掌握再结晶退火后晶粒大小的控制复习课程

微观机理：相邻亚晶界上的位错网络通过解离、拆解， 位错的滑移和攀移，转移到其他晶界上，导致相邻亚晶 界消失与亚晶合并。 合并后：尺寸增大，晶界转化成大角度晶界，比小角度 晶界相比迁移率高的多，可以迅速移动，清除移动路径 上的位错，使其后面留下无畸变 的晶体，从而构成再结晶的核心。 在变形度大且具有高层错能的 金属中发生，高层错能金属 易发生交滑移而形成位错胞。
1 lg ln
1 R
lg t
图
直线斜率为K，直线的截距为 lg B
等温温度对再结晶速率v的影响，可用阿累尼乌斯公式
表示，即
v AeQ/ RT
而再结晶速率和产生某一体积分数φR所需的时间t成反
比，即
v
1 t
故
1 A'eQ / RT
t
式中 为常数，Q为再结晶的激活能；R为气体常数，T
为绝对温度 两边取对数
弓出形核时所需能量条件为：
G=
Es
dA dV
dA 若弓出的曲面为球面，dV
=
2 r
G=
Es
2
r
自发形核的能量条件为：
Es
2
L
再结晶的形核将在晶界上两点距离为2L，且弓出距离大
于L的凸起处进行。使弓出距离大于L所需的时间为再结
晶的孕育期（晶界弓出形核必经的过程）。
(2) 亚晶长大形核机制
该机制一般在大变形度下发生。 变形时位错增殖、聚集、缠结形成位错胞（胞内位错密 度很低），加热时胞壁平直化，形成亚晶，借助亚晶作 为再结晶核心。 ①亚晶合并形核
黄铜再结晶和晶粒长大的各个阶段
(e)580ºC保温15分后的金相 (f)700ºC保温10分后晶粒长 组织，晶粒已有所长大。 大的金相组织。

