、形變速度速度 、形變溫度、形變溫度T T之間符合以下關系：之間符合以下關系：=A=An nxpxp(-Q(-QRT) RT) 式中式中AA常數(shù)；常數(shù)；nn應力指數(shù)；應力指數(shù)； QQ形變活化能；形變活化

39、能；RR氣體常數(shù)；氣體常數(shù)；TT絕對溫度。絕對溫度。動態(tài)再結晶發(fā)生時，動態(tài)再結晶發(fā)生時，n n為為4 46 6，大多數(shù)為，大多數(shù)為6 6。QQ大體等于自擴大體等于自擴散激活能。當散激活能。當QQ不依賴于應力、溫度時，不依賴于應力、溫度時， p p ( (或或 s s) )可用可用Zener-Zener-HollomonHollomon因子因子Z Z來表示：來表示：Z=exp(QZ=exp(QRT)=ART)=An n 式中式中Z Z為為溫度補償形變速率因子溫度補償形變速率因子，可表示，可表示 和和T T的各種組合，是一個的各種組合，是一個使用方便的因子。當形變溫度愈低、形變速率使用方便的因子。

40、當形變溫度愈低、形變速率 愈大時，愈大時，Z Z值變大，值變大，即即 p p 、 s s大，動態(tài)再結晶開始的形變量大，動態(tài)再結晶開始的形變量 c c和動態(tài)再結晶完成的形和動態(tài)再結晶完成的形變量變量 s s也變大，也就是說需要一個較大的形變量才能發(fā)生再結晶。也變大，也就是說需要一個較大的形變量才能發(fā)生再結晶。再結晶發(fā)生的條件再結晶發(fā)生的條件當當Z Z一定時，隨著加工程度一定時，隨著加工程度 的增大，材料組織發(fā)生由動態(tài)的增大，材料組織發(fā)生由動態(tài)回復回復部分動態(tài)再結晶部分動態(tài)再結晶完全動態(tài)再結晶的變化。完全動態(tài)再結晶的變化。當加工程度當加工程度 一定時，一定時，隨著隨著Z Z的變大，材料組織發(fā)生由完

41、全的變大，材料組織發(fā)生由完全動態(tài)再結晶動態(tài)再結晶部分動態(tài)再結晶部分動態(tài)再結晶動態(tài)回復的變化動態(tài)回復的變化。也就是說。也就是說 一定時，在某一一定時，在某一Z Z值以上得不到動態(tài)再結晶組織，這個值以上得不到動態(tài)再結晶組織，這個Z Z值就為值就為Z Z的上臨界值的上臨界值Z Zc c。應該指出，。應該指出，Z Zc c值是隨加工程度值是隨加工程度 而變的，而變的， 愈愈大大Z Zc c愈大，即在較大的愈大，即在較大的Z Z值下也能產生動態(tài)再結晶。因此動態(tài)值下也能產生動態(tài)再結晶。因此動態(tài)再結晶能否發(fā)生，由再結晶能否發(fā)生，由Z Z和和 來決定。來決定。試驗用鋼的熱形變奧氏體動態(tài)再結晶圖試驗用鋼的熱形變

42、奧氏體動態(tài)再結晶圖Z Z參數(shù)愈小參數(shù)愈小( (即形變溫度愈高即形變溫度愈高) )，則愈易發(fā)生動態(tài)再結晶，則愈易發(fā)生動態(tài)再結晶，再結晶臨界形變量就愈小。再結晶臨界形變量就愈小。鈦鈦和和鈮鈮具有強烈阻礙動態(tài)再結晶的作用。具有強烈阻礙動態(tài)再結晶的作用。 完全再結晶奧氏體部分再結晶奧氏體加工硬化奧氏體形變溫度對形變溫度對10B2110B21鋼真應力真應變曲線的影響鋼真應力真應變曲線的影響應變速率應變速率0.01s0.01s-1-1時的真應力時的真應力真應變曲線真應變曲線10B2110B21鋼鋼0.01s0.01s-1-1變變形后的顯微組織形后的顯微組織8008008258258508508758759

