金属材料冷形变与退火过程的组织和性能分析报告

./金属材料冷形变与退火过程的组织和性能分析国滔材科０９５４０９３０３６６摘要：金属材料的冷形变和退火过程中,组织的变化会导致材料有不同的性能。本次实验主要观察α-Fe、Al、Zn进行冷形变后滑移、孪晶和组织,并对α-Fe在相同型变量、相同温度条件,经过不同时间退火后的回复再结晶情况,α-黄铜经相同时间不同退火温度后的回复再结晶的情况进一步观察分析,并测定了不同冷变形程度的纯铜样品以及68%冷变形并经不同温度退火一小时的纯铁样品的硬度。关键词：形变量；冷形变；滑移；孪晶；回复；再结晶。一、材料冷形变对组织变化及性能的影响概述1、材料的冷变形冷变形或冷加工是金属在再结晶温度以下所进行的变形或加工,如钢的冷拉或冷冲压等。本实验进行的观测的是塑性变形〔即获得的力撤除后不可恢复的永久变形对材料微观组织和力学性能的影响规律,且仅涉及在低于材料再结晶温度的条件以滑移、孪生等基本形式发生的塑性变形〔即"冷变形",因为材料冷形变所引发的组织结构和力学性能变化可以在变形后保留下来。2、冷变形程度对微观组织性能的影响：冷形变导致晶粒组织呈现方向性,且其程度随变形量的增大而增大。在形变前显微组织为等轴晶粒,经受较大程度的方向性形变后导致晶粒沿受力方向伸展,变形越大则晶粒被拉得越长。当变形程度很大时,晶粒不但被拉长,晶粒部还会被许多的滑移带分割成细的小块,晶界与滑移带分辨不清,呈纤维状物质。3、冷形变材料的组织和性能在退火加热时的变化冷形变金属处于高能量的不稳定状态,力求在适当的条件下过度到无畸变能的更稳定状态。在室温或远低于材料再结晶温度下,冷变形状态的组织和性能稳定,可以长时间维持不变；退火加热则为晶粒发生回复、再结晶和晶粒长大创造外界条件,使得组织和性能发生变化。二、实验样品冷变形样品①α-Fe:经0%、20%、40%、60%常温变形和经低温高速冲击变形样品各一块,均为经化学浸蚀好的金相样品〔光学显微镜观察用,浸蚀剂：4%硝酸酒精。另备经退火并电解抛光后常温微量变形的α-Fe样品一块,变形后不浸蚀。②Al：经退火和电解抛光后常温微量变形的Al片1块〔光学显微镜观察用品表面形变痕迹和不同变形量的Al片一组〔肉眼观察样品外形和尺寸变化特征用。变形后不抛磨,不浸蚀。③Zn：经常温变形且经化学浸蚀好的金相样品1块。浸蚀剂：HNO3:HCL=1:1。〔光学显微镜观察用④纯Cu：经0%、20%、40%、60%常温变形样品各一块〔测量变形量与硬度的对应曲线用退火加热后样品α-黄铜：经不同温度退火相同时间的黄铜样品一套〔已制备好的金相样品,光学显微镜观察用。α-Fe:68%常温变形后分别经200℃,300℃,400℃,500℃,600℃,700℃不同温度退火1小时的样品1套〔测绘硬度–退火温度曲线使用。α-Fe：68%常温变形后在560℃分别保温9分、12分、20分、27分、38分和42分钟的再结晶组织1套。实验过程1、观察金属材料冷形变的滑移、孪晶和形变组织；2、观察金属材料在相同形变下不同条件回复后的组织；3、测量不同冷变形程度的纯铜样品和68%冷变形并经不同温度退火一小时的纯铁样品的硬度。四、各金属材料的冷变形组织的观察和分析1、对Fe,Al样品进行滑移线的观察和分析Al是面心立方结构,滑移面为{111},滑移方向<-10-1>,滑移系共有12个。Al中外层晶粒变形度大,晶粒略有突起,滑移带密集、交错；层晶粒变形小,晶粒部滑移带黑线稀疏。同一晶胞中也出现交滑移和多系滑移的滑移线。α-Fe是体心立方结构,它的滑移面有{110},{211},{321},滑移方向有<-1-11>,滑移系共有48个。Fe的滑移线较粗,滑移线之间的距离较Al的滑移线距离大,而且出现交滑移和多系滑移,交滑移形成折线形状的滑移带,多系滑移产生两组或多组交叉的滑移线。2、对Fe、Zn样品的孪晶进行观察分析Fe的晶界比较不规整,晶胞呈不规则形状,一个晶胞中的孪晶具有相同的取向而互相平行,这些孪晶尺寸较小。Zn的晶界比较规整,呈直线状,晶胞为多边形,一个晶胞中的孪晶的取向相同而互相平行,孪晶的尺寸较大,呈现出宽的透镜状,而且在Zn晶胞中出现的孪晶数量比铁中出现的孪晶数量多。