西北工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)基礎(chǔ)課件第五六七章

1第五章擴(kuò)散2物質(zhì)傳輸?shù)姆绞剑?、對流--由內(nèi)部壓力或密度差引起的

2、擴(kuò)散--由原子性運動引起的

固體中物質(zhì)傳輸?shù)姆绞绞菙U(kuò)散固體中原子在熱運動下的位置轉(zhuǎn)移第一節(jié)固體中原子的遷移3第一節(jié)固體中原子的遷移ΔE*-----激活能

固體中參與反應(yīng)的原子超過原子平均能量的附加能量，J/molE----原子平均能量E*----在特定溫度下的能量Er----反應(yīng)物的能量Ep----產(chǎn)物的能量一、熱激活固態(tài)反應(yīng)的激活能4二、Arrhenius速率定律lnV=-C.ΔE*/RTV-----固態(tài)反應(yīng)速率C-----常數(shù)ΔE*-----激活能R-----摩爾氣體常數(shù)（8.314J/molk）T-----反應(yīng)溫度研究溫度對反應(yīng)速率的影響大多數(shù)的固態(tài)反應(yīng)都服從Arrhenius速率定律lnV和1/T為線性關(guān)系，可以從斜率-ΔE*/R中計算出激活能ΔE*第一節(jié)固體中原子的遷移

5一、擴(kuò)散機(jī)制空位機(jī)制

通過原子與空位交換位置實現(xiàn)原子的遷移?？瘴粩U(kuò)散機(jī)制的條件：

擴(kuò)散原子的近鄰有空位，同時空位周圍的原子必須有超過能壘的自由能。金屬的自擴(kuò)散屬于空位機(jī)制擴(kuò)散；置換固溶體中的擴(kuò)散（Cu/Ni擴(kuò)散偶）屬于空位機(jī)制擴(kuò)散；金屬的熔點高其激活能也越高；原子移動方向和空位移動方向相反第二節(jié)固體中原子的擴(kuò)散

6空位機(jī)制擴(kuò)散7Cu/Ni擴(kuò)散偶（1）8Cu/Ni擴(kuò)散偶（2）910一、擴(kuò)散機(jī)制2.間隙機(jī)制

間隙原子在間隙固溶體中從一個間隙位置跳到另一個間隙位置的原子的遷移過程。間隙擴(kuò)散機(jī)制的條件：溶原子必須具有擠開溶劑原子進(jìn)入相鄰的間隙位置周圍的激活能。鋼的滲碳（ΔE*cα=140kj/mol,ΔE*cγ=270kj/mol）鋼的氮化間隙機(jī)構(gòu)引起晶格變形大，只有間隙原子與晶格位置上的原子尺寸相比較是很小時，才會發(fā)生。

第二節(jié)固體中原子的擴(kuò)散

11間隙機(jī)制擴(kuò)散12一、擴(kuò)散機(jī)制3.其它擴(kuò)散機(jī)制

晶界擴(kuò)散位錯擴(kuò)散第二節(jié)固體中原子的擴(kuò)散

13第二節(jié)固體中原子的擴(kuò)散

二、擴(kuò)散方程1.穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散-----Fick第一定律（1）模型：在垂直面相距（X2-X1)的兩平行原子面之間的擴(kuò)散，經(jīng)過時間t后，在X2和X1處的溶質(zhì)原子濃度分別為C1和C2,并不隨時間變化。14第二節(jié)固體中原子的擴(kuò)散

二、擴(kuò)散方程1.穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散-----Fick第一定律（2）Fick第一定律

J=-DdC/dx濃度梯度（gradient）=dC/dx（斜率（slope））,量綱為ML-3D：擴(kuò)散系數(shù)（coefficient），量綱為L2T-1表示通過某一界面的擴(kuò)散流量與垂直這個界面方向濃度梯度成正比，其方向與濃度降落方向一致。負(fù)號表示原子的擴(kuò)散方向與濃度梯度方向相反（濃度由低到高為正，擴(kuò)散方向由高到低為負(fù)）15第二節(jié)固體中原子的擴(kuò)散

二、擴(kuò)散方程2.非穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散-----Fick第二定律擴(kuò)散濃度在擴(kuò)散過程中隨時間變化(dc/dt≠0)對于擴(kuò)散系數(shù)與時間無關(guān)的非穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散，可用Fick第二定律：

如D為常數(shù)16常例：單向無限（semi-infinite），氣體偏壓固定邊界條件C=Csatx=o，C=C0atx=∞，初始條件C=C0att=o誤差函數(shù)（errorfunction）：17一、溫度對擴(kuò)散的影響D=D0exp(-ΔE*/(RT))ΔE*：激活能（activationenergy）inJ/mol,cal/moloreV/atom，移動原子所需能量。Feinα-Fe：3.0x10-21m2/sat500℃

，1.8x10-15m2/sat900℃

。溫度越高，原子的能量越大，越容易發(fā)生遷移，擴(kuò)散系數(shù)越大。第三節(jié)影響擴(kuò)散的因素

18二、固溶體類型對擴(kuò)散的影響間隙固溶體的擴(kuò)散激活能一般都很小在獲得同樣濃度時，滲碳、滲氮比滲金屬的周期短第三節(jié)影響擴(kuò)散的因素

19三、晶體結(jié)構(gòu)對擴(kuò)散的影響1.擴(kuò)散系數(shù)隨同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變變化較大

α-Fe的自擴(kuò)散系數(shù)是γ-Fe的240倍在527℃，氮在α-Fe的自擴(kuò)散系數(shù)比γ-Fe大1500倍結(jié)構(gòu)不同的固溶體對擴(kuò)散元素的溶解度是不同的，由此造成的濃度梯度不同，也會影響擴(kuò)散速度第三節(jié)影響擴(kuò)散的因素

2.晶體結(jié)構(gòu)異向性的影響原子通過躍遷進(jìn)行擴(kuò)散，晶體中各晶向原子排到及其間距不同，因而不同晶向上的擴(kuò)散有一定差別。立方晶系，三個晶軸方向原子挑到情況相同，擴(kuò)散系數(shù)相同六方晶系，特別是菱方結(jié)構(gòu)，異向性較大，擴(kuò)散的各向異性明顯203、晶體缺陷的影響：空位和位錯促進(jìn)置換型原子的擴(kuò)散，但對間隙型原子的擴(kuò)散的作用尚無定淪，近來的一些研究認(rèn)為，它們可能作為陷阱吸引間隙擴(kuò)散原子，使它們的擴(kuò)散激活能增大，減慢擴(kuò)散速度。21問題C在α-Fe中的溶解度為0.02%，而在γ-Fe的最大溶解度為2.21%，相差100倍；而且C在α-Fe中的擴(kuò)散系數(shù)比γ-Fe大很多，為什么在工業(yè)上還要選擇在γ-Fe的固溶體中滲碳？滲碳層深度滲碳的溫度影響2223四、濃度對擴(kuò)散的影響組元的擴(kuò)散系數(shù)隨濃度的變化而變化，但當(dāng)固溶體濃度較低，或擴(kuò)散濃度變化不大時，在求解擴(kuò)散方程過程中，可以認(rèn)為影響不大。第三節(jié)影響擴(kuò)散的因素