43、009009509501000100010501050應變速率對應變速率對10B2110B21鋼真應力鋼真應力- -真應變曲線的影響真應變曲線的影響800800850850875875950950100010001050105010B2110B21鋼和鋼和2020鋼熱變形鋼熱變形 行為對比和硼的作用行為對比和硼的作用10B2110B21鋼鋼 0.01s0.01s-1-12020鋼鋼 0.01s0.01s-1-1 加硼后其應力應變曲線的峰頂和峰谷應變值增大，如加硼后其應力應變曲線的峰頂和峰谷應變值增大，如875875時，時，2020鋼峰值應變鋼峰值應變0.210.21，10B2110B21鋼為鋼

44、為0.280.28。相同應變量時，含硼鋼比未含。相同應變量時，含硼鋼比未含硼鋼的流變應力大，即硼鋼形變抗力大。硼鋼的流變應力大，即硼鋼形變抗力大。 變形溫度提高，應變值降低。與硼的析出和偏聚量有關。變形溫度提高，應變值降低。與硼的析出和偏聚量有關。 硼使再結晶溫度提高。硼使再結晶溫度提高。合金元素對再結晶行為的影響合金元素對再結晶行為的影響 微合金碳氮化物的析出將強烈阻止再結晶的發(fā)生。微合金碳氮化物的析出將強烈阻止再結晶的發(fā)生。 (1)(1)析出物的釘扎機制析出物的釘扎機制，因為對于析出物而言，最優(yōu)先的，因為對于析出物而言，最優(yōu)先的形核位置是晶界和形變引入的位錯，析出的粒子抑制亞晶界形核位置是

45、晶界和形變引入的位錯，析出的粒子抑制亞晶界遷移，抑制再結晶，析出減少了再結晶的形核位置，延遲了遷移，抑制再結晶，析出減少了再結晶的形核位置，延遲了再結晶的發(fā)生；再結晶的發(fā)生；(2)(2)溶質原子的拖曳效應溶質原子的拖曳效應，即溶質原子對晶界遷移速度的，即溶質原子對晶界遷移速度的影響。影響。 這兩種機制都能較好地解釋析出對再結晶的影響，釘扎這兩種機制都能較好地解釋析出對再結晶的影響，釘扎的效果占主導地位，加熱時未溶的析出物對再結晶發(fā)生沒有的效果占主導地位，加熱時未溶的析出物對再結晶發(fā)生沒有影響，只是對再加熱奧氏體長大有影響。影響，只是對再加熱奧氏體長大有影響。 彌散或沉淀粒子平均半徑彌散或沉淀粒

46、子平均半徑( () )和晶粒平均半徑和晶粒平均半徑( () )之間有之間有下列關系下列關系(Zener(Zener關系關系) )： 式中式中 彌散粒子的體積分數(shù)。彌散粒子的體積分數(shù)。可推導出方程：可推導出方程： 這些方程表明，因為粒子尺寸很小，所以釘扎作用對晶這些方程表明，因為粒子尺寸很小，所以釘扎作用對晶界遷移有很大影響。界遷移有很大影響。如果平均粒子尺寸相同，體積分數(shù)越大，也就是如果平均粒子尺寸相同，體積分數(shù)越大，也就是粒子數(shù)粒子數(shù)目越多，則釘扎所起的作用也越大目越多，則釘扎所起的作用也越大。此外此外k k0 0越小，釘扎作用也越有效。越小，釘扎作用也越有效。MMa aCCb b的溶解度的

47、溶解度X Xmm較小較小時，時，k k0 0較小。因為較小。因為碳氮化鈮或碳氮化鈦的溶解度非常小，所以碳氮化鈮或碳氮化鈦的溶解度非常小，所以它們的釘扎效果很大它們的釘扎效果很大。 rR9/4rR tkRR03130394鐵素體的形變與再結晶鐵素體的形變與再結晶鐵素體為體心立方鐵素體為體心立方(bcc)(bcc)結構，層錯能較高，容易進行結構，層錯能較高，容易進行位錯的攀移和交滑移過程。一般認為鐵素體在熱加工過程位錯的攀移和交滑移過程。一般認為鐵素體在熱加工過程中易于發(fā)生動態(tài)回復，而且動態(tài)回復可以完全和應變硬化中易于發(fā)生動態(tài)回復，而且動態(tài)回復可以完全和應變硬化平衡，從而在熱加工過程中不易發(fā)生動態(tài)

