细晶强化的机理及其应用.docx

1、细晶强化的机理及其应用细晶强化的机理及其应用 摘要：本文讲述了细晶强化的含义及其微观机理，介绍了三种推导 Hall-Petch 关系式的物 理模型，并说明了微量碳在钢铁材料中细晶强化时对 Hall-Petch关系式中c 0和k的影响。 本文还介绍了一种细晶强化金属材料的新方法 -不对称挤压法。关键词：细晶强化， Hall-Petch 关系式，位错。1 引言 通常金属是由许多晶粒组成的多晶体，晶粒的大小可以用单位体积内晶粒的数目来表 示，数目越多，晶粒越细。实验表明，在常温下的细晶粒金属比粗晶粒金属有更高的强度、 硬度、塑性和韧性。这是因为细晶粒受到外力发生塑性变形可分散在更多的晶粒内进行， 塑

2、性变形较均匀，应力集中较小；此外，晶粒越细，晶界面积越大，晶界越曲折，越不利 于裂纹的扩展。故工业上将通过细化晶粒以提高材料强度的方法称为细晶强化。细晶强化的关键在于晶界对位错滑移的阻滞效应。位错在多晶体中运动时，由于晶界 两侧晶粒的取向不同，加之这里杂质原子较多，也增大了晶界附近的滑移阻力，因而一侧 晶粒中的滑移带不能直接进入第二个晶粒，而且要满足晶界上形变的协调性，需要多个滑 移系统同时动作。 这同样导致位错不易穿过晶界， 而是塞积在晶界处， 引起了强度的增高。 可见，晶界面是位错运动的障碍，因而晶粒越细小，晶界越多，位错被阻滞的地方就越多， 多晶体的强度就越高，已经有大量实验和理论的研究

3、工作证实了这一点。另外，位错在晶 体中是三维分布的，位错网在滑移面上的线段可以成为位错源，在应力的作用下，此位错 源不断放出位错，使晶体产生滑移。位错在运动的过程中，首先必须克服附近位错网的阻 碍，当位错移动到晶界时，又必须克服晶界的障碍，才能使变形由一个晶粒转移到另一个 晶粒上，使材料产生屈服。因此，材料的屈服强度取决于使位错源运动所需的力、位错网 给予移动位错的阻力和晶界对位错的阻碍大小。 晶粒越细小， 晶界就越多， 障碍也就越大， 需要加大外力才能使晶体产生滑移。所以，晶粒越细小，材料的屈服强度就越大 。细化晶粒是众多材料强化方法中唯一可在提高强度的同时提高材料塑性、韧性的强化 方法。其

4、提高塑性机制为：晶粒越细，在一定体积内的晶粒数目多，则在同样塑性变形量 下，变形分散在更多的晶粒内进行，变形较均匀，且每个晶粒中塞积的位错少，因应力集 中引起的开裂机会较少，有可能在断裂之前承受较大的变形量。提高强度机制为：晶界增 多，而晶界上的原子排列不规则，杂质和缺陷多，能量较高，阻碍位错的通过。 2 细晶强化的经典理论一般而言，细晶试样不但强度高，而且韧性也好。所以细晶强化成为金属材料的一种 重要强化方式，获得了广泛的应用。在大量试验基础上，建立了晶粒大小与金属强度的定 量关系的一般表达式为：c y = c 0+ kd-n (1)式中，c y为流变应力，c 0为晶格摩擦力，d为晶粒直径，

5、k为与材料有关的参数，指数n常取0.5。这就是有名的Hall-Petch公式，是由Hall和Peteh2两人最先在软钢中针对屈服强 度建立起来的，并且后来被证明可广泛应用于各种体心立方、面心立方及六方结构金属和 合金。大量试验结果已证明，此关系式还可适用于整个流变范围直至断裂，仅常数 （T o和k有所不同而己。Hall-Petch公式是一个很好的经验公式，可以从不同的物理模型出发加以推导。常见 的模型有以下几种：2.1位错塞积模型3如图1所示，外加切应力T较小时，由于晶界的阻碍作用，会使晶粒1内由位错源S1放 出的位错形成位错塞积，可在晶粒2内距其r远处产生较大的切应力，其值在 rd/2时可写

6、 为f- r _ r j . 厂。此处T 0为位错在晶内运动所受阻力，d为晶粒直径。若设T为激活位于晶粒2中r处的位错源所需的临界切应力，贝U晶粒 2的屈服条件可写为：即当dr时，可将上式简化为由此可得： 若将拉伸屈服强度t y以mT y表示，贝U：二越:/即 .cr 掣=（7）o + kd /在（6）式中，m为一同有效滑移系数量有关的取向因子。有效滑移系越多， m值越小。在滑移系数量任意多时，取m=2对有12个滑移系的立方晶体取m=3 1.图1位错塞积引起相邻晶粒中位错源开动示意图2.2晶界“坎”模型采用上述模型推导Hall-Petch公式的前提是承认在晶体中存在位错塞积。然而，这 一点至少