某些金屬發(fā)生同素異轉(zhuǎn)變時→擴(kuò)散系數(shù)也隨之改變。24252627五、合金元素對擴(kuò)散的影響碳化物形成元素W、Mo、Cr等與碳的結(jié)合力較大，降低Dc-γMn等形成碳化物能力較弱，對Dc-γ幾乎沒有影響。Co、Ni等非碳化物形成元素，由于溶入基本點陣而產(chǎn)生點陣畸變相當(dāng)于減少（原子的擴(kuò)散激活能，提高Dc-γ)。第三節(jié)影響擴(kuò)散的因素

28第三節(jié)影響擴(kuò)散的因素

六、表面和界面對擴(kuò)散的影響------短路擴(kuò)散291）間隙固溶體：因溶質(zhì)原子較小，易于擴(kuò)散，因此，晶內(nèi)擴(kuò)散與晶界擴(kuò)散的差別不大2）置換固溶體或純金屬：原子在晶界上的擴(kuò)散比晶內(nèi)擴(kuò)散快得多，晶界擴(kuò)散>晶內(nèi)擴(kuò)散。原因：晶界處點陣畸變較大，原子處于較高的能量狀態(tài)，易于跳動，故晶界擴(kuò)散激活能Qgb比晶內(nèi)擴(kuò)散激活能Qv小得多。第四節(jié)

擴(kuò)散熱力學(xué)分析原子擴(kuò)散的驅(qū)動力是化學(xué)位梯度，不是濃度梯度。在一般情況下，化學(xué)位梯度與濃度梯度方向相同，故擴(kuò)散向濃度降低方向進(jìn)行。在某些情況下，化學(xué)位梯度與濃度梯度方向相反時，則原子擴(kuò)散向化學(xué)位減少的方向進(jìn)行，原子從濃度低的地方擴(kuò)散到濃度高的地方，即上坡擴(kuò)散。30如Fe-C合金與Fe-C-Si合金擴(kuò)散偶的擴(kuò)散，將Fe-0.4%C合金棒與Fe-0.4%-3.8%Si合金棒焊在一起，在1000℃長時間保溫，進(jìn)行擴(kuò)散退火后，碳的濃度分布如下圖所示31原因：Si提高了碳的化學(xué)位，因而C從含Si棒向無Si棒擴(kuò)散，從而降低C在含Si棒的化學(xué)位，消除了化學(xué)位梯度。32第五節(jié) 反應(yīng)擴(kuò)散一、反應(yīng)擴(kuò)散：通過擴(kuò)散自金屬表面向內(nèi)滲入某種元素時，若該擴(kuò)散元素的含量超過基本金屬的溶解時，則隨著擴(kuò)散的進(jìn)行，在金屬表面會形成另一新相層（多為中間相），這種伴隨有新相出現(xiàn)的擴(kuò)散過程稱反應(yīng)擴(kuò)散，或相變擴(kuò)散。3334由反應(yīng)擴(kuò)散所形成的相可參考平衡相圖進(jìn)行分析。實驗結(jié)果表明，在二元合金反應(yīng)擴(kuò)散的滲層組織中不存在兩相混合區(qū)，只有孤立的單相區(qū)存在，而且在它們的相界面上的濃度是突變的，它對應(yīng)于相圖中每個相在一定溫度下的極限溶解度，不存在兩相混合區(qū)的原因可用相平衡的熱力學(xué)來解釋。

3536一、鋼的滲碳滲碳通常是指向低碳鋼制造的工件表面滲入碳原子，使工件表面達(dá)到高碳鋼的含碳量。其目的是使工件在熱處理后表面具有高硬度和高的耐磨性，而心部仍保持低碳鋼良好的塑、韌性。補(bǔ)充擴(kuò)散的應(yīng)用

37鋼的滲碳2

依所用滲碳劑的不同，鋼的滲碳可分為氣體滲碳、固體滲碳和液體滲碳。最常用的是氣體滲碳，其工藝方法是將工件放入密封的加熱爐中，加熱到臨界溫度以上（通常為900~950℃）按一定流量滴入液體滲碳劑（如煤油、甲醇和丙酮），并使之分解,分解產(chǎn)物有CnH2n和CnH2n+2,在鋼的表面發(fā)生如下的反應(yīng)CnH2nnH2+n[C]CnH2n+2(n+1)H2+n[C]

從而提供活性碳原子，吸附在工件表面并向鋼的內(nèi)部擴(kuò)散而進(jìn)行滲碳。38鋼的滲碳3391.已知初始條件，求滲碳時間t；2.求一定滲碳層深度下的濃度；3.求滲碳層深度鋼的滲碳440414243第四節(jié)擴(kuò)散的應(yīng)用

此現(xiàn)象常發(fā)生在磷元素之?dāng)U散，當(dāng)晶片表面之摻雜濃度高至接近溶解度時，元素擴(kuò)散分佈曲線會顯示異常的行為。一系列的模擬圖顯示，在1000oC時進(jìn)行擴(kuò)散一個小時後，不同表面濃度的磷元素擴(kuò)散後的分佈曲線圖。磷元素擴(kuò)散，其擴(kuò)散係數(shù)大約增加了兩個數(shù)量級。

二、半導(dǎo)體擴(kuò)散參雜44第六章材料的塑性變形納米銅的室溫超塑性45第一節(jié)金屬變形概述彈性變形－塑性變形－斷裂46第一節(jié)金屬變形概述彈性變形：變形可逆；應(yīng)力應(yīng)變呈線性關(guān)系。彈性模量：原子間結(jié)合力的反映和度量。47第二節(jié)單晶體的塑性變形

常溫下塑性變形的主要方式：滑移、孿生、扭折。一滑移

1滑移：在切應(yīng)力作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿著一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）產(chǎn)生相對位移，且不破壞晶體內(nèi)部原子排列規(guī)律性的塑變方式。光鏡下：滑移帶（無重現(xiàn)性）。

