第6章超塑性及超塑变形机理Word文档下载推荐.docx
《第6章超塑性及超塑变形机理Word文档下载推荐.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《第6章超塑性及超塑变形机理Word文档下载推荐.docx（34页珍藏版）》请在冰点文库上搜索。
1）组织超塑性组织超塑性又称为恒温超塑性或微细晶粒超塑性或结构超塑性，它是目前国内外研究最多的一种。
组织超塑性要求材料具有均匀的、细小的等轴晶粒，晶粒尺寸通常小于10
m，并且在超塑性温度下晶粒不易长大，即所谓稳定性好；
其次要求变形韫度T>
0.5Tm，（Tm为材料熔点温度，以热力学温度表示），并且在变形时温度保持恒定；
应变速率
，要比材料常规拉伸试验时应变速率至少低一个数量级。
目前已发现共晶型、共析型合金大多具有超塑性，许多两相合金及准单相合金中相当一部分也可呈现超塑性。
一般说来、晶粒越细小越有利于超塑性变形，但有些材料如钛合金及某些金属间化合物，其晶粒尺寸达几十微米时仍具有超塑性。
组织超塑性除了对材料的组织有一定要求外，它对应变速率和变形温度也很敏感，只是在一定的变形速度和变形温度范周内才能表现出最好的超塑性。
根据金属超塑性变形的基本关系表达式
则
m值可根据实验和式（1-1）
、m、
的关系曲线在对数坐标上呈现“S”形，S曲线的斜率即为m值。
在图1.1中、可将S摘线分为三个区（即图中的Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ区），Ⅰ区相当于蠕变类型低应变速率区，它是在极慢速度下变形的。
随着
值的增加而缓慢上升，近似于蠕变曲线。
Ⅲ区相当于一般塑性加工的高应变速率区，
值的变化近似于一般拉伸曲线。
在I、Ⅲ区，m值均很低。
超塑性范围是在Ⅱ区，m值在该区的变化最大，并随着
的增大而急剧增高，达最大值后又迅速下降，因而出现了峰值（S曲线Ⅱ区上斜率最大处）。
在超塑性变形中应变速率敏感性指数m值表示材料抵抗缩颈发展的能力，m值越大，抗缩颈发展的能力越好，则伸长率越大。
2）相变超塑性相变超塑性又称变温超塑性或动态超塑性。
这类超塑性不要求材料有超细晶粒，但要求材料应具有固态相变，这样在外载荷作用下，在相变温度上下循环加热与冷却，诱发材料产生反复的组织结构变化而获得大的伸长率。
例如碳素钢和低合金钢，在一定载荷作用下，同时于Al温度上下施以反复的加热和冷却，每循环一次，则发生了
的两次转变，可以得到二次跳跃式的均匀延伸，这样多次的循环即可得到累积的大伸长率。
又如共析钢在538—815℃之间，经过21次热循环，可得到
490％的伸长率。
相变超塑性的影响因素有：
材质M，作用应力
，最高和最低加热温度（即热循环幅度）、热循环速度（即加热-冷却的速度）以及循环次数等，由于相变超塑性是在相变温度上下进行反复的升温与降温而产生的，因此，是影响相变超塑性的最重要因素。
相变超塑性不要求微细等轴晶粒，但是要求变形温度频繁变化，给实际应用带来困难，故实际应用受到限制。
3）其他超塑性某些不具有固态相变但晶体结构各向异性明显的材料，经过反复加热、冷却循环也能获得大的伸长率。
而某些材料在特定条件下快速变形时，也能显示超塑性。
例如标距25mm的热轧低碳钢棒快速加热到
两相区，保温5—10s并快速拉伸，其伸长率可达到100％-300％。
这种在短暂时间内产生的超塑性称为短暂超塑性或临时超塑性。
