1、6 材料在塑性變形中的組織結構與性能變化 本章僅將簡要地介紹冷形變及其后的加熱過程、以及熱形變過程對金屬和合金的組織結構與性能的影響的主要理論。6.1 冷形變后金屬組織結構和性能的變化金屬和合金在低于再結晶溫度進行壓力加工時，通常就稱為冷形變或冷加工。鋼在常溫下進行的冷軋、冷拔、冷擠、冷沖等壓力加工過程皆為冷形變過程。在冷形變過程中組織和性能都會發生變化。6.1.1 金屬組織結構的變化金屬塑性變形的物理實質基本上就是位錯的運動，位錯運動的結果就產生了塑性變形。在位錯的運動過程中，位錯之間、位錯與溶質原子、間隙位置原子以及空位之間、位錯與第二相質點之間都會發生相互作用，引起位錯的數量、分布和組態

2、的變化。從微觀角度來看，這就是金屬組織結構在塑性變形過程中或變形后的主要變化。塑性變形對位錯的數量、分布和組態的影響是和金屬材料本身的性質以及變形溫度、變形速度等外在條件有關的。單晶體塑性變形時，隨著變形量增加，位錯增多，位錯密度增加，運動位錯在各種障礙前受阻，要繼續運動需要增加應力，從而引起加工硬化。變形到一定程度后產生交滑移，因而引起動態回復，這些塑性變形過程中的變化已是我們所熟知的，不再細述。多晶體塑性變形時，隨著變形量增加和單晶體變形一樣，位錯的密度要增加。用測量電阻變化、儲能變化的方法，或者用測量腐蝕坑的方法以及電鏡直接觀測的方法都可以出金屬材料的位錯密度。退火狀態的金屬，典型的位錯

3、密度值是105108 cm-2，而大變形后的典型數值是10101012cm-1。通過實驗得到的位錯密度（）同流變應力（）之間的關系是： （6-1）式中：a等干0203范圍的常數；G剪切彈性模量；b柏氏矢量。多晶體塑性變形時，因為各個晶粒取向不同，各晶粒的變形既相互阻礙又相互促進，變形量稍大就形成了位錯胞狀結構。所謂胞狀結構，是變形的各種晶粒中，被密集的位錯纏給結區分許多個單個的小區域。這每一個小區域的內部，位錯密集度較低，相對地可認為是沒有位錯的，這一種區域就稱為胞子。這些小區域的邊界，稱為胞壁。胞壁位錯密度最大。胞壁的排列看起來好象很混亂，但有一個共同的傾向，就是它們是平行于低指數晶面排列的

4、。胞壁兩側晶體之間通常存在著一個小于2o的取向差。胞的直徑一般是13，胞的直徑同原始晶粒大小無關，它可以隨變形量增加而減少到一定程度。例如鐵在室溫下變形時胞的大小同變形量的關系如圖6-1所示，鐵在室溫下變形的胞狀結構示于圖6-2所示。變形金屬中位錯的數量、分布和組態要受到許多因素的影響。 圖6-1穩態變形時鐵的胞子大小同變 圖6-2室溫下變形時鐵的胞狀結構性量的關系 層錯能高的金屬，擴張位錯的寬度較小，其螺位錯易于交滑移，異號位錯易于合并消失，所以在相同變形量時，層錯能高的金屬中，位錯密度要比層錯能低的位錯密度低。同樣因為層錯能高的金屬，其螺位錯易交滑移，易于改變它們所在的滑移面，從而便于排成

5、胞壁結構，所以層錯能高的金屬，例如AI、Ni、Fe等，容易產生輪廓清楚的胞狀結構。層錯能低的金屬材料，如奧氏體不銹鋼，位錯排列是分散的林位錯狀的，沒有發現輪廓清楚的胞狀結構。空位與運動中的位錯發生相互作用時要產生割階，割階阻礙位錯運動，所以空位增多，可能使位錯源增多，位錯密度增大。同時又因為空位增多，位錯運動受到阻礙不易排列成胞壁，形成胞狀結構所需要的變形量就要增大。所以，通常由于淬火冷卻比緩慢冷卻時的空位密度大，因而位錯密度高，同時胞狀結構不易形成。第二相質點對位錯的數量和分布以及組態也有明顯的影響。間距大的粗質點，促進胞狀結構的形成。因為它起著位錯源的作用，第二相質點周圍住錯增加了，因而就

6、易于在第二相所在的滑移面上形成胞壁。相反，細小的第二相在變形中阻礙位錯運動的作用大，因而防礙胞狀結構的形成。這種情況下，形成胞狀結構所需的變形量要比單相金屬相應地要大些，位錯密度也比單相金屬相應地要高些，處在胞內的位錯也增多了。變形溫度有很大影響，銅、鋁、金、鐵等很多金屬的實驗都說明：變形溫度降低，位錯密度增大，胞內位錯的數目增多，形成胞狀結構的傾向降低。即降低變形溫度后，形成明顯的胞狀結構需要的變形量要大。顯然這些都是和位錯運動的難易程度有關的。應變速率影響的一般規律是：增加應變速率有降低變形溫度相類似的效果。同種材料細晶粒樣品變形后的位錯密度比粗晶粒的大。奇爾斯特（Christ）根據實驗資

7、料提出了位錯密度和晶粒大小的數量關系 （6-2）式中：d晶粒直徑；、1、n 和應變有關的常數。小晶粒的材料變形后位錯密度高，主要是因為晶界是位錯運動的障礙，變形過程中運動位錯在晶界前產生塞積，而細小的晶粒組織，單位體積的晶界面積較多，所以細晶粒材料中位錯密度就較大。金屬塑性變形時所消耗的能量，大部分轉化為熱能而散發掉了，但仍有一小部分以點陣缺陷（空位、間隙位置原子、位錯、層錯等）的彈性畸變能的形式存貯在變形后的金屬中，從而使其自由能較冷塑性變形前為高。隨變形量增加，位錯密度增加，存貯于金屬內部的能量增多。但其它點陣缺陷增加，對提高貯能也有貢獻，因此貯能的變化能較全面地反映塑性變形引起的組織結構

