原文細晶強化的機理及其應用

1、細晶強化的機理及其應用摘要： 本文講述了細品強化的含義及其微觀機理， 介紹了三種推導 Hall-Petch 關系式的物理模型，并說明了微量碳在鋼鐵材料中細晶強化時對 Hall-Petch 關系式中(70 和 k 的影響。本文還介紹了一種細品強化金屬材料的新方法-不對稱擠壓法。關鍵詞：細晶強化，Hall-Petch 關系式，位錯。1 引言通常金屬是由許多晶粒組成的多晶體，晶粒的大小可以用單位體積內晶粒的數(shù)目來表示，數(shù)目越多，晶粒越細。實驗表明，在常溫下的細晶粒金屬比粗晶粒金屬有更高的強度、硬度、塑性和韌性。這是因為細晶粒受到外力發(fā)生塑性變形可分散在更多的晶粒內進行，塑性變形較均勻，應力集中較?。?/p>

2、此外，晶粒越細，晶界面積越大，晶界越曲折，越不利于裂紋的擴展。故工業(yè)上將通過細化晶粒以提高材料強度的方法稱為細品強化。細品強化的關鍵在于晶界對位錯滑移的阻滯效應。位錯在多晶體中運動時，由于晶界兩側晶粒的取向不同，加之這里雜質原子較多，也增大了晶界附近的滑移阻力，因而一側晶粒中的滑移帶不能直接進入第二個晶粒，而且要滿足晶界上形變的協(xié)調性，需要多個滑移系統(tǒng)同時動作。這同樣導致位錯不易穿過晶界，而是塞積在晶界處，引起了強度的增高?？梢姡方缑媸俏诲e運動的障礙，因而晶粒越細小，晶界越多，位錯被阻滯的地方就越多，多晶體的強度就越高，已經(jīng)有大量實驗和理論的研究工作證實了這一點。另外，位錯在晶體中是三維分布

3、的，位錯網(wǎng)在滑移面上的線段可以成為位錯源，在應力的作用下，此位錯源不斷放出位錯，使晶體產(chǎn)生滑移。位錯在運動的過程中，首先必須克服附近位錯網(wǎng)的阻礙，當位錯移動到晶界時，又必須克服晶界的障礙，才能使變形由一個晶粒轉移到另一個晶粒上，使材料產(chǎn)生屈服。因此，材料的屈服強度取決于使位錯源運動所需的力、位錯網(wǎng)給予移動位錯的阻力和晶界對位錯的阻礙大小。晶粒越細小，品界就越多，障礙也就越大，需要加大外力才能使晶體產(chǎn)生滑移。所以，晶粒越細小，材料的屈服強度就越大。細化晶粒是眾多材料強化方法中唯一可在提高強度的同時提高材料塑性、韌性的強化方法。其提高塑性機制為：晶粒越細，在一定體積內的晶粒數(shù)目多，則在同樣塑性變形

4、量下，變形分散在更多的晶粒內進行，變形較均勻，且每個晶粒中塞積的位錯少，因應力集中引起的開裂機會較少，有可能在斷裂之前承受較大的變形量。提高強度機制為：品界增多，而晶界上的原子排列不規(guī)則，雜質和缺陷多，能量較高，阻礙位錯的通過。2 細晶強化的經(jīng)典理論一般而言，細品試樣不但強度高，而且韌性也好。所以細品強化成為金屬材料的一種重要強化方式，獲得了廣泛的應用。在大量試驗基礎上，建立了晶粒大小與金屬強度的定量關系的一般表達式為：r=(To+kd-n(1)式中，cry 為流變應力，(70 為品格摩擦力，d 為晶粒直徑，k 為與材料有關的參數(shù)，指數(shù) n 常取 0.5。這就是有名的 Hall-Petch 公

5、式，是由 Hall和 Peteh2兩人最先在軟鋼中針對屈服強度建立起來的，并且后來被證明可廣泛應用于各種體心立方、面心立方及六方結構金屬和合金。大量試驗結果已證明，此關系式還可適用于整個流變范圍直至斷裂，僅常數(shù)(Toffik有所不同而己。Hall-Petch 公式是一個很好的經(jīng)驗公式，可以從不同的物理模型出發(fā)加以推導。常見的模型有以下幾種：2.1 位錯塞積模型3如圖 1 所示，外加切應力較小時，由于晶界的阻礙作用，會使晶粒 1 內由位錯源 S1 放出的位錯形成位錯塞積，可在晶粒 2 內距其 r 遠處產(chǎn)生較大的切應力，其值在 rd/2 時可寫.*.為尸。此處 co 為位錯在晶內運動所受阻力，d

