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第3章金屬的塑性變形與再結(jié)晶3.1金屬的塑性變形3.2金屬及合金的回復(fù)與再結(jié)晶3.3金屬的熱塑性加工 3.1金屬的塑性變形
3.1.1單晶體金屬的塑性變形
1.滑移
在切應(yīng)力的作用下,晶體的一部分會(huì)沿著一定晶面(滑移面)上的一定方向(滑移方向)相對(duì)于另一部分發(fā)生滑動(dòng),這種現(xiàn)象稱為滑移。
1)滑移的特征
(1)滑移線與滑移帶。
使拋光的銅單晶試樣產(chǎn)生適當(dāng)?shù)乃苄宰冃危缓笤诤暧^及金相顯微鏡下可以觀察到試樣的表面有許多呈一定角度階梯狀的互相平行的線條,通常稱為滑移帶(圖3-1)。用電子顯微鏡可以觀察到該滑移帶并不是一條線,而是由一系列相互平行的細(xì)線所組成。把組成滑移帶的那些細(xì)線稱為滑移線。單晶塑性變形時(shí)滑移線和滑移帶的形成示意圖如圖3-2所示。
滑移帶是金屬沿其滑移面的某些晶面發(fā)生滑移后所形成的。在塑性的單晶體中,如銅和鋁中,滑移可在多個(gè)晶體表面上發(fā)生,這樣其表面滑移帶的形貌相對(duì)較均勻(圖3-1)。如果在高倍顯微鏡下仔細(xì)觀察其表面,會(huì)發(fā)現(xiàn)滑移帶由許多小的滑移臺(tái)階組成(圖3-2),這些小臺(tái)階稱為滑移線,滑移線之間的間隔一般為100~1000原子間距,而滑移帶之間的間距約為10000原子間距。圖3-1銅單晶塑性變形后表面的滑移帶形貌(250×)
圖3-2單晶塑性變形時(shí)滑移線和滑移帶的形成示意圖
(a)變形前;(b)變形時(shí);(c)滑移線和滑移帶示意
滑移線及滑移帶的出現(xiàn)說明在塑性變形中,金屬內(nèi)部產(chǎn)生了分層的相對(duì)移動(dòng),當(dāng)金屬內(nèi)部的滑移層移到金屬表面時(shí),便會(huì)在拋光面上造成一系列高低不平的臺(tái)階,這便是所看到的滑移線及滑移帶。
眾多大小不同的滑移帶的綜合效果在宏觀上的體現(xiàn)就是晶體的塑性變形。
對(duì)變形后的晶體作X-射線衍射結(jié)構(gòu)分析后發(fā)現(xiàn),金屬的晶體結(jié)構(gòu)類型并沒有發(fā)生變化,滑移帶兩側(cè)的晶體取向也未改變。因此,晶體在滑移過程中并未改變晶體的結(jié)構(gòu)和晶格的取向,只是晶體在切應(yīng)力的作用下,一部分沿著某一滑移面上的某一晶向相對(duì)于另一部分發(fā)生滑動(dòng)而已。
(2)滑移系。
金屬塑性變形后所出現(xiàn)的滑移線及滑移帶,它們或者相互平行或者互成一定角度,這表明金屬中的滑移是沿著一定的晶面和一定的晶向進(jìn)行的。這些晶面和晶向分別稱為滑移面和滑移方向。
滑移面和滑移方向往往是金屬晶體中原子面密度最大的晶面(密排面)和其上線密度最大的方向(密排方向)。這是因?yàn)榫w中原子密度最大的晶面和晶向上,原子的結(jié)合力最強(qiáng),而密排面之間、密排方向之間的間距卻最大,結(jié)合力最弱,所以滑移往往沿晶體的密排面和該面的密排方向進(jìn)行。
表3-1三種常見金屬晶體結(jié)構(gòu)的滑移系
(3)滑移的臨界切應(yīng)力。當(dāng)金屬晶體受外力作用時(shí),無論外力的方向、大小與作用方式如何,在晶體內(nèi)部都可分解為垂直某一晶面的正應(yīng)力與沿此晶面的切應(yīng)力?;泼嫔涎刂品较虻姆智袘?yīng)力達(dá)到某一臨界值時(shí),晶體開始滑移。
臨界切應(yīng)力的計(jì)算方法如圖3-3所示。設(shè)有一圓柱形的金屬單晶體試樣受到軸向拉伸外力P的作用,晶體的橫截面積為F,P與滑移方向的夾角為λ,與滑移面法線的夾角為φ,則滑移面的面積A為F/cosφ,外力P對(duì)該滑移面的作用力可分解為垂直于此面的分力和平行于此面的分力,該晶面對(duì)應(yīng)的應(yīng)力為正應(yīng)力σ和切應(yīng)力τ(圖3-3)。正應(yīng)力σ只能使試樣彈性伸長(zhǎng),當(dāng)σ足夠大時(shí)試樣將發(fā)生斷裂。切應(yīng)力τ則使試樣沿該晶面滑移。這樣,外力P在滑移方向上的分力為Pcosλ,則外力P在滑移方向上的分切應(yīng)力為圖3-3單晶體滑移變形時(shí)的應(yīng)力分解圖當(dāng)滑移開始時(shí),式(3-1)中的τ達(dá)到臨界值τC。此時(shí)宏觀上金屬開始屈服,P/F應(yīng)當(dāng)?shù)扔讦襰,將其代入式(3-1),即得
式中,τC稱為金屬晶體的臨界分切應(yīng)力,其數(shù)值取決于金屬的晶體臨界切應(yīng)力的因素主要有金屬的類型、成分、試驗(yàn)溫度和加載速度,而與加載的方向、方式及數(shù)值無關(guān);cosλ·cosφ稱為取向因子或史密特(Schmid)因子,記為m。取向因子大的稱軟取向,取向因子小的稱硬取向。
(3-1)
τC=σscosλ·cosφ
顯然,當(dāng)P一定時(shí),作用于滑移系上的分切應(yīng)力與晶體的取向有關(guān),取向因子m愈大,則分切應(yīng)力τ也愈大。可以理解,對(duì)任何φ值,當(dāng)λ=90°-φ時(shí),該方向上的分切應(yīng)力最大,即只有當(dāng)滑移面法線及外力軸三者共面時(shí),才可能獲得最大的取向因子,此時(shí)m=cosφcos(90°-φ)=sin2φ/2,故當(dāng)φ=45°時(shí),有最大值1/2。
實(shí)驗(yàn)證明,在外力一定的條件下,滑移面法線與外力Ρ的夾角φ等于或接近45°時(shí),金屬的σs最小,即外力作用下滑移最容易進(jìn)行,金屬最易產(chǎn)生塑性變形并可表現(xiàn)出最大的塑性。當(dāng)滑移面與外力平行(φ=0°)或垂直(φ=90°)時(shí),無論τC的數(shù)值如何,金屬的σs都為無窮大,晶體不可能滑移,即外力作用下金屬不會(huì)產(chǎn)生任何塑性變形,直至斷裂。(4)滑移時(shí)晶面的轉(zhuǎn)動(dòng)。
隨著滑移的進(jìn)行,金屬晶體還會(huì)產(chǎn)生轉(zhuǎn)動(dòng),從而使金屬晶體的空間取向發(fā)生變化,如圖3-4(a)所示。不難看出,在拉伸時(shí),晶體轉(zhuǎn)動(dòng)的結(jié)果是使其滑移方向逐漸轉(zhuǎn)到與應(yīng)力軸相平行的方向;而在壓縮時(shí),晶體轉(zhuǎn)動(dòng)是使其滑移面逐漸轉(zhuǎn)到與應(yīng)力軸相垂直的方向。
在單晶體試樣拉伸過程中,由于發(fā)生滑移后的晶體使試樣兩端拉力不再處于同一直線上(圖3-4(b)),因此產(chǎn)生一個(gè)力矩迫使滑移面產(chǎn)生趨向與外力平行的方向轉(zhuǎn)動(dòng),使試樣兩端拉力重新作用于一條直線上。因此金屬單晶體在拉伸過程中除了發(fā)生滑移外,也同時(shí)發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)。
圖3-4金屬晶體在滑移時(shí)的轉(zhuǎn)動(dòng)
(a)拉伸時(shí);(b)壓縮時(shí)
2)滑移的機(jī)理
最早曾設(shè)想滑移的過程是晶體的一部分相對(duì)于另一部分沿滑移面作整體剛性滑移。但是由此計(jì)算出的滑移所需最小切應(yīng)力與實(shí)際測(cè)量的結(jié)果相差很大。經(jīng)多年研究證明,由于晶體中存在著位錯(cuò),滑移實(shí)質(zhì)上是位錯(cuò)在切應(yīng)力作用下沿滑移面運(yùn)動(dòng)的結(jié)果。