8、變化。假定貯能的大小是和位錯密度成比例的，則初次再結晶過程中可能釋放出的貯能： （6-3）式中k2是考慮貯能同位錯密度的比例關系的常數，其余各個參數的含義同于式6-2。由上式可見，貯能的大小是和形變程度、晶粒大小有關的。貯能（嚴格地說應是自由能）是形變金屬發生回復和再結晶的驅動力。金屬冷變形后，晶粒外形、夾雜物和第二相的分布也會發生變化。拉伸時，各晶粒順著拉伸方向伸長；壓縮時，晶粒被壓成扁平狀。伸長與壓縮的程度與變形量有關。變形量大，伸長與壓扁的程度也越大。變形量特別大時，晶粒組織成纖維狀。浸蝕后的金相樣品中，幾乎無法分辨出晶粒，晶界模糊不清，但晶粒拉長和壓扁的趨勢仍然清晰可見，它與金屬的變形

9、程度相適應。金屬或合金內部含有第二相或者有夾雜物偏聚時，變形后會引起這些偏聚區域的伸長而形成帶狀組織。如軸承鋼中的夾雜物帶狀和碳化物帶狀那樣。由晶粒伸長而形成的纖維組織可用退火消除之，但夾雜物或碳化物集聚區因變形伸長而成的帶狀組織，雖經過高溫退火也常常不能完全消除。金屬和合金的多晶體一般說來是各向同性的，但經冷變形，出現了帶狀組織和纖維組織后，就使金屬和合金在性能上具有方向性。金屬和合金冷變形后，組織結構上還有一個重要的變化，就是可能產生擇優取向的多晶體組織，即形成形變織構。此外，金屬材料在冷變形過程中，晶體可能被破壞，晶內，晶界可能產生微裂紋，甚至宏觀裂紋等。多晶體的各個部分，以至于晶粒間甚

10、至晶粒內各部分間的變形是不均勻的，因而變形后材料內部還有殘余內應力存在。6.1.2 金屬性能的變化金屬材料冷變形后，從顯微鏡能分辨的尺度來看，晶粒被拉長，形成了纖維組織；夾雜和第二相質點成帶狀或點鏈狀分布，也可能產生形變織構；產生各種裂紋。從更加微細觀的尺度來看，金屬冷變形后，位錯密度增加，產生胞狀結構。點缺陷和層錯等晶體缺陷增多，自由能增大。組織結構上這一系列的變化，就會影響到金屬材料的力學性能、物理性能和化學性能發生顯著變化。力學性能的變化體現在：冷加工后，金屬材料的強度指標（比例極限、彈性極限、屈服極限、強度極限、硬度）增加，塑性指標（面結率、延伸率等）降低，韌性也降低了。此外，隨著變形

11、程度的增加，還可能產生力學性能的方向性。生產上經常利用冷加工能提高材料的強度，通過加工硬化（或稱形變強化）來強化金屬材料，向用戶提供冷硬狀態交貨的冷軋、冷拔和冷擠壓的高強度型材、帶材、線材和鋼絲等。因此，冷加工是通過塑性變形改變金屬材料性能的重要手段之一。加工硬化作用的應用，近年來有很大發展。例如，預先形變熱處理就是利用加工硬化作用的一例。將平衡組織的鋼于室溫（或零下溫度）進行冷變形，獲得相當程度的強化，然后進行中間回火（軟化），最后再進行快速加熱的淬火及最終回火。這種處理工藝就稱為預先形變熱處理。與普通熱處理相比，由于預先形變的強化作用，鋼的抗拉強度和屈服強度都有相當的提高（1030），而塑

12、性則保持不變或略有增減。冷加工后，形變材料的物理、化學性能也發生明顯變化。經冷變形后的金屬，由于在晶間和晶內產生微觀裂紋和空隙以及點陣缺陷，因而密度降低，導熱、導電、導磁性能降低。同樣原因，使其金屬材料的化學穩定性降低，耐腐蝕性能降低，溶解性增加。6.2 回復金屬和合金經過冷塑性變形后，力學性能、物理性能和化學性能都已發生了變化，但是金屬冷變形狀態的這些性能是不穩定的。冷變形過程中所消耗的機械能的一少部分貯存在變形金屬中，從而使其自由能較變形前為高，因此冷變形后的金屬在熱力學上是處于不穩定的亞穩狀態。如果升高溫度，使金屬中的原子獲得足夠的活動能力，以克服亞穩態與穩定態之間的位壘，則經冷變形的金

13、屬將自發地通過點陣缺陷的減少和重新排列而恢復到冷變形前的穩定態。點陣缺陷的減少和重排，即是組織結構恢復到變形前狀態的變化，也相應地引起各種性能的恢復。冷塑性變形后的金屬加熱時，通常是依次發生回復、再結晶和晶粒長大三個階段的化。這三個階段不是絕然分開的，常有部分重疊。回復是指經冷塑性變形的金屬在加熱時，在大角度晶界掃過變形基體從而形成無畸變的組織（即再結晶晶粒組織）前所產生的某些亞結構和性能的變化階段。再結晶是指經冷變形后的金屬在加熱時，通過再結晶核心的形成及隨后的成長，直到變形基體全部被新晶粒消耗完畢，新晶粒互相接觸為止的階段。這一階段又稱為初次再結晶階段。隨后進入晶粒長大階段。回復過程中，金

14、屬會釋放出冷塑性變形過程所貯能量的一部分。殘余內應力會降低或消除，電阻率、硬度、強度會降低，密度、塑性、韌性等會提高，但是各種性能對不同的組織結構的敏感性是不同的，所以各種性能的變化速率不盡相同。回復過程中組織結構的變化狀態與形變后的組織結構以及回復的溫度和時間有關。回復溫度較低時，由于塑性變形所產生的過量空位就會消失。其消失至少存在著四種可能的機理：空位遷移到金屬的自由表面或晶界而消失；空位與塑性變形所產生的間隙位置原子重新合并而消失：空位與位錯發生相互作用而消失Z空位聚集成空位片，然后崩塌成位錯環而消失。電阻率和密度對空位、間隙位置原子等點缺陷的變化很敏感，而機械性能對這些點缺陷的變化卻不

