影响晶粒正常长大的因素
晶粒长大
晶粒长大晶粒长大的驱动力是晶界能的下降,即长大前后的界面能差值。
一、晶粒的正常长大1.定义：指晶体中有许多晶粒获得长大条件，晶粒的长大是连续地，均匀地进行，晶粒长大过程中晶粒的尺寸是比较均匀的，晶粒平均尺寸的增大也是连续的。
2.晶粒长大的方式（1）弯曲的晶界总是趋向于平直化，即向曲率中心移动以减少界面积，同时，大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率。
当晶界为三维空间的任意曲面时，作用在单位界面上的力P为：P：晶界迁移的驱动力：晶界单位面积的界面能R1、R2：曲面的两个主曲率半径如果空间曲面为球面时，R1=R2 ，即：晶界迁移的驱动力与其曲率半径R成反比，与界面能成正比。
（2）晶界总是向角度较锐的晶粒方向移动，力图使三个夹角都等于120度。
，当界面张力平衡时：因为大角度晶界TA=TB=TC，而A+B+C=360度∴A=B=C=120度在二维坐标中，晶界边数少于6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失，而边数大于6的晶粒，晶界向内凹进，逐渐长大，当晶粒的边数为6时，处于稳定状态。
在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。
3．影响晶粒长大（即晶界迁移率）的因素（1）温度温度越高，晶粒长大速度越快，晶粒越粗大G：晶界迁移速度G0：常数QG：晶界迁移的激活能（2）第二相晶粒长大的极限半径K：常数r：第二相质点半径f：第二相的体积分数∴第二相质点的数量越多，颗粒越小，则阻碍晶粒长大的能力越强。
设第二相颗粒为球形，对晶界的阻力为F，与驱动力平衡（1）α角只取决于第二相颗粒与晶粒间的表面张力，可看作恒定值，现将（1）式对φ求极大值，令，可得：（2）假设在单位面积的晶界面上有NS个第二相颗粒，其半径都为r，则总阻力（3）设单位体积中有NV个质点，其体积分数为f（4）（5）取单位晶界面积两侧厚度皆为r的正方体，所有中心位于这个1×1×2r体积内半径为r的第二相颗粒，都将与这部分晶界交截，单位面积晶界将与1×1×2r×NV个晶粒交截。
掺杂后晶粒长大的原因
掺杂后晶粒长大的原因主要有以下方面：
1.杂质的分布和浓度：杂质在基体中的分布和浓度对晶粒长大有
重要影响。
杂质原子可能阻碍晶界迁移，从而抑制晶粒长大。
然而，当杂质浓度过高时，杂质原子之间的相互作用可能减弱
对晶界迁移的阻碍作用，导致晶粒长大加速。
2.杂质与基体的相互作用：杂质原子与基体原子之间的相互作用
也会影响晶粒长大。
如果杂质原子与基体原子之间的结合力较
弱，杂质原子容易在晶界处聚集，从而阻碍晶界迁移。
相反，
如果杂质原子与基体原子之间的结合力较强，杂质原子可能更
均匀地分布在基体中，对晶界迁移的影响较小。
3.温度：温度是影响晶粒长大的重要因素之一。
随着温度的升高，
原子热运动加剧，晶界迁移速度加快，导致晶粒长大。
掺杂后，
杂质原子可能对晶界迁移的激活能产生影响，从而改变晶粒长
大的温度依赖性。
4.应力和应变：在材料制备和加工过程中产生的应力和应变也可
能影响晶粒长大。
应力和应变可能导致晶界迁移速度的变化，
从而影响晶粒大小。
掺杂杂质原子可能改变材料的应力-应变行
为，进而影响晶粒长大。
总之，掺杂后晶粒长大的原因涉及多个方面，包括杂质的分布和浓度、杂质与基体的相互作用、温度以及应力和应变等。
这些因素相互作用，共同影响晶粒长大的过程。
影响晶粒正常长大的因素
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图7-38为铝在400º C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。
• 7.4.3 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。
• 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。
al元素对晶粒长大的影响
al元素对晶粒长大的影响铝（Al）是一种常见的金属元素，在晶粒生长中起着重要的作用。
它对晶粒的长大具有多个方面的影响，包括晶界能的改变、晶界迁移速率的变化、晶粒生长形貌的调节等。
下面将详细介绍Al元素对晶粒长大的影响。
首先，Al元素可以通过改变晶界能来影响晶粒的长大。
晶界能是晶粒长大的核心参数，它决定了晶界迁移速率和晶粒尺寸的稳定状态。
研究表明，添加Al元素可以降低合金的晶界能，从而增加晶界迁移速率，促进晶粒的长大。
这主要是由于Al元素与金属基体中的原子之间发生了相互作用，导致了晶界的能量降低。
其次，Al元素还可以调节晶粒生长形貌。
晶粒生长形貌是晶粒长大过程中晶界形貌的一种表现形式，它直接影响着晶粒的形态、尺寸和结构。
研究发现，添加Al元素可以改变晶界的纹理，使晶粒形成更加有序的排列方式。
这种有序排列的晶粒形貌对晶粒长大具有积极的影响，可以提高晶界的迁移速率，促进晶粒的长大。
此外，Al元素还可以通过影响晶界迁移速率来影响晶粒的长大。
晶界迁移速率是晶粒长大的速度决定因素，它与晶界能、晶界饱和度等参数密切相关。
研究发现，添加Al元素可以增加晶界的迁移速率，从而促进晶粒的长大。
这主要是由于Al元素的加入降低了晶界的能量和阻力，使晶界的迁移速率增加，从而加快了晶粒的长大速度。
除了以上几点，Al元素还可以通过影响晶体的凝固过程来影响晶粒的长大。
晶体的凝固过程是晶粒形成和长大的关键环节，它直接决定了晶界的形成和晶粒的结构。
研究发现，添加Al元素可以降低晶体的凝固温度，提高晶体的凝固速率，从而促进晶粒的形成和长大。