短暂超塑性是在再结晶及组织转变时的极不稳定的显微组织状态下生成等轴超细晶粒，并在晶粒长大之前的短暂时间快速施加外力才能显示出超塑性。
从本质上来说，短暂性超塑性是微细晶粒超的一种，控制微细的等轴晶粒出现的时机是实现短暂性超塑性的关键。
某些材料在相变过程中伴随着相变可以产生较大的塑性，这种现象称为相变诱发超塑性。
如Fe-28．7％Ni-O．26％C合金在—11℃进行拉伸，使准稳定奥氏体向马氏体转变，伸长率高达110％。
利用相变诱发超塑性，可使材料在成形期间具有足够高的塑性，成形后又具有高的强度和硬度，因此，相变诱发超塑性对高强度材料具有重要的意义。
高应变速率超塑性指的是材料在高的应变速率条件下变形时呈现出的超塑性现象。
高应变速率超塑性与金属在高应变速率条件下变形时产生的动态再结晶有关，高应变速率超塑性对金属在高速率加工成形具有重要意义。
电致超塑性（electro-plasticeffect）是材料在电场或电流作用下所表现出的超塑性现象。
当高密度电流通过正在塑性变形的金属时，因电流而产生的大量定向漂移电子会对金属中的位错施加一个额外的力，帮助位错越过它前进中的障碍，从而降低变形抗方，提高变形肋厂使金属产生超塑性。
例如7475铝合金在沿拉伸方向施加电流，在480℃时获得710％的拉伸伸长率，比常规超塑性变形温度降低50℃，其M值也比无电流作用时明显提高。
研究表明，电致超塑性的根本原因是电流或电场对物质迁移的影响，包括空位、位错、间隙原子等。
6．2实现超塑性的条件
6．2．1概述
超塑性是相对常规塑性而言的，是在一定条件下常规塑性得以明显改善而产生异常高的塑性的现象。
原则上所有材料在一定条件下都具有超塑性，只是有些材料的超塑性条件不易实现，超塑性指标较低而没有工业应用价值，有些材料则相反，这些材料通常被称为超塑性材料。
超塑性的产生首先取决于材料的内在条件，如化学成分、晶体结构、显微组织（包括晶粒尺寸、形状及分布等）及是否具有固态相变（包括同素异晶转变，有序-无序转变及固溶-脱溶转变等）能力，外在条件包括变形温度、加热方式（恒温或温度循环）及应变速率等。
材料的超塑性通常指的是微细晶粒超塑性（恒温超塑性或组织超塑性），它要求材料具有微细而稳定的等轴晶粒组织，即所谓晶粒的微细化、等轴化及稳定化。
超塑性变形温度通常在0．5Tm~TmK的范围内，应变速率一般为10-5~10-1／s
实现组织超塑性的组织条件，概括起来有以下几个方面
1）组织超细化晶粒尺寸应小于10
m，一般为0.5~5
m。
但也有例外，如
钛合金（=500
m）、金属间化合物Fe3A1（=100
m）等。
这些合金粗大晶粒时也会出现超塑性。
2）晶粒等轴化等轴晶粒有利于晶界在切应力作用下产生晶界滑动。
在变形过程中被拉长的晶粒只有通过再结晶变为等轴晶粒时，才能在变形中发生大量的晶界滑动。
3）晶粒稳定性在超塑合金中应有第二相存在，因为第二相能在合金的变形过程中有效地控制基体晶粒的长大。
准单相合金因为在晶界存在有极少量的第二相粒子或夹杂物、杂质等，对晶界有钉扎作用，因而较单相合金有更好的晶粒稳定性。
4）对组织中第二相的要求超塑合金中的第二相强度和硬度应与基体相处于相同的量级上。
如果第二相强度和硬度高于基体相，那么在变形应力的作用下在两相界面上易产生孔洞，导致过早断裂。
两相强度差越大，超塑性效应越差。
若第二相强度和硬度高于基体相时，应使第二相在基体中以更微细化的尺寸呈弥散状的均匀分布；
虽然这种粒子也会在基体相的界面土产生显微孔洞，但在连续的变形中，这种孔洞会被粒子周围的各种回复机制所抑制，不致于酿成较大孔洞。
