鋼的回復、再結晶與控扎控冷30%變形50％變形70％變形鋼的冷變形組織(1)纖維組織形成隨著金屬外形的變化，其內部晶粒的形狀也發(fā)生相應的變化。當變形量很大時，晶界變得模糊不清，各晶粒難以分辨，呈現出一片纖維狀的條紋，稱為纖維組織。纖維組織使金屬的性能具有明顯的方向性，其縱向強度和塑性高于橫向。(2)亞結構的細化

實際晶體中各晶粒內存在著許多尺寸很小、位向差也很小的亞結構，塑性變形前，鑄態(tài)金屬的亞結構約為102μm，塑性變形后，亞結構直徑將細化到1~10-2μm。

變形晶粒由許多胞塊組成，這種亞結構稱為形變亞晶或形變胞。各胞塊之間存在著微小的位向差，不超過2°，胞壁堆積有大量的位錯，而胞內體積中位錯密度很低，約為胞壁的1/4，胞壁的厚度約為胞塊的1/5。

50％變形30％變形70％變形

變形量↑，則胞塊數量↑，尺寸↓，胞塊的位向差↑，且其形狀隨晶粒的形狀改變而變化，均沿著變形方向逐漸拉長。

形變亞結構是在塑性變形過程中形成的，在切應力的作用下位錯源產生的大量位錯沿著滑移面運動時，堆積和交割形成纏結。形變亞結構的出現對滑移過程的進行有巨大的阻礙作用，可使金屬的變形抗力顯著升高，是產生加工硬化的主要原因之一。(3)形成變形織構當變形量很大時，各晶粒的取向會大致趨于一致。這種由于塑性變形的結果而使晶粒具有擇優(yōu)取向的組織叫做變形織構。絲織構：在拉拔時形成，其特征是各晶粒的某一晶向與拉拔方向平行或接近平行。板織構：在軋制時形成，其特征是各晶粒的某一晶面平行或接近平行于軋制平面，而某一晶向平行或接近平行于軋制方向。（4）形成加工硬化

隨著變形程度的增加，金屬的強度、硬度顯著升高，而塑性、韌性顯著下降，這一現象稱為加工硬化。產生加工硬化的原因，目前普遍認為與位錯的運動和交互作用有關，隨著塑性變形的進行，位錯的密度不斷增加，因此，位錯運動時相互交割加劇，產生位錯塞積群、割階、纏結網等障礙，阻礙位錯的進一步運動，引起變形抗力增加，因此提高了金屬強度。（5）形成三類內應力

金屬在塑性變形過程中外力所作的功大部分轉變?yōu)闊崮?，一小部分（~10%）保留在金屬內部，形成殘余應力和點陣畸變。

宏觀內應力（第一類內應力）由金屬工件或材料各部分間的宏觀變形不均勻而引起的，其平衡范圍是物體的整個體積。如冷拉圓鋼，由于外圓變形小，中間變形大，所以表面受拉應力，心部受壓應力。

微觀內應力（第二類內應力）由各晶粒或各亞晶粒之間的變形不均勻而產生的，其平衡范圍是幾個晶粒或幾個亞晶。

點陣畸變（第三類內應力）由金屬在塑性變形中產生大量點陣缺陷（如位錯、空位、間隙原子等），使點陣中的一部分原子偏離其平衡位置，而造成的晶格畸變。其作用范圍更小，在幾十至幾百納米范圍內，它使金屬的強度、硬度升高，而塑性和抗腐蝕性下降。變形金屬所吸收的能量的絕大部分（80~90%）消耗于點陣畸變。金屬的變形狀態(tài)與穩(wěn)定性

金屬在塑性變形時消耗大量的能量，其中絕大部分轉變成熱而散失，一小部分（百分之幾至百分之十幾）以增加晶體缺陷所引起的畸變能和由于變形不均勻所引起的彈性應變能的形式儲存于金屬內部，稱為儲存能。由于儲存能的存在，使塑性變形后的金屬材料的自由能升高，使其在熱力學上處于不穩(wěn)定的亞穩(wěn)狀態(tài)，它們有自發(fā)地恢復到變形前低自由能、穩(wěn)定狀態(tài)的趨勢。在常溫下，由于原子的活動能力很小，原子的擴散速度太慢，這種變化極為緩慢。如果溫度升高，金屬原子具有足夠的活動能力，冷變形金屬就會由亞穩(wěn)狀態(tài)向穩(wěn)定狀態(tài)轉變，從而引起一系列組織和性能的變化，儲存能就是這一系列變化的驅動力。形變金屬在退火過程中顯微組織的變化回復，再結晶，晶粒長大過程示意圖變形金屬在退火過程中的性能變化回復階段再結晶階段內應力第一類內應力消除，第二、三類內應力部分消除第一、二、三類內應力完全消除強度、硬度略有下降顯著下降塑性略有提高大大提高電阻顯著變化顯著變化

回復:指經冷塑性變形的金屬在加熱時，在光學顯微組織發(fā)生改變以前（即再結晶晶粒形成以前）所產生的某些亞結構和性能的變化過程。

將冷變形金屬加熱到不高的溫度，變形金屬的顯微組織無顯著變化（晶粒仍保持纖維狀或扁平狀的變形組織），此時，金屬的機械性能（強度、硬度、塑性）變化不大，但某些物理、化學性能發(fā)生明顯變化，如電阻顯著減小，抗應力腐蝕能力提高，第一類內應力基本消除。

