材料加工组织性能控制(第一、二章)2006.9PPT推荐.ppt

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韧性指标：

k、Kc。

金属的理论屈服强度切应力与位移之间的关系可表示为：

令a=b则,图1-3原子面受力后产生的位移,一般金属的剪切弹性模量G：

104105MPa，金属的理论屈服强度：

103104MPa。

实际纯金属单晶体的屈服强度要比此值低1001000倍。

对钢而言，G78453MPa，理论屈服强度s=212486Mpa，钢的实际屈服强度远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原子间结合力的双原子模型1-吸引力；

2-排斥力；

3-合应力,max就是理论断裂强度。

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：

实际金属不是理想晶体，滑移过程不是刚性的、整体的移动；

在实际晶体中存在有位错，位错具有可动性，位错可以通过点阵滑移从一个位置移向另一个位置；

滑移是一个逐步进行的过程，材料的断裂也可以用位错的塞积、塞积群的扩展和攀移来说明。

（3）金属的韧性1）韧性的定义及其表示：

综合应用较高冲击速度和缺口试样的应力集中，来测定金属从变形到断裂所消耗的冲击能量的大小。

Ak（J）、ak（J/cm2）,韧性-脆性转化温度Tk（C）及表示方法选取一定的冲击功所对应的温度为Tk；

用夏比V形缺口试样，冲击功为20.34J的Tk用V15TT表示；

断口面积上出现50%结晶状断口时的温度为Tk，以50%FATT表示；

以100%结晶状断口时的温度为Tk，此时为零塑性转变温度，用NDT表示。

图1-5冲击功、结晶断口比例随试验温度变化曲线1.冲击功曲线；

2.断口形貌曲线,2）影响冲击韧性的因素材料的组织、结构的影响：

1）面心立方点阵与体心立方、密排六方点阵2）细小均匀分布的第二相质点与片状相比3）尖角状、网状连续分布4）第二相与基体的性质差异5）内部缺陷的影响：

温度的影响：

三个脆性区：

冷脆性、蓝脆性、重结晶脆性。

图1钢的几个脆性的温度区域,图2不同含碳量的钢的冷脆和蓝脆温度范围,形变速度的影响,图3冲击速度对钢的韧-脆转化温度的影响,试样尺寸的影响：

试样尺寸，韧性，断口纤维状区比例减小，韧-脆转化温度提高（原因）。

2钢铁材料强韧化理论,金属的强化：

金属材料强化的基本途径：

（1）制成无缺陷的完整晶体，使金属的晶体强度接近理论强度。

铁晶须：

直径1.6m铁单晶纤维，max可达3640MN/m2，十分接近铁的理论屈服强度8200MN/m2

（2）在有缺陷的金属晶体中设法阻止位错的运动。

金属材料中的显微缺陷组织可分为：

（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相变强化。

提高韧性的具体途径：

（1）成分控制Bucher对C-Mn-Si钢：

表2-2合金元素对工业纯铁强度和韧性的影响,Pickering:

C0.25%热轧碳钢：

1）P、S的影响P：

回火脆性和影响交叉滑移；

S：

增加夹杂物颗粒，减小夹杂物颗粒间距，使材料韧性下降。

措施：

尽可能降低S、P含量；

加入稀土、Ti、Zr等元素。

2）C的影响碳量，钢中珠光体量（Fe-C相图），50FATT。

3）V的影响：

VN的形成阻止奥氏体再结晶细化转变后的晶粒。

问题：

过多的固溶V阻止交叉滑移而影响韧性。

（2）气体和夹杂物控制氢：

引起白点和氢脆；

氮：

使钢的韧性下降；

氧化物：

硫化物：

硫+锰MnS夹杂（塑性，减轻硫的有害影响），缺点：

热轧钢板横向韧性。

降低钢中硫含量；

加锆（Zr）和稀土等元素。

图2-2铸造工艺对夹杂物总量及韧性各向异性的影响a.顶注；

b.连续铸锭；

c.压力浇注；

d.电渣重熔Ak为20C夏氏V型值（9.8J）；

b均为540MPa,（3）压力加工工艺的控制（4）热处理工艺的选择2.1固溶强化强化的实质：

通过改变金属的化学成分来提高强度。

强化的金属学基础：

运动的位错与异质原子之间的相互作用的结果。

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、氮等溶质原子嵌入a-Fe晶格的八面体间隙中，使晶格产生不对称正方性畸变造成强硬化效应。