这是因为α-Fe是体心立方结构,由于潜在滑移系多,形变的主要机制是滑移,在低的形变温度或高的形变速率下才可能发生孪晶。而hcp金属由于潜在的滑移系少,形变开始时一般是滑移,在很低的应变下就能发生孪,并且很快随着应变增加而长大长粗。对α-Fe经0%、20%、60%常温压缩和经低温冲击样品的观察和分析0%型变量的α-Fe没有发生形变,晶胞没有呈现出方向性。20%型变量的α-Fe的组织变形量小,与没有发生形变的α-Fe的晶胞相比,可以发现有晶胞有少量的变形,呈现出一定的方向性,且其程度随变形量的增大而增大。60%形变量的α-Fe的组织有很大的方向性,晶粒被拉得很长。对68%型变量,室温压缩,560℃退火不同时间的α-Fe样品进行观察和分析68%型变量的α-Fe在560℃退火9min后组织具有很大的方向性,晶粒很长,晶粒部有位错存在,部分区域开始出现尺寸很小的再结晶的晶核。68%型变量的α-Fe在560℃退火27min后大部分晶粒的尺寸都比较均匀,存在许多尺寸小的新晶核,位错和滑移已经在回复阶段对消完了,晶粒部几乎看不到位错的存在。有可能存在尺寸明显大于其他晶粒的非正常长大的晶粒,出现这种晶粒的原因是非正常长大晶粒的取向偏离织构的取向,这些晶粒的界面能比其他晶粒的晶界能高,使它更容易迁动,当加热到一定温度时,这些晶粒就以比其它晶粒大得多的速率长大。68%型变量的α-Fe在560℃退火42min后组织大部分晶粒变得比较均匀,还有一小部分新出现的晶核未长大,此时在晶粒部基本没有位错和缺陷的存在。5、对60%压缩量不同温度退火一小时的CuZn进行观察与分析压缩量60%的α-黄铜在未经回复处理时晶粒有很大的方向性,晶粒有大量位错存在,位错线具有相同的方向。压缩量60%的α-黄铜加热到550℃后保温30min后,发生畸变的基体被完全吞噬,晶粒变得均匀,一个晶粒存在各种取向的孪晶。压缩量60%的α-黄铜加热到750℃后保温30min后,晶粒逐渐长大后,尺寸变大,晶粒数目减少。五、对纯铜和纯铁样品的硬度的观察和分析1、硬度计的相关参数全洛氏硬度计型号TH320GB/T2848-92GB/T3TB-93时代集团公司GB/T7409-942、对不同冷形变程度的纯铜样品的硬度进行观察和分析形变量硬度平均值标准差0%17.113.713.910.513.452.397611.210.915.714.620%32.932.732.434.732.731.538829.533.334.032.340%50.047.346.150.348.801.611648.249.148.550.960%57.852.753.556.053.632.484154.751.650.052.7对实验数据用origin7进行处理,结果如下：从图中可以看出,在0–60%的型变量,纯Cu的硬度值随着型变量的增大而增大。形成这种现象的原因是冷变形后金属部的位错密度将大大增加,且位错相互缠结并形成胞状结构,它们不但阻碍位错滑移,并且使不能滑移的位错数量剧增,从而大大增强了位错滑移难度并使强度和硬度有所提高。这一现象为形变强化,即在塑性变形阶段,随着应变增加,强度将呈曲线关系提高。3、对68%冷形变并经不同温度退火1h的铁样品的硬度进行观察分析温度<摄氏度>硬度平均值标准差20088.290.291.592.286.193.790.32.78130091.892.292.09292.190.291.70.75540086.688.288.086.587.089.087.61.00350087.781.479.985.380.880.482.63.16660078.971.779.675.278.674.876.53.07970068.457.765.951.560.254.959.86.460对上述实验数据用origin7进行处理,结果如下：从图中可以看出,退火时间相同的变形α-Fe的硬度随退火温度的升高而逐渐降低,而且下降速率是从缓慢到快速的。在低温阶段,由于α-Fe发生回复,晶粒的位错对消,所以材料的硬度慢慢减小。而在500-700℃阶段,由于在该温度退火时发生再结晶过程,位错和缺陷被长大的新核吞噬掉,使硬度有很大的下降。六、总结通过这次试