在回復初期，變化較大，隨后就逐漸變慢，當達到一個極限值后，回復也就停止了。在每一個溫度，回復的程度大多有一個極限值，溫度越高，這個極限值越大，同時達到這個極限值所需的時間越短。達到極限值后，進一步延長退火時間，沒有多大實際意義?；貜蛣恿W回復的程度是溫度和時間的函數，溫度越高，回復的程度越大；當溫度一定時，回復的程度隨時間的延長而逐漸增加。經拉伸變形的純鐵在不同溫度退火時屈服強度的回復動力學曲線回復機理回復是點缺陷和位錯在加熱時發(fā)生運動，從而改變它們的組態(tài)分布和數量的過程。回復階段要發(fā)生以下組織變化：點缺陷及點缺陷群的消除在低溫加熱時，點缺陷主要是空位比較容易移動，它們可以移至晶界或位錯處而消失，也可以聚合起來形成空位對、空位群，還可以和間隙原子作用而消失，結果使點缺陷密度明顯下降。點缺陷變化對電阻率較敏感，而對機械性能不敏感，故電阻率顯著下降，而機械性能不變化。位錯的相消和重新排列當加熱溫度較高時，不僅原子有很大的活動能力，而且位錯也開始運動。處于同一滑移面上的異號位錯可以相互吸引而抵消，使位錯密度降低，纏結中的位錯也可以重新組合，亞晶粒也會長大。多邊化或亞晶的形成和長大當加熱溫度更高時，位錯不僅可以滑移，而且可以攀移（位錯沿垂直滑移面的方向運動），分布于滑移面上的同號刃型位錯互相排斥，并按照某種規(guī)律沿垂直于滑移面的方向排列成位錯墻，構成小角亞晶界，在變形晶粒中形成許多較完整的小晶塊，稱為回復亞晶，這一過程稱為多邊化。

多邊化過程實質上是位錯從高能態(tài)的混亂排列向低能態(tài)的規(guī)則排列移動的過程。冷變形狀態(tài)0.1h回復50h回復300h回復回復過程中亞結構的變化abcd

當冷變形金屬的加熱溫度高于回復溫度時，在變形組織的基體上產生新的無畸變的晶核，并迅速長大形成等軸晶粒，逐漸取代變形組織，性能也發(fā)生了明顯的變化，并恢復到完全軟化狀態(tài)，這個過程稱為再結晶。再結晶的驅動力也是冷變形產生的儲存能。強度、硬度顯著下降，塑性和韌性顯著提高，內應力、加工硬化狀態(tài)消除，金屬又重新復原到冷變形之前的狀態(tài)（1）

再結晶晶核的形成與長大

再結晶時通常是在變形金屬的能量較高的區(qū)域（如晶界、孿晶界、夾雜物周圍）優(yōu)先形核。亞晶長大形核機制

在大變形度下發(fā)生，有兩種可能：

亞晶移動形核。靠某局部位錯密度高的亞晶界移動，吞并相鄰變形基體和亞晶而成長為晶核。

亞晶合并形核。相鄰亞晶粒某邊界上位錯攀移和滑移到周圍晶界或亞晶界，使原亞晶界消失，經原子擴散和調整，導致兩個或更多亞晶粒取向一致，合并成大晶粒，構成大角度晶界，所包圍的無畸變晶體成為晶核。晶界突出形核機制多發(fā)生在變形度較小的金屬中，又稱凸出形核。由于變形度小，故金屬的變形很不均勻，回復后，亞晶粒大小也不同。再結晶時，大角度晶界中某一段就會向亞晶粒細小，位錯密度高的一側弓出，所掃過的區(qū)域位錯密度下降，稱為無畸變的晶體，即成為再結晶晶核。再結晶晶核的長大再結晶核心無論以何種方式形成，都可借助大角度晶界向畸變區(qū)移動而長大，晶核長大時，驅動力為無畸變的新晶粒與周圍基體的畸變能差。變形晶粒完全被新生的、無畸變的再結晶晶粒所取代時，再結晶結束，此時的晶粒大小為再結晶的初始晶粒。

（2）再結晶溫度及影響因素再結晶溫度：經大量變形（變形度>70%）的金屬，在約1h保溫時間內，能夠完成再結晶（再結晶體積分數>95%）的最低加熱溫度。再結晶前后晶格類型不變，化學成分不變，所以再結晶過程不是相變，再結晶溫度不是一個物理常數，而是一個溫度范圍。

大量實驗統(tǒng)計結果表明，工業(yè)純金屬再結晶開始溫度（T再）與其熔點之間存在如下近似關系：T再=(0.25~0.4)Tm影響再結晶溫度的因素:變形程度冷變形程度↑，儲存能↑，再結晶的驅動力↑，再結晶溫度↓。當變形增加到一定值后，再結晶溫度趨于一穩(wěn)定值。金屬的純度金屬的純度↑，再結晶溫度↓。金屬中的微量雜質或合金元素，特別是高熔點元素，會阻礙原子的擴散、位錯運動或晶界遷移，因此能顯著提高金屬的再結晶溫度。原始晶粒尺寸原始晶粒↓，再結晶溫度↓。由于細晶粒金屬的變形抗力較大，冷變形后的金屬儲存能較高。加熱時間和加熱速度加熱保溫時間↑，原子擴散移動越充分，越有利于再結晶晶粒的形核和生長，使再結晶溫度↓

。因再結晶過程需要一定的時間來完成，所以加熱速度↑會使再結晶溫度↑

；若加熱速度↓

↓

，變形金屬在再結晶之前產生回復，使儲存能降低，再結晶驅動力減小，也會使再結晶溫度↑

。（3）再結晶晶粒大小的控制

再結晶后，金屬性能發(fā)生重大變化，但并不意味與變形前的金屬完全相同。金屬性能主要決定于再結晶晶粒大小→G/N。變形量很小時，儲存能也很小，不足以引起再結晶，晶粒度不會改變。當變形量達到某一數值（2~10%）時，再結晶的晶粒特別粗大，此變形量稱為臨界變形量。此時變形量較小，N較低，G/N值較大。