15、很敏感。因此低溫退火時，機械性能的變化是不大的，而電阻率卻有較大的不同程度的降低。回復溫度稍高一些時，同一個滑移面上的異號位錯，會在塞積位錯群的長程應力場作用下，會聚而合并消失，降低位錯密度。同一滑移面上的異號位錯會聚前，必須借熱激活來截過它們所在的滑移面上的林位錯，由于這一過程的激活能不大，在不很高的溫度下就能發生。圖6-3多邊化示意圖 圖6-4回復與再結晶對冷 圖6-5再結晶綜合動力曲線變形金屬性能影響回復溫度較高時，不但同一滑移而上的異號位錯可以會聚抵消，而且不同滑移面上的位錯也易于攀移和交滑移，從而互相抵消或重新排列成一種能量較低的結構。回復溫度越高，位錯互相抵消越多，位錯密度越低。正

16、是由于位錯通過滑移、攀移運動的重組，異號位錯相互抵消，形成多邊形化組織。Orowan用位錯模型表承多邊形化，如圖6-3；a）表示散亂分布的同號位錯所引起的點陣彎曲；b）表示多邊化前各層點陣彎曲；c）表示多邊化后各層點陣曲，此時位錯已有規則的排列成行，由原來無序狀態變為垂直組合。這一過程只有在較高溫度（例如 Zn單晶體是400）下才能產生。不同金屬的多邊化速度不同，Al多邊形化速度比Cu快100倍。這可能是位錯攀移速度較快的緣故。這種刃位錯的排列形式就構成了小角度的傾斜晶界，就形成了亞晶組織。回復過程進行的速度與各種因素有關。凡是能使變形金屬中位錯密度提高，畸變能增大的各種因素，例如增大變形量，

17、降低變形溫度，加大形變速度，減小晶粒直徑等都加快恢復。加熱溫度和加熱時間是影響回復速度的外部條件。加熱溫度高，恢復的速度快，同樣的溫度下，初期回復速度快，時間增長以后，回復速度降低了，是一種所謂的弛豫過程。回復退火在生產中主要用作去內應力退火，使冷加工的金屬件，在基本上保持加工硬化的條件下降低其內應力，以避免變形和開裂，改善工件的耐蝕性。予先形變熱處理工藝中，低溫冷變形后進行的中間回火，也是一種回復性質的處理。其目的是為了得到比較穩定的位錯（亞晶組織），在進行快速淬火加熱和最后的回火處理后，仍能夠保持良好的形變強化的效果。6.3 再結晶和晶粒長大退火溫度升高冷變形材料將發生再結晶。再結晶是從形

18、成無畸變的晶核開始，逐漸長大成位錯密度很低的等軸狀晶粒。更確切地說，是通過無畸變的再結晶核和可移動的大角度晶界的形成，及隨后晶界的移動，從而形成無畸變的新晶粒組織的過程。這一過程與固態相變相似，但沒有相的變化。當變形基體全部被無畸變的新晶粒消耗完畢時，就完成再結晶階段，隨后即進入晶粒長大階段。此時，材料組織從不穩定狀態變成穩定狀態。冷塑性變形后的金屬加熱時，其組織和性能最顯著的變化是在再結晶階段發生的。如圖6-4所示。再結晶是消除加工硬化的重要軟化手段。再結晶還是控制晶粒大小、形態、均勻程度、獲得或避免晶粒的擇優取向的重要手段。通過各種影響因素對再結晶過程進行控制，將對金屬材料的強韌性、熱強性

19、、沖壓住和電磁性等發生重大的影響。 6.3.1主要影響因素.1 溫度精確地確定再結晶溫度比較困難，這是因為材料純度及化學成分，晶粒尺寸，形變程度，退火保溫時間等都是影響金屬再結晶溫度的因素。測定再結晶溫度通常采用硬度法。將冷變形金屬加熱退火保溫3060min后，測量硬度變化，將軟化程度達到50的溫度定為再結晶溫度。同時采用金相法及X射線法進行校核。形變度小于10 15時多采用金相法校核。在光學顯微鏡下觀察第一顆新晶粒，或者觀察晶界上出現“鋸齒狀”邊緣。變形度大時用X-射線衍射法測定連續衍射環背底上出現第一個清晰的斑點時的溫度。由于形變金屬的再結晶溫度受多種因素影響，所以材料再結晶溫度并非固定值

20、。金屬純度及形變量一定時，再結晶溫度與加熱時間的關系為 （6-4）式中：t保溫時間；T再結晶溫度（K）；Q激活能；R氣體常數。純金屬形變度為15時僅出現晶粒長大，不發生再結晶形核，退火后得到晶粒粗大的組織，材料的強度及塑性同時下降。這個形變度稱為臨界變形度。這種現象一般不希望出現，但是卻可利用這種方法制取單晶體。加熱溫度越高，再結晶速度越快，開始再結晶、完成再結晶所需要的時間也越短。其規律如圖6-5所示。6.3.1.2 變形程度金屬的冷變形程度越大，其儲存的能量也越高，再結晶的驅動力也越大，因此，再結晶溫度就越低（如圖6-6所示），同時等溫退火的再結晶速度也就越快，開始再結晶和完成結晶需要的時