综上所述，Al元素对晶粒长大具有多个方面的影响。
它通过改变晶界能、调节晶粒生长形貌、影响晶界迁移速率和晶体的凝固过程等途径，促进了晶粒的长大。
这些发现对于深入理解晶粒长大机制、调控晶粒尺寸和结构具有重要的意义，也为合金材料的设计和制备提供了理论依据。
影响晶粒正常长大的因素课件
材料组织设计的新思路和新方法的发展
材料组织设计新思路
研究晶粒长大现象，可以发现新的组织设计思路和方法，以获得更加优异的材 料性能。例如，通过控制晶粒形状、大小和分布，可以设计出具有更高强度和 韧性的合金材料。
新方法的发展
研究晶粒长大机制和规律，可以推动和发展新的材料制备方法和工艺技术，以 获得更加精细、高性能的材料组织结构。例如，通过采用先进的合金设计和制 备技术，可以制造出具有纳米级晶粒结构的合金材料。
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晶界能
晶界两侧的晶体结构不同，导致界面两侧的 原子间距不同，从而产生界面能。
曲率效应
曲率半径越小，界面能越高，晶粒长大越容 易。
晶体结构的变化
晶胞体积增大
随着晶粒长大，晶胞的体积逐渐增大，导致晶体内部原子间的距 离增加。
原子排列有序性增加
在晶粒长大过程中，原子逐渐按照一定的规律排列，形成更加有序 的晶体结构。
晶粒长大过程中的组织演变
晶粒定义
晶粒是指晶体材料内部结构单元 的集合，是晶体材料的基本结构
单元。
晶粒长大过程
在结晶过程中，晶核形成后，原 子逐渐向周围扩散，使晶核逐渐
长大，直到形成完整的晶体。
组织演变
随着晶粒的长大，材料内部的晶 界、相界等组织结构也在不断演 变，晶粒形状和分布也在发生变
化，进而影响材料的性能。
温度与压力的控制
总结词
温度和压力是晶粒长大过程的重要控制因素。
详细描述
温度和压力可以影响晶粒的形核和长大速率。 在高温和高压条件下，晶粒容易长大，而在 低温低压条件下，晶粒难以长大。因此，在 生产过程中，可以通过控制温度和压力来控
制晶粒的尺寸。
溶质浓度的控制
高中化学控制晶体生长的方法
高中化学控制晶体生长的方法
高中化学中控制晶体生长的方法主要有以下几种：
1. 温度控制：温度是影响晶粒长大的主要因素之一。
晶粒长大通常在高温下发生，因此通过控制温度可以有效抑制晶粒长大。
一种常用的方法是采用温度梯度结晶，即在结晶过程中设置温度梯度，使晶粒在温度梯度的作用下得以控制生长，从而抑制晶粒长大。
2. 添加抑制剂：添加抑制剂是另一种常见的抑制晶粒长大的方法。
抑制剂可以通过与晶体表面发生化学反应，改变晶体表面能，从而减缓晶粒的生长速度。
例如，在金属材料的制备过程中，常用的抑制剂有钛、锆等元素，它们可以与晶体表面发生反应形成稳定的化合物，从而抑制晶粒长大。
3. 溶液方法：溶液方法是通过变化溶液的成分、浓度、pH值等来控制晶体的形态。
在溶液中添加一定的添加剂可以改变溶液中晶体生长的速率和方向，从而影响晶体的形态。
例如，在金属晶体的生长过程中，通过调节金属盐的浓度、酸度和温度等条件，可以控制晶体的形貌。
4. 模板方法：模板方法是利用一个具有特定形状和大小的模板来引导晶体的生长，使晶体的形态与模板一致。
这种方法通常用于制备具有特定形状和结构的晶体材料。
总的来说，高中化学中控制晶体生长的方法主要通过改变温度、添加抑制剂、变化溶液成分、使用模板等手段来控制晶体生长的过程，从而实现对其形态和结构的控制。
4-晶粒长大
§ 4晶粒长大晶粒长大的驱动力是晶界能的下降，即长大前后的界面能差值。
一、晶粒的正常长大1.定义：指晶体中有许多晶粒获得长大条件，晶粒的长大是连续地，均匀地进行，晶粒长大过程中晶粒的尺寸是比较均匀的，晶粒平均尺寸的增大也是连续的。
2.晶粒长大的方式(1)弯曲的晶界总是趋向于平直化，即向曲率中心移动以减少界面积，同时，大角度晶界的迁移率总是大于小角度晶界的迁移率。
当晶界为三维空间的任意曲面时，作用在单位界面上的力P:晶界迁移的驱动力疗：晶界单位面积的界面能R1、R2:曲面的两个主曲率半径如果空间曲面为球面时，R1=R2，即:晶界迁移的驱动力与其曲率半径P为:R成反比，与界面能成正比。
(2)晶界总是向角度较锐的晶粒方向移动, 力图使三个夹角都等于120度。
® A闘爲鼻商世率中心若向于平J化在三维坐标中，晶粒长大最后稳定的形状是正十四面体。
3 .影响晶粒长大(即晶界迁移率)的因素(1)温度 温度越高，晶粒长大速度越快，晶粒越粗大RT}G:晶界迁移速度G0:常数QG 晶界迁移的激活能(2) 第二相晶粒长大的极限半径K :常数 r :第二相质点半径 f ：第二相的体积分数当界面张力平衡时: 因为大角度晶界 在二维坐标中，晶界边数少于数大于6的晶粒，晶界 向内凹进，逐渐长大，当晶粒的边数为TA=TB=TC 而 A+B+C=360度 /• A=B=C=120度6的晶粒，其晶界向外凸出，必然逐渐缩小，甚至消失，而边6时，处于稳定状态。
1■兀■兀Sin B sm C7，• •第二相质点的数量越多，颗粒越小，则阻碍晶粒长大的能力越强。
设第二相颗粒为球形，对晶界的阻力为 F ,与驱动力平衡F = Z TT cos(^-<7-cospO°-/J)6C0妙—妙 (1) a 角只取决于第二相颗粒与晶粒间的表面张力，可看作恒定值，现将（ 竺0令却 ，可得： 盂+ （2）F 住=叫TP （1 + COE 氐） （3） 设单位体积中有NV 个质点，其体积分数为f4=一曲3 (5)的正方体，所有中心位于这个 1 X 1 X 2r 体积内半径为r 的第二相颗分晶界交截，单位面积晶界将与1 X 1X 2r X NV 个晶粒交截。
晶粒粗大的原因
晶粒粗大的原因
晶粒粗大的原因主要有以下几点：
1. 加热温度过高或保温时间过长：当加热温度过高或保温时间过长时，原子扩散能力和晶界迁移能力增强，导致晶粒异常长大。