48、再結晶。平衡，從而在熱加工過程中不易發(fā)生動態(tài)再結晶。自自2020世紀世紀7070年代以來，已有關于鐵素體動態(tài)再結晶的年代以來，已有關于鐵素體動態(tài)再結晶的大量研究報道。大量研究報道。 鐵素體動態(tài)再結晶機理鐵素體動態(tài)再結晶機理(1)(1)晶界凸起機制晶界凸起機制( (連續(xù)動態(tài)再結晶機制連續(xù)動態(tài)再結晶機制) )，鐵素體，鐵素體動態(tài)再結晶是通動態(tài)再結晶是通過動態(tài)回復形成亞晶過動態(tài)回復形成亞晶，隨著應變的增加，亞晶界連續(xù)吸收位錯而發(fā)生亞，隨著應變的增加，亞晶界連續(xù)吸收位錯而發(fā)生亞晶轉動、粗化和亞晶界粗化，亞晶間取向差加大，形成大角度晶界，最晶轉動、粗化和亞晶界粗化，亞晶間取向差加大，形成大角度晶界，最終

49、形成新的晶粒。終形成新的晶粒。在小形變時起主導作用；一般發(fā)生在形變的開始階段，例如在應變在小形變時起主導作用；一般發(fā)生在形變的開始階段，例如在應變?yōu)闉?.050.05以上時起作用。以上時起作用。(2)(2)形核長大機制形核長大機制( (不連續(xù)動態(tài)再結晶機制不連續(xù)動態(tài)再結晶機制) )，在高應變時起主導作，在高應變時起主導作用。鐵素體用。鐵素體動態(tài)再結晶是通過原始晶界的遷移動態(tài)再結晶是通過原始晶界的遷移，實現(xiàn)形核及長大，來消，實現(xiàn)形核及長大，來消除位錯積累、釋放形變儲存能；這種機制能有效釋放形變儲存能，使應除位錯積累、釋放形變儲存能；這種機制能有效釋放形變儲存能，使應力力- -應變曲線出現(xiàn)應力峰及

50、隨后的應力下降現(xiàn)象。應變曲線出現(xiàn)應力峰及隨后的應力下降現(xiàn)象。形核長大機制在應變超過形核長大機制在應變超過0.20.2時才起主導作用。時才起主導作用。然而即使在應變高于然而即使在應變高于0.20.2的穩(wěn)態(tài)形變過程中，因為不斷發(fā)生再結晶，的穩(wěn)態(tài)形變過程中，因為不斷發(fā)生再結晶，每個晶粒的實際應變值可能是相當小的，所以，即使在穩(wěn)態(tài)形變過程中每個晶粒的實際應變值可能是相當小的，所以，即使在穩(wěn)態(tài)形變過程中也會出現(xiàn)晶界凸起機制占主導作用的情況。也會出現(xiàn)晶界凸起機制占主導作用的情況。（）（）晶粒弓出形核（不連續(xù)動態(tài)再結晶）晶粒弓出形核（不連續(xù)動態(tài)再結晶）形變開始后，原始晶界發(fā)形變開始后，原始晶界發(fā)生彎曲，并且

51、伴隨著亞晶界的生彎曲，并且伴隨著亞晶界的發(fā)展；發(fā)展；形變繼續(xù)進行，部分原始形變繼續(xù)進行，部分原始晶界發(fā)生切變，導致局部應變晶界發(fā)生切變，導致局部應變的不均勻分布；的不均勻分布；形變到一定程度后，由晶形變到一定程度后，由晶界切變和界切變和( (或或) )晶粒轉動引起彎曲晶粒轉動引起彎曲晶界的弓出和應變誘導亞晶界晶界的弓出和應變誘導亞晶界的發(fā)展，導致新的動態(tài)再結晶的發(fā)展，導致新的動態(tài)再結晶晶粒的形成。晶粒的形成。在晶界處動態(tài)再結晶形核機制的在晶界處動態(tài)再結晶形核機制的示意圖示意圖在不同在不同Z Z值條件下形變時亞結構形成、湮滅過程值條件下形變時亞結構形成、湮滅過程及動態(tài)再結晶開始的示意圖及動態(tài)再結

