材料加工组织性能控制(第一、二章).ppt

1、二战期间大量船舶脆断，提高了钢材韧性。 解决办法：提高Mn/C比，为铝脱氧、正火工艺、低温大气压下轧制控制冷的基础，1 .引言，控制轧制控制冷技术的发展：六十年代中Nb的加强作用为控制轧制技术的发展提供了理论依据，70年代以后应用得到普及，新钢种、新工艺得到开发控制轧制控制蒸发制冷的方法称为热机械控制过程。 (TMCP，热机械控制控制lledprocessing )。 控制塑性加工在冷加工中的作用：变形、变形热处理：热挤压：图6挤压过程中可能发生的组织变化、压延：锻造：大型锻件金属流动的非常复杂经验成分占主要领导地位锻造设备及辅助手工工具未完全定径套的毛坏是粗大的树枝状晶粒，偏析严重，微孔研究

2、进展：德意志Aachen高等院校RKopp教授不断采用细网格有限单元法对热镦粗时的动态再结晶情况进行数值模拟，引入边界条件对有限元数值模拟的影响，对模锻过程中金相组织结构变化进行了仿真研究，清华高等院校也利用三次元刚粘塑性有限元法对热镦粗过程中的图11是变形体中软化反应历程的分布示意图(若发生再结晶则云同步伴随恢复)、图12拔长时伴随锻造过程的进行在各处发生的软化反应历程(现在压下第三砧)、材料的化学成分与加工过程、金相组织与力学性能的关系：图13化学成分与加工过程， 金相组织与力学性能之间图1-2钢材的性能与冶金要素、组织关系、组织、过程、性能、金属材料的力学性能：所谓金属材料的力学性能，是

3、指金属在外载荷(外力或能量)的作用下或载荷与环境要素(温度、介质与载荷速度)的联合作用下所表现的行为。 力学性能通常为强度指标： s、b； 塑性指标： 韧性指标： k、Kc。 金属的理论屈服强度、剪切应力和位移的关系，如果a=b，则可以表示为、图1-3原子面受到力后产生的位移、一般金属的剪切弹性模数G:104105MPa、金属的理论屈服强度： 103 104MPa。 实际单晶纯金属的屈服强度比该值低100 1000倍。 对钢来说，G78453 MPa，理论屈服强度s=212486Mpa，钢的实际屈服强度远低于理论屈服强度。 (2)金属的理论断裂强度断裂强度：图1-4原子间结合力的2原子模型1-

4、吸引力2-排斥力3-合应力，max是理论断裂强度。 高强度钢的断裂强度可达2100Mpa，约为理论断裂强度的十分之一。 一般工程材料的断裂强度比理论断裂强度低10-1000倍。 原因：实际的金属不是理想的结晶，滑动过程是刚性的，不是整体的移动实际的结晶有错误，变位具有可动性，变位通过晶格滑动可以从一个位置移动到另一个位置的滑动是阶段性的进行的过程，材料的断裂是变位的塞积、塞积群的扩展(3)金属韧性1 )韧性的定义及其表示：综合应用高冲击速度和缺口试样的应力集中，测定从金属变形到破坏所消耗的冲击能量的大小。 韧性指标：将Ak(J )、ak(J/cm2)、韧性-脆性转换温度Tk(C )及与显示方法

5、所选择的一定的冲击功对应的温度设为Tk。 夏比v形缺口试料中，冲击功为20.34J的Tk用V15TT表示，在断口面积中出现50%晶状的断口时的温度设为Tk，用50表示的结晶断开100%时的温度设为Tk，此时的塑性变化温度设为0，用NDT表示。、图1-5根据冲击功、结晶断口比例试验温度变化的曲线1 .冲击功曲线2 .断口形态曲线2 )影响冲击韧性的因素材料的组织、构造的影响：1)面心立方晶格2 )体心立方、密列六方晶格3 )细小且均匀分布的第二相质点4 )颗粒状与片状相比，是5 )尖角状、网状连续分布6 )第二相和基体图1钢的一些脆性温度区，图2不同含碳量的钢的冷脆和蓝脆温度范围，变形速度的影响

6、，图3冲击速度对钢的硬脆化温度的影响，试样尺寸的影响：试样尺寸、韧性、断口纤维状区的比例减少，硬脆化温度提高(原因)。 2黑色金属材料的强韧化理论、金属的强化：金属材料的强化的基本途径： (1)制造无缺陷的完整结晶，使金属的结晶强度接近理论强度。 铁元素晶须：直径1.6m的铁元素单晶纤维，max可达3640MN/m2，与铁元素非常接近的理论屈服强度8200MN/m2 (2)在有缺陷的金属晶体中设法阻止位错运动。 金属材料中的微观缺陷组织可分为： (1)点缺陷： (2)线缺陷： (3)面缺陷： (4)体缺陷：强化手段：固溶强化、位错强化、晶界强化、第二相粒子析出强化及过渡相强化. (1)成分控制