高温合金钢的再结晶晶粒尺寸控制技术研究高温合金钢是一种在高温下具有出色力学性能和耐腐蚀性能的材料，常用于制造航空发动机、核电站、石油化工等领域的关键部件。

在高温环境下长时间使用后，高温合金钢会发生再结晶现象，导致晶粒尺寸的增大，从而降低材料的强度和韧性。

因此，对于高温合金钢材料来说，控制晶粒尺寸的研究具有重要的意义。

在高温合金钢再结晶晶粒尺寸控制技术的研究中，有两种主要方法被广泛探索和应用：固溶处理和形变控制。

首先，固溶处理是通过调整合金元素的含量和配比来控制高温合金钢中晶粒的尺寸。

研究表明，添加一定量的合金元素可以阻碍晶粒的长大，从而控制晶粒的尺寸。

例如，钛、铌、铝和硅等元素被广泛用于高温合金钢的固溶处理中。

这些合金元素可以通过形成稳定的固溶体或细小的沉淀物，抑制晶粒的再结晶和长大。

此外，调整合金中不同的元素含量和配比，可以实现对晶粒尺寸的精确控制。

其次，形变控制是通过控制高温合金钢在加工过程中的形变量来控制晶粒的尺寸。

形变过程会在高温合金钢中引入大量的位错，这些位错在再结晶过程中起到核心的作用。

通过控制形变量，如压缩应变、拉伸应变、轧制度等，可以控制位错密度和分布，从而控制晶粒的再结晶过程和晶粒尺寸。

研究发现，适当的形变可以促进晶界的迁移和晶粒的细化，而过高的形变则可能引起晶粒断裂和材料的不稳定性。

因此，合理控制形变条件对于实现高温合金钢晶粒尺寸的精确控制至关重要。

除了固溶处理和形变控制，其他方法也被研究者提出并进行了实验验证。

例如，添加一些特殊的合金元素或添加微量元素可以有效改善高温合金钢的晶粒尺寸分布。

一些研究表明，添加微量的硼、锆、微量元素等可以显著细化再结晶晶粒，但过量添加会导致材料的脆化。

此外，在高温合金钢的处理过程中，适当的固溶温度和时间的选择也是控制晶粒尺寸的重要因素。

最后，纳米晶技术是一种新兴的方法，通过通过物理或化学方法制备纳米晶颗粒，并将其添加到高温合金钢中，可以有效控制晶粒尺寸。

度后的硬度HV、电阻变化率ΔR/R、密度变化率Δρ/ρ和功率差ΔP
五、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，尤其在接近再结晶温度时，亚晶粒尺寸显著增 大。
第二节 回 复
一、退火温度和时间对回复过程的影响
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。通常指冷塑 性变形金属在退火处理时，其组织和性能变化的早 期阶段。
回复机制
冷变形后，晶体中同号的刃型位错处在同一滑移 面时它们的应变能是相加的，可能导致晶格弯曲（见 图7-5a）；而多边化后，上下相邻的两个同号刃型位 错之间的区域内，上面位错的拉应变场正好与下面位 错的压应变场相叠加，互相部分地抵消，从而降低了 系统的应变能（见图7-5b）。
图7-5 多边化前、后刃型位错的排列情况 a）多边化前 b）多边化后
回复机制
图7-6 刃型位错的攀移和 滑移示意图 图7-7 刃型位错攀移示意图
三、亚结构的变化
金属材料经多滑移变形后形成胞状亚结构，胞内位 错密度较低，胞壁处集中着缠结位错，位错密度很高。 在回复退火阶段，当用光学显微镜观察其显微组织时， 看不到有明显的变化。但当用电子显微镜观察时，则可 看到胞状亚结构发生了显著地变化。图7-8为纯铝多晶 体进行回复退火时亚结构变化的电镜照片。
第七章 金属及合金的回复与再结晶
第一节 形变金属与合金在退火过程 中的变化
第二节 回 复 第三节 再 结 晶 第四节 晶粒长大 第五节 金属的热加工
第一节 程
形变金属与合金在退火过
中的变化
一、显微组织的变化
将塑性变形后的金属材料加热到0.5Tm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 列的变化，这种变化可以分为三个阶段，如图7-1所示。

再结晶冷变形后的金属加热到一定温度后，在原来的变形组织中产生无畸变的新晶粒，而且性能恢复到变形以前的完全软化状态，这个过程称为再结晶，其驱动力为冷变形时所产生的储能。

一、再结晶的形核与长大1．形核（1）亚晶粒粗化的形核机制——一般发生在冷变形度大时A.亚晶合并形核，适于高层错能金属B.亚晶粒长大形核，适于低层错能金属通过亚晶合并和亚晶长大，使亚晶界与基体间的取向差增大，直至形成大角度晶界，便成为再结晶的核心。

（2）原有晶界弓出的形核机制——一般发生在形变较小的金属中2．长大形核之后，无畸变核心与周围畸变的旧晶粒之间的应变能差是核心长大的驱动力，当各个新晶粒彼此接触，原来变形的旧晶粒全部消失时，再结晶过程即告完成。

二、再结晶动力学1．恒温动力学曲线冷轧60%的含Si3.25钢的等温再结晶（1）具有S形特征，存在孕育期（2）再结晶速率开始时很小，然后逐渐加快，再结晶体积分数约为0.5时，速度达到最大值，随后逐渐减慢（3）温度越高，转变速度越快。

2．Johnson-Mehl（约翰逊—梅厄）方程已再结晶体积分数N：形核速度G：长大速度退火保温时间3．Avrami（阿弗瑞米）方程：：已再结晶体积分数kn：系数t：退火保温时间阿弗瑞米方程较约翰逊—梅厄方程更为适用。

三、影响再结晶速率与再结晶温度的主要因素通常把再结晶温度定义为经过严重冷变形的金属（ε>70%），加热1小时，再结晶体积占到总体积的95%的温度。

另外，有的文献把保温30~60min，开始发生再结晶或完成50%再结晶的温度定义为再结晶温度，因此，引用再结晶温度时，必须注意它的具体条件。

对于工业纯金属，其起始再结晶温度与熔点之间存在下列关系：T再=（0.3~0.4）T熔1．退火温度N0、G0：常数QN、QG：形核激活能和长大激活能升高退火温度，将显著提高和G，再结晶速度加快。

2．变形程度变形程度增高，再结晶速度加快，再结晶温度降低，并逐步趋于一稳定值。