7、对aFe来说尚有争议。至今在aFe中，只在少数情况下才观察到晶界前的不规则 的位错塞积群5，而多数情况为不规则的位错缠结 。为了克服这一困难，JamesLi4提出一 种不需要位错塞积的模型。他认为晶界上的“坎”可以当作位错的“施主”而放出位错， 其机制示于图2。由此可将流变应力视为位错运动克服林位错的阻力，并进而求得如下的 Hall-Perch 公式：(8)式中，S为“坎”的密度(单位长度晶界上的“坎”的个数)，a为与位错分布有关的 实验待定常数(约为0. 4)。图2晶界中的坎”发射示意图2.3晶界区硬化模型实际上，晶界“坎”模型是着眼于晶界发射位错而构成林位错加工硬化机制，若仅考 虑晶界附近

8、区域的次滑移和加工硬化效应，还可以对 Hall-Petch公式作如下推导：设想在流变条件下，晶界的影响是在晶粒内造成一定宽度 (d/2)的硬化区，如图3所示。晶粒的强 度c要由晶界附近硬区强度(7 h和心部软区强度(7 s综合决定，即：(9)(10)dp = azo3 + (d2 a2 )?/又因：若略去b2，则将上式代入(9)式整理后得：a-Of+ 2(?w-as)因式中7 h、7 S均为与材料有关的常数，故可改用下式表达：因(12)式和(8)式的主要差别是指数不同，故对 Hall-Petch公式的一般表达式为 。指数n可介于0. 45与1. 1之间，即0. 45*1。图3晶界区硬化模型示意

9、图可见Hall-Perch公式虽是一个可靠的经验公式，可从不同的物理模型加以推导，但确 切的物理模型尚难于最后确定。欲利用 Hall-Petch公式得出屈服、流变或断裂的微观结论时，需要谨慎对待。2.4 反常 Hall-Petch关系8在传统的租晶材料中，其硬度和屈服应力随着晶粒尺 d的降低而升高，即通常所说的Hall-Petch效应。但在纳米晶粒材料中.这种效应可能会受到抑制甚至出现相反的变化趋 势。通常粗晶材料的塑性变形主要是通过位错的运动和相互作用完成的.而以上模拟表明 纳米晶粒的变形主要是通过晶界滑移和位错运动其同主导的，随着构成材料的晶粒的尺寸 逐渐减小，片变形机理从位错运动向基于晶

10、粒边界滑移的方式转变。而粗晶材料中晶粒边 界通常是作为位错核的接收器，其阻止位错的运动，从而提高材料的硬度和屈服应力等。 而在纳米材料中，晶粒边界成为了位错成核和原干滑移的源头，从而起到促进塑性变形的 作用。这使得Hall-Petch效应随着晶粒尺寸的减小而失效甚至出现相反的变化趋势3.微量碳在细晶强化中的作用由上文可知k为与材料有关的因子关于k的物理涵义以及合金元素对k的影响，许多研究 者曾经做了大量理论与实验研究 。结果表明，k强烈地受间隙式溶质原子的影响，同时也 受热处理条件影响。但是，间隙式溶质原子和热处理条件影响k的原因尚不清楚。本文以高 纯铁为试料，在尽可能地将材料微观结构(晶内与

11、晶界析出，晶界偏析等)同一化后系统地 研究微量碳在固溶状态、析出状态和偏析在晶界对 00和k的影响，讨论微量碳影响的机理。3、1实验材料及方法实验用F e-50C和Fe-80C合金铸锭是以高纯电解铁(99.995%F e)为原料，采用高真空(6X 10-3 Pa)高频感应熔炼，经Fe-4.3%C中间合金脱氧后注人水冷铜铸型得到的，其化学成 分见表1。铸锭在高纯红气保护下加热后，经热锻、冷锻、冷轧和机加工得到宽 15 mm,厚6 mm板材。为得到不含碳的高纯铁和碳浓度更低的试样，将Fe 80C合金板材在700C流动 湿氢和干氢气氛炉内退火不同时间，进行完全脱碳或降低碳量处理，所得试料的化学分析