7、Bucher对C-Mn-Si钢：表2-2合金元素体对工业纯铁元素强度和韧性的影响、Pickering: C0.25%热轧碳钢：1)P s :使夹杂物粒子增加，减小夹杂物粒子的粒间距离，材料韧性措施：尽量加入降低s、p含量的稀土、Ti、Zr等元素体。 2)C的影响碳量、钢中珍珠岩量(fec相图)、50FATT。 对策：3)V的影响： VN的形成阻止了奥氏体不锈钢再结晶微细化转变后的晶粒。 问题：过多的固溶v会阻止交叉滑移，影响韧性。 (2)瓦斯气体和夹杂物控制氢：引起白点和氢脆的氮：降低钢韧性的氧化物：降低钢韧性的硫化物：硫锰MnS夹杂物(减轻塑性、硫的有害影响)，缺点：热轧钢板的横韧性。 措施

8、：加入降低钢中硫含量的锆(Zr )和稀土类等元素体。 图2-2铸造工艺对夹杂物总量及韧性各向异性现象的影响a .掌门人注b .连续铸块c .压力注d .电渣重熔Ak为20C夏氏v型值(9.8J )； b均为540MPa，(3)控制冲压加工工艺(4)热处理工艺的选择2.1固溶强化的本质：通过改变金属的化学成分来提高强度。 强化的金属学基础：运动位错与异质原子相互作用的结果。 固溶强化分类：间隙式固溶强化和置换式固溶强化(1)间隙式固溶强化：碳、氮等溶质原子被埋入a-Fe晶格的八面体间隙，使晶格产生不对称正方性应变，带来强硬化效果。图2-5铁元素的屈服应力与碳含量的关系、科洛克斯瓦斯气体团：作用：

9、 Snock瓦斯气体团：图2-6 (SS)C N相对于c、n含量的变化规律、Ki :间隙原子的性质、沉积基质晶格类型，在Ci :间隙原子的固溶量(原子百分率) n:0.332.0之间变化间隙式固溶强化对塑性、韧性的影响：1)由于间隙原子对镍锌铁氧体晶格中的应变不正确，随着间隙原子浓度的增加，塑性和韧性显着降低。 表碳钢高碳马氏体含量和冲击值的关系为：2)因碳氮间隙核电源引起的低碳钢的蓝脆应变硬化指数变大，延伸率降低(蓝脆)。 同样，螺旋位错线附近的Snock瓦斯气体块也降低了塑性。 结论： (2)置换式固溶强化：应变几乎为球面对称，强化性能比间隙式原子小2位数(弱硬化)。 根据元素的种类不同，

10、增强的性能也不同。、图2-7的取代式元素体对a-Fe屈服强度的影响、取代式固溶强化通式： Ks :常数、Cs :溶质原子的固溶量(原子百分率)、n:0.51.0之间。 取代式固溶强化对韧性的影响：1)沉积基质中含有取代式固溶原子(例如Si、p、Mn )的平面滑动硬化指数n=均匀伸长率u。 2 )通过在钢中加入Ni (或Pt、Pd )，可以促进低温时的螺旋型位错滑移，提高韧性。 Si、Al使低温交叉滑移困难，降低钢的塑性和韧性。 3 )增加影响钢母材层错能的层错能的元素体：降低层错能的元素体：4)如果能降低母材的Peierls力，则可提高钢的低温韧性。 小结节：固溶强化效果取决于溶质元素体在溶剂

11、中的溶解度的大小，溶质元素体的溶解量； 形成间隙固态溶液的溶质元素体(例如，c、n、b )的加强作用大于形成置换式固态溶液(例如，Mn、Si、p )的溶质元素体。 溶质和基体的原子尺寸差越大，强化效果也越显着。 固溶强化反应历程：通过增加变位的固定作用变位运动的摩擦阻力的结构强化来强化，2.2应变强化(位错强化)变位密度和强度值增加v的关系式： b :无量纲系数，等级1 b :柏氏矢量； g :剪切阻力磨损数； 位错密度。 图2-10不同结构钢的强化状态、位错对塑性和韧性的影响： (1)位错的合并和损伤处的塞积促进裂纹核，降低塑性和韧性。 (2)由于裂纹前端在塑性区域内的位错的移动，前端的应力

12、集中得到缓和，塑性和韧性上升。 图2-11根据冷变形而变化的冲击韧性和脆性转变温度、2.3晶界强化晶界：邻接的取向不同的晶界区域、或者周期性排列的晶格的取向急剧变化的区域。 晶界特征： (1)界面能；(2)界面能高于晶粒内部；(3)对力学性能的影响。 大角度晶界，小角度晶界。2.3.1晶界强化反应历程：多晶内变形的不均匀性、图节状结晶的拉伸变形、晶界的阻碍作用多晶粒的塑性形变必须满足连续性的条件，对晶界滑动的阻碍作用、晶界上的变位栓塞组、2.3.1 Hall-Petch (孔间距)式I :常数、单K1:反映晶界对强度影响程度的常数，与晶界结构有关，与温度没有太大关系。 图2-14软钢的结晶粒径