6、為晶粒直徑。若設 p 為激活位于晶粒 2 中 r 處的位錯源所需的臨界切應力，則晶粒 2 的屈服條件可寫為：若將拉伸屈服強度(Ty 以 mpy 表示，則：二,二；制 6)=1即二一-在(6)式中，m 訥一同有效滑移系數(shù)量有關的取向因子。有效滑移系越多，ms 越小。在滑移系數(shù)量任意多時，取 m=2Xt 有 12 個滑移系的立方晶體取 m=31.當 dr 時，可將上式簡化為由此可得：圖 1 位錯塞積引起相鄰晶粒中位錯源開動示意圖采用上述模型推導 Hall-Petch 公式的前提是承認在晶體中存在位錯塞積。然而，這一點至少對 eFe 來說尚有爭議。至今在 eFe 中，只在少數(shù)情況下才觀察到晶界前的不

7、規(guī)則的位錯塞積群而多數(shù)情況為不規(guī)則的位錯纏結6。為了克服這一困難，James 廿4提出一種不需要位錯塞積的模型。他認為晶界上的“坎”可以當作位錯的“施主”而放出位錯，其機制示于圖 2。由此可將流變應力視為位錯運動克服林位錯的阻力，并進而求得如下的Hall-Perch 公式:（8）式中，S 為“坎”的密度（單位長度晶界上的“坎”的個數(shù)），a 為與位錯分布有關的實驗待定常數(shù)（約為 0.4）。圖2晶界中的坎”發(fā)射示意圖2.3 晶界區(qū)硬化模型7實際上，品界“坎”模型是著眼于晶界發(fā)射位錯而構成林位錯加工硬化機制，若僅考慮晶界附近區(qū)域的次滑移和加工硬化效應，還可以對 Hall-Petch 公式作如下推導：

8、設想在流變條件下，品界的影響是在晶粒內造成一定寬度（d/2）的硬化區(qū)，如圖 3 所示。晶粒的強度 6 要由晶界附近硬區(qū)強度（7H 和心部軟區(qū)強度 us 綜合決定，即：=。工。$+（d*又因：/雪盧小娟.f若略去 b；則將上式代入（9）式整理后得：2.2 晶界“坎”模型4(8)(9)(10)(11)因式中（TH、（TS 均為與材料有關的常數(shù)，故可改用下式表達：a-ABd因(12)式和(8)式的主要差別是指數(shù)不同，故對 Hall-Petch 公式的一般表達式為(1)。指數(shù) n可介于 0.45 與 1.1 之間，即 0.45n10可見 Hall-Perch 公式雖是一個可靠的經(jīng)驗公式，可從不同的物理

9、模型加以推導，但確切的物理模型尚難于最后確定。欲利用 Hall-Petch 公式得出屈服、流變或斷裂的微觀結論時，需要謹慎對待。2.4 反常 Hall-Petch 關系8在傳統(tǒng)的租品材料中，其硬度和屈服應力隨著晶粒尺 d 的降低而升高，即通常所說的Hall-Petch 效應。但在納米晶粒材料中.這種效應可能會受到抑制甚至出現(xiàn)相反的變化趨勢。通常粗晶材料的塑性變形主要是通過位錯的運動和相互作用完成的.而以上模擬表明納米晶粒的變形主要是通過晶界滑移和位錯運動其同主導的，隨著構成材料的晶粒的尺寸逐漸減小，片變形機理從位錯運動向基于晶粒邊界滑移的方式轉變。 而粗晶材料中晶粒邊界通常是作為位錯核的接收器

10、，其阻止位錯的運動，從而提高材料的硬度和屈服應力等。而在納米材料中，晶粒邊界成為了位錯成核和原干滑移的源頭，從而起到促進塑性變形的作用。這使得 Hall-Petch 效應隨著晶粒尺寸的減小而失效甚至出現(xiàn)相反的變化趨勢3.微量碳在細晶強化中的作用由上文可知 k 為與材料有關的因子關于 k 的物理涵義以及合金元素對 k 的影響，許多研究者曾經(jīng)做了大量理論與實驗研究9。結果表明，k 強烈地受間隙式溶質原子的影響，同時也受熱處理條件影響。但是，間隙式溶質原子和熱處理條件影響 k 的原因尚不清楚。本文以高純鐵為試料，在盡可能地將材料微觀結構(晶內與晶界析出，晶界偏析等)同一化后系統(tǒng)地研究微量碳在固溶狀態(tài)