5）对基体晶粒晶界的要求超塑合金的基体相晶界应具有大角晶界性质。
因为大角晶界在切应力作用下很容易发生晶界滑动，而小角晶界不易发生滑动。
晶界还应具有易迁移质，当晶界滑动在三角晶界或晶界上的各种障碍处产生应力集中时，晶界迁移能使应力集中松弛。
晶界迁移在超塑变形过程中始终存在，它能维持晶粒在变形中的等轴性。
6）对应变速率敏感性的要求超塑合金必须具有高的应变速率敏感性，应变速率敏感性指数（m）在0．3-0．9范围。
m值较高是微细晶粒组织所固有的特性，所以m值能间接反映对组织的要求。
6．2，2组织超细化处理
组织超细化处理是实现工业用材超塑性的预处理，基本方法有以下四种，这些方法可以单独或相互结合使用。
（1）相变细化晶粒法
此工艺最早是由R．A．Grange提出的。
它是通过循环的升温、降温过程，使材料反复发生固态相变而得到微细化晶粒。
在每次相变过程中，每个母相晶粒晶界上都会产生多个新相的晶核，从而使晶粒不断得到细化，细化程度可以达到亚微米的晶粒尺寸，但当晶粒达到亚微米尺寸时，再增加循环的次数，细化效果就不明显了。
这种细化工艺是钢超塑预处理常用的方法。
如图2．1是工业用CrWMn钢超细化处理的工艺，该工艺利用盐浴炉快速加热循环淬火，可使晶粒尺寸细化到2
m以下。
表2-1为淬火加热温度、循环淬火次数对该钢奥氏体晶粒尺寸的影响。
用同样的方法也可以实现热模具钢3Cr2W8V的组织超细化，结果见表2-2。
利用循环相变实现晶粒超细化的方法工艺简便，原则上适用于一切具有同素异构转变的材料，很容易在生产中推广。
不同材料的最佳的循环相变温度和循环次数可通过试验确定。
（2）双相合金形变细化晶粒法
对许多双相合金如Pb-Sn共晶合金、A1-Cu共晶合金、Zn-A1共晶合金，
双
相黄铜、AI-Ni合金等，可以在超塑性变形温度范围内进行较大变形量的变形，如轧制或挤压，然后再进行退火处理使晶粒再结晶细化，或在热变形过程中利用动态再结晶细化晶粒。
此方法的关键是变形量较大的不均匀形变会使形变组织发生再结晶，并经过充分扩散而变为微细的等轴晶粒。
如果变形量不足，则再结晶也不可能形成超塑性要求的微细等轴晶粒组织。
硬铝合金也可采用大变形量热变形细化晶粒，如对供货状态（退火态）2A12（LYl2）合金可不经过任何热处理直接在450℃挤压，挤压后在480-485℃，应变速率为8．9×
10-4／s条件下，超塑性伸长率达600％以上，m值为0.35-0.42研究表明，在大变形量热挤压过程中产生了动态再结晶，使组织得到超细化。
形变细化晶粒采用冷变形时要达到足够的变形量，而且要进行交叉轧制；
以防止形变织构的生成和第二相分布的方向性。
轧后的合金要在0.5-0.8Tm的温度下进行再结晶退火。
如A1-Cu-Zr合金（Suprall00）和AI-9Zn-Mg合金利用这种方法细化后晶粒尺寸都在10
左右[3
图2-2为Ni基双相合金Ni-39Cr-8Fe-2Ti-1Al采用热加工和冷加工两种形变细化晶粒工艺的示意图，图a为将试样加热到单相奥氏体区，在随后降温的加工过程中，奥氏体发生再结晶并微细化，同时析出微细的铁素体；
奥氏体和铁索体晶粒都可以细化到10
以下。
图b为将试样加热到单相奥氏体区，然后快速冷却至室温并进行冷加工。
随后在两相区再结晶温度进行退火，也可以获得微细的两相组织，晶粒可细化到10
热变形和温变形退火处理细化晶粒的方法能使晶内产生更超细的晶胞，但超细的晶胞会为晶粒长大提供驱动力，从而导致在超塑性变形中的晶粒长大。