變形量大于臨界變形量后，晶粒逐漸細化，變形量越大，晶粒越細小。隨變形量的↑，儲存能↑，N和G都↑，但N的增加大于G的增加。當變形量達到一定程度后，再結晶晶粒大小基本保持不變。

對于某些金屬和合金，當變形度相當大時，再結晶晶粒又會重新出現粗化現象，這是二次再結晶造成的。ａ．變形程度ｂ．原始晶粒尺寸金屬的原始晶粒尺寸↓，晶界面積↑，再結晶的形核率↑，再結晶后的晶粒尺寸↓。ｃ．雜質與合金元素金屬中的雜質與合金元素一方面增加變形金屬的儲存能，另一方面障礙晶界的移動，起到細化晶粒的作用。ｄ．變形溫度變形溫度↑，回復程度↑，變形金屬的儲存能↓，再結晶晶?！?。ｅ．退火溫度退火溫度↑，再結晶晶粒尺寸↑。熱形變過程中奧氏體的再結晶行為

當鋼在高溫奧氏體狀態(tài)下形變時，其流變應力先升高到最大，然后降低到恒定狀態(tài)。在應力峰左側的應變范圍內，動態(tài)回復在起作用；而在恒定狀態(tài)范圍內，則是動態(tài)再結晶在起作用。應力——應變曲線三種靜態(tài)復原過程：即靜態(tài)回復、靜態(tài)再結晶和亞動態(tài)(準動態(tài))再結晶。應變的軟化面積對每種機理的貢獻的依存關系l-靜態(tài)回復；2-準動態(tài)再結晶；3-經典再結晶(靜態(tài))

發(fā)生動態(tài)再結晶所必需的最低形變量稱為動態(tài)再結晶的臨界形變量，以εc表示。εc幾乎與真應力-真應變曲線上應力峰值所對應的應變量εp相等，精確地講εc≈0.83εp，εp的大小與鋼的奧氏體成分和形變條件(形變溫度、形變速度)有關。

εt是達到穩(wěn)態(tài)時的應變量。由動態(tài)再結晶產生核心到全部完成一輪再結晶所需要的形變量用εr表示，εr可能大于εc，也可能小于εc

。再結晶的三個階段第一階段：隨著形變量增加形變抗力增加，直到達到最大值。

金屬發(fā)生塑性形變，位錯密度ρ不斷增加，從原始退火狀態(tài)時的108～109/mm2達到屈服極限時的109～1010/mm2，以后隨著形變量增大位錯密度繼續(xù)增加，這就是材料的加工硬化，造成形變應力不斷增加達到峰值。另一方面，材料在高溫下形變中產生的位錯能夠在熱加工過程中通過交滑移和攀移等方式運動，使部分位錯消失，部分重新排列，造成奧氏體的回復。當位錯重新排列發(fā)展到一定程度，形成清晰的亞晶界，稱為動態(tài)多邊形化。奧氏體的動態(tài)回復和動態(tài)多邊形化都使材料軟化。由于位錯的消失速度與位錯密度絕對值有關。因此當形變量逐漸增大時，位錯密度也增大，位錯消失速度也隨之增大，反映在真應力－真應變曲線上隨著形變量加大，加工硬化速度減弱，但是總的趨向在第一階段加工硬化還是超過動態(tài)軟化；因此隨形變量增加形變應力還是不斷增加的。第二階段：動態(tài)軟化抵消不了加工硬化，隨著形變量的增加金屬內部畸變能不斷升高，畸變能達到一定程度后在奧氏體中將發(fā)生另一種轉變——動態(tài)再結晶。動態(tài)再結晶的發(fā)生與發(fā)展使更多的位錯消失，材料的形變應力很快下降。隨著形變的繼續(xù)進行，在熱加工過程中不斷形成再結晶核心并繼續(xù)成長直到完成一輪再結晶，形變應力降到最低值。從動態(tài)再結晶開始，形變應力開始下降，直到一輪再結晶全部完成并與加工硬化相平衡，形變應力不再下降為止，形成了真應力－真應變曲線的第二階段。動態(tài)再結晶是在熱形變過程中發(fā)展的，即在動態(tài)再結晶形核長大的同時持續(xù)進行形變的，這樣由再結晶形成的新晶粒又發(fā)生了形變，產生了加工硬化，富集了新的位錯，并且開始了新的軟化過程(動態(tài)回復甚至動態(tài)再結晶)。因此就整個奧氏體來說，任一時刻在金屬內部總存在著形變量由零到εc的一系列晶粒，也就是說動態(tài)再結晶的發(fā)生就奧氏體的整體來看并不能完全消除全部的加工硬化。反映在真應力－真應變曲線上，就是在發(fā)生了動態(tài)再結晶后，金屬材料的形變應力仍然高于原始狀態(tài)(即退火狀態(tài))的形變應力。第三階段（Ａ）：當第一輪動態(tài)再結晶完成以后，應力達到穩(wěn)定值，形變量雖不斷增加而應力基本不變，呈穩(wěn)態(tài)形變。

當εc<εr時發(fā)生連續(xù)動態(tài)再結晶。動態(tài)再結晶發(fā)生后，隨著形變的繼續(xù)，一方面再結晶繼續(xù)發(fā)展，另一方面已發(fā)生動態(tài)再結晶的晶粒又承受新的形變，這兩個過程同時在進行著；由于εc<εr，所以在奧氏體晶粒全部進行完第一輪再結晶之前，已經動態(tài)再結晶晶粒內就達到了εc的形變量，開始發(fā)生第二輪的動態(tài)再結晶。

