再结晶温度TR约等于其熔点Tm的0.35~0.4。
b、原始晶粒尺寸：在其他条件相同的情况下，金属的原始晶粒越细小，则变形的抗力越大，冷变形后储存的能量较高，再结晶温度则较低。此外，晶界往往是再结晶形核的有利地区，故细晶粒金属的再结晶形核率N和长大速率G均增加，所形成的新晶粒更细小，再结晶温度也被降低。
c．微量溶质原子：微量溶质原子的存在对金属的再结晶有很大的影响。
微量溶质原子存在显著提高再结晶温度的原因可能是溶质原子与位错及晶界间存在着交互作用，使溶质原子倾向于在位错及晶界处偏聚，对位错的滑移与攀移和晶界的迁移起着阻碍作用，从而不利于再结晶的形核和核的长大，阻碍再结晶过程。 d、第二相粒子 第二相粒子的存在既可能促进基体金属的再结晶，也可能阻碍再结晶，这主要取决于基体上分散相粒子的大小及其分布。当第二相粒子尺寸较大，间距较宽(一般大于1μm)，再结晶核心能在其表面产生。当第二相粒子尺寸很小且又较密集时，则会阻碍再结晶的进行。
e．再结晶迟火工艺参数：加热速度、加热温度与保温时间等退火工艺参数，对变形金属的再结晶有着不同程度的影响。 再结晶后的晶粒大小：a 、变形度的影响：把对应于再结晶后得到特别粗大晶粒的变形程度称为“临界变形度”，一般金属的临界变形度约为2％~10％。在生产实践中，要求细晶粒的金属材料应当避开这个变形量，以免恶化工件性能。
b、退火温度的影响：退火温度对刚完成再结晶时晶粒尺寸的影响比较弱，这是因为它对N/G比值影响微弱。但提高退火温度可使再结晶的速度显著加快，临界变形度数值变小。若再结晶过程已完成，随后还有一个晶粒长大阶段很明显，温度越高晶粒越粗。
晶粒长大 ：晶粒长大的动力，晶粒的正常长大，晶粒的非正常长大。
1、晶粒的正常长大及其影响因素 ：晶粒的长大是一自发过程，其驱动力是降低其总界面能。长大过程中，晶粒变大，则晶界的总面积减小，总界面能也就减小。为减小表面能晶粒长大的热力学条件总是满足的，长大与否还需满足动力学条件，这就是界面的活动性，温度是影响界面活动性的最主要因素。a、温度 b．分散相粒子 c．晶粒间的位向差 实验表明，相邻晶粒间的位向差对晶界的迁移有很大影响。当晶界两侧的晶粒位向较为接近或具有孪晶位向时，品界迁移速度很小。但若晶粒间具有大角晶界的位向差时，则由于晶界能和扩散系数相应增大，因而其晶界的迁移速度也随之加快。d．杂质与微量合金元素 2、异常晶粒长大（二次再结晶）：在长大过程中，一般晶粒在正常缓慢长大时，如果有少数晶粒处在特别优越的环境，这些大量吞食周围晶粒，迅速长大，这种现象称为晶粒的异常长大。
这些优先长大的少数晶粒最后到互相接触，早期的研究以为是形核和核心的生长过程，而称为“二次再结晶”，但实质并不是靠重新产生新的晶核，而是在一次再结晶后的长大过程中，某些晶粒的环境特殊而产生的优先长大。
材料发生异常长大时，出现了晶粒大小分布严重不均匀，长大后期可能造成材料晶粒尺寸过大，它们都对材料的性能带来十分不利的影响。
晶粒非正常长大预防：再结晶退火时发生晶粒异常长大的条件是：
材料的冷变形程度较大，产生了织构(变形织构)，再结晶后晶粒取向的遗传，组织依然存在择优取向(再结晶织构)，这时晶粒取向差小，晶界的界面能较小，正常长大速度较慢，个别较大的晶粒的取向不同，有较大的界面能，长大速度也较快，晶粒优先长大就有了可能；再结晶的加热温度较高，再结晶发生快，晶界容易移动又有足够的时间来进行晶粒长大。所以防止材料发生晶粒异常长大的方法就是注意这两个环节。
再结晶退火后的组织：1、再结晶退火后的晶粒大小,取决于预先变形度和退火温度，先已分析。
2、再结晶织构。再结晶织构：具有变形织构的金属经再结晶后的新晶粒若仍具有择优取向。再结晶织构与原变形织构之间可存在以下三种情况：(1)与原有的织构相一致；(2)原有织构消失而代之以新的织构；(3)原有织构消失不再形成新的织构。 再结晶织构两种主要的理论：定向生长理论与定向形核理论。
定向生长理论认为：一次再结晶过程中形成了各种位向的晶核，但只有某些具有特殊位向的晶核才可能迅速向变形基体中长大，即形成了再结晶织构。当基体存在变形织构时，其中大多数晶粒取向是相近的，晶粒不易长大，而某些与变形织构呈特殊位向关系的再结晶晶核，其晶界则具有很高的迁移速度，故发生择优生长，并通过逐渐吞食其周围变形基体达到互相接触，形成与原变形织构取向不同的再结晶织构。