在切應(yīng)力的作用下,晶體中形成一個(gè)正刃位錯(cuò),這個(gè)多出的半原子面會(huì)由左向右逐步移動(dòng);當(dāng)這個(gè)位錯(cuò)移到晶體的右邊緣時(shí),移出晶體的上半部就相對(duì)于下半部移動(dòng)了一個(gè)原子間距的滑移量,并在晶體表面形成一個(gè)原子間距的滑移臺(tái)階。同一滑移面上若有大量的位錯(cuò)不斷地移出晶體表面,滑移臺(tái)階就不斷增大,直到在晶體表面形成顯微觀察到的滑移線和滑移帶。
位錯(cuò)在晶體中移動(dòng)時(shí)所需切應(yīng)力很小,因?yàn)槲诲e(cuò)的運(yùn)動(dòng)實(shí)質(zhì)上是原子的運(yùn)動(dòng),它不是整個(gè)滑移面上全部原子一起運(yùn)動(dòng),而是通過位錯(cuò)中心少數(shù)原子的逐一遞進(jìn)(像接力賽跑一樣),由一個(gè)平衡位置轉(zhuǎn)移到另一個(gè)平衡位置而進(jìn)行,而且其位移量都不大,形成逐步滑移(圖3-5)。通過位錯(cuò)的逐步滑移比整體移動(dòng)所需的臨界切應(yīng)力要小得多,這稱為“位錯(cuò)的易動(dòng)性”。正是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的這一特點(diǎn),使金屬晶體具有良好的塑性變形能力。
圖3-5位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)造成滑移
滑移所需的臨界切應(yīng)力τC實(shí)際上是滑移面內(nèi)一定數(shù)量的位錯(cuò)移動(dòng)時(shí)所需的切應(yīng)力。其大小取決于位錯(cuò)滑動(dòng)時(shí)所要克服的阻力,這些阻力對(duì)單晶體來說,主要由晶體內(nèi)位錯(cuò)的密度及其分布特征所決定。如果晶體內(nèi)存在少量的位錯(cuò),滑移易于進(jìn)行,因此金屬晶體的強(qiáng)度也就比較低。但是,當(dāng)位錯(cuò)數(shù)目超過一定范圍時(shí),隨著位錯(cuò)密度的增加,由于位錯(cuò)之間以及位錯(cuò)與其他缺陷之間存在著相互的牽制作用,使位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)受阻,結(jié)果金屬的強(qiáng)度和硬度又逐漸增加。金屬材料的冷加工硬化現(xiàn)象就是在加工過程中,金屬內(nèi)部位錯(cuò)密度的增大而引起的金屬材料硬化。
2.孿生
晶體中第二個(gè)重要的塑性變形是孿生,即在切應(yīng)力作用下晶體的一部分原子相對(duì)于另一部分原子沿一定晶面(孿生面)和晶向(孿生方向)發(fā)生切變的變形過程。發(fā)生切變、位向改變的這一部分稱為孿晶。孿晶與未變形部分晶體原子分布形成所謂的鏡面對(duì)稱。孿生所需的臨界切應(yīng)力比滑移的大得多。孿生只在滑移很難進(jìn)行的情況下才發(fā)生。一些具有密排六方結(jié)構(gòu)的金屬,如鋅、鎂、鈹?shù)鹊乃苄宰冃纬3R詫\生的方式進(jìn)行;而鉍、銻等金屬的塑性變形幾乎完全以孿生的方式進(jìn)行,體心立方及面心立方結(jié)構(gòu)金屬,當(dāng)形變?cè)跍囟群艿汀⑺俣葮O快等條件下難以滑移時(shí),也會(huì)通過孿生的方式進(jìn)行塑性變形。
通常認(rèn)為,孿生是一個(gè)發(fā)生在金屬晶體內(nèi)局部區(qū)域的均勻切變過程,切變區(qū)的寬度較小,在金相顯微鏡下一般呈帶狀(有時(shí)呈透鏡狀),稱為孿晶帶。且切變區(qū)的晶體取向,與未變形區(qū)的晶體取向互成鏡面對(duì)稱關(guān)系。
現(xiàn)以面心立方結(jié)構(gòu)金屬為例,分析孿生過程的形成機(jī)制。圖3-6為FCC晶格中孿生過程示意圖。孿生與滑移一樣,圖中晶體學(xué)對(duì)稱面稱為孿生面。孿生與滑移一樣,也是發(fā)生在一定的方向上,這個(gè)方向稱為孿生方向。在滑移中,滑移部分的所有原子所移動(dòng)的距離是相同的;而在孿生過程中,變形部分的原子移動(dòng)距離是不相同的,其大小與變形原子距孿生面的距離成比例。
圖3-6
FCC晶格中孿生過程示意圖
圖3-7示意地說明了滑移與孿生發(fā)生后金屬表面的形貌差別,滑移之后將產(chǎn)生一些前面所提到的臺(tái)階,而孿生則留下的是細(xì)小的變形區(qū)。在金屬晶體中,由于外加載荷的方向不易開動(dòng)滑移系,即當(dāng)滑移不易進(jìn)行時(shí),晶體則以孿生的形式產(chǎn)生形變,因此孿生的萌生一般需要較大的應(yīng)力,但隨后的長(zhǎng)大所需應(yīng)力較小,其拉伸曲線一般呈鋸齒狀。
圖3-7滑移與孿生發(fā)生后金屬表面的形貌差別示意圖
(a)滑移;(b)孿生
由于實(shí)際測(cè)得的數(shù)據(jù)比較分散,不像滑移的臨界分切應(yīng)力那么明確,有人懷疑孿生的發(fā)生是否存在臨界切應(yīng)力。另外,形變孿晶常見于室溫條件下HCP金屬的變形過程中,因?yàn)樗鼈兊幕葡迪鄬?duì)較少。在BCC金屬中(如Fe、Mo、W、Ta),一般在很低溫下形變時(shí)才會(huì)以孿生的形式進(jìn)行形變;在室溫條件下,只有在很高的應(yīng)變速率情況下BCC金屬中才會(huì)出現(xiàn)孿生現(xiàn)象。由于有較多的滑移系,F(xiàn)CC金屬中發(fā)生孿生的趨勢(shì)是很小的,當(dāng)然如果形變速率很高,而且溫度也很低,此時(shí)在FCC金屬中也可能發(fā)生孿生形變。例如FCC的銅晶體在溫度為4K條件下,同時(shí)應(yīng)變速率很高時(shí),也會(huì)出現(xiàn)孿生現(xiàn)象。盡管有孿生的幫助,HCP金屬如Zn的變形能力總是比FCC晶體及BCC金屬差。
通常孿生在整個(gè)晶體中只占有較小的比例,即孿生在整個(gè)晶體中只產(chǎn)生小的形變。盡管如此,孿生在晶體的變形中仍起著重要的作用,因?yàn)閷\生發(fā)生后,改變了晶體的取向,這樣一來為新的滑移系的開動(dòng)提供了晶體取向的條件,使得滑移能夠發(fā)生。
面心和體心立方金屬,尤其是密排六方金屬通過單純的孿生過程所能得到的變形量是極有限的。例如鋅單晶,即使完全變?yōu)閷\晶,伸長(zhǎng)量也不過7.2%。但是通過孿生可以改變
晶體的取向,使晶體的滑移系由原來難于滑動(dòng)的取向轉(zhuǎn)到易于滑動(dòng)的取向,從而使滑移過程得以繼續(xù)進(jìn)行。因此孿生變形雖然對(duì)金屬變形能力的直接貢獻(xiàn)很小,但間接的貢獻(xiàn)卻很大。
3.1.2多晶體金屬的塑性變形
工程上使用的金屬材料大多數(shù)是由多晶體組成的。實(shí)驗(yàn)證明,雖然多晶體塑性變形主要也是以滑移和孿生的方式進(jìn)行的,但多晶體是由許多形狀、大小、位向都不同的晶粒所組成的,晶粒之間以晶界相連,晶界處原子排列又不規(guī)則。因此,多晶體塑性變形除了要考慮到單晶體塑性變形的因素外,還要考慮到晶粒彼此之間在變形過程中的約束作用以及晶界對(duì)塑性變形的影響,從而使多晶體的變形變得更為復(fù)雜,并具有一些新的特點(diǎn)。
1.多晶體塑性變形的特點(diǎn)
1)多晶體金屬的變形過程