2滑移的表象學(xué)電境下：滑移線。48第二節(jié)單晶體的塑性變形

一滑移光鏡下：滑移帶（無重現(xiàn)性）。

2滑移的表象學(xué)電境下：滑移線。49第二節(jié)單晶體的塑性變形

3滑移的晶體學(xué)滑移面（密排面）（1）幾何要素滑移方向（密排方向）

50第二節(jié)單晶體的塑性變形

3滑移的晶體學(xué)（2）滑移系滑移系：一個滑移面和該面上一個滑移方向的組合。滑移系的個數(shù):(滑移面?zhèn)€數(shù)）×（每個面上所具有的滑移方向的個數(shù)）51第二節(jié)單晶體的塑性變形

3滑移的晶體學(xué)（2）滑移系滑移系：一個滑移面和該面上一個滑移方向的組合?；葡档膫€數(shù):(滑移面?zhèn)€數(shù)）×（每個面上所具有的滑移方向的個數(shù)）晶體結(jié)構(gòu)滑移面滑移方向滑移系數(shù)目常見金屬面心立方{111}×4<110>×312Cu,Al,Ni,Au

{110}×6×212Fe,W,Mo體心立方{121}×12<111>×112Fe,W

{123}×24×124Fe

{0001}×1×33Mg,Zn,Ti{1010}<1120>3Mg,Zr,Ti

{1011}

6Mg,Ti密排六方52第二節(jié)單晶體的塑性變形

3滑移的晶體學(xué)（2）滑移系

一般滑移系越多，塑性越好；滑移系數(shù)目與材料塑性的關(guān)系：

與滑移面密排程度和滑移方向個數(shù)有關(guān)；

與同時開動滑移系數(shù)目有關(guān)（c）。晶體結(jié)構(gòu)滑移面滑移方向滑移系數(shù)目常見金屬面心立方{111}×4<110>×312Cu,Al,Ni,Au

{110}×6×212Fe,W,Mo體心立方{121}×12<111>×112Fe,W

{123}×24×124Fe

{0001}×1×33Mg,Zn,Ti{1010}<1120>3Mg,Zr,Ti

{1011}

6Mg,Ti密排六方53第二節(jié)單晶體的塑性變形

3滑移的晶體學(xué)

（3）滑移的臨界分切應(yīng)力（c）

c：在滑移面上沿滑移方面開始滑移的最小分切應(yīng)力。

外力在滑移方向上的分解。

c＝scoscos

54第二節(jié)單晶體的塑性變形

3滑移的晶體學(xué)

（3）滑移的臨界分切應(yīng)力（c）

c取決于金屬的本性，不受，的影響；

或＝90時，s；c＝scoscos

s的取值

，＝45時，s最小，晶體易滑移；

軟取向：值大；

取向因子：coscos

硬取向：值小。

55第二節(jié)單晶體的塑性變形

4滑移時晶體的轉(zhuǎn)動

（1）位向和晶面的變化拉伸時,滑移面和滑移方向趨于平行于力軸方向壓縮時，晶面逐漸趨于垂直于壓力軸線。

幾何硬化：，遠(yuǎn)離45，滑移變得困難；（2）取向因子的變化

幾何軟化；，接近45，滑移變得容易。56第二節(jié)單晶體的塑性變形

5多滑移

（1）滑移的分類多滑移：在多個（>2）滑移系上同時或交替進(jìn)行的滑移。雙滑移：

單滑移：

（2）等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向與力軸夾角分別相等的一組滑移系。57第二節(jié)單晶體的塑性變形

6交滑移

（1）交滑移：晶體在兩個或多個不同滑移面上沿同一滑移方向進(jìn)行的滑移。（2）機(jī)制

螺位錯的交滑移：螺位錯從一個滑移面轉(zhuǎn)移到與之相交的另一滑移面的過程；螺位錯的雙交滑移：交滑移后的螺位錯再轉(zhuǎn)回到原滑移面的過程。58第二節(jié)單晶體的塑性變形7滑移的表面痕跡

單滑移：單一方向的滑移帶；多滑移：相互交叉的滑移帶；交滑移：波紋狀的滑移帶。59第二節(jié)單晶體的塑性變形二

孿生

（1）孿生：在切應(yīng)力作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿一定的晶面和晶向發(fā)生均勻切變并形成晶體取向的鏡面對稱關(guān)系。

孿生面

A1{111},A2{112},A3{1012}（2）孿生的晶體學(xué)孿生方向

A1<112>,A2<111>,A3<1011>

孿晶區(qū)

60第二節(jié)單晶體的塑性變形二

孿生

（3）孿生變形的特點

滑移孿生相同點1均勻切變；2沿一定的晶面、晶向進(jìn)行；不改變結(jié)構(gòu)。不同點

晶體位向不改變（對拋光面觀察無重現(xiàn)性）。改變，形成鏡面對稱關(guān)系（對拋光面觀察有重現(xiàn)性）位移量滑移方向上原子間距的整數(shù)倍，較大。小于孿生方向上的原子間距，較小。對塑變的貢獻(xiàn)很大，總變形量大。有限，總變形量小。變形應(yīng)力有一定的臨界分切壓力所需臨界分切應(yīng)力遠(yuǎn)高于滑移變形條件一般先發(fā)生滑移滑移困難時發(fā)生變形機(jī)制全位錯運動的結(jié)果分位錯運動的結(jié)果

2h61第三節(jié)多晶體的塑性變形1晶粒之間變形的傳播位錯在晶界塞積應(yīng)力集中相鄰晶粒位錯源開動相鄰晶粒變形塑變

2晶粒之間變形的協(xié)調(diào)性（1）原因：各晶粒之間變形具有非同時性。（2）要求：各晶粒之間變形相互協(xié)調(diào)。（獨立變形會導(dǎo)致晶體分裂）（3）條件：獨立滑移系5個。（保證晶粒形狀的自由變化）

多晶體由許多晶粒組成，各個晶粒位向不同，且存在許多晶界，變形復(fù)雜。多晶體由許多晶粒組成，各個晶粒位向不同，且存在許多晶界，變形復(fù)雜。62第三節(jié)多晶體的塑性變形3晶界對變形的阻礙作用（1）晶界的特點：原子排列不規(guī)則；分布有大量缺陷。（2）晶界對變形的影響:滑移、孿生多終止于晶界,極少穿過。（3）晶粒大小與性能的關(guān)系

a晶粒越細(xì)，強(qiáng)度越高(細(xì)晶強(qiáng)化：由下列霍爾－配奇公式可知)s=0+kd-1/2

原因：晶粒越細(xì)，晶界越多，位錯運動的阻力越大。（有尺寸限制）

63第三節(jié)多晶體的塑性變形

b晶粒越細(xì)，塑韌性提高

晶粒越多，變形均勻性提高由應(yīng)力集中

導(dǎo)致的開裂機(jī)會減少，可承受更大的變形量，表現(xiàn)出高塑性。

細(xì)晶粒材料中，應(yīng)力集中小，裂紋不易萌生；晶界多，裂紋不易傳播，在斷裂過程中可吸收較多能量,表現(xiàn)出高韌性。

64第四節(jié)合金的塑性變形一

固溶體的塑性變形

1固溶體的結(jié)構(gòu)