图2-5铁的屈服应力和含碳量的关系,柯氏气团：

作用：

Snock气团：

图2-6（SS）C+N随C、N含量的变化规律,Ki：

由间隙原子性质、基体晶格类型、基体的刚度、溶质和溶剂原子的直径差及二者的化学性质差别等因素决定的数值；

Ci：

间隙原子的固溶量（原子百分数）；

n：

0.332.0之间变化的一个指数。

间隙式固溶强化对塑性、韧性的影响：

1）间隙原子在铁素体晶格中造成的畸变是不对称的，所以随着间隙原子浓度的增加，塑性和韧性明显下降。

表碳钢马氏体含量和冲击值的关系,2）碳、氮间隙原子能引起低碳钢的蓝脆应变硬化指数变大，延伸率降低（蓝脆）。

同样，螺型位错线附近的Snock气团也会使塑性降低。

结论：

（2）置换式固溶强化：

畸变大都是球面对称，强化效能比间隙式原子小两个数量级（弱硬化）。

元素类型不同，强化效能也不同。

图2-7置换式元素对a-Fe屈服强度的影响,置换式固溶强化通式：

Ks：

常数，Cs：

溶质原子的固溶量（原子百分数），n：

0.51.0之间。

置换式固溶强化对韧性的影响：

1）基体中含有置换式固溶原子（如Si、P、Mn）平面滑移硬化指数n=均匀延伸率u。

2）钢中加入Ni（或Pt、Pd），能促进低温时螺型位错交滑移，使韧性提高。

Si、Al使低温交滑移困难，钢的塑性和韧性降低。

3）影响钢基体的层错能增加层错能的元素：

降低层错能的元素：

4）若能降低基体的Peierls力，可提高钢的低温韧性。

小结：

固溶强化效果取决于：

溶质元素在溶剂中的溶解度大小；

溶质元素溶解量；

形成间隙固溶体的溶质元素（如C、N、B）强化作用大于形成置换式固溶体（如Mn、Si、P）的溶质元素；

溶质与基体的原子大小差别愈大，强化效果也愈显著。

固溶强化机制：

位错的钉扎作用；

位错运动的摩擦阻力增加；

结构强化引起的强化；

2.2应变强化（位错强化）位错密度与强度值增加v之间关系式：

B：

无量纲系数，数量级为1；

b：

柏氏矢量；

G：

抗剪摩数；

：

位错密度。

图2-10不同结构的钢的强化状态,位错对塑性及韧性的影响：

（1）位错的合并以及在障碍处的塞积会促使裂纹形核，使塑性和韧性降低。

（2）由于位错在裂纹尖端塑性区内的移动可减缓尖端的应力集中，使塑性和韧性升高。

图2-11通过冷变形改变的冲击韧性和脆性转化温度,2.3晶界强化晶界：

相邻的取向不同的晶粒边界区域，或者说是周期性排列的点阵的取向发生突然转折的区域。

晶界特点：

（1）界面能；

（2）界面能量高于晶粒内部；

（3）对力学性能的影响。

大角度晶界，小角度晶界。

2.3.1晶界强化机理：

多晶体内变形的不均性；

图节状晶体的拉伸变形,晶界的阻碍作用；

多晶体晶粒的塑性变形必须满足连续性的条件,图晶界对滑移的阻碍作用,图在晶界上的位错塞积群,2.3.1Hall-Petch（霍尔配奇）公式i：

常数，相当于单晶体时的屈服强度；

K1：

反映晶界对强度影响程度的常数，它和晶界结构有关，和温度关系不大。

图2-14软钢的晶粒大小对压缩屈服应力和拉伸脆断应力的影响-压缩屈服应力；

-拉伸脆断应力,图2-150.15%碳钢屈服强度和晶粒直径间的关系-静拉；

-变形速度1.4102S-1;

变形速度2.1102S-1,铁素体一珠光体钢有下述形式的Hall-Petch关系式：

式中i和p分别表示完全为铁素体和完全为珠光体时的内摩擦应力；

f和fp分别表示铁素体和珠光体的体积分数（f+fp=1）；

d为铁素体晶粒直径。

铁素体-珠光体钢中Mn、Si含量对屈服强度的影响：

晶界强化对强度的影响：

铁素体晶粒细化，可以提高屈服强度（d与的比较）；

晶界是位错运动的障碍，细化晶粒可使材料的屈服强度提高。

晶界强化对塑性的影响：

晶界可把塑性变形限定在一定的范围内，使变形均匀化，因此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，晶粒愈细，裂纹扩展临界应力c愈大，材料的韧性愈高。