定向形核理论认为：当变形量较大的金属组织存在变形织构时，由于各亚晶的位向相近而使再结晶形核具有择优取向，并经长大形成与原有织构相一致的再结晶织构。 3.5热变形与动态回复与再结晶
冷态对材料进行塑性变形会产生加工硬化，当材料成形需要较大的变形量时，一种方法就是进行一段变形后，进行一次再结晶退火，再来继续进行塑性变形，再退火，直到达到需要的变形程度。金属材料的强度和硬度会随温度的上升而下降，塑性会随温度的升高而升高，因此在较高的温度下进行塑性变形，材料的抗力小，变形所用的动力(外加变形力)也小，高的塑性减少开裂破坏的可能性。如果温度超过材料的再结晶温度，在变形的同时会发生再结晶，可不产生加工硬化，直接进行大变形量的变形。
把金属的塑性变形称为加工，凡是在其再结晶温度以上进行加工变形称为热加工，反之在其再结晶温度以下又不加热的加工为冷加工，而“温加工”介于两者之间，其变形温度低于再结晶温度，却高于室温。
这里的冷热加工的分界线不是以变形过程是否进行过加热，铅的再结晶温度在 0℃以下，在室温下进行变形是属于热加工，铁的再结晶温度为450℃左右，在400℃进行变形仍属于温加工,而钨在1000℃进行变形也属于温加工。
在高温下，塑性变形的同时，发生组织结构的软化，尽管软化本身的方式也是属于回复和再结晶，由于变形硬化和软化同时发生，这时的软化具有自己的特点，总结起来在热加工时软化有以下类型：
1、动态回复：在热加工的温度下，材料可以进行较快回复过程。它不同于静态回复，材料在变形的同时，一方面变形在增加缺陷，另一方面以回复方式减少部分缺陷，某些性能因二者的同时作用可达到动态平衡，维持在某一固定的水平。 2、动态再结晶
多晶体材料发生塑性变形，变形是不均匀的，部分区域的变形量超过临界变形量后，可以以再结晶方式形核，变形量增加，形核的部位也在增加，形成的核心不断的长大。由于变形在继续进行，长大的晶粒也在变形中，一边长大的同时，内部又因变形而增加缺陷硬化，长大前后不同，内部的缺陷密度也不同。这些在再结晶中生成长大的晶粒当变形超过一定程度会再次形核长大，如此往而复始。材料中的平均统计缺陷的密度决定于变形速率，变形速率高，平均硬化程度维持在较高的水平，材料在变形中表现出较高的流变应力。
热加工对组织性能的影响：为了得到大的变形量，热加工一般都在压应力下进行，如锻造、挤压、镦粗等。在热加工过程中，尽管加工硬化和再结晶软化互相抵消，但材料经过热加工后，组织性能也会带来一系列的变化。
1、热加工对室温力学性能的影响:①热加工不会发生加工硬化；②可消除铸造中的某些缺陷：气孔、疏松焊合；③改善夹杂物和脆性物的形状、大小及分布；④消除部分偏析；⑤破碎粗大柱状晶、树枝晶为细小、均匀的等轴晶。
热加工材料的组织特点:在热加工时，仅在一个方向上变形，如热轧、拔长等，会造成杂质或第二相沿加工方向分布，形成所谓热加工纤维组织，有时也称为“流线”，材料的机械性能具有明显的各向异性，通常纵向的强度、塑性和韧性显著大于横向。在零件成形中要注意，让流线与零件的受力方向成合理分布，才能保证或提高零件的质量水平。此外，复相合金中的各相，在热加工时沿着变形方向交替地呈带状分布，形成“带状组织”，使材料性能变坏，且用热处理方法不易消除，工艺上应加以注意。 蠕变：所谓蠕变是指材料在某温度恒定应力(通常<σs)下所发生的缓慢而连续的塑性流变现象。变形不仅与应力有关，而且和应力作用的时间有关。蠕变机制:a、位错蠕变（回复蠕变）b、扩散蠕变c、晶界滑动蠕变
超塑性:材料在一定条件下进行热变形，可获得延伸率达到500%-2000%的均匀塑性变形，且不发生缩颈现象的特性。 第4篇 相图—热力学篇
4.1、相律的表达式为：f=C-P+1 应用举例：纯金属最多只有两相平衡；二元系则存在三相平衡，此时自由度等于零。 4.3 单元系相变的热力学及相平衡:单组分体系的相律为:f = C-P+ 2 =1- P + 2 =3- P 单组分平衡体系最多能3相共存。
一个纯物质可以有许多不同的相态。例如炭：气相、液相、固相 (无定形碳、石墨、金刚石、富勒烯族(C60)。但碳的相图中最多只能三相共存,不可能四相共存.