奧氏體內幾輪的動態(tài)再結晶同時發(fā)生，每一輪的動態(tài)再結晶又同時處在形變的不同階段：有的剛開始，有的接近結束。奧氏體內部各個晶粒的形變量不同，有的是零，有的接近εc，其結果反映出一個平均近似不變的應力值。第三階段（B)：當第一輪動態(tài)再結晶完成以后，應力出現波浪式變化，呈非穩(wěn)態(tài)形變。

當εc>εr時發(fā)生不連續(xù)動態(tài)再結晶。由于εr較小，一旦動態(tài)再結晶發(fā)生后不需要太大的形變量，奧氏體就全部完成了第一輪動態(tài)再結晶。由于εc>εr，當第一輪再結晶全部完成時已再結晶的晶粒內新承受的形變量都還達不到εc，因而還不能立即發(fā)生第二輪動態(tài)再結晶，只有再繼續(xù)形變使晶粒內的形變量達到εc，第二輪動態(tài)再結晶才開始發(fā)生。

在兩輪再結晶之間，由于動態(tài)回復抵消不了加工硬化，應力值就要上升，因此真應力－真應變曲線上出現波浪形式，這種情況下動態(tài)再結晶是間斷進行的。工藝參數(形變溫度T和形變速度?)對εc、εr，都有影響，只是T、?對εr的影響比對εc的影響大。

當T高或者?低時，εc>εr，出現非穩(wěn)態(tài)形變，不連續(xù)動態(tài)再結晶；而當T低或者?高時，εc>εr，出現穩(wěn)態(tài)形變，連續(xù)動態(tài)再結晶。應力——應變曲線的最大應力值σp(或恒應變應力值)、形變速度?、形變溫度T之間符合以下關系：?=Aσnｅxp(-Q／RT)式中A—常數；n—應力指數；Q—形變活化能；R—氣體常數；T—絕對溫度。動態(tài)再結晶發(fā)生時，n為4～6，大多數為6。Q大體等于自擴散激活能。當Q不依賴于應力、溫度時，σp(或σs)可用Zener-Hollomon因子Z來表示：Z=?exp(Q／RT)=Aσn

式中Z為溫度補償形變速率因子，可表示?和T的各種組合，是一個使用方便的因子。當形變溫度愈低、形變速率?愈大時，Z值變大，即σp

、σs大，動態(tài)再結晶開始的形變量εc和動態(tài)再結晶完成的形變量εs也變大，也就是說需要一個較大的形變量才能發(fā)生再結晶。再結晶發(fā)生的條件

當Z一定時，隨著加工程度ε的增大，材料組織發(fā)生由動態(tài)回復→部分動態(tài)再結晶→完全動態(tài)再結晶的變化。當加工程度ε一定時，隨著Z的變大，材料組織發(fā)生由完全動態(tài)再結晶→部分動態(tài)再結晶→動態(tài)回復的變化。也就是說ε一定時，在某一Z值以上得不到動態(tài)再結晶組織，這個Z值就為Z的上臨界值Zc。應該指出，Zc值是隨加工程度ε而變的，ε愈大Zc愈大，即在較大的Z值下也能產生動態(tài)再結晶。因此動態(tài)再結晶能否發(fā)生，由Z和ε來決定。試驗用鋼的熱形變奧氏體動態(tài)再結晶圖

Z參數愈小(即形變溫度愈高)，則愈易發(fā)生動態(tài)再結晶，再結晶臨界形變量就愈小。

鈦和鈮具有強烈阻礙動態(tài)再結晶的作用。完全再結晶奧氏體部分再結晶奧氏體加工硬化奧氏體形變溫度對10B21鋼真應力－真應變曲線的影響應變速率0.01s-1時的真應力—真應變曲線10B21鋼0.01s-1變形后的顯微組織800℃825℃850℃875℃900℃950℃1000℃1050℃應變速率對10B21鋼真應力-真應變曲線的影響800℃850℃875℃950℃1000℃1050℃10B21鋼和20鋼熱變形行為對比和硼的作用10B21鋼0.01s-120鋼0.01s-1加硼后其應力應變曲線的峰頂和峰谷應變值增大，如875℃時，20鋼峰值應變0.21，10B21鋼為0.28。相同應變量時，含硼鋼比未含硼鋼的流變應力大，即硼鋼形變抗力大。變形溫度提高，應變值降低。與硼的析出和偏聚量有關。硼使再結晶溫度提高。合金元素對再結晶行為的影響

微合金碳氮化物的析出將強烈阻止再結晶的發(fā)生。

(1)析出物的釘扎機制，因為對于析出物而言，最優(yōu)先的形核位置是晶界和形變引入的位錯，析出的粒子抑制亞晶界遷移，抑制再結晶，析出減少了再結晶的形核位置，延遲了再結晶的發(fā)生；

(2)溶質原子的拖曳效應，即溶質原子對晶界遷移速度的影響。這兩種機制都能較好地解釋析出對再結晶的影響，釘扎的效果占主導地位，加熱時未溶的析出物對再結晶發(fā)生沒有影響，只是對再加熱奧氏體長大有影響。彌散或沉淀粒子平均半徑(

