240
320 370
锡
铅 钨（高纯）
-3
-3 1200-1300
镍（99.4%）
630
钨（含显微气泡）
1600-2300
§7.3.3 影响再结晶的因素
1.温度 加热温度越高，再结晶转 变速度越快，完成再结晶 所需时间越短。
图 同一变形度的Fe在不同 温度等温退火后的再结晶曲线
2.变形程度 金属的冷变形程度越大， 其储存的能量亦越高，再 结晶的驱动力也越大，因 此不仅再结晶温度随变形 量增加而降低，同时等温 再结晶退火时的再结晶速
度也越快。
3.微量溶质原子 微量的溶质原子的存在对 再结晶影响巨大。溶质或 者杂质原子与位错、晶界 相互作用，偏聚在位错及 晶界处，对位错的运动及 晶界的迁移起阻碍作用， 因此不利于再结晶的形核 长大，阻碍再结晶，使再 结晶温度升高。
图 合金元素对铁再结晶温度影响
4.原始晶粒尺寸 原始晶粒越小，则由于晶界较多，其变形抗力愈大，形变 后的储存能较高，因此再结晶温度降低。 此外，再结晶形核通常是在原晶粒边界处发生，所以原始 晶粒尺寸愈小，形核率越大。
图 低碳钢变形度及退火 温度对再结晶晶粒大小的影响
第四节 晶粒长大
图 Mg-3Al-0.8Zn合金退火组织 a .正常再结晶，b. 晶粒长大，c. 二次再结晶
§7.4.1 晶粒的正常长大
晶粒长大过程中，如果长大的结果是晶粒尺寸分布均匀的， 那么这种晶粒长大称为正常长大。 晶粒长大的过程实际上就是一个晶界迁移过程，从宏观上 来看，晶粒长大的驱动力是界面能的降低，而从晶粒尺度 来看，驱动力主要是由于晶界的界面曲率所造成的。 晶界移动方向总是指向曲率中心。
材 料
铜（99.999%） 无氧铜 铜－5%锌 铜－5%铝 铜－2%铍 铝（99.999%）
再结晶温度
120 210 320 290 370 85
材 料
镍－30 %铜 电解铁 低碳钢 镁（99.99%） 镁合金 锌
再结晶温度
600 400 540 65 230 10
铝（99.0%）
铝合金 镍（99.99%）
5.分散相粒子 当合金中溶质浓度超过其固溶度后，就会形成第二相，多 数情况下，这些第二相为硬脆的化合物，在冷变形过程中， 一般不考虑其变形，所以合金的再结晶也主要发生在基体 上。 当第二相颗粒较粗时，变形时位错会绕过颗粒，并在颗粒 周围留下位错环，或塞积在颗粒附近，从而造成颗粒周围 畸变严重，促进再结晶，降低再结晶温度； 当第二相颗粒细小，分布均匀时，不会使位错发生明显聚 集，因此对再结晶形核作用不大，相反，其对再结晶晶核 的长大过程中的位错运动和晶界迁移起一种阻碍作用，因 此使得再结晶过程更加困难，提高再结晶温度。
显然，高温回复多边化过程的驱动力主要来自应变能的下 降。多边化产生的条件： ①在滑移面上有塞积的同号刃型位错。 ②塑性变形使晶体点阵发生弯曲。 ③ 须加热到较高的温度，使刃型位错能够产生攀移运动。
图 回复过程中的位错攀移与滑移
图 位错在多边化过程中重新分布
在产生单滑移的单晶体中多边化过程最为典型；而在 多晶体中，由于容易发生多滑移，不同滑移系上的位 错往往缠结在一起，会形成胞状组织，故多晶体的高 温回复机制比单晶体更复杂，但从本质上看也包含位 错的滑移和攀移。通过攀移使同一滑移面上异号位错 相抵消，位错密度下降，位错重排成较为稳定的组态， 构成亚晶界，形成回复后的亚晶结构。
图 冷变形金属退火晶粒形状大小变化
第七章 回复与再结晶
• 回复：指新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性能 变化阶段； • 再结晶：指出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的 过程； • 晶粒长大：指再结晶结束之后晶粒的继续长大。
第一节 形变金属及合金在退火过程中的变化
§7.1.1 显微组织的变化
（2）中温回复 变形金属在中等温度下加热时所发生的 回复过程称为中温回复。此时因温度升高，原子活动能力 也增强，除点缺陷运动外，位错也被激活，在内应力作用 下开始滑移，部分异号位错发生抵消，因此位错密度略有 降低。 （3）高温回复 刃型位错可以获得足够的能量产生攀移。 攀移产生了两个重要的后果： ①使滑移面上不规则的位错重新分布，刃型位错垂直 排列成墙，这种分布可显著降低位错的弹性畸变能，因此， 可看到对应于此温度范围，有较大的应变能释放。 ②沿垂直于滑移面方向排列并具有一定取向差的位错 墙（小角度亚晶界），以及由此产生的亚晶，即多边化结 构。
§7.2.2 回复动力学
m r R m 0 r 0 1 R m 0
m : 冷变形后的屈服强度 r：冷变形后经不同规程回复后的屈服强度 0：纯铁充分退火后的屈服强度
R：屈服应力回复率 1 R：剩余加工硬化分数
图 同一变形度的Fe在不同 温度下加热时屈服强度的回复动力 学曲线