52、晶開始的示意圖 鐵素體的連續(xù)動態(tài)再結晶鐵素體的連續(xù)動態(tài)再結晶隨著形變的進行，原始晶粒中產生大量位錯，位錯通隨著形變的進行，原始晶粒中產生大量位錯，位錯通過攀移和交滑移形成位錯墻，并最終形成亞晶界，即過攀移和交滑移形成位錯墻，并最終形成亞晶界，即通過通過動態(tài)回復過程形成亞晶動態(tài)回復過程形成亞晶。在在高高Z Z值條件下值條件下，亞晶界不易遷移，亞晶界處發(fā)生的，亞晶界不易遷移，亞晶界處發(fā)生的位錯間交互作用導致亞結構的形成和發(fā)展；位錯間交互作用導致亞結構的形成和發(fā)展； Z Z值較高時，值較高時，雖然亞晶界的遷移性小，但應變不斷增加，強迫雖然亞晶界的遷移性小，但應變不斷增加，強迫亞晶界持亞晶界持續(xù)吸收位

53、錯，使其角度不斷增大續(xù)吸收位錯，使其角度不斷增大，最終完成由小角度晶界，最終完成由小角度晶界向大角度晶界的轉變，形成新的晶粒。向大角度晶界的轉變，形成新的晶粒。 隨著隨著Z Z值的降低值的降低，亞晶界的遷移變得容易，亞晶界的遷移變得容易，亞晶界遷亞晶界遷移引起亞晶界的粗化移引起亞晶界的粗化，導致真正晶界，導致真正晶界( (大角度晶界大角度晶界) )的形成，的形成，也就是形成了新晶粒。也就是形成了新晶粒。鐵素體的靜態(tài)再結晶鐵素體的靜態(tài)再結晶產生靜態(tài)再結晶也是有條件的，也就是只有在鐵素體中產生靜態(tài)再結晶也是有條件的，也就是只有在鐵素體中的形變達到某一值的形變達到某一值 s s后才能發(fā)生。后才能發(fā)生

54、。當形變量當形變量s s時只能發(fā)生靜態(tài)的回復過程。時只能發(fā)生靜態(tài)的回復過程。當當st st以后，隨著形變量的增加，靜態(tài)再結晶速度保持以后，隨著形變量的增加，靜態(tài)再結晶速度保持一定，不再變化。一定，不再變化。鐵素體靜態(tài)鐵素體靜態(tài)再結晶動力學再結晶動力學同樣可用公式同樣可用公式x=1-exp(-ktx=1-exp(-ktn n) )來來描述，即在同樣的形變量下，描述，即在同樣的形變量下，隨著溫度升高或停留時間延長，隨著溫度升高或停留時間延長，再結晶的質量分數(shù)都增加，再結晶的質量分數(shù)都增加，并且形變量對靜態(tài)再結晶也有影并且形變量對靜態(tài)再結晶也有影響。響。微合金化鋼的控軋控冷技術微合金化鋼的控軋控冷技

55、術通過適當調整鋼的化學成分，特別是進行微合金化，控制形變制度(包括加熱溫度、軋制鍛造溫度、形變量、形變速率和軋鍛后冷卻速度等)，達到控制相變、細化組織、提高鋼材強度與韌性的目的。通過對上述參量加以控制，旨在阻止奧氏體晶粒長大和延緩或抑制形變奧氏體再結晶，可確保制件強韌性的穩(wěn)定提高，使其達到產品技術性能指標要求。 控軋控冷的優(yōu)點： (1)通過細化晶粒，使鋼材的強度和低溫韌性有較大幅度的改善。以普通鋼種為例，按常規(guī)軋制工藝，晶粒度最細為78級，晶粒直徑為20m，而采用控軋控冷工藝，其晶粒度可達12級以上，直徑小于5m，從而大大改善了鋼的強韌性。(2) 防止原始奧氏體晶粒長大而降低了鋼坯的加熱溫度，

56、并通過控制冷卻取消了軋后的調質處理，這樣既可節(jié)省能源又簡化了生產工藝。(3)可以充分發(fā)揮微量合金元素V、Nb和Ti的作用。如49MnVS3鋼，在常規(guī)軋制中，其中的釩主要是提高鋼材的強度，而在控軋控冷工藝中，它不僅起到沉淀強化的作用，而且可細化晶粒，使軋后鋼材的韌性也同時得到了改善。微量鈮和釩或鈮和鈦的同時加入，通過控軋控冷，可同時發(fā)揮細化晶粒和沉淀硬化的作用，使鋼材的綜合力學性能得到顯著提高?？刂栖堉品诸悾簥W氏體再結晶控制軋制(又稱為I型控軋)、奧氏體未再結晶區(qū)控制軋制(又稱為型控軋)(+)兩相區(qū)控制軋制(又稱型控軋)。實際的控制軋制中，一般采用上述幾種方式的組合，即在奧氏體形變高溫階段，通過