2. 变形程度不足：在金属塑性变形过程中，如果变形程度不足，晶粒破碎不够充分，会导致晶粒粗大。
3. 杂质元素的影响：某些杂质元素，如硫、磷等，在钢中会形成低熔点共晶，导致晶界弱化，从而促进晶粒的长大。
4. 合金元素的影响：一些合金元素，如铬、镍等，可以提高钢的淬透性，但同时也可能促进晶粒的长大。
5. 冷却速度过慢：在金属凝固过程中，如果冷却速度过慢，会导致晶粒有足够的时间长大，从而形成粗大的晶粒。
为了控制晶粒的长大，可以采取以下措施：
1. 适当降低加热温度和缩短保温时间：通过控制加热温度和保温时间，可以抑制原子扩散和晶界迁移，从而控制晶粒的长大。
2. 提高变形程度：通过增加变形程度，使晶粒破碎更充分，有利于细化晶粒。
3. 减少杂质元素含量：通过精炼、除杂等措施，降低钢中杂质元素
的含量，减少低熔点共晶的形成，从而抑制晶粒的长大。
4. 合理选择合金元素：在选择合金元素时，要综合考虑其对钢的淬透性、强度和韧性的影响，避免选择易促进晶粒长大的元素。
5. 提高冷却速度：通过优化冷却工艺，提高金属的冷却速度，使晶粒在凝固过程中没有足够的时间长大，从而细化晶粒。
以上措施的具体应用需根据具体情况而定，例如对于不同的金属材料、不同的加工工艺和不同的使用场景，可能需要采取不同的措施来控制晶粒的长大。
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• 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。
300º C 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200º C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300º C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。
• Fe-Si(wSi=0.03)合金在800º C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0.1μm), • 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=2σ /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。
• 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。
• 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。
Fe-Si合金中MnS粒子限 制晶粒长大的显微照片
• 由Fmax=3φσ /2r = 2σ /Rm, 可得： • Rm=4r/3φ (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。
• 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
• 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。
• 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Ｔ越高，Ｄ 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φ ，晶界表面张力为σ ，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=3φσ /2r (7-16)
• 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。
• 图7-28： 200º C和300º C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。
• (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。
• 当变形温度一定时，应变速率ε越大，达到 稳定的应力和应变也越大；当ε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7-32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 930º C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 930º C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。
• 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。
• (2) 退火孪晶：Cu, Ni, α黄铜，γ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 • α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。
• (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300º C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。
• • • • • • • •
图7-38为铝在400º C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。