在超塑性变形之前进行一定变形量的室温预变形可以起到稳定晶粒尺寸的作用，这是由于在预变形中，部分晶胞边界因迁移或合并而消失；
导致了晶粒长大驱动力的减小。
热变形和温变形之后，再进行动态相变也可以获得微细晶粒组织。
如在高温相存在的温度区间进行大变形量的变形；
形变合金中大量的晶界或亚晶界可以成为相变中新相的形核部位而使晶粒细化；
相变后的迅速拎却能制止晶粒的长大，这样便得到稳定的微细晶粒组织。
还有一种有效的晶粒细化方法州是利用第二相的两种不同尺寸的粒子，分别钉扎晶界和亚晶界，以稳定微细晶粒和亚晶组织，如对于超高碳钢首先在Acl温度以上进行大变形量的形变，以产生1
左右的均匀分布的粒状先共析碳化物；
然后在Ac1以下温度进行变形，使珠光体球化，其结果碳化物变成超细粒子，其尺寸在0．2
左右。
又如Supra1100合金可以通过晶粒再细化来提高超塑性效应。
Suprall00合金经过处理得到10
的晶粒尺寸，它在450℃以应变速率为10-3／s拉伸，得到可观的伸长率，如果再细化，使晶粒尺寸减小到1
左右，则超塑
性应变速率可提高约100倍，达到10-1／s。
（3）快速结晶细化晶粒法
利用快速凝固技术可以制备微细晶粒合金。
例如熔淬液化法是将熔融金属液流在喷射流体（如压缩气体、蒸汽或水等）的直接冲击下粉碎成液滴，液滴在自由飞行的过程中快速凝固成极细颗粒的粉末。
还有一种方法是通过高速旋转的圆盘、坩埚或电极等使熔液流粉碎成液滴，然后在飞行过程中急冷成粉末，用这种方法制备的粉末用包套热挤压柑热等静压等方法热压成实体的材料具有微细的晶粒组织，在实际应用中某些超合金和白口铸铁等都可以利用此方法获得微细晶粒组织。
（4）双相合金的相分解细化晶粒法
该方法是通过退火处理使非平衡组织发生相分解，从而得到微细晶粒的两个平衡相。
非平衡组织通常是马氏体或淬火过饱和固溶体。
马氏体中的亚结构可以为平衡相的形成提供很多的形核点。
对淬火固溶体在发生相分解之前进行适当的温变形，可提高相分解过程中的晶粒细化程度。
在双相（
）钛合金中，马氏体是由
相淬火得到的，马氏体在（
）相区进行退火时发生分解并形成（
）平衡组织。
退火条件决定晶粒细化程度，控制着平衡相的形核和长大速率。
Zn-22A1合金的超细化预处理也是很典型的利用相分解细化晶粒。
该合金在275℃以上是
单相固溶体，
相是不稳定的，过冷到275-100℃会得到层片状（
）双相组织，这种组织不具有超塑性；
当过冷到≤50℃时，转变后的组织为粒状（
）双相组织，两个相的晶粒尺寸大约在5
以下，这种组织会呈现很高的超塑性。
6.3金属材料的超塑性
6.3.1钢铁材料
钢铁材料品种多、用量大、用途广，是工业生产中最重要的金属材料。
从目前研究来看，钢铁材料都能实现相变超塑性，组织超细化处理后一般都能呈现组织超塑性，有些材料的超塑性还相当好。
钢铁材料的超塑性能与一些典型的超塑性有色合金相比虽然是较低的，但足以能够利用其超塑性实现超塑加工，因此了解其超塑性条件、实现方法及所能达到的超塑性指标很有必要。
纯铁及工业纯铁（C<
0．0218％）能发生。
转变，故可通过温度循环实现相变超塑性。
但纯铁为单相组织，难以保证晶粒稳定化，所以难以实现恒温超塑性。
工业纯铁因碳含量低，渗碳体量过少，不足以对基体（铁素体）晶粒起稳定化作用，故也难以实现恒温超塑性。
亚共析钢在
两相区尤其当两相体积分数接近时可以实现组织超塑性，共析及过共析钢利用弥散分布的碳化物稳定
或
