铝合金的再结晶829.docx

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铝合金的再结晶829

铝合金的再结晶82-910

作者　顾景诚

一　前言

　　铝及铝合金与其他金属材料一样，经塑性变形后，位错密度显著升高，同时发生加工硬化，强度和硬度大大提高。

另外，由于滑移转动，晶体取向发生变化，晶粒也沿加工方向拉长，产生变形织构或加工织构。

将这种材料加热到某一温度以上，随等温加热时间延长，强度和硬度渐渐下降，这就是软化过程，称之为回复。

当变形程度超过某一临界值之后，加热保温时，在变形组织中产生新的晶粒，大量的晶核长大，吞食变形组织，使变形组织所占的比例越来越小，最后变成晶粒组织。

强度和硬度下降到最低值。

这就是大家所熟知的再结晶过程。

使材料发生这一过程的处理称为再结晶处理[1]。

　　再结晶处理在工业生产上是意义重大的。

变形铝合金半成品的生产过程就是形变和热处理交替进行的过程。

半成品的最终组织和性能主要由这一过程决定的[2]。

　　因此，为了保证铝合金材料的工艺性能和最终性能，必须控制再结晶过程。

例如：

为使下道加工顺利进行，要进行中间退火，实现完全再结晶，消除位错，达到完全软化状态，以保证有足够的变形条件。

但是，为使最终产品具有足够的强度，必须保存变形组织和挤压效应，则在最终热处理时，应尽量使材料不发生再结晶。

硬铝LY12合金的挤压棒材和型材，有时因断面外围部位发生一次和二次再结晶，形成粗晶组织，使性能不合格而报废[5·6]。

　　要控制再结晶，必须清楚再结晶晶粒成核和长大过程，机理以及对再结晶过程的影响因素。

　　多年来，铝及铝合金的工作者们，在这方面进行了大量的研究工作。

对再结晶的发生，发展过程认识比较充分。

本文对铝及铝合金再结晶过程的基本知识作梗概介绍。

二　再结晶过程

　　铝及铝合金的再结晶过程就是在变形基体上生成新的晶核长大的过程。

　　变形组织为什么在一定温度下要变成再结晶组织呢？

这应从铝合金材料在变形前后和再结晶前后的金属内能变化来加以说明。

因为金属在变形过程中，外力对金属作功，使位错迅速而大量地增殖，位错密度显著增加，位错沿滑移面滑移带和剪切带，又使原晶粒破碎形成亚结构和位错胞，增加大量的亚晶界和胞壁，把变形能变成金属内能储存起来，使自由能升高。

从热力学第二定律[9]可知：

这是一种不稳定的状态，它向稳定的平衡状态过渡，使自由能降低，熵值增加，这是不可逆反应。

因此：

铝及铝合金的变形组织在一定条件下变成再结晶组织，这是热力学第二定律所决定的。

再结晶动力就是位错消毁，晶界减少所带来的金属内能的降低。

　　下面介绍铝及铝合金从变形状态到再结晶组织的变化过程。

1.变形组织[1]