2固溶強(qiáng)化

（1）固溶強(qiáng)化：固溶體材料隨溶質(zhì)含量提高其強(qiáng)度、硬度提高而塑性、韌性下降的現(xiàn)象。

晶格畸變，阻礙位錯運動；

（2）強(qiáng)化機(jī)制

柯氏氣團(tuán)強(qiáng)化。

65第四節(jié)合金的塑性變形一

固溶體的塑性變形

2固溶強(qiáng)化

（3）屈服和應(yīng)變時效

現(xiàn)象：上下屈服點、屈服延伸（呂德斯帶擴(kuò)展）。

預(yù)變形和時效的影響：去載后立即加載不出現(xiàn)屈服現(xiàn)象；去載后放置一段時間或200℃加熱后再加載出現(xiàn)屈服。(why??)

原因：柯氏氣團(tuán)的存在、破壞和重新形成。

66第四節(jié)合金的塑性變形一

固溶體的塑性變形

2固溶強(qiáng)化

（4）固溶強(qiáng)化的影響因素溶質(zhì)原子含量越多，強(qiáng)化效果越好；

溶劑與溶質(zhì)原子半徑差越大，強(qiáng)化效果越好；

價電子數(shù)差越大，強(qiáng)化效果越好；

間隙式溶質(zhì)原子的強(qiáng)化效果高于置換式溶質(zhì)原子。

67第四節(jié)合金的塑性變形二

多相合金的塑性變形

1結(jié)構(gòu)：基體＋第二相。

2性能（1）兩相性能接近：按強(qiáng)度分?jǐn)?shù)相加計算。（2）軟基體＋硬第二相

第二相網(wǎng)狀分布于晶界（二次滲碳體）；

a結(jié)構(gòu)

兩相呈層片狀分布（珠光體）；

第二相呈顆粒狀分布（三次滲碳體）。

68第四節(jié)合金的塑性變形二

多相合金的塑性變形

2性能（2）軟基體＋硬第二相

彌散強(qiáng)化：位錯繞過第二相粒子(粒子、位

錯環(huán)阻礙位錯運動)b強(qiáng)化

沉淀強(qiáng)化：位錯切過第二相粒子（表面能、

錯排能、粒子阻礙位錯運動）

第五節(jié)塑性變形對材料組織和性能的影響

6970一、塑性變形對材料組織和性能的影響

1.金屬組織的變化（1）晶粒發(fā)生變形

晶粒沿形變方向被拉長或壓扁；變形量很大時,晶粒變成細(xì)條狀(拉伸時),金屬中的夾雜物也被拉長,形成纖維組織。變形前變形后71塑性變形中的組織變化75％變形細(xì)條狀纖維組織50％變形拉長或壓扁的晶粒25％變形滑移線未變形原始晶粒7273（2）亞結(jié)構(gòu)形成

金屬經(jīng)大的塑性變形時,位錯密度增大,大量位錯堆積在局部地區(qū),相互纏結(jié),形成位錯胞（大量位錯纏結(jié)在胞壁，胞內(nèi)位錯密度低。）形成不均勻的分布,使晶粒分化成許多位向略有不同的小晶塊,產(chǎn)生亞晶粒。

金屬經(jīng)變形后的亞結(jié)構(gòu)74

（3）變形織構(gòu)

金屬原本是偽各向同性，但金屬塑性變形到一定程度時,由于晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動,使各晶粒的位向趨近于一致,導(dǎo)致各向異性的產(chǎn)生，這種有序化的結(jié)構(gòu)叫做變形織構(gòu)。按照產(chǎn)品外形，變形織構(gòu)可分為：絲織構(gòu)和板織構(gòu)75學(xué)習(xí)情境三：金屬的塑性變形對組織性能的影響3.2形變織構(gòu)示意圖

●絲織構(gòu)

各晶粒的一定晶向平行于拉拔方向。低碳鋼經(jīng)大變形量冷拔后,其（100）平行于拔絲方向;

●板織構(gòu)

各晶粒的一定晶面和晶向平行于軋制方向。低碳鋼的板織構(gòu)為{001}（110）。（2）織構(gòu)絕大部分晶粒的某一位向與外力方向趨于一致，性能出現(xiàn)各向異性。晶粒拉長，但未出現(xiàn)織構(gòu)。晶粒拉長，且出現(xiàn)織構(gòu)。77學(xué)習(xí)情境三：金屬的塑性變形對組織性能的影響3.278第五節(jié)塑性變形對材料組織和性能的影響

二

對性能的影響

1對力學(xué)性能的影響（加工硬化）

（1）加工硬化（形變強(qiáng)化、冷作強(qiáng)化）：隨變形量的增加，材料的強(qiáng)度、硬度升高而塑韌性下降的現(xiàn)象。

79第五節(jié)塑性變形對材料組織和性能的影響

二

對性能的影響

1對力學(xué)性能的影響（加工硬化）

強(qiáng)化金屬的重要途徑；

利

提高材料使用安全性（）；

（2）利弊

材料加工成型的保證。

弊

變形阻力提高，動力消耗增大；

脆斷危險性提高。

80第五節(jié)塑性變形對材料組織和性能的影響

二

對性能的影響

2對物理、化學(xué)性能的影響

導(dǎo)電率、導(dǎo)磁率下降，比重、熱導(dǎo)率下降；

結(jié)構(gòu)缺陷增多，擴(kuò)散加快；

化學(xué)活性提高，腐蝕加快。

81第五節(jié)塑性變形對材料組織和性能的影響

三

殘余應(yīng)力（約占變形功的10％）

第一類殘余應(yīng)力（Ⅰ）：宏觀內(nèi)應(yīng)力，由整個物體變形不均勻引起。

1分類

第二類殘余應(yīng)力（Ⅱ）：微觀內(nèi)應(yīng)力，由晶粒變形不均勻引起。

第三類殘余應(yīng)力（Ⅲ）：點陣畸變，由位錯、空位等引起。80-90%。

利：預(yù)應(yīng)力處理，如汽車板簧的生產(chǎn)。

2利弊

弊：引起變形、開裂，如黃銅彈殼的腐蝕開裂。

3消除：去應(yīng)力退火。

82第七章金屬的回復(fù)與再結(jié)晶形變金屬材料退火過程中的組織和性能變化回復(fù)再結(jié)晶晶粒長大金屬的熱加工83第一節(jié)冷變形金屬在加熱時的

