-
原文细晶强化的机理及其应用
细晶强化的机理及其应用
摘要
:
本文讲述了细晶强化的含义及其微观机理
,
介绍了三种推导
Hal
ｌ
-P
ｅ
tch
关系式的物<
/p>
理模型，并说明了微量碳在钢铁材料中细晶强化时对
H
ａ
l
ｌ
-P
ｅ
tch
关系式中σ
0
和
k
的影
响。本文
还介绍了一种细晶强化金属材料的新方法－不对称挤压法。
关
键词
:
细晶强化
,
Ｈ
all-Pet
ｃ
h
关系式
,
位错。
1
引言
通
常金属是由许多晶粒组成的多晶体，晶粒的大小可以用单位体积内晶粒的数目来表
示
,
数目越多
,
晶粒
越细。实验表明
,
在常温下的细晶粒金属比粗晶粒金属有更高的
强度、硬
度、塑性和韧性。这是因为细晶粒受到外力发生塑性变形可分散在更多的晶粒内
进行，塑
性变形较均匀，应力集中较小
;
此外，晶粒越细，晶界面积越大，晶界越曲折
,
越不利于裂纹
的扩展。故工业上将通过细化晶粒以提高材料强度的方法称为细晶强化。
细晶强化的关键在于晶界对位错滑移的阻滞效应。
位错在多晶体中运动时
,
由于晶界两
侧
晶粒的取向不同
,
加之这里杂质原子较多，也增大了晶界附近的
滑移阻力，因而一侧晶粒
中的滑移带不能直接进入第二个晶粒，而且要满足晶界上形变的
协调性，需要多个滑移系
统同时动作。
这同样导致位错不易穿过
晶界，
而是塞积在晶界处
,
引起了强度
的增高。
可见，
晶界面是位错运动的障碍，
因而晶粒越细小
,
晶界越多，
位错
被阻滞的地方就越多
,
多晶体的
强度就
越高，已经有大量实验和理论的研究工作证实了这一点。另外
,
位错在晶体中是三维
分布的，位错网在滑移面上的线段可以成为位错源
< br>,
在应力的作用下，此位错源不断放出位
错
,
使晶体产生滑移。位错在运动的过程中，首先必须克服附近位错网的阻碍，
当位错移动
到晶界时，又必须克服晶界的障碍
,
才能使变形由一个晶粒转移到另一个晶粒上，使材料产
生屈服。因此
,
材料的屈服强度取决于使位错源运动所需的力、位错网给予移动位错的阻
力
和晶界对位错的阻碍大小。晶粒越细小，晶界就越多，障碍也就越大
< br>,
需要加大外力才能使
晶体产生滑移。所以，晶粒越细小
,
材料的屈服强度就越大
。
细化晶粒是众多材料强化方法中唯
一可在提高强度的同时提高材料塑性、韧性的强化
方法。
其提高
塑性机制为：
晶粒越细
,
在一定体积内
的晶粒数目多，
则在同样塑性变形量下，
变形分散在更多的晶粒
内进行
,
变形较均匀，且每个晶粒中塞积的位错少
,
因应力集中引起
的开裂机会较少，有可能在断裂之
前承受较大的变形量。提高强度机制为：晶界增多，而
晶界上的原子排列不规则，杂质和
缺陷多
,
能量较高
,
< br>阻碍位错的通过。
2
细晶强化的经典理论
一般而言，细晶试样不但强度高，而且韧性也好。所以细晶强化成为金属材料的一种
< br>重要强化方式，
获得了广泛的应用。
在大量试验基础上<
/p>
,
建立了晶粒大小与金属强度的定量
关系
的一般表达式为
:
σ
ｙ
=
σ
0
+kd
-n
(1
）
原文细晶强化的机理及其应用
式中，
σｙ为流变应力，σ
０
为晶格摩擦力
,
d
为晶粒直径
,
ｋ为与材料有关的参数
，指数ｎ
常取
0.5
。这就是有名的<
/p>
Hal
ｌ－
P
ｅ
tch
公式
,
是由
Ha
ｌ
l
[1]
和
P
ｅ
teh
[
２
]
两人最先在软钢中针
对屈服强度建立起来的
,
< br>并且后来被证明可广泛应用于各种体心立方、
面心立方及六方结构
金属和合金。大量试验结果已证明，此关系式还可适用于整个流变范围直至断裂，仅常数
σ
0
和
k
有所不同而己。
Hall
－
Pet
ｃｈ公式是一个很好的经验公式，
可
以从不同的物理模型出发加以推导。
常
见的模型有以下几种：<
/p>
２
.