21、間越短（圖6-7所示）。 圖6-6開始結晶溫度與預先冷變形量的關系 圖6-7再結晶綜合動力曲線晶粒越細小，同體積的金屬中，晶界的總面積越大，經相同程度的塑性變形后，由于位錯在晶界附近塞積而導致晶格強烈彎曲的區域也就越多，從而提供更多的形核場所，因此再結晶的形孩率更大，再結晶速率更快，形成晶粒也就越小。6.3.1.3 微量溶質原子微量溶質原子的存在對金屬的再結晶有巨大的影響。表6-1列出了一些溶質元素對變形純銅的再結晶溫度的影響。表6-1微量溶質元素可見微量溶質元素會阻礙再結晶，提高再結晶溫度。不同的溶質元素其提高再結晶溫度的程度也不相同。微量溶質元素阻礙再結晶，是因為溶質原子與位錯及晶界間存在

22、著交互作用，使溶質原子多偏聚在位錯及晶界處，對位錯的滑移與攀移和晶界的遷移起阻礙作用，不利再結晶的形核和核長大，就阻礙了再結晶。不同溶質原子對再結晶的影響程度不同，是由于它們與位錯及晶界間具有不同的交互作用能，同時不同溶質原子在金屬中還具有不同的擴散系數所致。.4 彌散相顆粒彌散相質點對再結晶的影響主要取決于基體上彌散相顆粒的大小及其分布。金屬發生冷塑性變形時，基體中的彌散相硬顆粒直徑較大、間距較大時，位錯在顆粒附近塞積，增大了加工硬化速率，增加了冷變形儲存的能量，使再結晶的驅動力增大。此外，位錯在顆粒附近的塞積，在基體中產生了許多有利于再結晶形核的局部晶格畸變區，因而促進了再結晶。如果彌的硬

23、顆粒直徑和間距都較小時，雖然冷變形后的位錯密度更大，但是這種彌散分布的細小的第二相顆粒阻礙了加熱時位錯重新排列構成亞晶界，也阻礙了晶界的遷移過程（即核的生長過程），從而使再結晶受到阻礙。6.3.2 影響再結晶后晶粒大小的主要因素晶粒大小對材料的力學性能和加工性能都有很大的影響。晶粒細小均勻的材料，變形均勻，變形容易協調，塑性韌性好；晶粒細小，金屬的流變應力高，材料的強度高；晶粒細化，晶界面積增加，使單位面積上偏聚的雜質原子數量減少，可降低脆性轉化溫度。利用晶粒細化是提高材料的性能的重要手段，希望通過變形和再結晶過程來細化晶粒。對沒有相變重結晶的金屬和合金來說，形變和再結晶是細化晶粒的唯一途徑。

24、因此研究影響冷變形金屬再結晶后晶粒大小的因素是很有實際意義的。決定再結晶退火后晶粒大小的最主要因素是預先變形量、退火溫度，其次是原始晶粒度、雜質及退火時間等。6.3.2.1變形量的影響當退火時間、退火溫度一定時，再結晶后晶粒大小和變形量的關系如圖6-8所示。當變形量很小時，晶格畸變能低，形核率低，甚至不形核，而且沒有足夠的動力推動再結晶過程的進行，不發生再結晶，只有晶粒長大，出現粗晶組織。當變形量達到一定值（如碳鋼為210）時，再結晶后的晶粒特別粗大，此變形程度稱為臨界變形程度。在制定壓力加工工藝和進行模具設計時應注意不使局部區域的形變量在臨界變形區范圍內。當變形程度超過臨界變形程度以后，變形

25、量越大再結晶后的晶粒越細，這是由于變形程度增加，使再結晶核心數目增多的結果。為了細化晶粒，條件允許時，應盡量采用大變形量，避免在臨界變形程度加工。6.3.2.2 退火溫度的影響提高退火溫度，不僅使再結晶晶粒度大，而且還會影響到臨界變形程度。見圖6-9，隨著退火溫度升高，其臨界變形程度變小，且再結晶晶粒明顯長大。原始晶粒的大小及夾雜的存在都對再結晶后的晶粒大小有影響。通常在同樣變形程度和溫度下，原始晶粒越細，再結晶后的晶粒也越細；通常雜質妨礙再結晶晶粒長大，對組織細化有一定影響，特別是分布在晶界上的雜質成連續膜時，造成的障礙作用更大。 圖6-8 溫度一定時變形量與 晶粒大小的關系圖6-9 低碳鋼

26、(0.06%C)變形量及退火溫度對再結晶晶粒大小的影響6.4 熱變形過程中金屬組織結構和性能的變化 熱形變或熱加工是指在再結晶溫度以上進行的變形過程。在冶金產品中，除一些鑄件和燒結件外，利用材料一般在熱變形時其塑性較好的特點，幾乎所有初加工產品都采用熱加工方法。其中一部分產品就以熱加工狀態使用，另一部分為中間產品，為深加工產品提供坯料。不論中間產品還是最終成品，它們的性能都要受到熱加工過程所形成的組織的影響。熱加工變形之所以具有如此重要的作用，是因為有其固有特點。6.4.1 熱變形的特點與其它加工方法相比，熱加工所具有優點是： （1）處欲熱變形時的金屬，其變形抗力低，因此能量消耗少。 （2）金

27、屬在熱加工變形時，在加工硬化過程的同時，也存在著回復或再結晶的軟化過程，就使塑性變形容易進行。一般情況下其塑性、韌性好，產生斷裂的頻向性減少。同時，高溫下金屬原子活動性提高，使金屬中密閉的空洞、氣泡、裂紋等缺陷易于焊合。但要充分注意，熱加工的最佳溫度范圍隨鋼種成分的不同而異，避免在可能發生塑性惡化的溫度區間內加工。例如工業純鐵或鋼中含硫量過高時，可能形成分布于晶界上的低熔點硫化物共晶體，熱變形時發生開裂的“紅脆”現象 （3）與冷加工相比，熱加工變形一般不易產生織構。這是由于在高溫下發生滑移的系統比較多，使滑移面和滑移方向不斷發生變化，因此，工件的擇優取向性較小。 （4）生產過程中，不需要象冷加