多晶體在受到外力作用時(shí),由于位向不同的各個(gè)晶粒所受的力不一樣,而作用在各晶粒的滑移系上的分切應(yīng)力更是相差很大,因此,各晶粒并非同時(shí)開始變形,而是優(yōu)先在處于軟位向的A晶粒產(chǎn)生滑移變形,而且由于不同位向晶粒的滑移系取向不同,滑移方向也不同,故滑移不可能從一個(gè)晶粒直接延續(xù)到另一個(gè)晶粒中,這樣就會(huì)使位錯(cuò)在晶界附近聚集塞積起來(圖3-8),產(chǎn)生了很大的應(yīng)力集中,只有進(jìn)一步增大外力,變形才能繼續(xù)進(jìn)行。
圖3-8多晶體的滑移示意圖隨著變形度加大,晶界處聚集的位錯(cuò)數(shù)目不斷增多,應(yīng)力集中也逐漸增加。當(dāng)應(yīng)力集中達(dá)到一定程度時(shí),會(huì)使附近的晶粒B和C中某些滑移系中的位錯(cuò)源也開動(dòng)起來而發(fā)生相應(yīng)的滑移。由于B和C晶粒的滑移會(huì)使位錯(cuò)塞積群前端的應(yīng)力松弛,因此A中的位錯(cuò)又重新開動(dòng),并進(jìn)而使位錯(cuò)移出這個(gè)晶體。變形就是從一個(gè)晶粒傳遞到另一個(gè)晶粒,從一批晶粒擴(kuò)展到另一批晶粒,如此逐一傳遞下去,最終變形波及整個(gè)晶體。
由上述可知,多晶體的塑性變形是在各晶粒之間互相影響、互相制約的條件下,從少量晶粒開始,分批進(jìn)行,逐步擴(kuò)大到其他晶粒,以及從不均勻的變形逐步發(fā)展到均勻的變形。通過多晶體變形過程的分析可以看出,由于晶界的阻礙和鄰近不同位向晶粒的相互制約和協(xié)調(diào)作用,多晶體的塑性變形抗力通常比單晶體的要高,這對(duì)具有密排六方結(jié)構(gòu)的鋅尤為顯著。圖3-9分別是鋅和鋁多晶體與單晶體的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。
圖3-9單晶體與多晶體的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)鋅;(b)鋁
2)多晶體金屬變形的不均勻性
在多晶體中由于晶界的存在和各個(gè)晶粒位向的不同,不僅各個(gè)晶粒之間的變形不均勻,而且在每一個(gè)晶粒內(nèi)部(晶界和中心)的變化也是不均勻的,其結(jié)果是產(chǎn)生了晶體內(nèi)部的微觀內(nèi)應(yīng)力。
3)多晶體金屬變形時(shí)晶粒的轉(zhuǎn)動(dòng)
多晶體變形中,各個(gè)晶粒在滑移的同時(shí),其滑移方向都有著轉(zhuǎn)向與力軸平行(或垂直)的趨勢(shì),當(dāng)變形量很大(70%~80%)時(shí),各晶粒的取向幾乎趨于一致。這種由于變形而形成晶粒擇優(yōu)取向排列的組織,稱為變形織構(gòu)。
2.影響多晶體金屬塑性變形的因素
1)晶粒位向
由于多晶體中各晶粒的位向不同,滑移系與外力的取向也各不相同,在外力的作用下,不同位向的晶粒和同一晶粒內(nèi)不同的滑移系獲得的應(yīng)力狀態(tài)和應(yīng)力大小也各不相同。因此,不同的晶粒或是同一晶粒內(nèi)的不同部位變形的先后順序和變形量是不相同的。由于相鄰晶粒之間存在位向差,當(dāng)一個(gè)晶粒發(fā)生變形時(shí),周圍的晶粒如不發(fā)生塑性變形,則必須產(chǎn)生彈性變形來與之協(xié)調(diào)。這樣,周圍晶粒
的彈性變形就成為該晶粒繼續(xù)塑性變形的阻力。所以,由于晶粒間相互約束,多晶體金屬抗塑性變形的能力就大大提高。而且晶粒越細(xì),相同體積內(nèi)晶粒越多,晶粒位向?qū)饘偎苄宰冃蔚挠绊懢驮斤@著。
2)晶界
多晶體是通過晶界將各個(gè)晶粒結(jié)合成的一個(gè)整體。晶界原子排列比較紊亂,又是雜質(zhì)聚集的地方,必然會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng),使滑移變形難以進(jìn)行。如果將圖3-10所示的兩個(gè)晶粒的試樣進(jìn)行拉伸變形時(shí),發(fā)現(xiàn)變形后的試樣在晶界處呈竹節(jié)狀,這說明晶界附近變形抗力較大。因而多晶體的塑性變形抗力比同種金屬的單晶體大得多。
圖3-10雙晶粒拉伸變形示意圖(a)變形前;(b)變形后
3)晶粒大小
試驗(yàn)表明,晶粒越小,即試樣單位截面上晶粒數(shù)目越多,則對(duì)塑性變形的抗力越大,屈服強(qiáng)度越高,而且塑性、韌性也好,稱為細(xì)晶強(qiáng)化。這是一種十分重要的強(qiáng)韌化手段。
晶粒平均直徑d與屈服強(qiáng)度(σs)的關(guān)系可表示為
式中,σ0和K皆為常數(shù),前者表示晶內(nèi)對(duì)變形的抗力,約相當(dāng)于單晶體τk的2~3倍;后者表示晶界對(duì)變形影響的程度,隨晶界結(jié)構(gòu)而定。此公式適用于大多數(shù)金屬材料,見圖3-11。
圖3-11低碳鋼的晶粒大小與屈服強(qiáng)度的關(guān)系
顯然,σs和d1/2成反比例關(guān)系,晶粒越小,其屈服強(qiáng)度越高。這是由于多晶體屈服強(qiáng)度的高低與滑移由一個(gè)晶粒傳遞到另一個(gè)晶粒的難易程度有關(guān),難者則σs高,易者則σs低。如前所述,這種傳遞能否進(jìn)行,主要取決于一個(gè)晶粒邊界附近的位錯(cuò)塞積群所產(chǎn)生的應(yīng)力能否激發(fā)相鄰晶粒中的位錯(cuò)源。分析表明,位錯(cuò)塞積群的應(yīng)力τ′=nτ(n為塞積的位錯(cuò)數(shù)目,τ為外加應(yīng)力沿滑移方向的切應(yīng)力)。晶粒越大,n越大,應(yīng)力集中也越大,越易激發(fā)相鄰晶粒中的位錯(cuò)。因此,在同樣外加應(yīng)力作用下,大晶粒的變形容易由一個(gè)晶粒傳遞到相鄰晶粒中,而小晶粒則相反,故晶粒越細(xì),屈服強(qiáng)度越高。
另外,細(xì)晶粒金屬不僅強(qiáng)度高,而且塑性、韌性也好。因?yàn)榫ЯT郊?xì),在一定體積內(nèi)的晶粒數(shù)目越多,則在同樣變形量的情況下,變形分散在更多的晶粒內(nèi)進(jìn)行,變形的不均勻性便越小,相對(duì)來說引起應(yīng)力集中也應(yīng)越小,開裂的機(jī)會(huì)也就相應(yīng)地減少了。此外,晶粒越細(xì),晶界的曲折越多,更不利于裂紋的擴(kuò)展,從而使其在斷裂前可以承受較大的塑性變形,即表現(xiàn)出較高的塑性。由于細(xì)晶粒金屬中裂紋不易產(chǎn)生也不易擴(kuò)展,因而在斷裂過程中吸收了更多的能量,即表現(xiàn)出較高的韌性。因此,在生產(chǎn)中通常總是設(shè)法使金屬獲得細(xì)晶粒組織。
3.晶界對(duì)金屬強(qiáng)度的影響
幾乎所有的工程材料都是多晶的,而單晶體金屬和合金僅僅只是作為研究用材,在工程中的應(yīng)用非常少見(但為避免晶界裂紋的產(chǎn)生可用單晶制作汽輪機(jī)葉片)。這是因?yàn)樵谑褂脺囟炔桓叩那闆r下,晶界可以作為阻擋位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的一種障礙,使材料強(qiáng)化,因此在工程應(yīng)用中都希望材料具有細(xì)小的晶粒尺寸。圖3-12為單晶銅與多晶銅在室溫條件下的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線的比較,從圖中可以看出,多晶的強(qiáng)度明顯高于單晶的強(qiáng)度。