4.3 结晶的三个基本条件:金属结晶的基本过程:金属材料均需经历L→S的过程;如：冶炼、铸造、焊接。对后续加工的工艺性能的影响；如：轧制、锻压、热处理。对材料的组织与性能有决定性的作用；目的：控制材料的结晶过程与组织。 一、过冷：ΔT = Tm - Ts — 过冷度 与金属种类、纯度、冷却速度有关。V冷↑，ΔT↑。 平衡冷却：当V冷极小时,ΔT=0.02℃，可将Ts近似为Tm。结晶平台：结晶潜热 = 散热
凝固的微观过程：L→S过程包括：形核和长大，即新相核心的形成，核心长大成晶体直至晶体相遇。形核和长大交替进行。 获得大小不等的多晶组织，位向不同。只有一个晶核时形成单晶。
讨论：① T > Tm , ΔG > 0，液相稳定，不能结晶。② T＝Tm , ΔG = 0，两相平衡，若有新相出现，会产生表面能，ΔG总＝ ΔG ＋ΔG表 > 0，难以结晶。③T＜Tm , ΔG ＜ 0，ΔG为结晶驱动力，自发结晶。过冷为金属结晶的必要条件。 大分子结构的高分子和无机材料，因SL与SS相差很小，即使在很大的过冷度下，也难以获得足够的相变驱动力，因此难以结晶。
二、能量条件 — 能量起伏：就一个区域来讲，由于原子热运动等原因，不断交换着能量，而出现时高时低的局面。从整体来讲，就出现此起彼伏的局面，称为能量起伏。
基本观点：液体金属中，各微区能量大小不同；微区内，通过热运动和热交换，能量时高时低，但总体平衡；各微区能量此起彼伏的局面，称为能量起伏。粘性材料能量起伏较小，能量可沿分子链传递。能量起伏是形核必不可少的条件。
三、结构条件 — 结构起伏（相起伏）：L态与S态配位数和原子间距相差无几，与g态相差很大。金属熔化时体积变化很小，约膨胀3-5%，少数体积收缩。熔化潜热Lm只有气化潜热Lg的1/27，说明熔化时结合键破坏并不严重。结论：液态金属的结构与固态比较接近。
液态金属的结构特点：长程无序，短程有序(有序区结构接近于固态)；有序区不稳定，出现“此起彼伏”的局面；在一定温度下，宏观上有序区的大小和数量处于动态平衡。这种有序区称为结构起伏或相起伏，也称为晶胚。当T 形核：形核方式：均匀形核 — 由核胚随机成核 ；非均匀形核 — 依靠外来质点成核 一、均匀形核。 1、热力学分析:在过冷条件下，产生一个半径为“r”的球形核胚，引起体系自由能改变为： 其中：ΔGD — S/L两相自由能之差，ΔGD < 0，相变驱动力；ΔGS — 表面能，ΔGS > 0，相变阻力 。 改写式： 在一定T℃下，ΔGV、σ为定值，所以ΔG为r的函数。 讨论Ⅰ：①当r 讨论Ⅱ：① △T↑,r*↓,形核越多，晶粒细化。②若 不能形核。③ 形核越容易。 形核功等于形成临界晶核表面能的1/3。即形成临界晶核时，体系自由能的下降只补偿了表面能的2/3，还有1/3表面能，需要能量起伏来补偿。 不同材料的形核率：对粘性材料，如玻璃、氧化物陶瓷、高分子，当ΔT小时，△G*大，形核率低。ΔT大时，因Q高，也不容易形成晶体。 对于金属材料，由于其扩散活化能Q低，凝固倾向很大，在达到 很大过冷度之前已凝固完毕，因 此不出现下降部分。 二、非均匀形核。均匀形核的主要障碍是表面能ΔGS的增高，如果液体中有现成的基面，晶胚依附在上面形核，阻力减小，形核容易。讨论：在相同过冷度下，均匀形核与非均匀形核的临界晶核半径相等，∝1/ΔT。K随θ从0o ～ 180o在0 ～ 1之间变化；K≤1。 VC* < V* 所需结构起伏小，ΔGC*< ΔG* 所需能量起伏小，易于形核。 2、非均匀形核率 Nc及其影响因素:由于非均匀形核功较小，所以可在较小的过冷度下获得较高的形核率。 影响因素:与均匀形核相同，ΔT↗、rC*↘、ΔGC*↘、Nc↗。