影响晶粒正常长大的因素.ppt

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,7.4.1.4影响晶粒正常长大的因素：

（1）温度：

退火温度是影响晶粒长大的最主要因素。

原子扩散系数D=D0exp（-Q/kT）,显然越高，越大，晶界越容易迁移，晶粒越容易粗化

（2）分散相粒子：

分散相粒子会阻碍晶界迁移，降低晶粒长大速率。

若分散相粒子为球状，半径为r,体积分数为，晶界表面张力为，则晶界与粒子交截时，单位面积晶界上各粒子对晶界移动所施加的总约束力为：

Fmax=3/2r（7-16）,Fe-Si（wSi=0.03）合金在800C加热时，由于合金中分布有细小的MnS颗粒（体积分数为0.01，直径约0.1m）,晶粒长大时，晶界受其钉扎，长大到一定尺寸就停止了。

从式7-16可以看出：

分散相粒子数量越多，越细小，对晶界的阻碍越大。

如果晶界移动的驱动力完全来自晶界能（即界面两侧的压应力差p=2/r晶）,则当晶界能提供的驱动力等于分散相粒子的总约束力时，正常晶粒长大停止。

此时的晶粒平均尺寸称为极限平均晶粒尺寸Rm。

Fe-Si合金中MnS粒子限制晶粒长大的显微照片,由Fmax=3/2r=2/Rm,可得：

Rm=4r/3（7-17）此式表明：

晶粒的极限平均尺寸决定于分散相粒子的尺寸及其所占的体积分数。

当分散相粒子的体积分数一定时，粒子尺寸越小，极限平均晶粒尺寸也越小。

在钢中加入少量的Al,Ti,V,Nb等元素，可形成适当数量的AlN,TiN,VC,NbC等分散相粒子，有效阻碍高温下钢的晶粒长大，保证钢在焊接和热处理后仍有良好的机械性能。

（3）微量熔质或杂质：

固熔体中的微量熔质或杂质往往偏聚在位错或晶界处，形成柯氏气团，能钉扎或拖曳位错运动。

图7-27显示了微量Sn在300C时对纯Pb晶界移动的作用。

需要注意的是：

微量Sn对纯Pb的某些特殊取向晶界运动影响较小。

原因是在这些特殊取向的晶界上，原子排列规整，不利于杂质原子偏聚，因此晶界活动性不受影响。

300C时微量Sn对高纯Pb晶界移动速度的影响,（4）晶粒间位向差：

一般情况下，晶界能越高则晶界越不稳定，原子迁移率也越大。

晶粒间位向差越大，晶界能也越大，因此迁移率越大。

另外，有些金属的晶粒间位向差对迁移率的影响还与温度有关，比如铅，当温度低于200C时，大角度晶界范围内只有某些特殊位向的晶界移动速度较大；在300C时随晶粒间的位向差增大而增大，到达一定角度后趋于稳定。

这是较高温度时，杂质在晶界偏聚的现象不明显所致。

图7-28：

200C和300C时，区域提纯的铅的双晶体中的倾斜晶界的移动速度与晶体间的位向差的关系。

（5）表面热蚀沟：

金属长时间加热时，晶界与表面相交处因张力平衡而形成热蚀沟。

热蚀沟是该处界面最小，界面能最低的体现，如果晶界移动就会增加晶界面积和增加界面能，因此对晶界移动有约束作用。

材料越薄，表面积越大，热蚀沟越多，对晶界迁移的约束力越大。

*例题7.4.1:

在Fe-Si钢（wSi=0.03）中测得MnS粒子的直径为410-4mm,1mm2内的粒子数为2105个，试计算MnS对这种钢正常热处理时奥氏体晶粒长大的影响（晶粒大小）。