圖3-12單晶銅與多晶銅在室溫條件下拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線的比較
4.塑性變形對(duì)金屬強(qiáng)度的影響
當(dāng)金屬發(fā)生塑性變形以后,金屬中的位錯(cuò)密度將大大增加,而且隨塑性變形程度的增加,位錯(cuò)密度也不斷增加。由于位錯(cuò)之間將發(fā)生相互作用,因此,隨著位錯(cuò)密度的增加,在金屬中就形成了大量的位錯(cuò),并相互纏結(jié)在一起,這些位錯(cuò)形成像森林一樣的“位錯(cuò)林”,它們之間相互作用(阻礙),使得位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)很難進(jìn)行。因此,位錯(cuò)要繼續(xù)運(yùn)動(dòng),即發(fā)生塑性變形,必須有更大的外加應(yīng)力,也就使金屬得到了強(qiáng)化。圖3-13所示為純銅在室溫經(jīng)過不同冷加工(變形)后,冷加工量的大小對(duì)金屬性能的影響曲線的關(guān)系??梢姰?dāng)冷加工變形為30%時(shí),其拉伸強(qiáng)度由原來的200MPa增加到320MPa。經(jīng)過塑性變形后,金屬的延伸率下降,即塑性下降。
圖3-13冷加工量的大小對(duì)金屬性能的影響曲線
3.1.3合金的塑性變形
實(shí)際使用的合金材料按金相組織基本上可分為單相固溶體和多相混合物兩類,其塑性變形各有特點(diǎn)。
1.固溶體的塑性變形特點(diǎn)
當(dāng)合金由單相固溶體組成時(shí),其變形過程與純金屬多晶體相似。但是隨著溶質(zhì)原子的加入,合金的塑性變形抗力大大提高,表現(xiàn)為強(qiáng)度、硬度的不斷增加,塑性、韌性的不斷下降,即產(chǎn)生了“固溶強(qiáng)化”作用,如圖3-14所示。
圖3-14
Cu-Ni固溶體的機(jī)械性能與成分的關(guān)系
在固溶強(qiáng)化過程中有以下兩個(gè)因素影響強(qiáng)化效果:
(1)相對(duì)原子尺寸。溶劑與溶質(zhì)原子的尺寸大小差別對(duì)強(qiáng)化效果有很大的影響,因?yàn)樗鼈兊脑映叽绮顒e越大,在晶體中引起的晶格畸變?cè)酱?,位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)所受的阻力就越大,強(qiáng)化效果也就越明顯。
(2)短程序結(jié)構(gòu)。溶質(zhì)在溶劑中是隨機(jī)分布的,但是,它們總是存在一定的短程序結(jié)構(gòu)或原子團(tuán)。這樣一來,當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至該區(qū)域時(shí)將受到原子鍵的作用而使其運(yùn)動(dòng)受到阻礙。
不同溶質(zhì)原子所引起的強(qiáng)化效應(yīng)是不同的,如圖3-15所示,其規(guī)律如下:
(1)溶質(zhì)原子的濃度越高,強(qiáng)化作用也越大,但不保持正比,低濃度時(shí)的強(qiáng)化效應(yīng)更為顯著。
(2)溶質(zhì)原子與基體金屬(溶質(zhì))的原子尺寸相差越大,強(qiáng)化作用也越大。
(3)形成間隙固溶體的合金元素一般要比形成置換固溶體的合金元素的強(qiáng)化效果顯著。
(4)溶質(zhì)原子與基體金屬的價(jià)電子數(shù)相差越大,則固溶強(qiáng)化作用越強(qiáng),圖3-16表示電子濃度對(duì)點(diǎn)陣常數(shù)為恒值的各種固溶體的屈服應(yīng)力σs的影響,可見,其屈服應(yīng)力σs隨合金中電子濃度的增加而增大。
圖3-15溶質(zhì)對(duì)Cu單晶臨界分切應(yīng)力的影響
圖3-16電子濃度對(duì)Cu固溶體的屈服應(yīng)力的影響
圖3-17溶質(zhì)原子聚集在位錯(cuò)附近的示意圖
固溶強(qiáng)化的主要原因是,溶質(zhì)原子與位錯(cuò)的彈性交互作用阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。由于溶質(zhì)原子的溶入造成了點(diǎn)陣畸變,其應(yīng)力場(chǎng)將與位錯(cuò)的應(yīng)力場(chǎng)發(fā)生彈性交互作用。置換固溶體中比溶劑原子大的溶質(zhì)原子往往擴(kuò)散到韌性位錯(cuò)線下方受拉應(yīng)力的部位,而比溶質(zhì)原子小的溶質(zhì)原子,則擴(kuò)散到位錯(cuò)線上方受壓應(yīng)力的部位(圖3-17)。也就是說,溶質(zhì)原子與位錯(cuò)彈性交互作用的結(jié)果,使溶質(zhì)原子趨于聚集在位錯(cuò)的周圍,就好像形成了一個(gè)溶質(zhì)原子“氣團(tuán)”,稱之為柯氏氣團(tuán)??率蠚鈭F(tuán)的形成,減少了點(diǎn)陣畸變,降低了體系的畸變能,使其處于更穩(wěn)定的狀態(tài)。顯然,柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有“釘扎”作用,為使位錯(cuò)掙脫“氣團(tuán)”運(yùn)動(dòng)就必須施加更大的外力,因此固溶體合金的塑性變形抗力(強(qiáng)度)要比純金屬大。
2.多相合金的塑性變形特點(diǎn)
當(dāng)合金由多相混合物組成時(shí),其塑性變形不僅取決于基體相的性質(zhì),還取決于二相的性質(zhì)、形狀、大小、數(shù)量和分布等狀況。后者在塑性變形中往往起著決定性的作用。
若合金內(nèi)兩相的含量相差不大,且兩相的變形性能(塑性、加工硬化率)相近,則合金的變形性能為兩相的平均值。若合金中兩相變形性能相差很大,例如其中一相硬而脆,難以變形,另一基體相的塑性較好,則變形先在塑性較好的相內(nèi)進(jìn)行,而第二相在室溫下無顯著變形,它主要是對(duì)基體的變形起阻礙作用。第二相阻礙變形的作用,根據(jù)其形狀和分布不同而有很大差別。
(1)如果硬而脆的第二相呈連續(xù)的網(wǎng)狀分布在塑性相的晶界上,因塑性相的晶粒被脆性相所包圍分割,使其變形能力無從發(fā)揮,晶界區(qū)域的應(yīng)力集中也難于松弛,從而合金的塑性將大大下降,于是經(jīng)很少變形后,在脆性相網(wǎng)絡(luò)處易產(chǎn)生斷裂,而且脆性相數(shù)量愈多,網(wǎng)越連續(xù),合金的塑性就越差,甚至強(qiáng)度也隨之下降。例如,過共析鋼中網(wǎng)狀二次Fe3C及高速鋼中的骨骼狀一次碳化物皆使鋼的脆性增加,強(qiáng)度、塑性降低。生產(chǎn)上通過熱加工和熱處理相互配合來破壞或消除其網(wǎng)狀分布。
(2)如果脆性的第二相呈片狀或?qū)訝罘植荚诰w內(nèi),如鐵碳合金中的珠光體組織,這種分布不致使鋼脆化,并且由于鐵素體的變形受到阻礙,位錯(cuò)的移動(dòng)被限制在碳化物片層之間的很短距離之內(nèi),從而增加了繼續(xù)變形的阻力,提高了合金的強(qiáng)度。珠光體越細(xì),片層間距越小,其強(qiáng)度也越高。
(3)如果脆性的第二相呈顆粒狀均勻分布在晶體內(nèi),如共析鋼及過共析鋼經(jīng)球化退火后獲得的球狀珠光體。由于Fe3C呈球狀,對(duì)鐵素體的變形阻礙作用大大減弱,故強(qiáng)度降低,塑性、韌性均獲得顯著提高。