28、工那樣的中間退火，從而可簡化生產工序，提高生產率，降低成本。 （5）通過控制熱加工過程，可以在很大程度上改變金屬材料的組織結構以滿足各種性能的要求。但和其它加工方法比較起來，其不足之處主要是： （1）對過薄或過細的工件，由于散熱較快，生產中保持熱加工溫度困難。因此，目前生產落的或細的金屬材料，一般仍采用冷加工（冷軋、冷拉）的方法。 （2）熱加工后工件的表面不如冷加工生產的光潔，尺寸也不如冷加工生產的精確。 （3）由于在熱加工結束時，產品內的溫度難于均勻一致，溫度偏高處晶粒尺寸要大一些，特別是大斷面的情況下更為突出。因此，熱加工后產品的組織、性能常常不如冷加工的均勻。 （4）熱加工金屬材料的強度

29、比冷加工的低。 （5）某些金屬材料不宜熱加工。例如銅中含Bi時，它們的低熔點雜質分布在晶界上，熱加工會引起晶間斷裂。6.4.2 金屬組織結構和性能的變化熱加工變形后組織結構的特點是： （1）改造鑄態組織鑄態金屬組織中的縮孔、疏松、空隙、氣泡等缺陷等得到壓縮式焊合，鑄態組織的物理、化學和結晶學方面的不均勻性會得到改造。（2）細化晶粒和破碎夾雜物圖6-10氧化物夾雜的數量與接觸疲勞壽命的關系鑄態金屬中的拄狀晶和粗大的等軸晶經鍛造或軋制等熱變形和對再結晶的有效控制，可變為較細小均勻的等軸晶粒。變形金屬中（如各種坯料）的粗大不均勻的晶粒組織，通過熱變形和有效的再結晶控制也可變為細小均勻的等軸晶粒。如果

30、熱變形和隨后的冷卻條件適當地配合，還可以得到強韌性能很好的亞晶組織。細小均勻的晶粒組織，亞晶組織是具有強度高、塑性好、韌性好、脆性轉化溫度低的特點。因此，一般的結構鋼都希望得到細小均勻的晶粒組織和亞晶組織。熱變形破碎夾雜物和第二相并能改變它們的分布，這對改善性能十分有益。夾雜物對變形組織的影響，不僅同它的總量有關，而且還和夾雜物的大小和分布有關。通過熱變形破碎夾雜物，并改善它集中分布的狀態，盡可能的使其分布在較大的范圍內，就可分散它的不利作用，從而降低其危害性。如在冷作模具鋼、高速鋼、軸承鋼中存在粗大的碳化物，將明顯降低其耐磨性、韌性和接觸疲勞壽命，圖6-10表示了氧化物夾雜的尺寸與接觸疲勞壽

31、命的關系。熱加工對破碎碳化物、在一定程度上改變碳化物的形狀并使之均布可起到作用。（3）熱變形中形成的纖維組織 形成纖維組織也是熱加工變形的一個重要特征。鑄態金屬在熱加工變形中所形成的纖維組織和金屬在冷加工變形中由于晶粒被拉長而形成的纖維組織不同。前者是由于金屬鑄態結晶時所產生的枝晶偏析，在熱變形中保留下來，并隨著變形而延伸形成的“纖維”。 變形金屬由于纖維組織的形成而出現方向性，其縱向和橫向具有不同的機械性能，從表6-2中可見到，沿纖維組織方向試樣具有較高的強度和塑性,沿橫向的塑性指標降低。生產實踐中應充分利用纖維組織造成變形金屬具有方向性這一特點，使纖維組織形成的流線在工件內有更適宜的分布。

32、表6-2 45號鋼機械性能與纖維方向性的關系 （4）形成帶狀組織熱加工形成的帶狀組織可表現為晶粒帶狀和碳化物帶狀兩類。緩冷的熱軋低碳鋼中可能會出現先共折鐵素體和珠光體交替相間的顯微組織帶狀（二次帶狀），兩相區的低溫大變形量軋制使先共析鐵素體，被拉長而成的帶狀組織都屬于晶粒帶狀組織。枝晶偏析嚴重的高碳鋼（如軸承鋼、工具鋼）如果熱加工前或加工過程中未作均勻化退火，先共折滲碳體在熱加工中破碎沿延伸方向分布，也可能出現碳化物帶狀。終軋溫度過高，冷卻速度過漫，壓縮比不足都會增大碳化物帶狀的級別。脆性夾雜物在熱加工中可能被破碎而成點鏈狀分布，塑性夾雜物會被拉長或壓扁而成條帶狀。鋼材中出現這些帶狀組織，都會

33、降低鋼材的機械性能。（5）形成網狀組織高碳鋼（如軸承鋼）的軋前加熱溫度一般都高于AC。線，加熱時碳化物幾乎全部溶解到奧氏體區內。在軋后奧氏體狀態下的冷卻過程中，二次滲碳體析出并在奧氏體晶界形成網狀碳化物，對材料的使用壽命影響很大，嚴重地降低其強度和韌性。研究結果表明，保溫溫度和保溫時間比變形量對網狀碳化物的影響顯著。在變形條件下，在750保溫，隨保溫時間的延長析出嚴重。在軋制生產中，采用降低終軋溫度，在850左右終軋，通過形變細化碳化物，隨后快速冷卻到700以下，就可以消除或減少網狀碳化物。總之，通過熱變形可以顯著的改變金屬的組織和性能。設計合適的加工工藝，得到具備理想組織和性能的產品是我們的

34、目的所在。6.4.3 金屬在熱變形過程中的特點 金屬在再結晶溫度以上進行的熱變形過程中發生了回復和再結晶，熱變形的最大特點是加工硬化與軟化同時進行。熱加工過程中的回復和再結晶，就其性質來講可分成五種形態，即動態回復、動態再結晶、靜態回復、靜態再結晶及亞動態再結晶。靜態回復、靜態再結晶和亞動態再結晶是熱變形終止后，利用余熱進行的回復和再結晶。動態回復和動態再結晶是指在形變過程中和形變同時發生的回復和再結晶。正因為其發生的時間、條件的不同，對材料的組織結構、性能影響不同。 下面以鋼的奧氏體高溫加工為例來說明金屬在熱加工過程中發生的回復和再結晶。 （1） 奧氏體熱加工過程中的組織結構變化 奧氏體熱加