組織與性能變化

一回復(fù)與再結(jié)晶回復(fù)：冷變形金屬在低溫加熱時，其顯微組織無可見變化，但其物理、力學(xué)性能卻部分恢復(fù)到冷變形以前的過程。再結(jié)晶：冷變形金屬被加熱到適當(dāng)溫度時，在變形組織內(nèi)部新的無畸變的等軸晶粒逐漸取代變形晶粒，而使形變強(qiáng)化效應(yīng)完全消除的過程。

回復(fù)再結(jié)晶晶粒長大84第一節(jié)冷變形金屬在加熱時的

組織與性能變化

二顯微組織變化（示意圖）回復(fù)階段：顯微組織仍為纖維狀，無可見變化；再結(jié)晶階段：變形晶粒通過形核長大，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樾碌臒o畸變的等軸晶粒。晶粒長大階段：晶界移動、晶粒粗化，達(dá)到相對穩(wěn)定的形狀和尺寸。

回復(fù)再結(jié)晶晶粒長大顯微組織變化86第一節(jié)冷變形金屬在加熱時的

組織與性能變化

三性能變化

1力學(xué)性能（示意圖）回復(fù)階段：強(qiáng)度、硬度略有下降，塑性略有提高。再結(jié)晶階段：強(qiáng)度、硬度明顯下降，塑性明顯提高。晶粒長大階段：強(qiáng)度、硬度繼續(xù)下降，塑性繼續(xù)提高，粗化嚴(yán)重時下降。2物理性能密度：在回復(fù)階段變化不大，在再結(jié)晶階段急劇升高；電阻：電阻在回復(fù)階段可明顯下降。88第一節(jié)冷變形金屬在加熱時的

組織與性能變化

四儲存能變化（示意圖）

1儲存能：存在于冷變形金屬內(nèi)部的一小部分（～10％）變形功。彈性應(yīng)變能（3～12％）

2存在形式位錯（80～90％）驅(qū)動力點缺陷

3儲存能的釋放：原子活動能力提高，遷移至平衡位置，儲存能得以釋放。89第一節(jié)冷變形金屬在加熱時的

組織與性能變化

五內(nèi)應(yīng)力變化回復(fù)階段：大部分或全部消除第一類內(nèi)應(yīng)力，部分消除第二、三類內(nèi)應(yīng)力；再結(jié)晶階段：內(nèi)應(yīng)力可完全消除。第二節(jié)回復(fù)

（Recovery）所謂回復(fù)，即在加熱溫度較低時，僅因金屬中的一些點缺陷和位錯的遷移而引起的某些晶內(nèi)的變化?；貜?fù)階段一般加熱溫度在0.4Tm以下。2.1回復(fù)時組織性能變化宏觀應(yīng)力基本去除，微觀應(yīng)力仍然殘存；物理性能，如電阻率，有明顯降低，有的可基本回到未變形前的水平；力學(xué)性能，如硬度和流變應(yīng)力，覺察不到有明顯的變化；光學(xué)金相組織看不出任何變化，溫度較高發(fā)生回復(fù)，在電子顯微鏡下可見到晶粒內(nèi)部組織的變化。(位錯的胞狀組織轉(zhuǎn)變?yōu)閬喚?2.2回復(fù)機(jī)制低溫階段—點缺陷的遷移和減少,表現(xiàn)為:

空位與間隙原子的相遇而互相中和空位或間隙原子運動到刃位錯處消失，引起位錯的攀移點缺陷運動到界面處消失。中溫階段:纏結(jié)位錯重新組合;異號位錯抵消,位錯密度略有降低。亞晶粒長大。2.2回復(fù)機(jī)制高溫回復(fù)位錯攀移和位錯環(huán)縮??；亞晶粒合并；多邊化。多邊化是指冷變形金屬加熱時，原來處于滑移面上的位錯，通過滑移和攀移形成與滑移面垂直的亞晶界的過程。多邊化的驅(qū)動力是彈性應(yīng)變能的降低。2.3回復(fù)動力學(xué)冷變形材料性能的回復(fù)程度與回復(fù)處理的時間和溫度有關(guān)?；貜?fù)過程是熱激活過程，轉(zhuǎn)變的速度決定于原子的活動能力。上圖中硬化分?jǐn)?shù)R表示為：R=(sm-sr)/(sm-s0)；sm、sr、s0分別為變形后、回復(fù)后以及完全退火后的屈服應(yīng)力。其它材料性能參量的回復(fù)過程也具有類似的熱激活特征。設(shè)變形前（或完全退火態(tài)）材料的某一可測物性參量(如電阻率等)為P0，冷變形后為Pd，回復(fù)過程中其性能P和回復(fù)溫度、時間滿足如下動力學(xué)關(guān)系：其中A為與材料類型結(jié)構(gòu)有關(guān)的常數(shù)，Q為回復(fù)激活能，R為氣體常數(shù)，T發(fā)生回復(fù)溫度，t為回復(fù)進(jìn)行的時間。同理，不同的溫度下，回復(fù)到相同的程度所需時間可以表示為：即lnt~1/T成線性關(guān)系。一方面可以由此測量計算它的激活能；另一方面說明熱激活過程中時間和溫度的等效關(guān)系。實際上任何材料變形后都在慢慢的發(fā)生回復(fù)，室溫下無明顯變化主要是因為變化的速度很慢所致。