11、、析出狀態(tài)和偏析在晶界對 00 和 k 的影響，討論微量碳影響的機理。3、1 實驗材料及方法實驗用 Fe-505 口 Fe-80C 合金鑄錠是以高純電解鐵(99.995%Fe)為原料，采用高真空(12)圖3晶界區(qū)硬化模型示意圖(6x10-3Pa)高頻感應/容煉,經(jīng) Fe-4.3%C 中間合金脫氧后注人水冷銅鑄型得到的， 具化學成分見表1。鑄錠在高純紅氣保護下加熱后，經(jīng)熱鍛、冷鍛、冷軋和機加工得到寬 15mm,厚 6mm 板材。為得到不含碳的高純鐵和碳濃度更低的試樣，將 Fe80C 合金板材在 700c 流動濕氫和干氫氣氛爐內退火不同時間，進行完全脫碳或降低碳量處理，所得試料的化學分析結果示于表

12、 1。.四種試料的板材在 700c 真空退火(5X10-2Pa)后冷軋成厚 1mm 的薄板，機加工成平行部寬 3mm,長 20mm的拉伸試樣。試樣的熱處理條件如表 2 所示，所有熱處理均在 5x10-2PaM 空爐內進行。值得指出的是，與以往的研究不同，本文在調節(jié)晶粒尺寸熱處理后對所有試樣進行了微觀結才同一化的最終熱處理.。表1試料的化學成分(質量分數(shù) X10-1)CN 口 P3SiAIMnCrTiNiCuBFfi1*Fc-5C5.1Fe-50C49Fc-SQC8。表2熱處理條件樣的未變形部位，用微分千涉型光學顯微鏡觀察并測定晶粒尺寸，按 ASTM 規(guī)定的方法計算平均晶粒直徑。3.2 實驗結果

13、與討論4.2.1 固溶碳量對(T0 和 k 的影晌高純鐵的拉伸試驗結果表明，應力應變曲線上不出現(xiàn)明顯的屈服點，因此取 0.2%塑性變形時的流變應力為屈服強度 Fe-C 合金試樣的應力應變曲線上出現(xiàn)顯著的由于屈服造成的突然應力降低，取下屈服點為(foay 與 d-1/2之間的關系見圖 4。對所得結果進行最小二調節(jié)晶粒尺寸皴處理最終熱處理C 的狀態(tài)Fe(600-900 七) )，30min 油冷民一 5c(7OO9GOr) )t30min 油冷Fe-5OC650-850ct),30min 油冷Fe-80c(630-840 七)，30min 油冷拉伸試驗在室溫下進行，初期應變速率為550X.24,5

14、h 油冷L500%,20h 油冷畫溶1L7002h 油冷固溶600 七.4h 油冷固溶L650 七，4 八袖冷固落II.250T,5h 油冷析出( (F/C)3.8M0-4s-1。顯微組織觀察用試樣取自拉伸試乘法回歸處理得到的直線關系表明，w 與 d 之間遵循 Hall-Petch 關系式.由直線關系可得高純鐵(e=24MPa,k=7.5MPamm1/2。隨固溶碳量增加 o0 和 k 均增加，但是固溶碳量由 50X10-6增加到 80X10-6,k 增加很小。因此可以認為 k 的最大值為 22MPammHanding10采用所謂的局純鐵(0.004%C,0.003%Si,0.001%S,0.0

15、02%P,0.0012%O,0.0005%N)研究了應變速率對細晶強化的影響， 結果表明，應變速率在 1M0-4-2.3 和3s1范圍內變化對 k沒有明顯影響。200150100500圖4固溶碳量對b0和k的影晌3.2.2 碳化物析出對 8 和 k 的影晌將 Fe-80C 合金在 250c 時效 5h,使大部分碳原子以滲碳體形式析出后得到的 W 與 d-1/2之間的關系如圖 2 所示。圖中同時給出了高純鐵和碳完全固溶狀態(tài)下 Fe-80C 合金的結果。與碳完全固溶狀態(tài)下的結果比較，使碳析出為碳化物，卬稍有降低，但 k 并不受影響。這一結果表明，k 不直接受固溶碳量的影響，也不受碳化物析出的影響。

16、d/yjn300200100806050403020150100A502345678 Fe-80C(1)AFe-80C(D)6白與皿Nd/pun3002001008。605040一 m/rrmnT 啟圖5碳化物析出對b0和k的影晌3.2.3 碳在晶界偏析對 k 的影響在二元 Fe-C 合金中碳原子在晶界的偏析量受晶內固溶碳量和溫度控制10。固溶碳量一定時，降低熱處理溫度將增加碳在晶界的偏析量。具有不同晶粒直徑的 F-5c 合金分別在500c 保溫 20h 和在 700c 保溫 2h 后得到的，卬與 d-1/2之間的關系如圖 3 所示?？紤]到 5X10-6固溶碳造成的固溶強化很小，所以在假定 0