35、工是加工硬化與高溫動態軟化同時進行的過程，這個過程可以由奧氏體熱。變形的應力一應變曲線反映出來。圖6-11是奧氏體熱變形的真實應力一應變曲線的一般形式。應力應變曲線由三個階段組成。圖6-11奧氏體熱變形的真實應力一應變曲線的一般形式第一個階段：當塑性變形量小時，隨著變形量增加，流變應力逐漸增大，直到達到最大值。位錯密度不斷增加，造成了材料的加工硬化。但變形是在高溫下進行，加工硬化加劇的同時，變形中所產生的位錯能夠在加工過程中通過交滑移和攀移運動，使部分位錯消失，部分位當位錯重新排列發展到一定程度時，形成了清晰的亞晶界。結構上的這些變化都使得材料軟化，由于這是在熱加工過程中發生的，故稱為動態軟化

36、。這種動態軟化是回復產生的，所以它是一種動態回復。變形綜合作用的結果是形變硬化超過動態回復的軟化作用，因此隨著變形量增加，流變應力增加，一直達到峰值為止。只是當變形量逐漸增大，位錯密度不斷增大的同時，位錯消失的速度隨之增加，加工硬化速度逐漸減弱。反應在應力一應變曲線上，隨著形變量增加，曲線的斜率越來越小。在這一階段等軸的奧氏體晶粒被拉長了。 第二階段：第一階段的動態回復抵消不了形變產生的加工硬化。隨著變形量的增加，金屬內部畸變達到一定程度后，形變的奧氏體就將發生再結晶。由于是在熱加工過程中發生的再結晶，故稱為動態再結晶。隨著動態再結晶的發生，使更多的位錯消失，材料的流變應力很快下降，這是熱加工

37、過程的另一種軟化方式。發生動態再結晶必需的最低變形量，稱為動態再結晶的臨界變形量，以表示， 幾乎與應力應變曲線上的峰植相等，確切定量的講。動態再結晶臨界變形程度數值的物理意義是：當形變量小于時，在奧氏體晶粒內位錯密度升高、發生加工硬化的同時，只發生動態回復的軟化過程；當變形量大于時，才能發生動態再結晶。因為動態再結晶是在熱加工過程中發生發展的，即在動態再結晶形核長大的同時，形變是在繼續進行著，因此動態再結晶所形成的新晶粒，其結構是與靜態再結晶晶粒內的結構不同的，富集了新的位錯，仍有較高的位錯密度或者亞晶。在金屬內部不同的部分都可能分別存在著由零到一系列不同程度的形變量，就是說仍然存在著一定的加

38、工硬化的。同時在已經發生動態再結晶的晶粒內部，可能開始新的動態回復，形成新的亞晶，甚至又產生新的動態再結晶核心。就整個奧氏體來說，動態再結晶的發生并不能都消除全部的加工硬化。因此，動態再結晶不是完全軟化機理。反映在應力一應變曲線上，即使發生了動態再結晶，流變應力仍比原始狀態的數值高，這也與靜態再結晶不同。圖6-12連續動態再結晶與間斷動態再結晶應力應變曲線第三階段：這一階段的應力一應變曲線可能出現兩種情況，即變形量繼續增加時，應力基本不變，呈穩態變形，如圖6-12曲線a所示。另外也可能隨著變形量繼續增加時，呈非穩態變形，如圖6-11之曲線b所示。連續動態再結晶的穩態變形 熱加工形變及再結晶都不

39、斷進行，動態再結晶所形成的晶粒，重新發生形變、加工硬化，隨即又開始新的動態再結晶，如此循環不止。如果材料的動態再結晶從產生核心到奧氏體全部動態再結晶完成所需要的形變量為，可能大于發生動態再結晶的臨界變形量；也可能小于。當臨界變形量時，發生連續動態再結晶的穩態變形。即已發生動態再結晶的晶粒，又承受變形，并在某些區域已達到的變形量，就可能產生第二輪的再結晶核心，開始第二輪的動態再結晶。如此類推，在變形過程中的奧氏體內可能同時發生幾輪動態再結晶，每一輪動態再結晶又可能同時處于再結晶發展的不同階段，有的剛開始，有的接近結束。奧氏體內各處的形變量不同，有的是零，有的具有一定的數值，于是，平均起來看，在這

40、個階段的變形過程中，平均變形量大體恒等于某一個數值，結果就反映出一個平均不變的應力值。這種情況就是出現連續動態再結晶時的穩態變形。當時，發生間斷動態再結晶。間斷動態再結晶 第一輪動態再結晶完成時，晶粒的形變量尚未達到值，還不能立即發生第二輪動態再結晶。第二輪再結晶未開始前，這時動態再結晶這種軟化機理已失效，流變應力要增加直到第二輪動態再結晶開始為止，因此應力一應變曲線上出現了波浪形，呈非穩態變形。這種情況下，動態再結晶是間斷進行的。 和受到形變條件的影響，變形溫度和速度是主要影響因素。變形溫度高或應變速率降低都使得動態再結晶的臨界變形量降低。但是升高溫度，降低應變速率，由動態再結晶開始形核到全

41、部完成動態再結晶所需要的變形量降低得更顯著。所以升高變形溫度，降低應變速率，就可能出現的情況。因為在高變形溫度，或低應變速率情況下，在動態再結晶晶粒內的位錯密度增加得較慢，與未動態再結晶的含有較高位錯密度的基體間具有一定的位錯密度差，也就是能保持一定的動態再結晶晶界的遷移速度，這樣動態再結晶的速度較快，就可以在較小的變形量完成動態再結晶，為。相反地，在變形溫度低，或低應變速率高情況下，已動態再結晶的晶粒中的位錯密度增加得較快，與未動態再結晶的畸變能差減低，降低了晶界移動速度，降低了動態再結晶的速度，因而需要變形量更大時才能全部完成動態再結晶，使得變大，出現現象。圖6-13奧氏體在熱加工間隔時間