)和晶粒平均半徑(

)之間有下列關系(Zener關系)：

式中φ——彌散粒子的體積分數?？赏茖С龇匠蹋?/p>

這些方程表明，因為粒子尺寸很小，所以釘扎作用對晶界遷移有很大影響。如果平均粒子尺寸相同，體積分數越大，也就是粒子數目越多，則釘扎所起的作用也越大。此外k0越小，釘扎作用也越有效。MaCb的溶解度Xm較小時，k0較小。因為碳氮化鈮或碳氮化鈦的溶解度非常小，所以它們的釘扎效果很大。鐵素體的形變與再結晶鐵素體為體心立方(bcc)結構，層錯能較高，容易進行位錯的攀移和交滑移過程。一般認為鐵素體在熱加工過程中易于發(fā)生動態(tài)回復，而且動態(tài)回復可以完全和應變硬化平衡，從而在熱加工過程中不易發(fā)生動態(tài)再結晶。自20世紀70年代以來，已有關于鐵素體動態(tài)再結晶的大量研究報道。鐵素體動態(tài)再結晶機理

(1)晶界凸起機制(連續(xù)動態(tài)再結晶機制)，鐵素體動態(tài)再結晶是通過動態(tài)回復形成亞晶，隨著應變的增加，亞晶界連續(xù)吸收位錯而發(fā)生亞晶轉動、粗化和亞晶界粗化，亞晶間取向差加大，形成大角度晶界，最終形成新的晶粒。在小形變時起主導作用；一般發(fā)生在形變的開始階段，例如在應變?yōu)?.05以上時起作用。

(2)形核長大機制(不連續(xù)動態(tài)再結晶機制)，在高應變時起主導作用。鐵素體動態(tài)再結晶是通過原始晶界的遷移，實現形核及長大，來消除位錯積累、釋放形變儲存能；這種機制能有效釋放形變儲存能，使應力-應變曲線出現應力峰及隨后的應力下降現象。形核長大機制在應變超過0.2時才起主導作用。然而即使在應變高于0.2的穩(wěn)態(tài)形變過程中，因為不斷發(fā)生再結晶，每個晶粒的實際應變值可能是相當小的，所以，即使在穩(wěn)態(tài)形變過程中也會出現晶界凸起機制占主導作用的情況。（３）晶粒弓出形核（不連續(xù)動態(tài)再結晶）

形變開始后，原始晶界發(fā)生彎曲，并且伴隨著亞晶界的發(fā)展；形變繼續(xù)進行，部分原始晶界發(fā)生切變，導致局部應變的不均勻分布；形變到一定程度后，由晶界切變和(或)晶粒轉動引起彎曲晶界的弓出和應變誘導亞晶界的發(fā)展，導致新的動態(tài)再結晶晶粒的形成。在晶界處動態(tài)再結晶形核機制的示意圖在不同Z值條件下形變時亞結構形成、湮滅過程及動態(tài)再結晶開始的示意圖鐵素體的連續(xù)動態(tài)再結晶隨著形變的進行，原始晶粒中產生大量位錯，位錯通過攀移和交滑移形成位錯墻，并最終形成亞晶界，即通過動態(tài)回復過程形成亞晶。在高Z值條件下，亞晶界不易遷移，亞晶界處發(fā)生的位錯間交互作用導致亞結構的形成和發(fā)展；Z值較高時，雖然亞晶界的遷移性小，但應變不斷增加，強迫亞晶界持續(xù)吸收位錯，使其角度不斷增大，最終完成由小角度晶界向大角度晶界的轉變，形成新的晶粒。隨著Z值的降低，亞晶界的遷移變得容易，亞晶界遷移引起亞晶界的粗化，導致真正晶界(大角度晶界)的形成，也就是形成了新晶粒。鐵素體的靜態(tài)再結晶產生靜態(tài)再結晶也是有條件的，也就是只有在鐵素體中的形變達到某一值εs后才能發(fā)生。當形變量ε<εs時只能發(fā)生靜態(tài)的回復過程。當ε<εst，(εst是流變應力達到穩(wěn)定階段時的最小應變量)時，隨形變量的增加再結晶驅動力不斷增加，再結晶速度大大加快。當ε>εst以后，隨著形變量的增加，靜態(tài)再結晶速度保持一定，不再變化。鐵素體靜態(tài)再結晶動力學同樣可用公式x=1-exp(-ktn)來描述，即在同樣的形變量下，隨著溫度升高或停留時間延長，再結晶的質量分數都增加，并且形變量對靜態(tài)再結晶也有影響。

微合金化鋼的控軋控冷技術通過適當調整鋼的化學成分，特別是進行微合金化，控制形變制度(包括加熱溫度、軋制／鍛造溫度、形變量、形變速率和軋／鍛后冷卻速度等)，達到控制相變、細化組織、提高鋼材強度與韌性的目的。通過對上述參量加以控制，旨在阻止奧氏體晶粒長大和延緩或抑制形變奧氏體再結晶，可確保制件強韌性的穩(wěn)定提高，使其達到產品技術性能指標要求?？剀埧乩涞膬?yōu)點：

(1)通過細化晶粒，使鋼材的強度和低溫韌性有較大幅度的改善。以普通鋼種為例，按常規(guī)軋制工藝，晶粒度最細為7～8級，晶粒直徑為20μm，而采用控軋控冷工藝，其晶粒度可達12級以上，直徑小于5μm，從而大大改善了鋼的強韌性。(2)防止原始奧氏體晶粒長大而降低了鋼坯的加熱溫度，并通過控制冷卻取消了軋后的調質處理，這樣既可節(jié)省能源又簡化了生產工藝。(3)可以充分發(fā)揮微量合金元素V、Nb和Ti的作用。如49MnVS3鋼，在常規(guī)軋制中，其中的釩主要是提高鋼材的強度，而在控軋控冷工藝中，它不僅起到沉淀強化的作用，而且可細化晶粒，使軋后鋼材的韌性也同時得到了改善。微量鈮和釩或鈮和鈦的同時加入，通過控軋控冷，可同時發(fā)揮細化晶粒和沉淀硬化的作用，使鋼材的綜合力學性能得到顯著提高。控制軋制分類：奧氏體再結晶控制軋制(又稱為I型控軋)、奧氏體未再結晶區(qū)控制軋制(又稱為Ⅱ型控軋)