１
位错塞积模型
［３
]
如图
1
所示
,
外加切应力τ较小时
,
由于晶界
的阻碍作用
,
会使晶粒
1
内由位错源
S1
放出
的位错
形成位错塞积
,
可在晶粒
2
内距其
r
远处产生较大的切应力，其值在
r
《
d/
２时可写
为
< br>。
此处τ
0
为位错在晶内运动所
受阻力
,d
为晶粒直径。
若设
τ
＊
为激活位于晶粒２中
r
处的位错源所需的临界切应力
,
则
晶粒
2
的屈服条件可写为：
(2)
（
3)
当
d
》
r
时
,
可将上式简
化为
:
(4)
由此可得
:
(5)
若将拉伸屈服
强度σ
y
以
m
τ
y
表示，则
:
(6)
即
(7)
在
(6)
式中，
m
为一同有效滑移系数量有关的取向因子。有效滑移
系越多，ｍ值越小。在滑
移系数量任意多时
,
< br>取
m=2;
对有
12
个滑移系的立方晶体取
m=3
．１
.
即
原文细晶强化的机理及其应用
图１
位错塞积引起相邻晶粒中位错源开动示意图
２
.2
晶界“坎”模型
［
4]
采用上述模型推导
H
ａ
ll
-Petch
公式的前提是承认在晶体中存在位错塞积。然而
,
这
一点至少对
α
-F
ｅ来说尚有争议。至今在
α
-F
ｅ中，只在少数情况下才观察到晶界前的不规
则的位错塞积群<
/p>
［
5]
，而多数情况为不规则的位错缠结
[6]
。为了克服这一困难，
Ja
ｍ
es
Ｌ
i
[4]
提出一种不需要位错塞积的模型。他认为晶界上的“坎”可以
当作位错的“施主”而放出
位错，其机制示于图
2
。由此可将流变应力视为位错运动克服林位错的阻力
,
并进而求得如
下的Ｈａ
ll-P
ｅ<
/p>
r
ｃ
h
公式
:
(
８
)
<
/p>
(8)
式中，Ｓ为“坎”的密度
(
单位长度晶界上的“坎”的个数
)
，
α
为与位错分布有关的
实验待定常数
(
约为
0.4)
。
图
2
晶界中的
“
坎
”
发射示意图
< br>
２
.
３
晶界区硬化模型
［
7]
实际上，晶界“坎”模型是着眼于晶界发射位错而构成林位错加工硬化机制，若仅
考
虑晶界附近区域的次滑移和加工硬化效应
,
< br>还可以对
Hal
ｌ－
Pet
ｃ
h
公式作如下推导：设想
在流变条件下
,
晶界的影响是在晶粒内造成一定宽度（
d
／２
)
的硬
化区，如图
3
所示。晶粒
的强度
σ
要由晶界附近硬区强度
σ
< br>H
和心部软区强度
σ
S
综合决定
,
即
:
原文细晶强化的机理及其应用
(9
）
又因
:
（
10)
若略去
b
2
,
则将上式代入
(9)
式整理后得
:
(
１１）
因
式中
σ
H
、
σ
S
均为与材料有关的常数，故可改用下式表达：
(12
）
因
(1
２
)<
/p>
式和
（８
)
式的
主要差别是指数不同
,
故对
Hall-
Petch
公式的一般表达式为
(1
）
。
指数
n
可介
于
0
．
45
与
1
．
1
之间<
/p>
,
即
0
．
45<
ｎ
<1
。
图
3
晶界区硬化模型示意图
可见Ｈ
a
ｌｌ－
Perch
公式虽是一个可靠的
经验公式，可从不同的物理模型加以推导
,
但
< br>确切的物理模型尚难于最后确定。
欲利用
H
ａｌ
l-
Ｐ
etch
公式得出屈服、
流变或断裂的微观
结论时
,
需要谨慎对待。
2
．
4
反常
Hal
ｌ
-
Ｐ
ｅ
tc
ｈ关系
［８
]
在传统的租晶材料中
,
其硬度和屈服应力随着晶粒尺
d
的降低而升高
,
即通常所说的Ｈ
< br>ａｌ
l
－
Petch
效应。但在纳米晶粒材料中．这种效应可能会受到抑制甚至出现相反的变化
趋势。
通常粗晶材料的塑性变形主要是通过位错的运动和相互作用完成的
.