13、对压缩屈服应力和拉伸脆性破坏应力的影响-压缩屈服应力拉伸脆性破坏应力、图2-15 0.15%碳钢的屈服强度和结晶粒径的关系-静拉伸-变形速度1.4102S-1； 变形速度为2.1102S-1，镍锌铁氧体单珍珠岩钢表示式中，I和p分别完全与镍锌铁氧体珍珠岩时的内摩擦应力。 f和fp分别表示镍锌铁氧体和珍珠岩的体积分数(f fp=1)。 d是镍锌铁氧体粒径。 镍锌铁氧体-珍珠岩钢中的Mn、Si含量对屈服强度的影响：晶界强化对强度的影响：镍锌铁氧体粒子微细化，可提高屈服强度(与d相比)； 晶界是位错运动的障碍，细化晶粒可以提高材料的弯曲强度。 晶界强化对塑性的影响：晶界可以将塑性形变限定一定的范围，

14、使变形均匀，晶粒细化也可以提高材料的塑性。 晶界强化对韧性的影响：晶界是裂纹扩展的阻力，晶粒越细裂纹扩展临界应力c越大，材料的韧性越高。 图2-16晶粒的大小和面收缩率的关系为：经验方程：式中，a、m为常数，相对于结构m=12C/mm-1/2。 晶粒的均匀度也影响AK值，均匀的晶粒可以提高AK值。 只有晶界强化反应历程能够在强化材料的同时提高材料的韧塑性，因此使晶粒微细化成为控制轧制工艺的基本目标。 2.4亚晶强化亚晶界：晶内界面、晶内取向差在几度范围的各小区域。 形成条件：在奥氏体不锈钢未再结晶区域或奥氏体不锈钢、镍锌铁氧体二相区域变形的冷变形后的低温退火。强化原因：亚晶本身是位错壁，亚晶细

15、，位错密度也高。 加强作用具有和晶界相似的性质。 对强度的影响：式中的I、k分别为Hall-Petch式单晶体的屈服强度和晶界强化系数。 d :没有亚晶的等轴镍锌铁氧体尺寸d :镍锌铁氧体亚晶的尺寸fF :异氰酸酯的分数。 2.5沉淀强化定义：在第二相质点沉淀时，沉淀相在沉积基质中引起应力场、应力场和运动位移的相互作用。 沉淀强化(时效强化): 弥散强化：2.5.1沉淀析出条件的固溶度随温度的降低而减少。过时效：图2-17可能沉淀强化的合金系，2.5.2沉淀强化反应历程穿过第二相的强化反应历程条件：第二相比较细，与基体有共格关系。 强化原因：1)； 二)； 3 )、转位在切断第二相质点后增加的

16、相界面，(2)绕过第二相的强化反应历程条件：转位绕过第二相质点时的工艺形象，影响沉淀强化的因素：沉淀相的部位，形状。 沉淀粒子在整个沉积基质分布比在晶界分布更好的粒子状球状比片状更有利于强化。 应变热处理强化的原因：2.5.3弥散强化的特点： (1)强化相质点通过机械混合，在基体中被压制烧结。 没有沉淀析出过程。 (2)第二相在基体中溶解度小，即使在高温下。 所以很稳定，很难成长。 (3)第二相与基体没有共格关系。 (4)弥散强化合金不要求固态溶液的溶解度随着温度下降而下降的限制，可以设定和修正大量的分散合金系统。 反应历程：绕过理论，沉淀和弥散强化总结： (1)沉淀相体积比越大强化效果越显着

17、，需要提高基体的过饱和度。 (2)第二相质点分散度越大，强化效果越好。 共格第二强化性能大于非共格第二相。 (3)第二相质点位置偏移运动的阻力越大，强化效果越大。 沉淀强化对塑性和韧性的影响： (1)沉淀强化对裂纹扩展所需的临界应力c值影响不大，使脆性转变温度升高。 在镍锌铁氧体粒内析出的质点阻碍位错运动，降低材料的塑性。 (2)微合金钢材中的Nb、v、Ti的作用：2.6相变强化高碳马氏体、贝氏体强化。 强化机制(碳原子固溶强化):(1)高碳马氏体晶格为碳固溶强化。 产生的变化：1)晶格变化2 )晶格中的碳原子位置变化，形成应力场。 (2)在马氏体相变过程中晶粒细化。 (3)位错密度增加。 (4)高碳马氏体变形时，会发生过饱和固态溶液的分解，析出新相，阻碍错位运动。 相变强化对塑性、韧性的影响： (1)高碳马氏体形成材料的强度材料的淬火状态，带来了较高的内部应力韧性。 退火处理可以在一定程度上消除内部