(γ+α)兩相區(qū)控制軋制(又稱Ⅲ型控軋)。實際的控制軋制中，一般采用上述幾種方式的組合，即在奧氏體形變高溫階段，通過奧氏體再結晶區(qū)控制軋制得到等軸細小的奧氏體再結晶晶粒；在奧氏體未再結晶區(qū)形變得到“拉長”的未再結晶的晶粒，晶內出現高密度的形變孿晶和形變帶，從而增加形核面積；在(γ+α)兩相區(qū)形變時，一方面奧氏體晶粒被拉長，另一方面已相變的鐵素體晶粒內部出現亞結構?？剀埧乩渑c傳統(tǒng)工藝相比較示意圖TMR－熱機械軋制；L－L處理(中間淬火)；R－熱軋；AC－加速冷卻；CR－控制軋制；N－正火；DQ－直接淬火；RQ－傳統(tǒng)加熱淬火；T－回火控制軋制的三個階段及各階段奧氏體組織A奧氏體再結晶區(qū)軋制（再結晶終止溫度(TR)之上(大于約950℃)）。在奧氏體再結晶區(qū)軋制時，軋件在軋機形變區(qū)內發(fā)生動態(tài)回復和不完全再結晶。在兩道次之間的間隙時間內，完成靜態(tài)回復和靜態(tài)再結晶。加熱后獲得的奧氏體晶粒隨著反復軋制－再結晶而逐漸變細。在這一階段內，因為再結晶而獲得細小的γ晶粒，奧氏體晶界面積增大，為奧氏體向鐵素體相形變核提供更多位置，導致α晶粒的細化，相變后的鐵素體晶粒度可達到8～9級。再結晶區(qū)軋制通過再結晶進行奧氏體晶粒的細化，進而細化α晶粒。此階段中奧氏體的進一步細化較為困難，它是控制軋制的準備階段。

再結晶軋制的不完全再結晶與混晶為了達到完全再結晶，應保證軋制溫度在再結晶溫度以上，而且要有足夠的形變量。一般而言，再結晶的γ晶粒尺寸隨著軋制壓下率的增加而迅速減小，并且達到一個極限值，這個極限限定了γ再結晶細化α晶粒的限度。

如果形變量不能達到完全再結晶的臨界形變量，將發(fā)生奧氏體部分再結晶。在此區(qū)間進行多道次軋制，即使總形變量很大，但如果軋制溫度下降，可能仍不能獲得完全再結晶組織，晶粒尺寸差別加大。這種組織經相變后，鐵素體晶粒尺寸仍是不均勻的，混晶現象嚴重，有時還會出現少量的特大晶粒。B奧氏體未再結晶區(qū)軋制（TR之下(約950℃～Ar3)）奧氏體晶粒經過了形變，但不發(fā)生再結晶，通過累積形變量，形成大量被拉長的形變奧氏體。形變量大時，晶粒內產生大量的滑移帶和位錯，增大了有效晶界面積，相變時鐵素體在晶界上和形變帶上形核。奧氏體未再結晶區(qū)形變造成了以位錯、形變帶和胞狀組織等形式的應變積累奧氏體，應變積累不僅可以增加鐵素體形核位置和形核率，而且可以產生形變誘導鐵素體和鐵素體的動態(tài)再結晶，使晶粒細化。加大冷卻速度，也可以增加鐵素體形核位置和形核率，使晶粒細化。由于形核位置增多和分散，所以鐵素體晶粒細小，珠光體尺寸也細小和分散，鐵素體晶粒度可達到11～12級。如果在未再結晶區(qū)形變量不足，就會得到粗細不均的鐵素體晶粒。在未再結晶區(qū)的形變量應控制在40%～50%或更大。隨著道次形變量和在此溫度區(qū)間的總形變量的增大，鋼的屈服強度也提高，脆性轉變溫度下降，并且韌性特別是低溫韌性得到明顯改善。未再結晶控制軋制引起鋼的強度和韌性的改善，主要是由于鐵素體晶粒的細化，鐵素體數量增多，珠光體數量減少以及其球團直徑減小所致。含有微量元素的鋼，由于再結晶溫度升高，奧氏體未再結晶區(qū)擴大，因而有利于實現未再結晶區(qū)的軋制。含有Nb、V、Ti的鋼，經過未再結晶區(qū)軋制，在拉長的奧氏體邊界、滑移帶和位錯等處，這些元素的碳氮化合物將優(yōu)先析出，而且主要沿奧氏體晶界析出，因而可以阻止鐵素體和珠光體尺寸的長大。微合金化鋼，特別是含鈮微合金化鋼的控制軋制中，在奧氏體未再結晶區(qū)軋制，可有效細化晶粒。通過在奧氏體未再結晶區(qū)的大壓下軋制，可有效地減小奧氏體的晶粒尺寸，提高形變奧氏體的位錯密度，增加形變帶和位錯孿晶等晶體缺陷，從而增加奧氏體向鐵素體轉變的形核面積和形核率。一般熱軋得到的晶粒為20μm，軋后再進行正火處理可使晶粒細化至10μm，控制軋制后加速冷卻可以得到約4μm甚至更小的晶粒。精軋過程中組織演變C