17、0 與高純鐵相同的條件下對結果進行了最小二乘法回歸處理結果表明，隨碳在晶界的偏析量增加 k 顯著增加。Z/jjLfn3002001QD806050403020200-腌Fe50C(”_上一上_機_一1.1234567圖6碳在晶界偏析對k的影響3.3 結論由上分析可知，Hall-petch 關系式中的項只受晶內固溶碳量和碳化物析出支配，這與基于位錯理論的觀點是一致的 k 項不直接受固溶碳量影響，而受碳在晶界的偏析量控制。隨晶界碳量增大，k 直線增加。這與 Hall、petch 和 Cotterll 的理論：k 應受晶內固溶原子和析出物的影響，不因晶界偏析而變化相矛盾。但這可由用 Li 和 Beh

18、nood 等的理論：k 取決于晶界上位錯源的密度和穩(wěn)定性，而晶界上位錯源的密度和穩(wěn)定性又受溶質原子在晶界的偏析影響解釋。4 一種細晶強化金屬材料的新方法細品強化通常采用的方法有添加細化劑、快速凝固、振動凝固等鑄造方法，以及等通道擠壓、累積疊軋焊、異步軋制等塑性變形方法。關于對稱擠壓方法來實現(xiàn)細品強化的研究已經(jīng)很多，并取得了很好的強化效果，下面介紹一種將剪切變形與傳統(tǒng)擠壓變形合二為一的擠壓方法一不對稱擠壓方法，即將擠壓?？谠O置在偏離中心的位置上，利用擠壓時的較大靜水壓力和不對稱擠壓時的剪切變形來細化金屬的組織。4.1 試驗方法試驗材料：2A50 和 2A12 鋁合金圓棒，經(jīng)冷鍛和機加工制成小 9

19、0mmxfe100mm 的試驗坯料，在 6.5MN 多功能材料擠壓機上擠壓成形試驗過程：兩種材料分別用中心孔和偏心孔模具做了擠壓對比試驗，擠出后的材料進行了力學性能測試，并通過光學顯微鏡進行組織觀察。組織觀察選用低濃度氫氟酸水溶液,即 1mL 濃度為 50%的氫氟酸+99mL 水制成的試劑，侵蝕時間為 30s 左右。4.2 試驗結果及分析4.2.1 擠壓制品表面質量圖 7 為不對稱擠壓后的 2A50,2A12 鋁合金制品照片，從圖 2 中可以看出，擠壓后的合金表面非常光亮，擠壓痕不明顯。不對稱擠壓制品不僅沒有發(fā)生彎曲和扭擰現(xiàn)象，而且呈現(xiàn)出比中心對稱擠壓制品更好的平直度，這說明在模具設計過程中，

20、采用不對稱的?？兹丝阱F角的設計是正確的。圖7擠壓制品表面4.2.2 微觀組織合金在擠壓前后均進行了內部顯微組織的觀察。2A50 鋁合金屬于 All-Cu-Mg-Si 系鍛造鋁合金，2A12 鋁合金屬于 Al-Cu-Mg-Mn 系硬鋁合金，圖 8ab 分別為擠壓前 2A50、2A12 鋁合金坯料的內部組織。從圖 8 中可以看出，2A12 合金的原始晶粒為 o-A1 等軸晶，但晶粒尺寸較粗大，平均為 300pm。 a-A1 基體內部有大量彌散分布的第二相粒子， 通過斑點標定確定是第二相 A12CuMg相。同時，由于經(jīng)過了鍛造加工成試驗坯料尺寸，因此可看到晶粒內部被破碎成細小等軸的亞組織結構，這些小

21、角度晶粒的平均尺寸為 30pm。2A50 鋁合金組織為 o-A1 固溶體基體上彌散分布大量的黑色B相(Mg2Si)顆粒狀析出物，并且晶界模糊、粗糙，沿晶界析出有較粗大的 B 相質點，與 2A12 合金相比，內部經(jīng)冷鍛破碎細化的亞結構不明顯，晶粒平均尺寸為 20pm。圖 9(1)、(2)分別為 2A50 和 2A12 鋁合金經(jīng)中心扁方孔、偏心 30nun 扁方孔不對稱擠壓后制品橫截面的金相組織照片。對比圖 8 可以看出，鋁合金在擠壓變形之后晶粒得到明顯細化，并且沿孔型長度方向被擠扁壓長。(1)2A50圖9兩種合金經(jīng)兩種方法擠壓后的微觀組織鎧合金圖8試驗材料原始微觀組織(2)2A12a匕-偏心不對