　　压力工使铝及铝合金发生变形，增殖大量位错，位错沿滑移面滑移，使多晶体中的各个晶粒都被分割成若干块，这就是亚结构。

部分晶体取向发生改变，趋于一致，它们之间的位向差只有几度，而与它们相邻的另一部分基体的晶体取向相差30以上。

取向差急剧改变是在狭窄区间内发生的，这一区间叫做滑移带。

　　由于位错密度的增大，位错互相堆积，形成三维的网络组织，它叫位错胞状组织，简称位错胞。

在冷轧铝板的情况下，胞的大小是：

厚为0.2～1.0微米，直径为0.5～1.0微米。

当变形量达20%以上时，它的大小与变形量无关，只是相邻位错胞间的取向差随变形程度而增大。

变形量为70%时，位错胞间的取向差达2～8。

在基体内的位错胞大小和取向差与基本晶体取向有点关系，变形带内的位错胞略小，取向差大些。

　　当强烈变形使加工硬化达到饱和时，产生一种不稳定的变形组织；在某部位集中剪切变形，这个称为剪切带。

这里的位错胞薄、小、取向差大（晶界附近的变形是不均匀的，在离晶界数微米范围内的位错胞取向差大）。

　　在铸造时业已形成的粗大第二相粒子的周围变形也是不均匀的，这里形成变形带[11·14]。

带的宽度与粒子尺寸相当，带内位错胞的大小是0.05～0.1微米。

可见，整个基体变形是不均匀的，造成内能起伏，这正是再结晶成核的条件。

变形组织的示意图如图1所示。

　　图1　变形组织示意图A、A′基体，B变形带C，剪切带，D原晶界

2.再结晶成核

　　图2.3　亚晶粒组织和再结晶晶界前沿

　　变形组织在退火加热过程中，将发生一系列的组织变化。

在高于再结晶温度的等温退火过程中，直至出现第一个新晶粒的时间为孕育期。

这段时间内，由于异号位错相迂成对消失，使位错密度降低，取向差小的位错胞壁变成亚晶界，位错胞合并成亚晶粒。

另外，随着退火时间的增加，亚晶粒粗大化。

这时，相应进行两个过程：

亚晶界移动和亚晶界消失（相邻亚晶粒合并）。

亚晶粒长大或缩小，主要由亚晶界的表面能的平衡条件所决定。

从Dillamore公式：

Dr>（4/3）〔dr+dt

可看出：

在亚晶粒成长过程中，较大晶粒才有长大的倾向。

其中个别亚晶粒突然快速长大就成了再结晶晶粒的核心。

　　与周围亚晶粒的取向差大于15℃，而本身又比较大的亚晶粒有可能成为再结晶的核心。

由于变形造成位错分布和亚晶粒取向差的种种不均匀性，例如，在原晶粒边界和加工之前就已存在的粗大第二相硬粒子周围变形是极不均匀的，存在超过临界尺寸的亚晶粒，它将成为再结晶晶粒的核心。

其成长过程有三个阶段：

a.某处的细小亚晶粒长大，b.它突然在一个亚晶粒范围内快速长大，c.长到这个范围后浸入邻近的亚晶粒基体中，当变形量极低（10～20%）时，退火过程中有可能位错全部消毁而不发生再结晶，也可能因原晶粒与邻近变形组织之间位错密度差甚大而引起原晶界移动，发生再结晶。

变形量为40～50%，在变形带上成核。

变形量为80～90%的强烈变形情况下，于剪切带上形成再结晶核心。

在粗大的第二相粒子附近成核，也与变形量有关，变形量越大，越容易在小粒子周围形成再结晶核心。

3.再结晶晶界移动

　　两个相邻晶粒的交界处存在不属于哪个晶粒的原子，散乱排列着，厚度大约为几个原子间距，这样的界面称为晶界[9]。

两边晶粒取向差大于15℃的称为大角度晶界，小于15°的称为小角度晶界。

　　这里所讲的再结晶晶界是指再结晶晶粒与未发生再结晶的基体亚晶粒之间的边界。

它也可叫做再结晶前沿。

再结晶前沿向基体方面移动就是再结晶进行的过程。

晶界移动过程中不断吸收和消毁基体晶体中的位错，使金属自由能下降，变成稳定的再结晶组织，这也是不可逆过程。

再结晶晶界的结构和它的移动速度与铝合金的种类有关。

晶界移动速度还与再结晶晶粒取向和基体中亚晶粒取向的几何关系有关。

例如：

与回转轴<111>成40°的再结晶晶界移动速度最大[1·8]。

固溶元素和第二相粒子对晶界移动速度都有很大影响，将在下节介绍。

4.晶粒粗大和二次再结晶

　　如果某点的晶界交点或交线上的（表面张力不平衡，则这个晶界交点或交线）便开始移动。

（从二维来看，五边形以下的晶界围成的晶粒）要逐渐收缩，大于六边形的晶界所围成的晶粒开始长大，直至长成六边形，夹角为120°时，这个过程才停止下来。

晶粒粗大化也是由金属内能减小决定的。

小晶粒合并成大晶粒，使单位体积内的晶界面积减少，这样就降低了晶界表面能，也就使金属的自由能下降。

这就是晶粒粗大化的动力。

如果在退火过程中发生第二相粒子的Ostwaald成长或重新固溶，使某些特大晶粒迅速成长，吞食已再结晶的周围小晶粒，这种现象称为二次再结晶。

　　图3　晶粒长大时晶界的移动方向

5.热加工过程中的再结晶

　　热加工时，在一定的应变速度和加工温度下，所有金属和合金都要同时发生加工硬化和动态回复以及在某些情况下发生动态再结晶。

所产生的显微组织是不稳定的，不断变化的。

这种变化一直保持到变形结束时的温度下的静态回复和静态再结晶。

热加工时所发生的动态和静态组织变化将决定金属和合金组织的整个发展趋势。

[16]