57、奧氏體再結晶區(qū)控制軋制得到等軸細小的奧氏體再結晶晶粒；在奧氏體未再結晶區(qū)形變得到“拉長”的未再結晶的晶粒，晶內出現(xiàn)高密度的形變孿晶和形變帶，從而增加形核面積；在(+)兩相區(qū)形變時，一方面奧氏體晶粒被拉長，另一方面已相變的鐵素體晶粒內部出現(xiàn)亞結構?？剀埧乩渑c傳統(tǒng)工藝相比較示意圖TMR熱機械軋制；LL處理(中間淬火)；R熱軋；AC加速冷卻；CR控制軋制；N正火； DQ直接淬火；RQ傳統(tǒng)加熱淬火；T回火控制軋制的三個階段及各階段奧氏體組織 A 奧氏體再結晶區(qū)軋制（再結晶終止溫度(TR)之上(大于約950)）。在奧氏體再結晶區(qū)軋制時，軋件在軋機形變區(qū)內發(fā)生動態(tài)回復和不完全再結晶。在兩道次之間的間隙時間

58、內，完成靜態(tài)回復和靜態(tài)再結晶。加熱后獲得的奧氏體晶粒隨著反復軋制再結晶而逐漸變細。在這一階段內，因為再結晶而獲得細小的晶粒，奧氏體晶界面積增大，為奧氏體向鐵素體相形變核提供更多位置，導致晶粒的細化，相變后的鐵素體晶粒度可達到89級。再結晶區(qū)軋制通過再結晶進行奧氏體晶粒的細化，進而細化晶粒。此階段中奧氏體的進一步細化較為困難，它是控制軋制的準備階段。 再結晶軋制的不完全再結晶與混晶為了達到完全再結晶，應保證軋制溫度在再結晶溫度以上，而且要有足夠的形變量。一般而言，再結晶的晶粒尺寸隨著軋制壓下率的增加而迅速減小，并且達到一個極限值，這個極限限定了再結晶細化晶粒的限度。 如果形變量不能達到完全再結晶

59、的臨界形變量，將發(fā)生奧氏體部分再結晶。在此區(qū)間進行多道次軋制，即使總形變量很大，但如果軋制溫度下降，可能仍不能獲得完全再結晶組織，晶粒尺寸差別加大。這種組織經相變后，鐵素體晶粒尺寸仍是不均勻的，混晶現(xiàn)象嚴重，有時還會出現(xiàn)少量的特大晶粒。B奧氏體未再結晶區(qū)軋制（TR之下(約950Ar3)）奧氏體晶粒經過了形變，但不發(fā)生再結晶，通過累積形變量，形成大量被拉長的形變奧氏體。形變量大時，晶粒內產生大量的滑移帶和位錯，增大了有效晶界面積，相變時鐵素體在晶界上和形變帶上形核。奧氏體未再結晶區(qū)形變造成了以位錯、形變帶和胞狀組織等形式的應變積累奧氏體，應變積累不僅可以增加鐵素體形核位置和形核率，而且可以產生形

60、變誘導鐵素體和鐵素體的動態(tài)再結晶，使晶粒細化。加大冷卻速度，也可以增加鐵素體形核位置和形核率，使晶粒細化。由于形核位置增多和分散，所以鐵素體晶粒細小，珠光體尺寸也細小和分散，鐵素體晶粒度可達到1112級。如果在未再結晶區(qū)形變量不足，就會得到粗細不均的鐵素體晶粒。在未再結晶區(qū)的形變量應控制在40%50%或更大。隨著道次形變量和在此溫度區(qū)間的總形變量的增大，鋼的屈服強度也提高，脆性轉變溫度下降，并且韌性特別是低溫韌性得到明顯改善。未再結晶控制軋制引起鋼的強度和韌性的改善，主要是由于鐵素體晶粒的細化，鐵素體數(shù)量增多，珠光體數(shù)量減少以及其球團直徑減小所致。含有微量元素的鋼，由于再結晶溫度升高，奧氏體未