图2-16晶粒大小与面收缩率的关系,经验公式：

式中A、m为常数，对于结构m=12C/mm-1/2。

晶粒的均匀程度对AK值也有影响，均匀的晶粒能提高AK值。

只有晶界强化机理才能使材料强化的同时又使材料的韧塑性提高，所以细化晶粒就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，晶粒内取向差在几度范围的各个小区域。

形成条件：

在奥氏体未再结晶区或奥氏体、铁素体两相区变形；

冷变形后低温回火。

强化原因：

亚晶本身是位错墙，亚晶细小，位错密度也高。

强化作用方面与晶界具有类似的性质。

对强度的影响：

式中i、K分别是Hall-Petch公式的单晶体的屈服强度和晶界强化系数；

D：

没有亚晶的等轴铁素体尺寸；

d：

铁素体亚晶的尺寸；

fF：

等轴铁素体的分数。

2.5沉淀强化定义：

第二相质点沉淀时，沉淀相在基体中造成应力场，应力场与运动位错之间的交互作用。

沉淀强化（时效强化）：

弥散强化：

2.5.1沉淀析出条件固溶度随温度的降低而减少。

过时效：

图2-17可能出现沉淀强化的合金系,2.5.2沉淀强化机理切过第二相的强化机理条件：

第二相比较细小，与基体存在共格关系。

1）；

2）；

3）,位错切过第二相质点后增加的相界面,

（2）绕过第二相的强化机理条件：

位错绕过第二相质点时的过程示意图,影响沉淀强化的因素：

沉淀相的部位、形状。

沉淀颗粒分布在整个基体上好于分布在晶界上；

颗粒形球状比片状更有利于强化。

形变热处理产生强化的原因：

2.5.3弥散强化特点：

（1）强化相质点是通过机械混合，压制烧结到基体中去的。

没有沉淀析出过程。

（2）第二相在基体中一般溶解度都很小，甚至在高温下。

所以很稳定，不易长大。

（3）第二相与基体没有共格关系。

（4）弥散强化合金不要求随温度降低固溶体的溶解度要降低的限制，可以设计大量的弥散合金系统。

机理：

绕过理论,沉淀和弥散强化总结：

（1）沉淀相的体积比越大，强化效果越显著，因此必须提高基体的过饱和度。

（2）第二相质点弥散度越大，强化效果越好。

共格第二相比非共格第二相的强化效能大。

（3）第二相质点对位错运动的阻力越大，强化效果越大。

沉淀强化对塑性及韧性的影响：

（1）沉淀强化对裂纹扩展所需要的临界应力c值影响不大，因此将使脆性转化温度升高。

铁素体晶粒内析出的质点阻碍位错运动，使材料塑性降低。

（2）微合金钢中Nb、V、Ti的作用：

2.6相变强化马氏体、贝氏体强化。

强化机理（碳原子固溶强化）：

（1）马氏体点阵为碳所固溶强化。

发生的变化：

1）点阵发生变化；

2）碳原子在晶格中的位置发生改变，形成应力场。

（2）马氏体转变过程中晶粒得到细化。

（3）位错密度增加。

（4）马氏体变形时，有时会发生过饱和固溶体的分解，析出新相，从而阻碍位错运动。

相变强化对塑性、韧性的影响：

（1）马氏体的形成材料的强度；

材料的淬火状态造成了很高的内应力韧性。

回火处理可不同程度的消除内应力而恢复部分韧性。

（2）塑性变形可以细化奥氏体或形成位错亚结构，造成亚晶粒，提高塑性。

强化机制总结：

多晶体的屈服强度在单相铁素体组织的情况下可用Hall-Petch公式表示：

y=o+kyd-1/2

（1）d：

晶粒大小；

ky：

常数；

o：

基体强度，o：

由晶格强化、固溶强化、位错强化、淀强化等几部分组成。

存在有织构强化text、亚晶强化sub等强化项的情况下

（1）式变成：

y=o+kyd-1/2+text+sub

（2）,除铁素体外还有珠光体或贝氏体的混合组织的钢

（1）式改写为：

y=（1-f）y1+fy2（3）其中：

f：

第二相体积百分数；

y、y1、y2：

钢的屈服强度、基体铁素体的屈服强度、第二相的屈服强度。

冷脆系数K：

TK：

某一变化条件下脆性转化温度的变化值；

同一变化条件下屈服强度的变化值。

K0：

有提高脆性断裂的倾向。

各种强化因素对金属材料强度和塑性的影响总结于表2-4中。

表2-4各种强化因素对强度和塑性的影响,