42、內應力-應變曲線的變化 第三階段的變形情況除受變形條件影響外，材料的化學成分、奧氏體原始晶粒大小對其也有影響。一般情況是：奧氏體中固溶有合金元素或存在有細小的第二質點，提高；原始奧氏體晶粒尺寸較大，也使提高。某些時候，希望得到亞晶組織，不希望發生動態再結晶時，就可以通過控制各種因素來控制和變形量以達到預期的目的。 （2） 奧氏體在熱加工間隔時間內及熱加工后發生的變化 在多道次的完成的奧氏體熱加工過程中，材料始終是處于高溫狀態下，因此非常有必要研究熱加工間隔時間內或熱加工后奧氏體的組織結構變化。在變形過程中發生的動態回復和動態再結晶，都不能完全消除材料的加工硬化，奧氏體晶粒中仍殘留有畸變能，因而

43、這樣的組織結構仍然不是穩定的。在熱加工的間隔時間內及熱加工后緩冷過程中，性能上會繼續軟化，對應的組織結構的變化就是回復和再結晶。不過這是在熱加工后發生的，叫做靜態回復和靜態再結晶。在此我們引入了軟化百分數描述奧氏體熱加工后在間隔時間內的軟化程度。將鋼加熱到奧氏體區后進行熱加工，當形變量達某一數值時，停止熱加工并卸載，隨后等溫保持不同時間以后，再加力使之變形。發現第二次變形時，流變應力有不同程度的降低，如圖6-13所示。停留時間越長，流變應力越低。圖6-14 0.68%C鋼在780熱變形的應力-應變曲線在兩次形變之間奧氏體的軟化百分數X為： （6-5） 式中：奧氏體熱加工前原始的屈服強度奧氏體熱

44、加工達到變形量時的流變應力；予變形為并等溫保持時間后再變形的流變應力。 軟化百分數X，與熱加工溫度、加工速度、變形量和間隔時間都有關。不同的熱加工量使奧氏體在熱加工中形成的組織結構不同，討論幾種不同形變量的奧氏體在間隔時間內軟化百分數的變化，實質上也是研究在熱加工過程中，已形成的不同奧氏體結構在熱加工的間隔時間內將繼續發生的變化。遠小于時：如圖6-14曲線上 a點所示的形變量，這一形變量既小于動態再結晶的臨界變形，也小于靜態再結晶的臨界變形量。在這一變形量時，熱加工中只有動態回復發生，熱加工后在該溫度下保溫時其軟化情況如圖6-15中曲線a所示。由該曲線可見，形變停止后，奧氏體軟化立即開始。隨著

45、保溫時間增長，軟化程度增大，但軟化達到一定程度后就停止不變，即使延長保溫時間，也仍有約70以上的加工硬化不能消除。這種變化有如冷加工退火時的回復階段，稱為靜態回復。在靜態回復中，位錯繼續減少，亞晶界更加清晰。未消除的加工硬化，對下道熱加工的硬化有迭加作用。如果這是最后一道軋制，則在急冷下來的相變組織中，仍保留高溫形成的高位錯密度結構。 小于動態再結晶的臨界變形量，但大于靜態再結晶的臨界變形量時：如圖6-14曲線上b點所示的變形量，在熱加工中未發生動態再結晶，只有動態回復。熱加工后在該溫度保溫時，經過一定時間的靜態回復后會發生靜態再結晶。其熱加工后的恒溫軟化過程如圖6-15中曲線b所示。由該曲線

46、可見其軟化過程包括兩個階段，第一階段軟化靜態回復，第二階段就是靜態再結晶。靜態再結晶發展的結果，形成新的低位錯密度的再結晶晶粒，熱加工產生的加工硬化可全部消除。此時，如果再次熱加工，流變應力便回復到熱加工前的原始屈服強度。 大于時：如圖6-14曲線上c點所示的變形量，在熱加工中已發生動態再結晶，熱加工后，其軟化過程如圖6-15中曲線C所示。該軟化過程由三個階段所組成。第一階段為靜態回復，第二階段為亞動態再結晶，第三階段為靜態再結晶。亞動態再結晶是另一種軟化機理，它不同于靜態再結晶，不需要新的再結晶核心，而是利用奧氏體已經形成的動態再結晶核心，但還沒有進行動態再結晶的核心作為自己的核心；它也不同

47、于一般的動態再結晶，體現在它是發生在形變終止以后的再結晶。既在已發生動態再結晶的奧氏體中，已經存在不少剛形成的核心，在形變停止時，這些剛形成的核心未承受過形變，比周圍基體更穩定，因此停止形變后，周圍基體就以其為核心，發生再結晶，這就是所謂的亞動態再結晶。亞動態再結晶發生后，軟化過程繼續進行時，就發圖6-15 0.68%C鋼在780變形時不同變形量對靜態軟化的影響圖6-16奧氏體在熱加工中及其后的間隔時間內的變化示意圖生靜態再結晶。因為在未發生動態再結晶的奧氏體中，只有變形終止后才能形成再結晶核心，因而這些區域只能發生靜態再結晶而不能發生亞動態再結晶。 遠大干時：如圖6-14曲線上d點所示，形變

48、停止后，其軟化過程如圖6-15中曲線d所示。軟化過程由兩階段組成。第一階段是靜態回復，第二階段是亞動再結晶。由于變形量很大，熱變形時已處于穩定變形階段，變形中形成的動態再結晶核心，在形變停止后，這些動態再結晶的核心迅速長大，亞動態再結晶過程進行很快，在靜態再結晶未發生前，奧氏作已全部發生了亞動態再結晶。 奧氏體熱加工后的間隔時間所發生的組織結構的變化，與奧氏體熱變形歷史狀況密切相關，即與奧氏體的變形溫度、形變速率、形變量等有密切關系。奧氏體在熱加工過程中及熱加工停止后的間隔時間內發生的變化，可綜合表示于圖6-16中。圖的上半部是熱加工的應力一應變曲線，圖的下半部是熱加工后時間隔時間內軟化的幾種