奧氏體和鐵素體兩相區(qū)軋制（Ar3～(Ar3-40℃)之間）鋼在(γ+α)兩相區(qū)高溫區(qū)域軋制一定的道次，達到一定累積形變量，未相變的形變奧氏體由于形變而繼續(xù)被拉長。同時晶粒內形成了形變帶及位錯，在這些部位形成新的等軸鐵素體晶粒。而先析出的鐵素體晶粒，由于塑性形變在晶粒內部形成大量的位錯，并經回復形成亞晶結構。這些亞晶結構使鋼的強度提高，脆性轉變溫度降低。鐵素體的位錯密度在壓下量大于10%～20%時將明顯增加，從而導致鋼的強度有較大的提高。經(γ+α)兩相區(qū)軋制后，室溫條件下金相組織較復雜，通常為由極細小的等軸鐵素體、拉長的鐵素體、具有亞晶結構的形變鐵素體、極細小的珠光體組成的混合組織。兩相區(qū)軋制使相變后組織更加細小，同時產生了位錯強化及亞晶強化，從而進一步提高了鋼的強度和韌性?？刂评鋮s控制冷卻過程是通過控制軋后三個不同冷卻階段的工藝參數，來得到不同的相變組織。

一次冷卻是指終軋溫度到Ar3溫度范圍內的冷卻，其目的是控制熱形變后的奧氏體晶粒狀態(tài)，阻止奧氏體晶粒長大和碳化物析出，固定由于形變引起的位錯，增大過冷度，降低相變溫度，為γ→α相變作準備。一次冷卻的起始溫度越接近終軋溫度，細化奧氏體晶粒和增大有效晶界面積的效果越明顯。

二次冷卻是指鋼材經一次冷卻后進人由奧氏體向鐵素體相變和碳化物析出的相變階段，控制相變開始冷卻溫度、冷卻速度和終止溫度等，通過控制這些參數，達到控制相變產物的目的。

三次冷卻是指對相變結束到室溫這一溫度區(qū)間的冷卻速度的控制。在控制軋制過程中，熱形變因素的影響，使得鋼的相變溫度(Ar1)提高，鐵素體在較高溫度下析出，在空冷過程中鐵素體晶粒長大，從而使控制軋制效果受到抵消。因此，控制軋制必須配合加速冷卻(控制冷卻)工藝，降低相變溫度，進一步細化相變組織，同時使Nb、Ti、V微合金化元素的碳氮化物更加彌散析出，提高析出強化效應。當冷卻速度達到一定值時，鋼的相變組織從鐵素體和珠光體組織變成更細小的鐵素體和貝氏體組織，貝氏體量隨著冷卻速度加快而增加，且生成的貝氏體組織極細，從而使鋼板強度進一步提高。通過調控各階段的冷卻速度，可以調控鋼的組織和性能。轉變溫度對鐵素體-珠光體、貝氏體和馬氏體強度的影響控軋控冷工藝對組織和性能的影響—鋼坯加熱溫度

如果加熱溫度過高，由于在晶界上的微合金元素碳氮化物溶解，阻礙晶粒長大的作用消失，會使奧氏體晶粒急速地長大，得到粗大的原始奧氏體晶粒。但是，對于主要采用控軋控冷設計的微合金鋼來說，即使原始奧氏體晶粒較粗大，通過隨后的軋制和冷卻的控制，可以得到細化組織。加熱溫度的關鍵是保證能夠有相當數量的微合金化元素溶解在奧氏體中，保證微合金元素形變誘導析出的數量、大小和分布。因此，奧氏體化溫度應該在一個比較高的水平，以促進微合金化元素在鋼中的溶解。加熱溫度較低時，盡管低的加熱溫度使更多的細小析出物被保留而未溶解，能有效地阻止奧氏體晶粒的長大，但由于減少了奧氏體中溶解的釩或鈮的含量，降低了冷卻后析出強化的潛能，所以鋼材的屈服強度和抗拉強度下降。軋制溫度在高溫再結晶奧氏體區(qū)軋制時，對加熱時粗化的初始γ晶粒反復進行軋制一再結晶使之細化，以使γ→α相變后得到細小的α晶粒。但再結晶γ晶粒微細化而引起α晶粒細化的程度是有限的。相變前的γ晶粒直徑和相變后的α晶粒直徑之比稱為轉換比。當γ晶粒粗大時，此比值遠遠大于l，即由1個晶粒可以產生幾個α晶粒；但當相變前的γ晶粒細小時，該轉換比接近于l。因此要獲得極細的α晶粒，僅僅依靠軋制再結晶細化奧氏體晶粒是不夠的。在奧氏體未再結晶區(qū)進行控制軋制時，晶粒沿軋制方向伸長，在γ晶粒內部產生形變帶。此時不僅由于晶界面積的增加，提高了α的形核密度，而且也在形變帶上出現大量的α晶核，特別是對于鈮微合金化的鋼，這樣使α晶粒細化的效果非常顯著。

γ未再結晶的溫度區(qū)間一般為950℃～Ar3，同樣，鈮可以使此溫度提高100℃。

奧氏體和鐵素體兩相區(qū)軋制時，未相變的形變奧氏體繼續(xù)被拉長，在晶粒內形成的形變帶及位錯部位形成新的極細等軸鐵素體，先析出的鐵素體晶粒也發(fā)生塑性形變，在晶粒內部形成大量的位錯及亞晶結構，進一步提高了鋼的強度和韌性。形變量在奧氏體再結晶區(qū)軋制時，再結晶是否發(fā)生與形變量有關，只有當形變量超過臨界形變量時，再結晶才能發(fā)生。在奧氏體未再結晶區(qū)軋制時，隨著形變量的增加，晶粒拉長程度增大、形變帶的密度升高，γ→α相變時的鐵素體形核率越高，相變后得到的α晶粒越細小。在奧氏體未再結晶區(qū)進行低溫的、大壓下形變軋制，是獲得超細鐵素體晶粒的最有效方法之一，特別是單道次大應變量形變對鐵素體細化的效果更為顯著。但是鐵素體的晶粒達到幾微米級后，細化速度會趨緩。