杂质与晶胚结构相似，原子间距相当，则：θ↘、 K↘、 ΔGC* ↘、Nc ↗。杂质质点越多、越细小、表面越粗糙，与液态金属接触面积越大，形核位置越多，Nc↗。过热将使现有质点熔化减少，不利于形核。 4.6 长大:一、晶体长大的条件:从微观来看：原子总是存在相向跃迁。L原子向S表面跃迁 — 凝固, S原子向L跃迁 —— 熔化,在不同温度下以上速度不等。 讨论：L/S界面前沿液相一侧 T > Tm 时，驱动力ΔGS-L > 0 ① 熔解 ②L/S前沿T=Tm时，ΔGS-L = 0， 动态平衡 ③T < Tm时，ΔGS-L < 0， 凝固 结论：晶体长大的条件是L/S界面前沿液相一侧 必须过冷，此过冷度称为动态过冷度 — ΔTK 说明：ΔTK ≈ 0.01～0.05℃，很小形核要求过冷度较大，均：0.2Tm, 非：0.02Tm；以上G只考虑了动力学因素，此外还要受L/S界面结构和温度梯度的影响。 讨论：对于一定的材料α为定值，∴ △GS/NkTm随x而变化，取不同的α值作图： ①α<2的材料：曲线单调下垂，x = 0.5界面能最低，粗糙.(金属材料)②α>2的材料:两端出现低点,光滑。（半金属和非金属） 钢中氮化物α>2 ，光滑界面，呈晶形；氧化物、硫化物和硅酸盐α<2，粗糙界面，非晶形。 三、晶体长大的机制:晶体的长大方式分为：垂直长大和横向长大 1、垂直长大方式（连续长大）: 对于理想的粗糙界面，为了维持晶体在生长过程中界面处于稳定状态，液相原子将随机地垂 直进入L/S界面，使晶体连续地垂直界面生长。 2、横向长大方式:对于光滑界面结构：为了维持晶体在长大过程中，平面界面结构不至于破坏，需以二维晶核和螺型位错长大机制。对于二维晶核长大，首先需要在光滑的二维平面上形核，然后核心横扫长大。形核是整个过程的控制环节，需一定过冷度。因此，长大速度直接取决于形核速度。 对于螺型位错长大，主要取决于螺位错数目，它与△Tk成正比。 四、晶体长大的形态。晶体长大的形态一方面决定于L/S界面结构，另一方面还受L/S界面前沿液相一侧温度梯度的影响。 2、dT/dx>0时晶体生长形态。①粗糙界面 ：L/S界面向前推移，若有偶然的凸出，其前沿△Tk下降，G↓，其余部分将赶上来，凸出部分消失。界面将垂直于散热方向平面推移。②光滑界面：光滑界面材料，有严格保持晶体学特征的倾向，由于密排面能量最低，L/S界面将尽量保持密排面。当密排面与散热方向不垂直时，将以锯齿状界面向前推移。 3、dT/dx<0时的晶体生长形态。在负的温度梯度下，L/S界面一旦有偶然的凸起，其前沿△Tk↑，G↑，结果形成伸向液体的结晶轴，其上还可生成二次、三次晶轴。— 树枝晶 4.7 凝固动力学及晶粒大小的控制。一、金属凝固动力学：液体金属过冷至Tm以下，经孕育期后，结晶开始，速度逐渐增大，到50﹪时达最大值，然后减缓。提高过冷度，可以使整个过程加快。 二、晶粒大小的控制。在一般凝固条件下，提高△T，可使晶粒细化。 三、细化晶粒的途径：① 提高过冷度。② 加入有效形核剂，作为非均匀形核的核心。③ 用机械、电磁或超声波振动，使晶核破碎成多个核心。④ 合金化,降低L/S界面能，提高N,阻碍原子远程扩散,降低G。 3、应用实例：①单晶制备：利用形核需较大过冷度，控制形核（超纯、小过冷度）。a.尖端形核法。b.直拉法 c.区熔法 定向凝固：生产单一方向柱状晶零件，如蜗轮叶片，受力好。②非晶态合金：（金属玻璃），高速凝固，将液态金属结构强制固定到室温。a.电铸法：从溶液中沉积。如非晶态镍。b.离心急冷法：液态金属连续喷射到高速旋转的冷却圆筒内壁。c.轧制急冷法：微晶态合金：— 喷雾急冷制粉 + 冷热挤压成型。制备超细晶粒的合金，μm或nm级，具有高强、高硬、超塑性。