49、機理及軟化百分數。圖的上半部可看到熱加工過程的真應力變化，圖的下半部可以看到熱加工后間隔時間內將發生的軟化過程。在下半部的圖中，對應任一變形量作一垂線，垂線可能通過的幾個區域,既表示軟化的幾種機理。沿垂線由下向上，表示軟化過程的順序及相應的軟化百分數。圖中的陰影線部分表示殘留的加工硬化百分數。在靜態軟化過程中，有一個關鍵的變形量，即靜態再結晶的臨界變形，只有當變形量大于時，在熱加工后的間隙時間內才可能發生靜態再結晶。的大小受變形后的保溫溫度、形變速率、奧氏體的化學成份及奧氏體的晶粒大小影響。降低變形后的保溫溫度，提高變形速率及增大奧氏體的晶粒尺寸，都使增加，使靜態再結晶不易發生。增加奧氏體中合

50、金元素也有同樣的效果。（3）回復與再結晶的速率及再結晶后的晶粒大小熱加工后奧氏體回復與再結晶的速率主要決定于奧氏體內部存在的畸變能大小，熱加工后停留的溫度高低，奧氏體的成份及第二相質點大小等。當奧氏體的成份一定時，增大變形量，提高應變速率，提高形變后的停留溫度t，都將提高回復與再結晶的速率，并促使再結晶晶粒細化。晶粒大小直接影響到材料的性能，對熱加工后的再結晶晶粒大小控制非常重要。熱加工后發生的再結晶晶粒大小和變形量、變形溫度、應變速率、變形后停留時間以及原始奧氏體晶粒大小有關。大的變形量和低的熱加工溫度，高的應變速率和細的原始晶粒尺寸都將增大再結晶的形核速率，促使再結晶晶粒細化。經過熱加工是

51、可以細化奧氏體晶粒的。但再結晶完成后繼續保持在高溫，奧氏體晶粒就會粗化。鋼中如有細小分散的第二相存在會阻礙晶界移動，奧氏體晶粒長大較慢些，短時間高溫停留，或冷卻速度慢一些，也不會變得太粗，這一點是很有意義的。變形后的靜態再結晶晶粒尺寸主要取決于該溫度下的形變量大小，與形變溫度關系小。原始晶粒大小的影響在變形量比較小時更明顯，因為再結晶的核心主要集中在奧氏體中晶界附近，但當形變量大時，不僅晶界附近，晶內也易于產生再結晶核心，故此時奧氏體晶粒大小對再結晶后的晶粒尺寸的影響就逐漸減弱。但要注意，如果變形溫度降低，靜態再結晶的臨界變形量增大，靜態再結晶就難發生。在一定的變形溫度以下，甚至熱加工后停留很

52、長的時間也不發生靜態再結晶。在這樣的溫度下進行熱加工，奧氏體晶粒不能通過靜態再結晶而細化，但是可以得到細小的亞晶組織。隨著變形量增加，奧氏體晶粒被拉長，晶內的亞晶尺寸也越來越小。利用亞晶來強化金屬材料具有重要的工業意義6.5 材料的各向異性6.5.1形變織構塑性變形前的金屬多晶體各晶粒的位向是隨意的，塑性變形后晶粒的某些晶向平行于一定方向，某些晶面平行于一定平面，材料性能在某種程度上變得有方向性,使材料呈現出各向異性。這些晶面及晶向優先平行于某個方向或某個平面的現象稱為擇優取向，這種結構稱為形變織構。為了更好地利用或消除金屬材料的各向異性，研究形變織構和再結晶織構的形成規律是非常重要的。例如純

53、Al經99的拉拔變形后，大約有92的晶粒的平行于拉伸軸，稱之為絲織構，纖維織構或絲織構。冷變形金屬再結晶退火后出現的織相稱為再結晶織構。形變織構實際上并非全部晶粒的某類晶向嚴格平行于一定方向，某些晶粒和亞晶粒與理想方向常有一定的位向差，這種現象稱為“織構散布”。織構散布不僅存在于晶粒之間，也存在于晶粒內部。形變織構有幾種不同類型。（1）軸向絲織構 （拉拔織構）材料拉伸時各晶粒向著拉伸外力軸方向轉動，形成了某一晶向與拉伸軸平行。Fe，W ，Mo，Nb等體心立方金屬拉伸后方向平行于拉伸軸，形成絲織構。面心立方金屬的絲織構主要有和。鋁只有織構，純銅、鎳兩種織構都又。幾種純金屬的絲織構如表6-3。表6

54、-3 面心立方金屬的絲織構 （2）體心立方金屬壓縮變形時主要產生（111）織構，同時也有較弱的和織構，變形量增大， 織構變弱。面心立方金屬一般產生織構及其它一些弱織構。（3）軋制產生的織構不僅某些晶向平行于軋制方向，而且某些晶面平行于軋制平面，稱為板織構。體心立方金屬合金的典型軋制織構主要是100+112+111。純鐵經過98.8%壓下率的軋制后的織構就是這種類型。面心立方金屬板織構基苯上可以分為兩類：一類為“銅式”織構，也稱為“純金屬”織構。銅、鋁、鎳、金等金屬的軋制織構就是這種類型。其特點是具有110和112兩種織構組分。另一類是“黃銅式”織構，也稱為“合金”織構，特點是110織構的組分。常見金屬形變織構如表6-4。表6-4面心和鐵心形變織構的比較 （4）形變織構理論形變織構是多晶體滑移過程中晶體轉動的結果，僅以面心立方金屬絲織構為例做一簡要分析。 形變織構較成功的定量理論尚未建立。最早研究形變織構的是WBoas和ESchmid，利用標準投