3.1.4冷塑性變形對(duì)金屬組織和性能的影響
1.冷塑性變形對(duì)金屬組織結(jié)構(gòu)的影響
1)顯微組織的變化
金屬在外力作用下發(fā)生塑性變形時(shí),隨著變形量的增加,各晶粒中除了出現(xiàn)大量的滑移帶、孿晶帶(若發(fā)生了孿生變形)等之外,其內(nèi)部晶粒的形狀也發(fā)生了變化,即各個(gè)晶粒將沿著變形的方向被拉長(zhǎng)或壓扁,如圖3-18所示。隨變形方式和變形量的不同,晶粒形狀的變化也不一樣。變形量越大,晶粒變形越顯著。例如軋制時(shí),各晶粒沿著變形的方向逐漸伸長(zhǎng),變形量越大,晶粒伸長(zhǎng)的程度也越顯著,當(dāng)變形量很大時(shí),各晶粒已不能分辨開,而將沿著變形方向被拉長(zhǎng)成纖維狀,甚至金屬中的夾雜物也沿著變形的方向被拉長(zhǎng)。這種組織被稱為“纖維組織”(圖3-18(c))。形成纖維組織后,金屬的性能會(huì)出現(xiàn)明顯的各向異性,如其縱向(沿纖維的方向)的強(qiáng)度和塑性遠(yuǎn)大于其橫向(垂直纖維的方向)的強(qiáng)度和塑性。圖3-18低碳鋼冷變形后的顯微組織
(a)熱軋態(tài);(b)變形52%;(c)變形72%圖3-19金屬變形后的亞結(jié)構(gòu)示意圖
金屬在塑性變形時(shí)除了產(chǎn)生滑移之外,晶粒內(nèi)部還破碎成許多取向差小于1°的小晶塊,這種小晶塊稱為亞晶粒,這種結(jié)構(gòu)被稱為亞結(jié)構(gòu)(圖3-19)。亞晶粒的邊界堆積有高密度的位錯(cuò),是晶格畸變區(qū);而亞晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度很低,其晶格則相對(duì)比較完整。塑性變形程度愈大,形成的亞晶粒愈多,亞晶界也就愈多,位錯(cuò)密度也隨之增大。研究表明,亞晶界的存在使晶體的變形抗力增加,這是引起加工硬化的重要因素之一。
3)形變織構(gòu)
如前所述,在多晶體構(gòu)成的金屬材料中,晶粒的排列是無規(guī)則的,當(dāng)金屬按一定的方向變形量很大(變形量大于70%以上)時(shí),由于各晶粒的轉(zhuǎn)動(dòng),多晶體中原來任意位向的各晶粒的取向會(huì)大致趨于一致,這種有序化結(jié)構(gòu)叫做“形變織構(gòu)”,又稱為“擇優(yōu)取向”,如圖3-20所示。
圖3-20形變織構(gòu)示意圖
(a)絲織構(gòu);(b)板織構(gòu)
隨變形方式或變形程度的不同,織構(gòu)的性質(zhì)和強(qiáng)弱程度也不相同。金屬材料的加工方式不同,可以形成不同類型的織構(gòu):拉拔時(shí)形成的織構(gòu)稱為絲織構(gòu)(圖3-20(a)),其特征是各個(gè)晶粒的某一晶向平行于拉拔方向;軋制時(shí)形成的織構(gòu)稱為板織構(gòu)(圖3-20(b)),其特征是不僅某一晶面平行于軋制平面,而且某一晶向也平行于軋制方向。表3-3列出了常見的幾種類型的變形織構(gòu)。絲織構(gòu)中〈uvw〉表示與拉拔或擠壓方向平行的晶向,板織構(gòu)中〈uvw〉、{hkl}分別表示與軋制平面和軋制方向平行的晶面和晶向。
表3-3幾種金屬及合金的變形織構(gòu)
由于形變織構(gòu)使金屬具有明顯的各向異性,它的存在對(duì)金屬材料的加工成形和使用性能都有很大影響,即使利用退火方法也難以消除,所以織構(gòu)的形式在多數(shù)情況下是不利的。例如用有織構(gòu)的板材去沖制杯形零件時(shí),由于板材各個(gè)方向變形能力的不同,深沖后零件的邊緣不齊,會(huì)產(chǎn)生“制耳”現(xiàn)象(圖3-21)。但是,在某些情況下織構(gòu)也是有用的。如變壓器鐵芯用的硅鋼晶向最易磁化,沿〈100〉晶向最易磁化。如果采用這種織構(gòu)((100)[001])的硅鋼片制作變壓器和電機(jī),則可提高鐵芯的導(dǎo)磁率,降低其磁滯損失,提高設(shè)備的效率。
圖3-21因形變織構(gòu)造成的“制耳”現(xiàn)象
(a)無織構(gòu);(b)有織構(gòu)
4)變形引起的內(nèi)應(yīng)力
金屬和合金塑性變形過程中,外力所做的功除了大部分轉(zhuǎn)化為熱量之外,大約有10%的能量轉(zhuǎn)化為內(nèi)應(yīng)力而殘留在金屬中,使其內(nèi)能增加。這些殘留于金屬內(nèi)部且平衡于金屬內(nèi)部的應(yīng)力稱為殘余內(nèi)應(yīng)力。它是由于金屬在外力作用下各部分發(fā)生不均勻的塑性變形而產(chǎn)生的。內(nèi)應(yīng)力一般可分為三種類型:
(1)宏觀內(nèi)應(yīng)力(第一類內(nèi)應(yīng)力)。宏觀內(nèi)應(yīng)力是由于金屬材料塑性變形時(shí),工件各部分的變形不均勻,使整個(gè)工件或在較大的宏觀范圍內(nèi)(如表層與心部)產(chǎn)生的殘余應(yīng)力。一般冷塑性變形后產(chǎn)生的宏觀內(nèi)應(yīng)力數(shù)值不大,只占整個(gè)工件內(nèi)應(yīng)力的一小部分。即使變形量很大,也只有1%左右。例如,金屬拉絲加工后,因外緣部分的變形比心部的小,結(jié)果使外緣受張應(yīng)力,心部受壓應(yīng)力(圖3-22);彎曲一金屬棒后,則其上部受壓應(yīng)力,下部受拉應(yīng)力(圖3-23)。一般不希望金屬內(nèi)部存在宏觀內(nèi)應(yīng)力,但可利用零件表面殘留的壓應(yīng)力來提高其疲勞壽命。
圖3-22金屬拉絲后的殘留應(yīng)力
圖3-23金屬棒彎曲變形后的殘留應(yīng)力
(2)微觀內(nèi)應(yīng)力(第二類內(nèi)應(yīng)力)。微觀內(nèi)應(yīng)力是由于金屬材料在塑性變形時(shí),各晶?;騺喚Я?nèi)或之間的變形不均勻而產(chǎn)生的。雖然這種內(nèi)應(yīng)力所占比例不大(約占全部?jī)?nèi)應(yīng)力的1%~2%),但有時(shí)也可達(dá)很大數(shù)值。當(dāng)工件內(nèi)存在微觀內(nèi)應(yīng)力而同時(shí)又承受外力作用時(shí),在某些部位的應(yīng)力可能極大,以致會(huì)使工件在不大的外力作用下產(chǎn)生微裂紋,甚至導(dǎo)致工件的斷裂。
(3)點(diǎn)陣畸變(第三類內(nèi)應(yīng)力)。金屬和合金經(jīng)塑性變形后,位錯(cuò)、空位等晶體缺陷大大增加,使一部分原子偏離其平衡位置而造成點(diǎn)陣畸變,這種因點(diǎn)陣畸變而產(chǎn)生的殘余應(yīng)力叫點(diǎn)陣畸變應(yīng)力。在變形金屬的總儲(chǔ)存能中,上述宏、微觀殘余應(yīng)力的彈性應(yīng)變能只占其中的5%~10%,絕大部分是點(diǎn)陣畸變能,是存在于變形金屬中主要的殘余內(nèi)應(yīng)力。它使金屬的硬度、強(qiáng)度升高,同時(shí)使塑性和抗腐蝕能力下降。
內(nèi)應(yīng)力的大小與形變條件有關(guān)。變形量大、變形不均勻、變形時(shí)溫度低、變形速率大等都能使內(nèi)應(yīng)力增加。
內(nèi)應(yīng)力對(duì)金屬材料的性能會(huì)產(chǎn)生不良影響,第一類內(nèi)應(yīng)力所占比例雖然不大,但當(dāng)其放置一段時(shí)間后會(huì)因其松弛或應(yīng)力重新分布而引起金屬自動(dòng)變形,嚴(yán)重時(shí)會(huì)引起工件開裂;第二類內(nèi)應(yīng)力使金屬產(chǎn)生晶間腐蝕,所以塑性變形后的金屬應(yīng)進(jìn)行消除應(yīng)力退火處理,以消除或降低這部分內(nèi)應(yīng)力;第三類內(nèi)應(yīng)力則是產(chǎn)生加工硬化的主要原因。