去應(yīng)力退火降低應(yīng)力（保持加工硬化效果）防止工件變形、開裂，提高耐蝕性。2.4回復(fù)應(yīng)用

第三節(jié)再結(jié)晶

(Recrystallization)3.1再結(jié)晶的基本過程冷變形后的金屬加熱到一定溫度(一般大于0.4Tm)或保溫足夠時間后，在原來的變形組織中產(chǎn)生了無畸變的新晶粒，新生成的晶粒逐漸全部取代塑性變形過的晶粒，位錯密度顯著降低，性能發(fā)生顯著變化并恢復(fù)到冷變形前的水平，這個過程稱為再結(jié)晶。再結(jié)晶的驅(qū)動力也是變形儲能的降低。變化前后的晶粒成分相同，晶體結(jié)構(gòu)并未發(fā)生變化，因此它們是屬于同一個相。再結(jié)晶不像相變那樣，有轉(zhuǎn)變的臨界溫度點，即沒有確定的轉(zhuǎn)變溫度。再結(jié)晶過程是不可逆的，相變過程在外界條件變化后可以發(fā)生可逆變化。發(fā)生再結(jié)晶的熱力學(xué)驅(qū)動力是冷塑性變形晶體的畸變能，也稱為儲存能。冷塑性變形后的發(fā)生再結(jié)晶，晶粒以形核和晶核長大來進(jìn)行，但再結(jié)晶過程不是相變。原因有：3.2再結(jié)晶形核再結(jié)晶的形核是個復(fù)雜的過程。最初人們嘗試用經(jīng)典的形核理論來處理再結(jié)晶過程，但計算得到的臨界晶核半徑過大，與試驗結(jié)果不符。大量實驗表明，再結(jié)晶晶核總是在塑性變形引起的最大畸變處形成，并且回復(fù)階段發(fā)生的多邊化是再結(jié)晶形核的必要準(zhǔn)備。3.2.1亞晶粒長大形核機(jī)制亞晶粒長大形核一般在受大變形度的材料中發(fā)生。回復(fù)階段，塑性變形所形成的胞狀組織經(jīng)多邊化發(fā)展成亞晶，其中亞晶長大形核的方式有亞晶合并和亞晶界移動兩種機(jī)制。a.亞晶合并機(jī)制

相鄰亞晶界的位錯，通過滑移和攀移轉(zhuǎn)移到周圍晶界或亞晶界上，導(dǎo)致原來亞晶界的消失，最后通過原子擴(kuò)散和位置的調(diào)整，使兩個或多個亞晶粒的取向變?yōu)橐恢?，合并成為一個大的亞晶粒，成為再結(jié)晶的晶核。b.亞晶界移動機(jī)制如上圖，晶粒中某些局部位錯密度很高的亞晶界向周邊移動，吞并相鄰的變形基體和亞晶而成長為再結(jié)晶晶核。3.2.2

晶界凸出形核機(jī)制

金屬變形是不均勻的，若晶界兩邊一個晶粒的位錯密度高，另一個位錯密度低，加熱時晶界會向密度高的一側(cè)突然移動，高密度一側(cè)的原子轉(zhuǎn)移到位錯低的一側(cè)，新的排列應(yīng)為無畸變區(qū)，這個區(qū)域就是再結(jié)晶核心。和結(jié)晶形核方式類似，晶界彎曲后，一方面晶界的彎曲面因面積增加會增加界面能，另一方面形核區(qū)中原變形區(qū)內(nèi)有應(yīng)變能的釋放。形核的臨界條件是：其中ES為單位體積內(nèi)的應(yīng)變畸變能，σ為界面能，a為生成前晶界的半徑。晶界凸出形核現(xiàn)象在銅、鎳、銀、鋁及鋁-銅合金中曾直接觀察到。變形晶粒晶界附近的原子移動到新的未變形晶粒上，從而可以減少變形應(yīng)變能，新晶粒不斷長大到相遇，最后全部為新晶粒，再結(jié)晶完成。3.3核心的長大3.4形核率和長大線速率的影響因素變形程度提高、原始晶粒尺寸減小，材料中變形儲能提高，高能區(qū)域增多，再結(jié)晶形核率N和長大速率G增大。形核率和長大速率與溫度的關(guān)系滿足：N=N0exp(-QN/RT)；G=G0exp(-QG/RT)N0、G0為常數(shù)，QN、QG分別為形核和長大激活能，當(dāng)變形程度為12%左右時，兩者大體相等。固溶于合金中的微量元素或雜質(zhì)，往往聚集在點陣缺陷（空位、位錯、亞晶界）周圍，使它們難以運動，不易形成再結(jié)晶核心，降低形核率。粗大第二相雜質(zhì)粒子存在于基體中時，塑性變形后在分界面會產(chǎn)生局部的點陣畸變很嚴(yán)重的區(qū)域，使鄰近的第二相的基體中容易形核，促使形核率增大。極為細(xì)小的二相粒子(<1mm)，會阻礙位錯重新組合形成胞壁，并阻礙胞壁移動已構(gòu)成大角度晶界，因此形核極為困難，N大大降低。如燒結(jié)Al要加熱到接近熔點才發(fā)生再結(jié)晶，就是這個道理。金屬的純度及不溶性的彌散第二相質(zhì)點對長大速率G也產(chǎn)生強(qiáng)烈影響。它們被吸附到晶界或亞晶界，阻礙晶界或亞晶界的運動，因此強(qiáng)烈阻礙晶粒的長大，降低G。3.5再結(jié)晶動力學(xué)再結(jié)晶動力學(xué)決定于形核率N和長大速度G的大小。由于影響N、G的因素很復(fù)雜，Johnson和Mehl等人在假定均勻形核、球形晶核、N和G不隨時間而改變的情況下，給出了恒溫下再結(jié)晶轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)XV和時間t的關(guān)系：3.3.1再結(jié)晶動力學(xué)

以上公式稱為Johnson-Mehl方程，它適用于一些固態(tài)轉(zhuǎn)變及液態(tài)金屬的結(jié)晶，詳細(xì)推導(dǎo)請見：曹明盛編物理冶金基礎(chǔ)，冶金工業(yè)出版社：P337應(yīng)該指出，再結(jié)晶時長大速率和形核率都不能簡單的看作為常數(shù)，因此Johnson-Mehl方程是不嚴(yán)格的。而應(yīng)采用Avrami提出的經(jīng)驗方程式：式中常數(shù)B與材料種類和變形量等有關(guān)，常數(shù)n為反應(yīng)級數(shù)，一般材料為3－4，板材(2－3)和線材(1－2)或更小。3.3.1再結(jié)晶動力學(xué)

再結(jié)晶過程也是熱激活過程，達(dá)到同樣的再結(jié)晶程度，也存在溫度和時間的等效關(guān)系：其中激活能Q除決定于材料的類型(成分、純度等)外，還和變形量的大小直接相關(guān)，顯然退火前，材料的冷塑性變形量愈大，相應(yīng)所需的激活能愈小。3.3.1再結(jié)晶動力學(xué)

