《金属与合金强化》第3章 细晶强化

1、第三章第三章 细晶强韧化的理论与方法细晶强韧化的理论与方法第一节第一节 多晶体塑性形变的特征多晶体塑性形变的特征一、多晶体的拉伸曲线一、多晶体的拉伸曲线 多晶体是由许多位向、形状和大小不同的晶粒（相当于多个单晶体）组合而成的集合体。由于各个晶粒之间存在晶界，而且相邻晶粒的取向互不相同，因此多晶体的塑性变形除与单晶体有共性之外，还有其特殊性。（如室温时较高的加工硬化率，强度显著提高；应力-应变曲线只出现第(2)(3)阶段，而无第(1)阶段出现）主要表现(1)具有较高的加工硬化率。随加工硬化的增大，强度显著提高。(2)无易滑移的第(1)阶段，其拉伸曲线一般都是抛物线性的。(3)变形与强化的不均匀性

2、。 铝多晶体试样的拉伸实验表明，不同部位晶体的伸长率相差很大。同一晶粒内，距晶界不同处的伸长率相差也很大。晶界附近，复滑移现象更为严重，滑移线远较晶内密集。二二 、多晶体的形变理论、多晶体的形变理论 单晶体临界切应力与拉伸应力的关系=m (m为取向因子的倒数) 设一个多晶体中取向在m和m+dm范围以内的晶体数是N(m)dm，无规取向m的平均值为-(1)-(2)对于多晶体，各个晶粒都可以滑移，它们的取向也不同。如果每个晶粒都使用取向有利的滑移系去滑移（？），只要求适当的平均值m，就能求出多晶体的拉伸屈服应力。最简单的做法就是先求出各个晶粒无规则取向的地平均值m和，然后二者相乘。对于fcc金属中无

3、规则取向的多晶体而言，推导m=2.338-(3)多晶体的屈服应力为-(4) 又假设N(m)在形变过程中不变，相应的切应变和拉伸应变有如下关系-(5)-(6)因此假定其中所有晶体的伸长一样，各晶粒的平均切应变为 r ，则第二节第二节 细晶强化机制细晶强化机制一、细晶强化作用1、取向差效应2、晶界本身造成的阻力（1）晶界缺陷使位错难以通过而堵塞在晶界附近，反作用力，不产生新的位错（2）位错不直接进入另一晶粒，需足够大力开动另一晶粒中的位错源二、Hall-Petch公式晶粒大小、屈服强度 =i+Kd-1/2i为位错在晶内运动的摩擦力（派纳力）d平均晶粒直径1、公式、公式2、讨论、讨论（1）适用范围：

4、适用于上下屈服应力及整个流变范围至断裂（2） 亚晶粒：=i+Kd-1 （直径大于1微米）三、强化理论1、晶界位错塞积理论2、晶界位错源理论第三节第三节 细晶强化的技术途径细晶强化的技术途径一、形变金属在加热时的组织变化一、形变金属在加热时的组织变化1. 1. 变形组织的特点变形组织的特点 1）多晶体在塑性变形时，各个晶粒沿变形方向 拉长纤维状组织。 2）当合金中存在第二相时，塑性变形使这些第 二相破碎，并沿变形方向排列成带状带 状组织 3）位错密度增加胞状组织（亚晶粒组织）2. 组织变化的驱动力组织变化的驱动力 金属在塑性变形时要消耗大量的能量，这些能量很大一部分转化成热量，只有一小部分以储能

5、的形式被保留在金属中。 储能又可分为两部分：1）与晶格缺陷相伴生的畸变能（占99%左右）2）由于变形不均匀而引起的宏观范围的弹性畸变能 形变功越大，总储能就越大。但它在形变功中所占的百分比却随形变功的增加而减小。 储能是促使冷变形金属在加热时组织发生变化的驱动力。储能的存在标志着金属变形后的自由能比变形前有所增加， 即热力学上处于不稳定状态，有自发回复到变形前状态的趋势。如果升高温度使原子能够依靠热激活来克服势垒，则可加速变形金属由不稳定状态向稳定状态的转变过程。 加热时，依加热温度的高低和保温时间长短，变形金属依次发生三种组织变化现象。3. 回复回复 一般认为，回复过程是点缺陷和位错在退火时

6、发生运动，从而改变了它们的组态分布和数量的过程。 随回复温度的不同，形变金属内部的变化及其变化机制也不同。温度低温中温高温变化与机制1.点缺陷移动至晶界或位错的尾闾而消失2.点缺陷合并1. 缠结中的位错重新组合2.异号位错互相抵消3.亚晶粒长大1.位错攀移2.亚晶粒合并3.多边化4.再结晶再结晶 再结晶过程是通过形核长大来进行的。不过，再结晶的晶粒不是新相，而是无畸变的新晶粒。其晶体结构并未改变，这是再结晶与其他固态转变不同的地方。4.1 形核形核 再结晶核心往往在变形金属中的局部高能区域（如晶界、变形带、大夹杂物周围、孪晶交点和自由表面等）优先形成。4.2 形核率形核率 N。N。N 式子中F