12、结果示于表1。四种试料的板材在700C真空退火(5X10-2 Pa)后冷轧成厚1 mm的薄板，机加 工成平行部宽3 mm,长20 mm的拉伸试样。试样的热处理条件如表2所示，所有热处理均在5 x 10-2Pa真空炉内进行。值得指出的是，与以往的研究不同，本文在调节晶粒尺寸热处理后 对所有试样进行了微观结构同一化的最终热处理 .0表1试料的化学成分(质量分数x 10-1)0PSSi MMnCrTi Ni CuB1431226121121Fe -5C5, 1412212 1121Fe - 50C4944122321121Fe - 80C90431226121121表2热处理条件祠节晶粒尺寸热处理堆

13、终無处理c的状态Fe(600 900 忙人 30 min 油冷550壬 245 h抽拎Fn-5C(TOO T 30min 袖拎It 500 P , 20 li 疲曹II, 700 0 2 h 讪拎Fe-50C(650-850 弋人 30 min 油冷6(X) X, 4 h 抽冷虱溶Fe-80C(650 -&40 T 】JO min 油冷r. 650 4 h袖怜固溶II. T , 5 h 油找Vr 出 gG拉伸试验在室温下进行，初期应变速率为 3.8 X0-4s-1。显微组织观察用试样取自拉伸试 样的未变形部位，用微分千涉型光学显微镜观察并测定晶粒尺寸，按 ASTM规定的方法计 算平均晶粒直径。

14、3.2实验结果与讨论3. 2. 1固溶碳量对(T0和k的影晌高纯铁的拉伸试验结果表明，应力应变曲线上不出现明显的屈服点，因此取 0.2%塑性变形时的流变应力为屈服强度 Fe-C合金试样的应力应变曲线上出现显著的由于屈服造成的突然应力降低，取下屈服点为 or。与d -1/2之间的关系见图4。对所得结果进行最小二乘法回归处理得到的直线关系表明， o与d之间遵循Hall-Petch关系式.由直线关系可得高纯铁o=24MPa,k=7.5MPamm 1/2。随固溶碳量增加 o和k均增加，但是固溶碳量由50x 10-6增加到8OX1O-6,k增加很小。因此可以认为k的最大值为22 MPa mm Handi

15、ng 10采用所 谓的高纯铁(0.004% C, 0.003% Si,0.001%S, 0.002%P, 0.0012%0, 0.0005% N) 研究了应变 速率对细晶强化的影响，结果表明，应变速率在1xi04-2.3 W3s1范围内变化对k没有明显 影响。200150100500图4固溶碳量对d 0和k的影晌3.2.2碳化物析出对d和k的影晌将Fe-80C合金在250E时效5h,使大部分碳原子以渗碳体形式析出后得到的 与d -1/2之间的关系如图2所示。图中同时给出了高纯铁和碳完全固溶状态下 Fe-80C合金的结果。与 碳完全固溶状态下的结果比较，使碳析出为碳化物， 00稍有降低，但k并不

16、受影响。这一结1 2 3 4 5 6 7 S果表明，k不直接受固溶碳量的影响，也不受碳化物析出的影响。图5碳化物析出对o 0和k的影晌323碳在晶界偏析对k的影响在二元Fe-C合金中碳原子在晶界的偏析量受晶内固溶碳量和温度控制 10。固溶碳量一定时，降低热处理温度将增加碳在晶界的偏析量。具有不同晶粒直径的 Fe 5C合金分别在500C保温20h和在700C保温2h后得到的，冈与d -1/2之间的关系如图3所示。考虑到5X10-6 固溶碳造成的固溶强化很小，所以在假定 00与高纯铁相同的条件下对结果进行了最小二乘法回归处理结果表明，随碳在晶界的偏析量增加 k显著增加。图6碳在晶界偏析对k的影响3

17、.3结论由上分析可知，Hall-petch关系式中的o项只受晶内固溶碳量和碳化物析出支配，这 与基于位错理论的观点是一致的 k项不直接受固溶碳量影响，而受碳在晶界的偏析量控制。 随晶界碳量增大，k直线增加。这与Hall、petch和Cotterll的理论：k应受晶内固溶原子和 析出物的影响，不因晶界偏析而变化相矛盾。但这可由用 Li和Behnood等的理论：k取决于晶界上位错源的密度和稳定性，而晶界上位错源的密度和稳定性又受溶质原子在晶界的 偏析影响解释。4 一种细晶强化金属材料的新方法细晶强化通常采用的方法有添加细化剂、快速凝固、振动凝固等铸造方法，以及等通 道挤压、累积叠轧焊、异步轧制等塑