奧氏體和鐵素體兩相區(qū)軋制時，隨著形變量的增加，未相變的形變奧氏體形變量繼續(xù)增大，先析出的鐵素體晶粒發(fā)生塑性變形的程度也增大，內部的位錯及亞晶結構進一步增加，鋼的強度繼續(xù)提高。但由于鐵素體內部的位錯及亞晶結構增加，可能損害鋼的韌性。

但在奧氏體未再結晶溫度以下形變時，隨著形變量增加，屈服強度和抗拉強度均增加，其中屈服強度增加更大些，因此屈強比有增加的傾向，所以對屈強比上限有規(guī)定的材料應注意選擇形變量。在更低的兩相區(qū)軋制時，應防止鐵素體的過度硬化損害韌性。形變速率

形變速率的變化對組織和性能的影響不明顯。終軋溫度

奧氏體溫度區(qū)軋制時，一般隨終軋溫度降低，晶粒細化，強度和韌性改善。但在兩相區(qū)軋制時，隨終軋溫度的降低，強度提高；溫度過低則可能使形變硬化的先析出鐵素體得不到回復，導致韌性下降。終止加速冷卻溫度

對于要求軋后不同溫度區(qū)間里，采用不同的冷卻速度的鋼而言，終止加速冷卻溫度對鋼的強度和韌性有重要影響。在管線鋼的生產中，抗拉強度隨著終冷溫度的降低而單調增加，但是屈服強度和低溫韌性的變化與顯微組織和應力一應變曲線的變化關系較復雜。冷卻速度

冷卻速度越快，通過相變溫度區(qū)的過冷度越大，將降低γ→α的相變溫度Ar3，提高鐵素體的形核速率并降低鐵素體晶粒的長大速率，從而使鐵素體晶粒得到細化。而當冷卻速度過快時，晶粒雖然得到了細化，但是由于微合金碳氮化物析出量減少，因此強度不能得到大的提高。一般情況下，冷卻速度增大，過冷度增加，形核驅動力增強，鐵素體形核率增加，鐵素體晶粒細化。但在Nb、V、Ti含量較高時，由于Nb(C,N)等析出物的釘扎作用，冷卻速度減小時，晶粒長大不會很明顯，快速冷卻引起的細晶強化作用并不顯著，反而過大的冷卻速度會抑制析出，使鈮固溶在奧氏體內，晶粒長大得不到有效的控制，使得固溶強化作用增強，但鈮元素的固溶強化作用效果遠不及其析出強化作用。冷卻速度太快，析出減弱，奧氏體中的固溶增加，奧氏體的穩(wěn)定性增強，還會促進貝氏體或馬氏體的形成。微合金元素在控軋控冷中的作用在鐵素體－珠光體型微合金化HSLA鋼中，V、Ti、Nb等微合金元素在控制軋制中的作用主要包括：(1)加熱時，抑制奧氏體的晶粒長大；(2)固溶的微合金元素溶質原子和析出的碳氮化物與形變奧氏體晶粒的晶界和亞晶界交互作用，抑制或延遲奧氏體再結晶，有助于相變后獲得細的鐵素體晶粒；(3)降低相變溫度，細化鐵素體晶粒；(4)析出強化效果。

鈮延遲再結晶的作用最為明顯，擴大了奧氏體未再結晶區(qū)溫度范圍，細化效果最明顯。

鈦的溶解度積很小，容易形成TiN，在一般的加熱溫度下仍處于未溶狀態(tài)，因而，有利于抑制再加熱奧氏體的粗化。另外，高溫析出的TiN有利于固定鋼中的自由氮，可改變材料的應變時效性能。

但是，含鈦鋼對控軋控冷工藝的敏感性較大，對冶煉和連鑄的工藝要求也較高，否則容易形成氧化物夾雜，收得率下降，成分控制也不穩(wěn)定。

釩的溶解度較大，在高溫形變時一般都處于固溶狀態(tài)，對再結晶抑制作用較小，在冷卻和卷取時析出強化。對于貝氏體、馬氏體型微合金化鋼，V、Ti、Nb及B等微合金化元素，還能增加奧氏體穩(wěn)定性，抑制鐵素體析出，促進貝氏體、馬氏體相變。常規(guī)軋制與控制軋制性能比較成分（質量分數）%常規(guī)軋制

控制軋制σs/MPaFATT/℃σs/MPaFATT/℃0.14C-1.3Mn0.14C-0.034Nb0.14C-0.08V0.14C-0.04Nb-0.06V313.9392.4421.8+10+50+40372.7441.3451.1490.3-10-50-25-70加人微量元素能提高強度，但如果不同時采用控軋工藝，韌性可能反而變壞。只有微合金化的同時采用控軋工藝，才能使強度和韌性都得到提高。這是因為控軋工藝可使晶粒細化，抵消因析出強化引起的韌性惡化。所以微合金化與控制軋制相結合才能使鋼獲得最理想的性能。鈮的作用在軋制過程中，鈮會產生顯著的晶粒細化和中等的沉淀強化。鈮的最突出的作用是抑制高溫形變過程的再結晶，Nb(C，N)未溶質點及應變誘導析出是抑制再結晶的主要因素，也有人認為是由形變誘發(fā)鈮的碳氮化物的沉淀和形變的亞結構相互作用而引起的。大于20nm的析出物，對γ再結晶不起作用。當鈮的添加量(質量分數)超過0.05%時，強化作用達到飽和而不起附加作用。當鈮與鉬結合時，可以獲得特別高的位錯強化。鈮元素對奧氏體再結晶終止溫