7、A为母相原子跃迁的激活能。F*为形核功，n为母相中单位体积原子数，V为跃迁频率。为晶核与周围基体界面的表面张力系数；F为单位体积中再结晶前后的自由能差 由此可以看出：形变量越大，形变量越大，F就越大，形核就越大，形核功功F*就越小，就越小，形核率就越大形核率就越大上式中， F*具体可由下式表示：4.3 长大长大 长大速率G可表示为GG0Exp(-QG/RT)式中G0为常数；QG为晶界迁移的激活能。该式表明G与温度呈指数关系。 再结晶晶核形成后，它借助界面移动向周围畸变区域扩张，界面迁移的推动力是无畸变的新晶粒本身与周围畸变母体（即旧晶粒）之间的应变能差。界面总是向畸变区域推进。 使晶界迁移速度

8、减慢的因素都将降低再结晶晶粒长大速率，如吸附在晶界的元素或不溶性第二相质点，这些都能阻止再结晶晶粒长大。4.4 4.4 再结晶温度再结晶温度 再结晶温度T再:经过冷变形的金属，在约一小时的保温时间内能完成再结晶（95%转变量）的温度定义为再结晶温度。影响因素影响因素：1）变形程度 冷变形程度增加，储能增加，形核速率和长大速率提高，降低再结晶温度。但通过冷变形而储存在金属中的能量有个上限，故降低也有个极限。2）杂质及合金元素 偏聚的溶质杂质和弥散的第二相会阻止位错、亚晶界和 晶界移动，从而提高T再3）原始晶粒大小 原始晶粒细小，T再4）变形温度 变形温度高，容易产生回复，使储能降低，形核长大速

9、率变慢，T再二、常规的晶粒细化方法二、常规的晶粒细化方法1 1、 添加微量合金元素添加微量合金元素 如7系高强铝合金中常添加微量元素Cr、Mn、Zr 铝锂合金中常添加Zr、Sc等形成第二相粒子：Al3Sc、 Al3Zr、Al3(ZrxSc1-x) 富含Sc、Cr、Mn、Zr的第二相粒子容易在熔铸或均匀化过程中析出，而且热稳定性较好，阻止晶界迁移，因而细化了晶粒。 细小均匀分布的第二相粒子的细化效果最好 Sc的作用不在于阻止长大，而在于阻止再结晶过程（形核）2 2、形变热处理、形变热处理 7475合金：（成分）0.004Si、0.04Fe、0.57Cu、0.01Mn、2.37Mg、0.20Cr、

10、5.58Zn 较低温度时效（673K）并水淬时，大的第二相粒子和过饱和溶质原子存在，大粒子和基体不共格使冷变形时变形均匀形成位错网络。过饱和原子在位错网络上析出。在高温时效使Cr的沉淀阻止再结晶时晶界移动3 3、控制轧制、控制轧制 控制轧制技术是被广泛应用的一种派生的高温形变热处理，传统的控制轧制是通过控制轧制温度和冷却速度以细化铁素体晶粒，获得极细的铁素体+珠光体或贝氏体组织，从而提高微合金化低碳钢的强韧性。近年来控制轧制有很大发展，通过控制轧制后直接淬火以获得马氏体或马氏体+奥氏体复合组织。控制轧制三阶段示意图 在再结晶区内，随热变形及期间的停顿而发生的动态再结晶和静态再结晶导致奥氏体晶粒

11、细化。由于静态再结晶只发生在晶界上，而且优先在三晶粒连接处形核，导致有些晶粒上形核较多，有些晶粒上则少有形核。故晶粒分布不均匀。 为了进一步减小晶粒尺寸，在再结晶区变形后继续在非再结晶区变形。在无再结晶区形变比在再结晶区形变能更有效地细化晶粒。这是因为形变使（奥氏体）成为拉长的但未再结晶的晶粒和变形带。而（铁素体）的转变不仅在形变带和晶界上形核，而且在晶内也能形核。随着总变形量的增大，晶粒破碎促使晶界面积增加，形变带密度也增加，显著提高了形核率，从而更有效的细化晶粒。 在(+)两相区形变又将突破无再结晶形变所能达到的晶粒细化的极限而使晶粒进一步细化。在两相区形变，使变形的转化为多边形的，同时形变的则由于再结晶过程极为缓慢，故不易发生再结晶，只发生回复而转变为亚晶，变形后冷却时，未再结晶的转变成时只能在回复的位错亚结构上形核，而且长大过程中很快碰上亚晶界而不能继续长大