，可以比较容易实现超塑性。
专门针对超塑性而开发的超高碳钢可以获得很好的超塑性。
在低合金和中合金钢中Cr、Mo、V、W、Mn等合金元素都有很好的细化晶粒作用，并且是碳化物形成元素，对超塑性有利，使得许多合金钢比如轴承钢、高碳工具钢、模具钢等，都可以获得良好的超塑性。
高合金钢能否实现超塑性取决于其化学成分和组织状态，一般来说，具有
两相组织以及
的钢易于实现超塑性。
钢的超塑性温度一般是在接近Ac1及其以上温度，超塑性变形速率在10-2~10-4／s范围内。
（1）碳钢
普通碳钢的相变超塑性和组织超塑性都可以实现，但超塑性指标不是太高，按前述实现组织超塑性的条件，碳钢组织超塑性的温度范围大致如图2-3所示；
低碳钢由于碳化物数量很少，因此只能在较高温度下组织为大致相等的
时才有超塑性；
中碳钢除了在
温度区间外，在略低于Acl温度组织为
及颗粒状碳化物时也有超塑性；
高碳钢则在略低于Ac1和略高于Acl组织分别为
与颗粒状碳化物时具有超塑性，且随碳含量的增大超塑性能提高；
此外还有文献指出，在Ac1相变温度进行超塑性拉伸试验时可获得很高的伸长率。
表2-3列出了几种碳素钢的超塑性研究结果。
基于钢的超塑性随着碳含量的提高而增大，对超高碳钢的超塑性进行了较多的研究。
有两种方法可使超高碳钢得到超塑性：
一是将钢加热到1l00~1150℃的奥氏体单相区均匀化后,降至Ac1以上使碳化物析出，并反复压力加工，使Fe3C细化，最终加工后急冷，阻止Fe3C成片状结构，在550-650℃再反复加工，使
晶粒微细化；
另一种方法是将钢加热到1100—1150℃均匀化后，水冷或油冷至Acl线以下；
使Fe3C保持在过冷奥氏体中，继而在550-650℃反复压力加工；
使Fe3C球化，并使晶粒细化，经超塑处理后在650℃，1.7×
10-4／s的变形条件下，伸长率可达380％。
（2）合金钢
合金钢比碳钢易于实现超塑性，这是因为钢中大多数合金元素均有细化晶粒的作用，如扩大
相区的合金元素Cr、Mo：
V、Nb,AI、Ti,W及扩大
相区的元素Ni、Mn等在一定条件下对实现超塑性都有一定的作用。
碳化物形成元素Cr、Mo、V、W等不仅增加碳化物的体积分数，而且使碳化物的稳定性增大，有利于超塑性的提高。
对于合金钢来说，组织超细化的主要方法是双细化处理，即利用热轧、锻造等工艺配合固溶处理细化碳化物：
利用快速加热循环淬火细化基体晶粒。
例如，5CrMnMo钢为低合金亚共析钢，可先通过较高温度淬火与回火的调质处理，以细化碳化物，再通过快速加热循环淬火细化基体晶粒，对于高碳高合金钢，如Crl2MoV钢，属于莱氏体钢，其组织中含有15％以上碳化物、该钢的超细化处理工艺是先进行充分的高温锻造以打碎共晶块状碳化物，然后再利用固溶处理和快速加热循环淬火来实现碳化物和基体晶粒的细化。
（3）铸铁
工业上应用的铸铁包括灰铸铁、球墨铸铁、可锻铸铁等，都是由石墨和基体构成。
基体可以是铁素体、珠光体或两者的混合组织。
铸铁通常表现出高的脆性，如果通过一定的处理使得铸铁能在一定的变形条件下处于超塑状态，则铸铁将能成为应用更广的结构材料。
球墨铸铁和其他工业铸铁的基体组织既可以通过微细化处理，在适当的外界条件下，产生微细晶粒超塑性，也可以通过温度循环产生相变超塑性。
球墨铸铁基体晶粒应该包括铁素体晶粒和渗碳体晶粒（或颗粒），基体晶粒的细化可采取图2-4所示的三种方法。
1）循环淬火法此方法与钢的快速加热循环淬火超细化处理工艺相同。