　　在铝中加入各种合金元素对热加工时的组织变化都有强烈的影响。

如图4所示，在热轧时Fe和Mn强烈地抑制再结晶。

在任何加工度下和所有温度范围内，Si都加速再结晶。

Zn和Mg在某一含量范围内加速再结晶，Cu几乎对热轧条件的再结晶没有影响[12]。

对于Mn来说，它在铝中的平衡溶解度是0.25%。

低于这个值，将在变形带上形成再结晶核心；高于它，将在大的金属间化合物粒子附近成核。

但在正常生产条件下都有一定的过饱和量，它在加工的某阶段上发生分解，析出细的含锰金属间化合物粒子这个析出粒子抑制再结晶并对再结晶的晶粒形状有明显的影响。

　　图4　各种合金元素对热轧时高纯铝的再结晶程度的影响

　　在单相的固溶体铝合金中，加入晶粒细化剂，例如Ti、B、Zr等，它们和铝形成的细小弥散金属间化合物粒子，不仅能细化铸造时的晶粒，还能促进热加工时的动态再结晶，产生极细晶粒，有可能使材料出现超塑性。

Al-Zn-Zr合金就是一例[13]。

三合金元素对再结晶的影响

　　合金元素对铝及铝合金的再结晶影响很大，其影响效果各不相同。

例如，高纯铝的再结晶开始温度是190℃，加入0.15%Mn后，提高到245℃，如加入0.22%Fe，则提高到205℃。

工业纯铝的再结晶开始温度是245℃。

LY12合金板材的再结晶开始温度是300～310℃，挤压棒材的再结晶开始温度是410℃。

当加入0.6～1.0%Mn后，它升到490～505℃[2]。

可见，合金元素对铝及铝合金的再结晶温度影响之大。

　　合金元素对铝及合金再结晶行为的影响，可从两个方面加以讨论：

1.固溶原子对再结晶的影响

　　各种金属元素和某些非金属元素在铝中都有一定的溶解度。

在正常生产的半连续铸造的急冷条件下，又产生一定的过饱和度。

固溶在铝中的溶质原子对再结晶过程都有一定的延迟作用。

再结晶的基本过程是晶界的移动。

无论是再结晶成核，还是晶粒长大过程都是再结晶前沿向未再结晶基体前进的过程。

溶质原子向再结晶前沿偏聚并析出，起锚住晶界作用，再结晶前沿只有摆脱它才能移动。

另外，溶质原子与空位结合形成的科垂耳气团是晶界移动的障碍。

同时，溶质原子也向位错偏聚，使位错密度下降，降低了晶界移动的驱动力。

所以，固溶原子对再结晶前沿向未再结晶基体前进起阻碍作用[1·3·15]。

2.第二相粒子对再结晶的影响

　　当合金元素和杂质含量超过它们在铝中的固态溶解度之后，在它们之间或（和）与铝形成化合物粒子，这些粒子的存在对再结晶有一定的影响。

这些第二相粒子按其对再结晶影响的性质可分为两大类：

a、再结晶之前就存在的粒子，例如：

在金属凝固或随后的加工和热处理过程中产生的；b、在再结晶过程中产生的粒子。

　　再结晶退火之前就存在的第二相粒子对再结晶的影响，主要取决于它的大小和分布状态。

粗大粒子可加快再结晶的成核和晶粒长大，使再结晶温度下降。

粗大粒子之所以能起这样的作用，是因为在它的周围存在无析出区和发生强烈变形，成为形核场所。

粗大粒子周围的无析出区是这样形成的：

如图5所示，在高温均匀化时，位于铸造晶胞边界上的粗大的金属间化合物粒子，在它的周围发生二次析出物的溶解（a），溶解后的溶质原子向亚晶界扩散，在亚晶界处偏聚并沿亚晶界发生管状扩散（它的扩散速度高出晶内一个数量级），将溶质原子输送出去（b），最后，在离该粒子较远处形成较大的稳定的二次析出粒子，原粗大粒子周围变成无析出区（c）。

这样，在随后的加工变形时：

这里变形强烈，位错密度升高，将成为再结晶退火时再结晶成核的有利场所[14]例如，在工业纯铝中加入0.45%Ni，再结晶开始温度从225℃下降到190℃，再结晶终了温度从300℃下降到235℃。