18、性变形方法。关于对称挤压方法来实现细晶强化的研 究已经很多，并取得了很好的强化效果，下面介绍一种将剪切变形与传统挤压变形合二为 一的挤压方法一不对称挤压方法，即将挤压模口设置在偏离中心的位置上，利用挤压时的 较大静水压力和不对称挤压时的剪切变形来细化金属的组织。4.1试验方法试验材料：2A50和2A12铝合金圆棒，经冷锻和机加工制成 90 mm x长100 mm的试验坯料，在6.5 MN多功能材料挤压机上挤压成形试验过程：两种材料分别用中心孔和偏心孔模具做了挤压对比试验，挤出后的材料进 行了力学性能测试，并通过光学显微镜进行组织观察。 组织观察选用低浓度氢氟酸水溶液， 即1mL浓度为50%的氢

19、氟酸+ 99 mL水制成的试剂，侵蚀时间为30 s左右。4.2试验结果及分析 4.2.1挤压制品表面质量图7为不对称挤压后的2A50,2A12铝合金制品照片，从图2中可以看出，挤压后的合 金表面非常光亮，挤压痕不明显。不对称挤压制品不仅没有发生弯曲和扭拧现象，而且呈 现出比中心对称挤压制品更好的平直度，这说明在模具设计过程中，采用不对称的模孔人 口锥角的设计是正确的。图7挤压制品表面4.2.2微观组织合金在挤压前后均进行了内部显微组织的观察。2A50铝合金属于All-Cu-Mg-Si系锻造 铝合金，2A12铝合金属于Al-Cu-Mg-Mn系硬铝合金，图8 a b分别为挤压前2A50、2A12

20、铝合金坯料的内部组织。从图8中可以看出，2A12合金的原始晶粒为aA1等轴晶，但晶粒 尺寸较粗大，平均为300 ym。aA1基体内部有大量弥散分布的第二相粒子，通过斑点标定 确定是第二相A12CuMg相。同时，由于经过了锻造加工成试验坯料尺寸， 因此可看到晶粒内部被破碎成细小等轴的亚组织结构， 这些小角度晶粒的平均尺寸为 30 ym。2A50铝合金 组织为aA1固溶体基体上弥散分布大量的黑色 B相(Mg2Si )颗粒状析出物，并且晶界模糊、 粗糙，沿晶界析出有较粗大的 B相质点，与2A12合金相比，内部经冷锻破碎细化的亚结 构不明显，晶粒平均尺寸为20 ym。图9( 1)、( 2)分别为2A5

21、0和2A12铝合金经中心扁方孔、偏心 30 nun扁方孔不对 称挤压后制品横截面的金相组织照片。对比图 8可以看出，铝合金在挤压变形之后晶粒得到明显细化，并且沿孔型长度方向被挤扁压长。h亠備心不对称模孔挤压舛 W 乩偏心不对称模孔挤用4图8试验材料原始微观组织(1)2A50 (2)2A12图9 两种合金经两种方法挤压后的微观组织本试验中，2A50,2A12铝合金在不对称挤压过程中的细化现象，应该归因于挤压同时 发生的强制剪切变形，并且在基体剪切细化的同时，维氏硬度达到 4000 Mpa-6000 MP11,无法变形的第二相粒子 MgzSi和AI2 CuMg分别切过2A50,2A12的a-Al固

22、溶体基体，从而 使得基体材料得到明显细化。4.2.3力学性能本试验中，2A50,2A12铝合金经对称及不对称挤压后的力学性能指标如表 3所示，从表中可见，合金的力学性能与其对应的图10中的组织十分吻合，即细晶组织呈现出高强度、 高韧性。通过测试结果可以看出，2A50铝合金经过不对称挤压后，与对称挤压相比，其强 度差别不大甚至略有降低，Rm分别为280 N/mm2和275 N/mm2,但断裂伸长率由14.5%提 咼至18.1%。对于2A12铝合金，模孔偏心设置后的不对称挤压材料的强度明显提高，这与其经不 对称挤压后组织得到明显细化有直接关系，其 Rm比中心对称挤压材的提高60 N/mm2。同时，

23、伸长率降低不多。表3经两种挤压方式挤压后合金的力学性能心丿的mnf?)2)AI%对称不对称利称 折压对称Mlli2A5015515228027514.52M215719727033017.216.34.3结论不对称挤压制品表面光洁，无明显挤压痕，无弯曲、扭拧现象发生。不对称制品得到 的晶粒比对称制品的更为细小，组织致密。 2A50铝合金的晶粒直径由挤压前的 30叩细化为挤压后的几 卩m;2A12合金的大角度晶粒尺寸由挤压前的 300 m细化至5 ym左右。不对称挤压后制品的综合力学性能有较大提高，特别是 2A12合金的抗拉强度明显高于中心模孔对称挤压制品的。参考文献1E.O. Hall, Pr

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