如将经过预先处理的试样在铅浴中加热到820-830℃，保温20-25s后空冷，再加热到同样的温度并空冷，如此重复十次，可以获得由细的铁素体和颗粒状渗碳体组成的粒状珠光体基体。
为防止渗碳体的分解，采用短时保温，快速加热和冷却。
2）恒温保持法将铸铁快速加热到奥氏体化温度，短时保温，炉冷到共析温度范围并保温，然后空冷，最后可获得细的粒状珠光体基体。
3）形变热处理法将材料加热到奥氏体化并进行热加工，然后直接冷却到室温。
此工艺应控制冷却速率，过快则难以保证完成再结晶，过慢则易引起晶粒粗化。
经过细化处理后的三种球墨铸铁在三种不同温度下拉伸的log
-log
关系曲线如图2-5所示。
三种铸铁的碳含量（3．08％—3．35％）大致相同，M03锰含量较低（0．28％Mn），M10锰含量中等（0．92％Mn），M15锰含量较高（1．42％Mn）。
拉伸条件下的关系曲线如图2．6所示（12），总的趋势是总伸长率
随m值的增高而增高。
M03的mmax仅0．28左右，其
在30％-40％范围内；
M10的mmax能达到0．42左右，其
达到100％左右；
M15因锰含量过高，基体中渗碳体量增加，虽然可以获得较大的mmax值，但因渗碳体使脆性增高，故
反而下降。
6.3.2锌基合金
二元AI-Zn（相图见图2-9）合金中，几乎所有典型成分的合金，包括纯铝和纯锌、析出型合金（锌含量低于31．6％）、共晶合金（5％A1）、亚共析合金．（40％A1）和共析合金（22％A1）等的超塑性均被研究过。
其中Zn-22％Al共析合金是研究最多、应用最广、最有代表性的合金，这主要是因为它易于超塑化处理，并具有良好的超塑性。
图2-10为Zn-AI合金的伸长率与化学成分的关系，可以看出，共析成分时占出现峰值，峰值的高度与温度、应变速率有关，偏离共析成分时，
急剧下降。
下面介绍两种合金的超塑化处理。
（1）Zn-22％Al合金
Zn-22％Al共析合金的凝固温度范围约为420—490℃，凝固后获得具有严重枝晶偏析的
固溶体，
晶粒之间还会有共晶体存在，这种组织不利于超塑性。
因此，合金浇注后的铸锭要经过355-375℃、保温8h以上的固溶处理。
然后可以按以下两种工艺处理：
①固溶处理后炉冷，然后加热到290-360℃，保温2h，挤压成棒材或压成板材；
超塑处理工艺为310—360℃加热，保温超过1h，淬人冰水（冰盐水或低于18T流动水），保持lh后，再加热到250-260℃,保温0．5h，即具备超塑性。
②固溶处理后直接淬入水中（水温低于18℃），保持1h，再加热到250℃，保温1．5h，并在此温度轧制成板材或棒材，轧制后的合金即具备超塑性。
按上述工艺均能获得等轴细晶粒两相组织。
经超塑处理的Zn-22％Al和Zn-22％Al-0．2％Cu合金，以恒定的拉伸速度（5mm／min），在不同温度下拉伸试验的伸长率见图2-11，拉伸温度与应力及m值的关系见图2-12。
在225℃附近
出现最大值，此时
最低；
温度升高至275℃附近，
突然下降，到300℃时降到最低值；
温度再升高，
略有增加。
在100℃以下时2#合金的
比1#合金略低，而
比1#略高。
当温度增加到250℃左右时，两种合金的
均出现最佳值，说明添加合金元素（0．2％Cu），并不明显影响超塑性，但能增加室温强度。
在150-230℃之间，关系如图2-13所示。
250℃拉伸后晶粒尺寸及形态均有所改变，
达1000％时，最大变形处与未变形处相比，晶粒长大约1．7倍，晶界显示出由直棱形变为圆弧形的趋势，但晶粒并没有
升级会员 