解：

单粒子厚层的单位体积中MnS粒子个数为：

NV=NA/d（d为粒子直径）故MnS粒子的体积分数为：

MnS=4r3NV/3=d2NA/6=1.67610-2Rm=4r/3=1.59210-2mm,7.4.2晶粒的反常长大：

再结晶完成后，晶粒应该均匀、连续地长大，这种过程称为一次再结晶。

在某些特定情况下，再结晶完成后，少数晶粒突发性地迅速粗化，使晶粒之间的尺寸差别显著增大，这种不正常的晶粒长大称为反常长大。

也称为二次再结晶。

二次再结晶中少数晶粒可以迅速长大的主要原因是组织中存在使大多数晶粒边界比较稳定或被钉扎，而少数晶粒边界容易迁移的因素：

（1）细小而弥散的第二相粒子的钉扎作用限制了大多数晶粒的长大，少数未受钉扎或钉扎作用小的晶粒便得以异常长大。

图7-32是Fe-Si（wSi=0.03）合金的晶粒长大曲线。

高纯材料只发生正常长大

（1）；含MnS颗粒的材料中有的晶粒迅速长大，有的仍保持细小

（2）（3）。

二次再结晶晶粒是在约930C时突然长大的，在此温度时MnS熔化，晶界迁移障碍消失，晶粒得以迅速长大。

温度高于930C后，二次再结晶的数量增多，晶粒平均尺寸反而下降了。

曲线3是在二次再结晶时保持细小的晶粒的长大特性，可以看出它仍为正常长大，只是由于MnS颗粒的拖曳作用，起始长大的温度更高而已。

（2）一次再结晶后如果形成织构，则多数晶界为小角晶界，迁移率小，比较稳定，只有少数大角晶界有较高迁移率，相应的晶粒能迅速长大。

（3）若金属为薄板，则加热时会出现热蚀沟，若大部分晶界被热蚀沟钉扎，仅有少数晶界可迁移，便容易发生二次再结晶。

（4）一次再结晶后的组织，由于某些原因产生了局部区域不均匀现象而存在个别尺寸很大的初始晶粒，其晶界迁移率高于其他晶界，就会迅速长大。

二次再结晶并没有再形核过程，只是某些因素导致少数晶粒异常长大而已。

在条件适宜时，有可能发生三次再结晶，其规律及机制与二次再结晶相同。

二次再结晶不仅会降低材料强度和塑、韧性，还会增大再次冷加工工件的表面粗糙度。

因此，一般情况下应避免发生二次再结晶。

但作为电感材料的硅钢片，却需要利用二次再结晶获得粗大晶粒，加强其导磁性能。

7.4.3再结晶退火极其组织控制7.4.3.1再结晶退火：

再结晶可消除冷变形金属的加工硬化效果及内应力，因此被用作冷变形加工的中间工序，软化冷变形金属或细化晶粒，改善显微组织。

7.4.3.2再结晶组织：

再结晶退火过程中，回复、再结晶及晶粒长大往往是交错、重叠进行，综合作用的结果有时会产生退火孪晶和再结晶织构。

（1）不同的冷变形度及退火温度下所得到的再结晶组织晶粒大小不同。

将退火温度、冷变形度和再结晶晶粒大小的关系画成三维图，称为再结晶图。

可以作为制定生产工艺规范的参考依据。

图7-33为工业纯铝的再结晶图。

图中存在两个粗晶区：

一是临界变形度区域（变形度00.1,温度500650C）；二是二次再结晶区域（变形度0.651.0,温度600650C）。

后者对应的变形度较大，退火温度也较高。

其原因是强烈冷变形导致退火时形成大面积的再结晶织构，阻碍了晶粒的正常长大，只有少数大角晶界的晶粒优先生长，从而产生二次再结晶。

对于一般结构材料，制定变形及退火工艺时应避开这两个区域。

（2）退火孪晶：

Cu,Ni,黄铜，不锈钢等不易产生变形的面心立方金属经再结晶退火后，会出现孪晶，称为退火孪晶。

图7-34为冷变形黄铜退火时形成的退火孪晶组织。

面心立方金属的退火孪晶有图7-35所示的ABC三种典型形态。

其中B是贯穿晶粒的完整退火孪晶；C为一端终止于晶内的不完整退火孪晶；A为晶界交角处的退火孪晶。

孪晶两侧互相平行的晶面是共格孪晶界面，由（111）面组成。

孪晶终止于晶粒内的界面是非共格孪晶界。

退火孪晶是在再结晶过程中因晶界迁移出现层错形成的。

面心立方金属晶界迁移时，111面某层原子错排，就会出现孪晶界。

如果孪晶界面能远小于一般的大角度晶界能，则该层错将稳定下来成为孪晶核并随大角度晶界的移动而长大。

当111面再次错排而恢复原有堆垛顺序，则又出现一个孪晶界，两个孪晶界之间形成一个孪晶。

（3）再结晶织构：

冷变形金属在再结晶过程中形成择优取向的晶粒称为再结晶织构。

再结晶织构与变形织构没有必然联系，形成机理有择优形核和择优生长两种理论。

择优形核理论认为：

再结晶晶核保持变形织构的相同取向，长大后形成与变形织构一致的再结晶织构。

择优生长理论认为：

再结晶形核的取向与变形织构无关。

晶核长大时，晶界迁移率与晶界两侧的位相差相关。