有時(shí)內(nèi)應(yīng)力也是有益的,如齒輪進(jìn)行表面淬火和噴丸處理,在其表面產(chǎn)生一層極薄的塑性變形層。在變形層中產(chǎn)生的殘余壓應(yīng)力可以大大提高材料的疲勞極限,抵消工作時(shí)齒面受到的應(yīng)力,從而提高齒輪的使用壽命。
內(nèi)應(yīng)力對(duì)熱處理質(zhì)量也有很大的影響。鋼經(jīng)塑性變形所產(chǎn)生的各種內(nèi)應(yīng)力是導(dǎo)致淬火工件產(chǎn)生變形甚至開裂的重要原因之一。實(shí)踐表明,經(jīng)過粗機(jī)械加工、冷壓力加工的工件以及鍛造后的毛坯,其內(nèi)部都?xì)埓嬷蛩苄宰冃味a(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力。為了減少淬火變形量并防止產(chǎn)生淬火裂紋,在淬火之前,必須進(jìn)行消除內(nèi)應(yīng)力處理(如退火處理)。
2.冷塑性變形對(duì)金屬性能的影響
由于塑性變形改變了金屬內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu),因此必然導(dǎo)致其性能的變化。
1)加工硬化
加工硬化也稱形變強(qiáng)化或冷作硬化。隨著塑性變形程度的增加,金屬材料的強(qiáng)度和硬度顯著升高,塑性和韌性很快下降,即產(chǎn)生了加工硬化現(xiàn)象(圖3-24)。如wC為0.3%的碳鋼,當(dāng)變形伸長(zhǎng)率為20%時(shí),抗拉強(qiáng)度由原來的500MPa增大到約700MPa,而當(dāng)伸長(zhǎng)率為60%時(shí),抗拉強(qiáng)度可增大到900MPa以上(圖3-25)。
圖3-24冷軋對(duì)銅材拉伸性能的影響圖3-25
wC=0.3%碳鋼冷軋后力學(xué)性能的變化金屬的加工硬化現(xiàn)象在許多情況下是有利的,它是工業(yè)生產(chǎn)中用以提高金屬強(qiáng)度、硬度和耐磨性的重要手段之一,尤其是對(duì)一些不能用熱處理強(qiáng)化的材料顯得更為重要,例如某些不銹鋼,經(jīng)過冷軋可使其強(qiáng)度提高將近一倍。
金屬件的冷沖壓成形即利用材料加工硬化特性,使塑性變形能夠均勻地分布在整個(gè)工件中,不致集中在某些局部區(qū)域,以致最終產(chǎn)生破裂。
加工硬化還能使金屬各部分相繼發(fā)生塑性變形,使變形更加均勻。例如,冷拉鋼絲穿過模孔的部分,由于發(fā)生了加工硬化,便不再繼續(xù)變形而使變形轉(zhuǎn)移到尚未拉過??椎牟糠郑@樣鋼絲才可以繼續(xù)通過??锥尚巍?/p>
加工硬化還可以提高構(gòu)件在使用過程中的安全性。金屬構(gòu)件在使用過程中,局部可能會(huì)出現(xiàn)應(yīng)力集中或過載現(xiàn)象,這會(huì)導(dǎo)致少量的塑性變形,同時(shí)發(fā)生硬化現(xiàn)象,結(jié)果過載部位的變形會(huì)自行停止,應(yīng)力集中可以自行減弱,與其承受的應(yīng)力達(dá)到新的平衡,從而在一定程度上提高了構(gòu)件的安全性。
加工硬化也有不利的一面,如使材料在冷軋時(shí)的動(dòng)力消耗增大,也給金屬繼續(xù)變形造成困難。因此,在金屬的冷變形和加工過程中,必須進(jìn)行中間熱處理來消除加工硬化現(xiàn)象。
產(chǎn)生加工硬化的原因與位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)和交互作用密切相關(guān)。隨著塑性變形的進(jìn)行,位錯(cuò)密度不斷增加,位錯(cuò)間的交互作用增強(qiáng),產(chǎn)生了塞積群、纏結(jié)網(wǎng)和胞狀亞結(jié)構(gòu)等,使位錯(cuò)滑移發(fā)生困難,因此大大增加了不能移動(dòng)位錯(cuò)的數(shù)量,金屬塑性變形的抗力增大,從而顯著提高了金屬繼續(xù)變形的流變應(yīng)力。
金屬的流變應(yīng)力σd與位錯(cuò)密度ρ的關(guān)系為:
(3-3)
式中,a為常數(shù),取值在0.1~1.0之間;G為切變模量;b為柏氏矢量的模值。
2)其他物理、化學(xué)性能的變化
變形后的金屬,除了力學(xué)性能外,一些結(jié)構(gòu)敏感的性能都發(fā)生了較明顯的變化,例如,磁導(dǎo)率、電導(dǎo)率和電阻溫度系數(shù)等下降;電阻率等增加。另一些結(jié)構(gòu)不敏感的性能也有一定的變化,例如,密度、導(dǎo)熱系數(shù)等有一定的下降。由于塑性變形增加了金屬的結(jié)構(gòu)缺陷,導(dǎo)致自由能升高,故加速了金屬中的擴(kuò)散過程,增加了金屬的化學(xué)活性,加快了腐蝕速度,使其耐蝕性降低。
3.2金屬及合金的回復(fù)與再結(jié)晶
3.2.1形變金屬或合金加熱過程中的一般變化
將金屬材料加熱到某一規(guī)定溫度,并保溫一定時(shí)間,而后緩慢冷卻至室溫的一種熱處理操作過程稱為退火,其目的是提高金屬材料組織和結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性,從而達(dá)到所要求的各種性能指標(biāo)。形變金屬和合金的退火主要由回復(fù)、再結(jié)晶以及晶粒長(zhǎng)大三個(gè)過程組成,這三個(gè)過程在實(shí)際退火過程中往往是重疊進(jìn)行的。
1.顯微組織的基本變化
將形變金屬加熱到其熔點(diǎn)溫度一半附近并保溫,利用高溫顯微鏡觀察組織隨時(shí)間的變化,可以看出其變化基本上可分為如圖3-26所示的三個(gè)階段。在0→t1階段,顯微組織幾乎看不出任何變化,晶粒仍保持伸長(zhǎng)狀或扁片狀,稱為回復(fù)階段;在t1→t2階段,形變晶粒內(nèi)部發(fā)生了新晶粒的形核和長(zhǎng)大,這一過程一直持續(xù)到t2,形變組織完全為新的等軸晶粒所取代,稱為再結(jié)晶階段;在t2→t3階段,新晶粒逐步合并長(zhǎng)大,直到t3時(shí)達(dá)到一個(gè)較為穩(wěn)定的尺寸,稱為晶粒長(zhǎng)大階段。
若將保溫時(shí)間固定,而使退火溫度由低溫逐步提高時(shí),也大致可以得到相似的三個(gè)溫度階段,這時(shí)只要將圖3-26中的時(shí)間坐標(biāo)t換成相應(yīng)的溫度坐標(biāo)T,仍然可以成立。即溫度由0→T1為回復(fù)階段,由T1→T2為再結(jié)晶階段,由T2→T3為晶粒長(zhǎng)大階段。
圖3-26回復(fù)、再結(jié)晶及晶粒長(zhǎng)大過程示意圖
2.性能變化
退火過程性能的變化可用圖3-27來描述。圖3-27回復(fù)及再結(jié)晶過程中性能的變化
1)硬度變化
從圖3-27中的硬度變化曲線可以看出,在回復(fù)階段硬度變化很小,約占總變化的1/5;在再結(jié)晶階段則變化很大,約占4/5。硬度一般是和強(qiáng)度呈正比例的一個(gè)性能指標(biāo),所以回復(fù)過程中強(qiáng)度的變化也應(yīng)與硬度的變化相似。
2)電阻的變化