这就是因为Ni在铝中形成了粗大的共晶粒子NiAl3，它起到再结晶的核心作用[2]。

在含锰的铝合金中，由于杂质铁的影响，形成粗大的（MnFe）A16粒子使再结晶温度降低也是这个原因[12·13]。

因此：

只有当第二相粒子细化弥散到一定程度，对抑制再结晶才有一定的作用。

例如：

在Al-Mg-Si系合金中，非共格Mg2Si粒子的大小为0.02～0.04微米，才对再结晶有明显的抑制作用[4]。

　　图5　粗大粒子周围形成无析出区的过程（示意图）

　　粒子之间距离大小对再结晶的影响可从再结晶前就存在于基体中的粒子数目来考虑。

减少间距S就是提高单位体积内的粒子数目N，也就是增加再结晶核心的数目，使再结晶加快，再结晶完成后，平均晶粒度减少。

但是，随着粒子密度的提高，再结晶晶界移动的阻力也在增加，达到某一临界值之后，可完全抑制住再结晶。

对于弥散硬化型铝合金来说：

稳定粒子的间距是决定再结晶行为的重要参数。

在粒子大小为0.5～2.5微米范围内，对再结晶影响主要是它们的间距引起的。

有人认为：

当S=4微米时，促进再结晶成核又阻碍再结晶晶粒长大，可得细晶组织。

S=0.5～1.5微米是阻碍或促进再结晶的临界值[3]。

　　真正对再结晶过程起明显的阻碍作用的是在热处理过程中第二相粒子的析出。

例如，D.B.GoeL等[3]人对高纯的Al-Mn合金进行的研究就说明了这种情况。

Al-0.7%M。

合金从640℃于水中淬火后，以90%的变形度进行冷轧，然后等温退火。

退火温度为390℃，MnA16粒子的析出先于再结晶，二者没有相互作用，在390～350℃之间，Mn的偏聚和析出对再结晶也没多大影响。

在350～340℃之间，再结晶受到的阻力变化最大，达103倍。

从图6所示的硬度与退火时间的关系曲线更明确这一点。

在340～320℃的温度范围内能清楚地显示出偏聚与析出的阻碍作用，实验过程中可发现晶界的不连续移动。

我们用图7做进一步说明。

溶质原子在运动的晶界上发生部分偏聚，阻碍晶界移动，使其移动速度下降（tη）。

由于在晶界上继续偏聚，溶质浓度逐步升高，阻力增大，使晶界移动速度进一步下降。

（t1）。

最终溶质原子在晶界上析出，把晶界完全钉住（t2）。

伴随析出粒子的粗大化，这种钉住作用逐渐减弱，最后消失钉住作用，使晶界脱离析出粒子而自由运动（t3）溶质原子再向移动的晶界偏聚，产生对晶界移动的阻碍作用（t4）。

显微组织上留下一排排析出粒子就证实了这种设想的正确性。

　　图6　经90%冷轧后的Al—0.7%mn含量在不同温度下退火时硬度随退火时间的变化情况

　　图7　再结晶前沿的不连续移动。

　　大量研究表明：

铝及铝合金中加入过渡族金属对于抑制再结晶是十分有效的。

按其效果大小的顺序是：

Zr、Ti、Mo、Ee、Gr、Mn、Nb、V、Ni等。

其中效果最佳的是Zr[2]。

四　结束语

　　变形织构和再结晶织构也是铝及铝合金的再结晶重要内容之一。

因篇幅所限，这里不再介绍。

综上所述，铝及铝合金的再结晶是在一定条件下的自发过程。

影响再结晶的主要因素是温度、变形程度，原始晶粒度和合金元素。

控制再结晶过程的主要办法是添加过渡族金属，其中常用的是Mn，效果最好的是Zr。

使合金元素在再结晶过程中以微细弥散粒子形式析出，抑制再结晶的效果最好。

在解决LY12合金粗晶环问题时，加入0.7～0.9%Mn、降低均匀化温度等措施[7]就是基于这一原则。

参考文献

　　1.伊藤邦夫　《轻金属》1981.7.497—507

　　2.沃.依.伊拉金《过渡族金属在变形铝合金中的应用》西北铝加工厂情报室译，1980年.第二章

　　3.p.uFrrer等《国外轻金属》979.7.40～50（译文）

　　4.聂崇礼教授《再结晶问题译文集》1979年

　　5.《轻合金加工手册》1979年201～213

　　6.《铝合金热处理》1972年21～32

　　7.H.H.Лаушкина等《Цветныеметаллы》1981.374-76

　　8.石田洋一《轻金属》1975.3.108-121

　　9.熊呤涛等《热力学》1962年63-91

　　10.伊藤邦夫《轻金属》1980.337～343

　　11.P.Furrer《METALSCENCE》1979　4/3155-162

　　12.J.C.Biade《等METALSCIENCE》1979　4/3206-210

　　13.K.J.Gadrner等《METALSCIENCE》1979.4/3　216～222

　　14.P.L.Morris等《METALSCIENCE》1978.1.1～7

　　15.幸田成康《合金の析出》1972年　193～221

　　16.C.M.Seallis等《METALSCTENCE》1979　4/3187-197