只有某些取向有利的再结晶晶核能够迅速长大，其他取向的晶核则被抑制，最终形成再结晶织构。

7.5金属的热变形金属在再结晶温度以上的加工变形称为热变形。

其实质是变形中加工硬化与动态软化同时进行，两者作用相抵消，不显示硬化效果。

动态软化包括动态回复和动态再结晶两种方式。

热变形停止后，高温下还会发生静态回复和静态再结晶。

热变形没有强化作用，塑性变形量很大，还可以改善铸锭组织，消除气孔、偏析、粗大晶粒等等。

但也会因高温氧化导致表面粗糙，因热涨冷缩而不易控制加工精度。

7.5.1动态回复与动态再结晶7.5.1.1动态回复：

图7-37为纯铁的动态回复热变形应力-应变曲线。

与冷变形的应力-应变曲线不同，开始时应力随应变增大而增大，但增大速率逐渐减小，最后达到一个几乎恒定值。

表明形变初期的加工硬化大于动态软化，随变形发展加工硬化减小，当硬化与软化平衡时，变形在几乎恒定的流变应力作用下继续进行，此阶段称为稳定阶段,当变形温度一定时，应变速率越大，达到稳定的应力和应变也越大；当一定时，变形温度越高，达到稳定态的应力和应变越小。

动态回复引起软化是通过刃形位错攀移、螺形位错交滑移使异号位错对消、位错密度下降的结果。

动态回复时也发生多边化而形成亚晶。

亚晶尺寸受变形速率与温度影响，变形速率越小，变形温度越高，亚晶尺寸也越大。

在稳定阶段，亚晶保持等轴和恒定尺寸。

图7-38为铝在400C挤压形成的动态回复亚晶。

在动态回复过程中，变形晶粒不再发生再结晶，因此仍为纤维状，热变形后快冷，可保留伸长晶粒和等轴亚晶组织。

若高温长时间停留，则可发生静态再结晶。

动态回复组织比再结晶组织的强度高。

因此建筑用铝镁合金型材都采用热成型工艺而不用冷压成型后再回火工艺。

在层错能较高的金属如铝合金、纯铁、铁素体钢等进行热加工时，由于位错交滑移和攀移等原因，容易发生动态回复。

7.5.1.2动态再结晶：

层错能较低的材料，如铜及铜合金、镍合金及奥氏体钢等，不发生位错交滑移。

此时动态再结晶成为动态软化的主要方式，其热应力-应变曲线如图7-39。

从图上可以看出：

在较高的应变速率火较低变形温度下，曲线有一个峰值，可分为三个阶段：

初始阶段为加工硬化阶段，应变达到某一值后开始发生动态再结晶，硬化率下降；第二阶段，应力达到最大值后，动态软化超过加工硬化，曲线下降；第三阶段，随真应变的增加，动态软化与加工硬化平衡，流变应力趋于衡定。

在较低的应变速率或较高的变形温度下，由于位错密度增加速率较小，动态再结晶后，必须有进一步的加工硬化，才能再一次积累位错密度发生再结晶。

因此，动态再结晶与加工硬化交替进行，应力应变曲线呈波浪形。

动态再结晶也是通过形成新的大角晶界及随后的晶界移动所完成的。

但再结晶过程也是不断变形的过程，因此具有反复形核，有限生长的特点。

长成的晶粒等轴、细小，而且有较高的位错密度和位错缠结存在，强度和硬度比静态再结晶组织要高。

7.5.2热变形引起组织、性能的变化7.5.2.1改善铸造状态的组织缺陷：

气孔、疏松等缺陷再热变形过程中消失，偏析部分消除，粗大的铸态柱状晶和树枝晶变为细小均匀的等轴晶，夹杂物或脆性相的形态及分布得以改善。

由此提高了材料致密性和机械性能，特别是塑性和韧性显著提高。

7.5.2.2热变形形成流线，呈现各向异性：

枝晶偏析、夹杂物和第二相等将随材料的变形而沿变形方向呈纤维状分布，称为流线。

流线使金属机械性能，特别是塑性和韧性各向异性。

正确的流线分布可有效提高工件的使用性能。

7.5.2.3形成带状组织：

亚共析钢热变形后，其铁素体和珠光体成条状分布，称为带状组织。

有两种可能的形成方式：

其一是在两相区温度范围内，铁素体沿奥氏体晶界析出后变形伸长，再结晶后两者都变成等轴晶粒但分布仍成条状；其二是热变形中枝晶偏析或夹杂物被拉长，当奥氏体冷却时，偏析区域首先析出铁素体成条状分布，随后在其两侧的奥氏体区域再转变为珠光体，最终形成条带状的混合物。

带状组织也使材料产生各向异性，影响与流线类似。

图7-42为热轧低碳钢板的带状组织显微照片。

为了防止和消除带状组织，热变形时应该：

1避开两相区；2减少夹杂元素含量；3采用高温扩散退火，消除元素偏析。

如果已出现带状组织，可在单相区加热作正火处理，以消除或改善带状组织。

7.5.2.4热变形材料的机械性能在相当程度上决定于材料的晶粒大小，细小晶粒具有更高的强韧性。

获得细小晶粒的有效措施：

低的变形终止温度；大的最终变形量；快的冷却速度；添加微量合金元素。