與硬度變化不同,電阻在回復(fù)階段已經(jīng)有了較明顯的變化,再結(jié)晶過程中電阻的變化更顯著。
3)密度的變化
從圖3-27中的曲線可以看出,密度的變化與電阻的變化趨勢(shì)相似,但變化方向相反。
4)亞晶尺寸的變化
從圖3-27可以看出,在回復(fù)的前一階段,亞晶尺寸變化甚微;到后一階段,尤其在接近再結(jié)晶時(shí),亞晶尺寸顯著增大。
總之,由宏觀性能的變化可以看出,在再結(jié)晶過程中,各種變化都是比較顯著的。但是回復(fù)過程的變化隨性能的不同而有明顯的差別,其中力學(xué)性能如硬度和強(qiáng)度等變化很小,而一些物理性能如電阻和密度等的變化卻相當(dāng)大。此外,在回復(fù)過程中,不同溫度階段,能量的釋放也不一樣,它表明不同階段回復(fù)的具體內(nèi)容有一定的差異。所以,分析這些宏觀現(xiàn)象都有利于深入了解回復(fù)和再結(jié)晶的實(shí)質(zhì)。
3.2.2回復(fù)
經(jīng)冷塑性變形的金屬加熱溫度不太高時(shí),內(nèi)部原子活動(dòng)能力尚不大,只能作短距離擴(kuò)散,這一過程稱為回復(fù)。在回復(fù)這一階段,金屬的某些力學(xué)性能、物理性能和亞結(jié)構(gòu)發(fā)生變化,但沒有新的晶粒出現(xiàn)。
冷變形金屬在加熱回復(fù)的開始階段(加熱溫度較低)首先發(fā)生點(diǎn)缺陷的運(yùn)動(dòng)及其相互結(jié)合而消失,即通過空位和間隙原子之間、異號(hào)刃型位錯(cuò)之間重新結(jié)合而消失,空位和間隙原子也可能擴(kuò)散到位錯(cuò)、晶界或表面等處而消失,結(jié)果造成晶格缺陷密度顯著下降。電阻是衡量晶體點(diǎn)陣對(duì)電子在電場(chǎng)作用下定向流動(dòng)的抗力。由于彌散分布的各種點(diǎn)缺陷對(duì)電阻的作用要比位錯(cuò)的作用大,所以回復(fù)過程中隨著缺陷密度的下降,電阻明顯下降。
圖3-28刃型位錯(cuò)的攀移和滑移示意圖
隨著加熱溫度的升高,不僅原子具有很大的活動(dòng)能力,而且位錯(cuò)也開始發(fā)生運(yùn)動(dòng),使原來在變形晶粒中分散雜亂的位錯(cuò)逐漸集中,相互結(jié)合并按照某種規(guī)律排列。例如,變形后滑移面上無規(guī)則排列的刃型位錯(cuò)可以沿滑移面滑移,也可沿垂直于滑移面的方向攀移,結(jié)果位錯(cuò)在滑移面上的間距增大,在垂直方向的距離變小,使原來在滑移面上無規(guī)則雜亂分布的位錯(cuò)排列成由同號(hào)刃型位錯(cuò)沿垂直滑移面分布的位錯(cuò)墻,構(gòu)成小角亞晶界,如圖3-28所示。這樣,在變形晶粒中形成許多較完整的小晶塊,稱為回復(fù)亞晶,這個(gè)過程也稱為“多邊形化”(圖3-29)?!岸噙呅位笔咕w被位錯(cuò)墻分割成許多新的亞晶粒。位錯(cuò)呈有序分布后,位錯(cuò)間的作用力減少,晶格畸變程度減輕,因而使晶體過渡為較穩(wěn)定的狀態(tài)。顯然,多邊化的過程實(shí)質(zhì)是位錯(cuò)從高能態(tài)的混亂排列向低能態(tài)的規(guī)則排列變化的過程。
圖3-29多邊形化前、后刃型位錯(cuò)的排列情況
(a)多邊形化前;(b)多邊形化后
由于回復(fù)過程溫度比較低,金屬的晶粒大小和形狀不會(huì)發(fā)生明顯變化,所以金屬加工硬化后的強(qiáng)度、硬度和塑性等力學(xué)性能基本不變,但殘余內(nèi)應(yīng)力和電阻顯著下降,應(yīng)力腐蝕現(xiàn)象也基本消除。生產(chǎn)上應(yīng)用的去應(yīng)力退火就是利用回復(fù)過程,在基本上保留加工硬化效果的前提下,降低內(nèi)應(yīng)力,避免變形開裂并改善抗蝕性。例如,為了消除冷沖壓黃銅工件在室溫放置一段時(shí)間后會(huì)自動(dòng)發(fā)生晶間開裂(稱為季裂)的現(xiàn)象,對(duì)其在加工后于250~300℃之間進(jìn)行去應(yīng)力退火。又如其他一些鑄件、焊接件等的去應(yīng)力退火,也是通過回復(fù)的作用來實(shí)現(xiàn)的。
3.2.3再結(jié)晶
1.再結(jié)晶過程
當(dāng)冷變形金屬加熱溫度高于回復(fù)階段溫度后,原子的擴(kuò)散能力進(jìn)一步增強(qiáng),塑性變形時(shí)被破碎、拉長(zhǎng)的晶粒全部被轉(zhuǎn)變成均勻而細(xì)小的等軸晶粒。這個(gè)過程稱為“再結(jié)晶”。待變形金屬的晶粒全部變成細(xì)等軸晶粒后,再結(jié)晶過程即告結(jié)束。
冷變形金屬在再結(jié)晶過程中新晶粒的形成是通過形核和長(zhǎng)大方式進(jìn)行的,其示意圖如圖3-30所示。陰影部分代表形變基體,白色部分代表新晶粒。隨著時(shí)間的推移,新晶粒的數(shù)量和尺寸逐漸增多和變大,直到形變基體完全消失,再結(jié)晶即告完成??梢?,再結(jié)晶不是一個(gè)簡(jiǎn)單地恢復(fù)到形變前組織的過程。這就啟示人們?nèi)绾握莆蘸屠眠@個(gè)過程,以便使組織向著更有利的方向變化,從而達(dá)到改善性能的目的。
圖3-30再結(jié)晶過程示意圖
(a)形變前;(b)形變中;(f)形變完全
2.再結(jié)晶溫度及其影響因素
1)再結(jié)晶溫度
由于再結(jié)晶前后各晶粒的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)類型、成分都不變,所以再結(jié)晶不是相變,而只是在一定條件自某一溫度開始,通過形核和長(zhǎng)大的方式連續(xù)進(jìn)行的一種組織變化。因此,再結(jié)晶溫度不像結(jié)晶或其他相變那樣,有一個(gè)恒定的轉(zhuǎn)變溫度。而是隨條件的不同,可以在一個(gè)較寬的溫度范圍內(nèi)變化。
變形金屬開始產(chǎn)生再結(jié)晶現(xiàn)象的最低溫度稱為再結(jié)晶溫度。為了便于比較和使用方便,通常生產(chǎn)上使用的再結(jié)晶溫度是指經(jīng)過大的冷塑性變形(變形度大于70%)的金屬,在1h的保溫時(shí)間內(nèi)能夠完成再結(jié)晶(或已再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)大于95%)的最低溫度,稱為再結(jié)晶溫度,它可以用金相法、硬度法、X-射線結(jié)構(gòu)分析等方法來測(cè)定。
2)影響再結(jié)晶的主要因素
再結(jié)晶是一個(gè)形核和長(zhǎng)大的過程。因此,凡是影響形核和長(zhǎng)大速度的因素都會(huì)影響再結(jié)晶溫度T再。顯然,增大形核率N和長(zhǎng)大速度G,必然降低T再,反之則使T再升高。
(1)溫度。圖3-31為經(jīng)98%冷軋的純銅在不同溫度下的等溫再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)曲線。由圖可知,等溫下的再結(jié)晶速度開始時(shí)很小,隨再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)的增加而增大,并在50%處達(dá)到最大,然后又逐漸減小,呈現(xiàn)出了慢—快—慢的變化規(guī)律,具有典型的形核-長(zhǎng)大過程的動(dòng)力學(xué)特征。此外,還可以看出,加熱溫度越高,再結(jié)晶速度越快,產(chǎn)生一定體積分?jǐn)?shù)的再結(jié)晶所需要的時(shí)間也就越短。圖3-31經(jīng)98%冷軋的純銅(99.999%Cu)在不同溫度下的等溫再結(jié)晶曲線