3.3.4影響再結(jié)晶的因素原子結(jié)合力大，熔點高的材料，再結(jié)晶進(jìn)行較慢；材料的純度，純凈材料如純金屬，進(jìn)行較快，而溶入了其它元素，特別是易在晶界處存在聚集的元素時，將降低再結(jié)晶的速度；第二相質(zhì)點特別是呈彌散分布時，將明顯降低再結(jié)晶的速度。材料因素加熱溫度愈高，再結(jié)晶速度愈快；變形量大，彈性畸變能大，再結(jié)晶速度也快。變形量過小，形變儲能不能滿足形核的基本要求時，再結(jié)晶就不能發(fā)生。發(fā)生再結(jié)晶需要一定的變形量，稱為臨界變形量δC，大多金屬材料的臨界變形量在2—10%之間。3.3.4影響再結(jié)晶的因素工藝因素第四節(jié)晶粒長大再結(jié)晶剛完成時，得到的是等軸細(xì)晶粒組織。繼續(xù)提高退火溫度或延長保溫時間，就會發(fā)生晶粒相互吞并而長大的現(xiàn)象，晶粒長大包括均勻長大的正常長大過程和反常的長大過程。4.1正常的晶粒長大1)晶粒長大的動力晶粒的長大是一自發(fā)過程，其驅(qū)動力是降低其總界面能。長大過程中，晶粒變大，則晶界的總面積減小，總界面能也就減小。為減小表面能晶粒長大的熱力學(xué)條件總是滿足的，長大與否還需滿足動力學(xué)條件，這就是界面的活動性，溫度是影響界面活動性的最主要因素。1)晶粒長大的動力兩晶粒界面形狀如圖所示，三維空間中的任一曲面可用兩個主要的曲率半徑（r1、r2）來描述，此時作用在圖中曲面單位面積上的驅(qū)動力DP為：當(dāng)曲面為球面時，r1=r2=R，則：DP=2s/R。由于晶界向曲率中心方向（即由凹→凸）移動，晶界總面積縮小，所以晶粒長大總是與再結(jié)晶時晶界移動方向相反。晶界向晶粒I邊遷移，會降低自由能，所以自發(fā)過程是界面向凹邊遷移。2)晶粒長大的動力學(xué)Beck及其同事首先建立了純金屬和單相合金等溫退火時晶粒長大動力學(xué)的經(jīng)驗公式：Ｄ＝Ktｎ其中：t是退火時間，而Ｋ和ｎ是與材料和溫度有關(guān)的參量。通常ｎ隨退火溫度的升高而增大，一般小于0.5，只有接近熔點時才等于0.5。由此可見純金屬和單相合金，在較低溫退火時，隨保溫時間的延長，晶粒長大得較慢。相反，在高溫退火時，晶粒長大得較快。3)晶界移動的規(guī)律為降低表面能，彎曲晶界趨于平直化，即晶界向曲率半徑中心移動以減小表面積。ＩII當(dāng)三個晶粒相交晶界夾角不等于120o時，則晶界總是向角度較銳的晶粒方向移動，力圖使三個夾角趨于相等。其原因是由于大角度晶界的表面張力與位向無關(guān)，幾乎相等，即TA=TB=TC，因此三夾角必須相等各為120oO’OIIIIIITATBTC3)晶界移動的規(guī)律二維坐標(biāo)中，晶界邊數(shù)少于6的晶粒（其晶界外凸）必然逐步縮小乃至消失。而邊數(shù)大于6的晶粒（晶界內(nèi)凹）則逐漸長大。當(dāng)晶界邊數(shù)為6時，晶界很平直且夾角為120o時，則晶界處于穩(wěn)定狀態(tài)，不再移動，要達(dá)到這樣的平衡狀態(tài)需要很長的保溫時間。晶界遷移的速度Ｇ隨晶界曲率半徑的增大而減小，因此它隨時間而變。Johnson-Mehl公式中假設(shè)Ｇ不變是不符合實際的。可溶解雜質(zhì)及合金元素溶質(zhì)原子都能阻礙晶界移動，特別是晶界偏聚(內(nèi)吸附)顯著的原子，能有效降低晶界的界面能，拖住晶界使之不易移動，溫度很高時，吸附在晶界的溶質(zhì)原子被驅(qū)散，其擬制作用減弱乃至消失。溫度：晶界移動速率Ｇ可表示為：G=G0exp(-QG/RT)；G0為常數(shù)，QG為晶界遷移激活能。通常一定溫度下晶粒長大到一定尺寸就不再長大了，提高溫度晶粒會繼續(xù)長大。4)影響晶界移動的因素4)影響晶界移動的因素

相鄰晶粒的位向差晶界的界面決定于相鄰晶粒間的位向差。小角度晶界的界面能小于大角度晶界的界面能，而驅(qū)使界面移動的力又與界面能成正比，因此前者的遷移速度要小于后者。4)影響晶界移動的因素

不溶解的第二相rFfabfs周長＝2rcosf顆粒s晶界彌散的第二相質(zhì)點對于阻礙晶界的運動起重要作用。右圖中當(dāng)運動的晶界遇到球形(簡化起見)第二相質(zhì)點時，第二相質(zhì)點對晶界運動產(chǎn)生阻力Ｆ。如果此時達(dá)到平衡，則阻力Ｆ必須等于總張力在垂直方向的分力。晶界與質(zhì)點接觸的周長為:L=2rcosf;所以總張力為:

2rscosf；它在垂直方向的分量則應(yīng)為：2rscosfsinb；而

b=90o－a＋frFfabfs周長＝2rcosf顆粒s晶界所以平衡時總阻力應(yīng)為：F=2rscosfsin(90o－a＋f)=2rs

cosf

cos(a-f)對于固定材料體系和質(zhì)點，質(zhì)點和晶粒間的表面張力固定，a也不變，而f隨晶界與質(zhì)點的相對位置而變化。對f求極值，令dF/df=0，則有：f=a/2，代入上述Ｆ表達(dá)式中可得：Fmax=2rs

cosf

cos(a-f)=2rscos2a/2=rs(1+cosa)若單位體積中二相質(zhì)點個數(shù)為Nv，則其體積分?jǐn)?shù)為：f=4r3Nv/3當(dāng)單位面積的晶界移動2r距離時，橫切的顆粒數(shù)為：N=VNv=2rNv

不溶解的第二相因此作用在單位面積晶界上的總阻力為：F總=FmaxN=2r2s

Nv(1+

cosa)另一方面，對于球形晶粒(半徑為R)，驅(qū)動其晶界移動的驅(qū)動力P為：

P=2s/R阻力驅(qū)動力平衡時有：

2s/R=2r2sNv(1+cosa)因此：

R

=[r2

Nv

(1+cosa)]-1將Nv換算成體積分?jǐn)?shù)

f代入得：若a角在遷移過程中保持不變，則：

不溶解的第二相

討論：R是平衡狀態(tài)下的晶粒半徑，也即是該條件下晶粒長大的極限尺寸。晶粒長大的極限尺寸與二相顆粒的半徑成正比，與顆粒的體積分?jǐn)?shù)成反比。二相顆粒愈細(xì)小，數(shù)量愈多，則對晶粒長大的阻滯能力愈強(qiáng)。二相顆粒對晶粒長大的阻礙作用主要取決于其大小和體積分?jǐn)?shù)，而二相顆粒本身的性質(zhì)影響相對較小，因為它只影響a值。應(yīng)用實例：燈泡W絲中加ThO2質(zhì)點；鋼中含有Al2O3或AlN質(zhì)點、Mg中加入微量Zr，Al中含有MnAl6質(zhì)點，均可明顯阻止加熱時晶粒的長大。