§7.1.2 储存能释放与性能变化
• 储存能是变形金属加热时发生回复与再结晶的驱动力。 • 当变形金属加热到足够高的温度时，其中的储存能即将释 放出来。 • 根据材料性质不同，通常 测定的储存能释放谱大致 有三种类型。其中曲线A 代表纯金属，曲线从B、C 代表两种不同的合金。
图变形金属退火过程中的能量释放
图 亚晶蚕食机制
§7.3.2 再结晶动力学
图 同一变形度的Fe在不同温度等温退火后的再结晶曲线
xv 1 exp Bt
1 ln Bt k 1 xv

k

1 lg ln lg B k lg t 1 xv
图 铝经冷轧40%并再结晶退火时 的ln[1/(1-Xv)]与时间的双对数坐标关系
亚晶粒尺寸的变化 在回复的前期，亚晶粒尺寸变化不大， 但在后期，尤其在接近再结晶时，亚晶粒尺寸就显著增大。 储能的变化 当冷变形材料加热到足以引起应力松弛的温 度时，储能就被释放出来。在回复阶段，各材料释放的储 存能量均较小，再结晶晶粒出现的温度对应与储能释放曲 线的高峰处。
第二节 回复
①回复过程在加热后立刻 开始，没有孕育期； ②回复开始的速率很大， 随着时间的延长，逐渐降 低，直至趋于零； ③加热温度越高，最终回 复程度也越高； ④变形量越大，初始晶粒 尺寸越小，都有助于加快 回复速率。
1 R B Cd 实验表明，短时间回复时， 其激活能与空位迁移澈活 dCd d (1 R ) B 能相近，长时间回复时， dt dt 其激活能与铁的自扩散激 dCd Q / RT ACd e 活能相近。 dt 在回复的开始阶段，其主 dCd Q / RT ( cCd，c Ae ) 要机制是空位的迁移，而 dt 在后期则以位错攀移机制 d (1 R ) Q / RT A(1 R )e 为主。 dt ln( 1 R) AeQ / RT t C ln t C Q / RT
1.小变形量的晶界弓出形核机制 对于变形程度较小的金属（一般小于20%），再结晶晶核 往往采用弓出形核机制生成。
图 晶界弓出形核
dA G Es dV
4 d ( R 3 ) dA d (4R ) 2 / 3 dV dR dR R
2
G E s
图 晶界弓出形核模型
第七章 回复与再结晶
• 材料经塑性变形后，不仅内部组织结构与各项性 能均发生相应的变化，而且由于空位、位错等结 构缺陷密度的增加，以及畸变能的升高，使其处 于热力学不稳定的高自由能状态。 • 因此，经塑性变形的材料具有自发恢复到变形前 低自由能状态的趋势。
第七章 回复与再结晶
经冷塑性变形的材料,通过适当的加热和保温将发生一系 列组织、性能的变化。 根据其显微组织及性能的变化情况，可将这种变化分为 三个阶段：回复、再结晶和晶粒长大。 了解这些过程的发生和发展规律，对于改善和控制材料 的性能和组织有重要的意义。
2 R
R min L Es 2 / R
2.亚晶合并机制 某些取向差较小的相邻亚晶界上的位错网络通过解离、拆 散并转移到其它亚晶界上，导致亚晶界的消失而形成亚晶 间的合并，同时由于不断有位错运动到新亚晶晶界上，因 而其逐渐转变为大角度晶界。
图 亚晶合并形核机制
3.亚晶蚕食机制 某些取向差较大的亚晶界具有较高的活性，可以直接吞食 周围亚晶，并逐渐转变为大角晶界，实际上是某些亚晶的 直接长大。
§7.2.1 回复机理
约化温度：绝对温标表示的加热温度和熔点温度之比 即 TH＝T/Tm 0.1<T/Tm<0.3,低温回复; 0.3<T/Tm<0.5,中温回复; T/Tm>0.5,高温回复。 （1）低温回复 变形金属在较低温度下加热时所发生的 回复过程称为低温回复。此时因温度较低，原子活动能力 有限，一般局限于点缺陷的运动，通过空位迁移至晶界、 位错或与间隙原子结合而消失，使冷变形过程中形成的过 饱和空位浓度下降。对点缺陷敏感的电阻率此时会发生明 显下降。
在回复阶段，与冷变形状态相比，光学金相组织中几乎没 有发生变化，仍保持形变结束时的变形晶粒形貌； 在再结晶开始，首先在畸变较大的区域产生新的无畸变的 晶粒核心，然后通过逐渐消耗周围变形晶粒而长大，转变 成为新的等轴晶粒，直到冷变形晶粒完全消失； 最后，在晶界界面能的驱动下，新晶粒会发生合并长大， 最终会达到一个相对稳定的尺寸，这就是晶粒长大阶段。
从上述回复机制可以理解，回复过程中电阻率的明显下降， 主要是由于过量空位的减少和位错应变能的降低；内应力 的降低主要是由于晶体内弹性应变的基本消除；硬度及强 度的下降不多则是由于位错密度下降不多，亚晶还较细小 之故。 据此，回复退火主要是用作去应力退火，使冷加工的材料 在基本上保持加工硬化状态的条件下降低其内应力，以避 免变形并改善工件的耐蚀性。 总之，通过回复机制，可使点缺陷数目减少，位错互毁， 位错从滑移面转入亚晶界，使位错密度降低，降低能量， 同时使亚晶尺寸增大，位向差变大。