圖3-32鐵和鋁的開始再結(jié)晶溫度與冷變形程度的關(guān)系
(2)預(yù)先的變形度。金屬的冷變形程度越大,其畸變能越高,再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力也越大,形核率N和長(zhǎng)大速度G越大,故再結(jié)晶溫度就越低。圖3-32是實(shí)際測(cè)量的Fe和Al的開始再結(jié)晶溫度與變形度的關(guān)系曲線。可以看出,變形度越大,再結(jié)晶溫度越低;但當(dāng)變形度增加到一定程度后,再結(jié)晶溫度基本趨近于某一穩(wěn)定值,即所謂最低再結(jié)晶溫度;另一方面,當(dāng)變形度小到一定程度時(shí),再結(jié)晶溫度趨于熔點(diǎn),即不會(huì)發(fā)生再結(jié)晶。將能夠發(fā)生再結(jié)晶的最小變形度,稱為臨界變形度。在臨界變形度下,再結(jié)晶溫度值最高。大量的實(shí)驗(yàn)結(jié)果統(tǒng)計(jì)表明,工業(yè)純金屬經(jīng)過強(qiáng)烈冷變形后的最低再結(jié)晶溫度T再與其熔點(diǎn)T溶之間存在如下關(guān)系:
(3-4)
式中,T再和T溶均以熱力學(xué)溫度表示。
(3)原始晶粒尺寸。在其他條件相同的情況下,金屬的晶粒越細(xì)小,變形的抗力越大,冷變形后儲(chǔ)存的能量越高,再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力越大,形核率N和長(zhǎng)大速度G就越大,則再結(jié)晶溫度也就越低。
(4)金屬的純度。表3-4列出了一些微量溶質(zhì)原子對(duì)冷變形銅的再結(jié)晶溫度的影響??梢钥闯?,金屬中含有微量溶質(zhì)原子(或微量雜質(zhì))能顯著提高再結(jié)晶溫度,而且不同的溶質(zhì)原子提高再結(jié)晶溫度的程度各不相同。這是由于溶質(zhì)原子與位錯(cuò)及晶界間發(fā)生相互作用,使溶質(zhì)原子傾向于偏聚在位錯(cuò)及晶界處,一方面阻礙原子的擴(kuò)散,另一方面阻礙位錯(cuò)的移、滑移和晶界的遷移,降低了形核率N和長(zhǎng)大速度G,從而阻礙金屬的再結(jié)晶。至于不同溶質(zhì)原子對(duì)再結(jié)晶溫度的不同影響,乃是由于它們與位錯(cuò)及晶界間具有不同的交互作用能,同時(shí),也是不同溶質(zhì)原子在金屬中具有不同的擴(kuò)散系數(shù)所致。
表3-4微量溶質(zhì)元素對(duì)光譜純銅
(5)加熱速度和加熱保溫時(shí)間。因?yàn)樵俳Y(jié)晶過程需要一定的時(shí)間才能完成,所以提高加熱速度會(huì)使再結(jié)晶溫度提高。若加熱保溫時(shí)間越長(zhǎng),原子的擴(kuò)散移動(dòng)越能充分進(jìn)行,再結(jié)晶溫度也就越低。在工業(yè)生產(chǎn)中,為了縮短再結(jié)晶退火周期,一般將再結(jié)晶溫度定得比理論再結(jié)晶溫度高出100~200℃。
3.2.4再結(jié)晶后的晶粒長(zhǎng)大
1.晶粒的正常長(zhǎng)大
1)晶粒正常長(zhǎng)大過程
再結(jié)晶剛結(jié)束時(shí),雖然新的無畸變晶粒已完全相互靠在一起,變形引起的儲(chǔ)存能基本上已完全釋放,但是由于此時(shí)晶粒比較細(xì),晶界面積比較大,系統(tǒng)界面能比較高,所以晶粒仍然可以繼續(xù)長(zhǎng)大。圖3-33為晶粒長(zhǎng)大示意圖。晶粒長(zhǎng)大實(shí)質(zhì)上是大晶?!巴滩ⅰ毙【Я6咕ЯV饾u長(zhǎng)大,是通過大角晶界移動(dòng)、相互合并的方式進(jìn)行的。即通過大晶粒的邊界向小晶粒遷移,把小晶粒中的晶格位向逐步改變成與這個(gè)大晶粒晶格相同的位向,形成大晶?!巴滩ⅰ毙【Я,F(xiàn)象。結(jié)果使冷變形金屬內(nèi)一些晶粒逐漸長(zhǎng)大粗化,一些晶粒逐漸減小消失。再結(jié)晶后的晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力是該過程通過減少晶界的面積使系統(tǒng)總的晶界表面能降低,因而晶粒長(zhǎng)大是一個(gè)自發(fā)進(jìn)行的過程。圖3-33晶粒長(zhǎng)大示意圖
2)影響晶粒長(zhǎng)大的主要因素
既然晶粒長(zhǎng)大是通過大角晶界的遷移來進(jìn)行的,因此凡是影響晶界移動(dòng)的因素都會(huì)影響晶粒長(zhǎng)大。主要因素有:
(1)溫度。溫度越高,晶粒長(zhǎng)大的速度就越快。在其他條件相同的情況下,溫度越高,晶界移動(dòng)速度(與界面擴(kuò)散系數(shù)有關(guān))越快。
(2)雜質(zhì)或溶質(zhì)原子。微量元素的少量加入,會(huì)造成晶界移動(dòng)速度大幅度降低。如研究微量元素Sn對(duì)Pb的晶界移動(dòng)速度的影響可知,當(dāng)Sn含量由1×10-6以下增加到60×10-6時(shí),晶界移動(dòng)速度下降了約4個(gè)數(shù)量級(jí),即雜質(zhì)增加約60倍,而晶界移動(dòng)速度則降低10000倍。
(3)第二相質(zhì)點(diǎn)。
實(shí)驗(yàn)表明,當(dāng)晶界移動(dòng)遇到第二相質(zhì)點(diǎn)時(shí),質(zhì)點(diǎn)往往對(duì)晶界起著釘扎作用,從而增加了晶界移動(dòng)的阻力,降低了晶粒長(zhǎng)大速度。
利用第二相質(zhì)點(diǎn)來阻礙高溫下金屬晶粒長(zhǎng)大的方法已廣泛應(yīng)用于許多金屬材料中。例如,在鋼中加入少量的Al、Ti、V或Nb等元素,以形成適當(dāng)體積分?jǐn)?shù)和尺寸的AlN、TiN、VC、NbC等第二相質(zhì)點(diǎn),就能有效地阻礙高溫下鋼的晶粒長(zhǎng)大,使鋼在焊接或熱處理后仍具有較細(xì)小的晶粒,以保證良好的機(jī)械性能。
(4)晶粒間的位向差。
實(shí)驗(yàn)表明,當(dāng)相鄰晶粒間的位向差很接近或具有孿晶位向時(shí),晶界移動(dòng)速度將很小。但當(dāng)具有一般大角度晶界的位向差時(shí),則有較大的移動(dòng)速度。
2.晶粒的反常長(zhǎng)大(二次再結(jié)晶)
在某些情況下,再結(jié)晶完成后晶粒長(zhǎng)大表現(xiàn)出反?,F(xiàn)象,即出現(xiàn)少數(shù)較大的晶粒優(yōu)先快速長(zhǎng)大,逐步吞并其周圍大量的小晶粒,最后形成非常粗大的組織,這種現(xiàn)象通常稱為二次再結(jié)晶。前節(jié)所討論的再結(jié)晶稱為一次再結(jié)晶,以資區(qū)別。
二次再結(jié)晶形成非常粗大的晶粒,使得金屬材料組織性能惡化,從而降低了材料的性能如強(qiáng)度、塑性和韌性等,并影響了冷變形后的表面光潔度。因此,在制定冷變形材料的退火工藝時(shí),一般應(yīng)避免發(fā)生二次再結(jié)晶,再結(jié)晶退火溫度應(yīng)嚴(yán)格控制在再結(jié)晶溫度范圍內(nèi),而且保溫時(shí)間不宜過
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