而以上模拟表明
纳米晶粒的变形主要是通过晶界滑移
和位错运动其同主导的，随着构成材料的晶粒的尺寸
逐渐减小，片变形机理从位错运动向
基于晶粒边界滑移的方式转变。而粗晶材料中晶粒边
原文细晶强化的机理及其应用
界通常
是作为位错核的接收器
,
其阻止位错的运动
,
从而提高材料的硬度和屈服应力等。而
在纳米材料中，晶
粒边界成为了位错成核和原干滑移的源头
,
从而起到促进塑性变
形的作
用。这使得Ｈ
all-Pe
ｔ<
/p>
c
ｈ效应随着晶粒尺寸的减小而失效甚至出现相反的变化趋势
3
．微量碳在细晶强化中的作用
由上文可知ｋ为与材料有关的因子关于
k
的
物理涵义以及合金元素对ｋ的影响
,
许多研
究者曾经做了大量理论与实验研究
[
９
]
。
结果表明
,k
强烈地受间隙式溶质原子的影响
,
同时也
受热处理条件影响。但是
,
间隙式溶质原子和热处理
条件影响
k
的原因尚不清楚。本文以高
纯铁为试料，
在尽可能地将材料微观结构
(
晶内与晶界析出
,
晶界偏析等
)<
/p>
同一化后系统地研
究微量碳在固溶状态、析出状态和偏析在晶界对
σ
０
和ｋ的影响，讨论微量碳影响的机
理
。
３、１
实验材料及方法
实验用
Ｆ
e
－
5
０Ｃ和
Ｆ
e-8
０
C
合金铸锭是以高纯电解铁
(
９
9.99
5%F e
）为原料
,
采用
高真空
(6
×
1
０
-3
Ｐ
a
）高频感应熔炼
,<
/p>
经
Fe-
４
.3
%C
中间合金脱氧后注人水冷铜铸型得到的
,
< br>其化学
成分见表
1
。铸锭在高纯
红气保护下加热后，经热锻、冷锻、冷轧和机加工得到宽
1
５<
/p>
mm,
厚
6
mm
板材。
为得到不含碳的高纯铁和碳浓度更低的试样，
将
Fe
一８
0C
合金板材在
70
０℃
流动湿氢和干氢气氛炉内退火不同时间，进行完全脱碳或降低碳量处理
,
所得试料的化学分
析结果示于表１。
.
四种试料的板材在７
0
０℃真空退火
(5
×
10
-2
P
ａ
)
后冷轧成厚１
mm
的薄
板，机
加工成平行部宽
3
ｍ
m,
长
20
ｍ
m
的拉伸试样。试样的热处理条件如表
2
所示，所有
热处理均在
5
×
10
-
２
P
a
真空炉内进行。
值得指出的是，
与以
往的研究不同
,
本文在调节晶粒尺
寸热
处理后对所有试样进行了微观结构同一化的最终热处理
.
。
表
1
试料的化学成分（质量分数
×
10
-1
）
表
2
热处理条件
-
-
-
-
-
-
-
-
-
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