不溶解的第二相4.3晶粒的非正常長大再結(jié)晶晶粒通常緩慢均勻長大，但如有少數(shù)晶粒處在特別有利的環(huán)境，它們將吞食周圍晶粒，迅速長大，這種現(xiàn)象稱為晶粒的異常長大。早期的研究以為異常長大也是形核和核心的生長過程，因此稱為“二次再結(jié)晶”異常長大的實質(zhì)是一次再結(jié)晶后的長大過程中，某些晶粒的環(huán)境特殊而產(chǎn)生的優(yōu)先長大，不存在再次形核過程。異常長大導(dǎo)致晶粒分布嚴(yán)重不均，長大后期可能造成材料晶粒尺寸過大，對材料的性能帶來十分不利的影響。基本條件:正常晶粒長大過程被(第二分散相微粒、織構(gòu)）強(qiáng)烈阻礙。驅(qū)動力：界面能變化。(不是重新形核)4.3晶粒的非正常長大

釘扎晶界的第二相溶于基體.

機(jī)制再結(jié)晶織構(gòu)中位向一致晶粒的合并.

大晶粒吞并小晶粒.

各向異性織構(gòu)明顯優(yōu)化磁導(dǎo)率對組織和性能的影響

性能不均晶粒粗大

降低強(qiáng)度和塑韌性

提高表面粗糙度第五節(jié)再結(jié)晶后的組織

再結(jié)晶溫度再結(jié)晶后的晶粒尺寸其它組織變化5.1再結(jié)晶溫度

再結(jié)晶并不是只能在固定的溫度以上才能發(fā)生，而是溫度愈高，轉(zhuǎn)變速度愈快。再結(jié)晶溫度被定義為在一定時間內(nèi)完成再結(jié)晶所對應(yīng)的溫度，通常規(guī)定在一小時內(nèi)再結(jié)晶完成95%所對應(yīng)的溫度為再結(jié)晶溫度。再結(jié)晶溫度與材料的類型、純度有關(guān)，而且和材料冷變形程度也有關(guān)。再結(jié)晶溫度隨著變形量的增加而降低，最終有一下限值，對于高純金屬，再結(jié)晶溫度約為0.25-0.35TM，對于工業(yè)純金屬來講，經(jīng)驗表明最低再結(jié)晶溫度在0.35TM左右，一般再結(jié)晶溫度用0.4TM來估計。5.2影響再結(jié)晶后的晶粒尺寸因素預(yù)變形量：在臨界變形量(不同材料不相同，一般金屬在2—10%之間)以下，材料不發(fā)生再結(jié)晶，維持原來的晶粒尺寸；在臨界變形量附近，剛能形核，因核心數(shù)量很少而再結(jié)晶后的尺寸很大，有時甚至可得到單晶；一般情況隨著變形量的增加，再結(jié)晶后的晶粒尺寸不斷減??；當(dāng)變形量過大(>70%)后，可能產(chǎn)生明顯織構(gòu)，在退火溫度高時發(fā)生晶粒的異常長大。退火溫度和時間：退火溫度高，完成再結(jié)晶用的時間少，長大的時間就長，所以隨退火溫度的提高而晶粒尺寸增大。再結(jié)晶退火一般均采用保溫2小時，保證再結(jié)晶充分完成而晶粒不過分長大，延長保溫時間顯然會造成晶粒尺寸的長大。5.2影響再結(jié)晶后的晶粒尺寸因素5.2影響再結(jié)晶后的晶粒尺寸因素雜質(zhì)：無論是固溶于晶體內(nèi)的異類原子，還是在材料組織中存在的第二相質(zhì)點，特別是彌散分布時，都將促進(jìn)再結(jié)晶后的晶粒細(xì)化。原始晶粒大?。涸谄渌麠l件相同時，材料變形前的晶粒尺寸愈細(xì)小，晶界面多，有利形核，再結(jié)晶后的晶粒也細(xì)小。變形溫度：材料變形溫度較高，或再結(jié)晶退火前進(jìn)行較有效的回復(fù)處理，因降低了畸變能，可使再結(jié)晶后的晶粒變粗。應(yīng)避免在臨界變形量；同時一次不宜進(jìn)行過大的變形，防止產(chǎn)生組織織構(gòu)或出現(xiàn)晶粒的異常長大；嚴(yán)格控制再結(jié)晶退火的溫度和保溫時間，以保證再結(jié)晶能充分完成而晶粒不過分長大?？刂品椒ㄔ俳Y(jié)晶晶粒尺寸和凝固結(jié)晶一樣，決定于形核率和長大速率的比值。為了防止再結(jié)晶后晶粒粗大，材料需要進(jìn)行再結(jié)晶退火時：5.2影響再結(jié)晶后的晶粒尺寸因素5.3其他組織變化再結(jié)晶織構(gòu)材料的冷變形程度較大，如果產(chǎn)生了變形織構(gòu)，在再結(jié)晶后晶粒取向的遺傳，組織依然存在擇優(yōu)取向，這時的織構(gòu)稱為再結(jié)晶織構(gòu)。再結(jié)晶織構(gòu)對進(jìn)一步的加工不利。如沖壓再結(jié)晶銅板形成制耳。經(jīng)常在Cu中加入少量P、Be、Cd、Sn等雜質(zhì)，退火孿晶有些結(jié)構(gòu)的金屬及合金，再結(jié)晶退火后經(jīng)常出現(xiàn)孿晶組織，這種孿晶稱為退火孿晶或再結(jié)晶孿晶。第六節(jié)金屬的熱加工熱加工熱加工的流變應(yīng)力熱加工時的軟化機(jī)制熱加工對材料組織性能的影響6.1何謂熱加工？熱加工：再結(jié)晶溫度以上的加工稱為“熱加工”。溫加工：低于再結(jié)晶溫度高于室溫的加工。冷加工：室溫加工。Sn的再結(jié)晶溫度低于室溫，因此室溫下對錫的加工即為熱加工。6.2熱加工的流變應(yīng)力熱加工所需的應(yīng)力稱為流變應(yīng)力。塑性變形一方面產(chǎn)生加工