细晶强化的机理及其应用

2021年2月12日发(作者：windsor)

.

I

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

Hall -Petch

关系式的物

理模型，并说明了微量碳在钢铁材料中 细晶强化时对

Hall-Petch

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，

Hall- Petch

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 ，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，

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

。

< p>
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，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

重要强化方式，获得了广泛的应用。在大量试验基础上，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

）

式中，σ

y

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< /p>

常

.

.

r

.

.

.

I

取

0.5

。这就是有名的

Hall-Petch

公式，是由

Hall

[1]

和

Peteh

[2]

两人最先在软钢中针对屈服强

度建立起来的，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围直至断裂，仅常数

σ

0

和

k

有

所不同而己。

Hall-Petch

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：

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

由位错源

S1

放出

的位错形成位错塞积

,< /p>

可在晶粒

2

距其

r

远处产生较大的切应力，其值在

r

《

d/2

时可写

为

。此处 τ

0

为位错在晶运动所受阻力，

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)

即

(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

< p>
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，取

m=2

< br>；对有

12

个滑移系的立方晶体取

m=3

．

1.

.

.

r

.

.

.

I

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

Hall-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

-Fe

来说尚有争议。至今在

α< /p>

-Fe

中，只在少数情况下才观察到晶界前的不

< br>规则的位错塞积群

[5]

,

而多 数情况为不规则的位错缠结

[6]

。为了克服这一困难，

James

Li

[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

Hall- Perch

公式：

(8)

(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

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

< br>虑晶界附近区域的次滑移和加工硬化效应，还可以对

Hall-Petch

公式作如下推导：设想在

流变条件下，晶界的影响是在晶粒造成一定宽 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< /p>

σ

H

和心部软区强度

σ

S

综合决定，即

:

.

.

r

.

.

.

I

（

9

）

又因：

（

10

）

若略去

b

2

，则将上式代入

(9)

式整理后得：

（

11

）

< /p>

因式中

σ

H

、< /p>

σ

S

均为与材料有关的常数，故可改用下 式表达：

（

12

）

因

(12)

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

< p>
与

1

．

1

之间，即

0

．

45

。

图

3

晶界区硬化模型示意图

可见

Hall-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，但确

切的物理模型尚难于最后确定。 欲利用

Hall-Petch

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

Hall- Petch

关系

[8]

< p>
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

Hall-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

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

Hall-Petch

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

.

.

r

.

.

.

I

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

< p>
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

< p>
纯铁为试料，在尽可能地将材料微观结构

(

晶与晶 界析出，晶界偏析等

)

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-50C

和

Fe-80C

合金铸锭是以高纯电解铁

< p>
(99.995%F e)

为原料，采用高真

空

< p>
(6

×

10

-3

Pa)

高频感应熔炼，经

Fe-4.3%C< /p>

中间合金脱氧后注人水冷铜铸型得到的，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

15 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

80C

合金板材在700℃

流动湿氢 和干氢气氛炉退火不同时间，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700℃真空退火

(5

×

10

-2

Pa)

后冷轧成厚

1 mm

的薄板，

机加工成平行部宽

3 mm,

长

20 mm

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

Pa

真空炉进行。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

< p>
-1

)

表

2

热处理条件

拉伸试验在室温下进行，初期应变速率为3.8×10

-4

s

-1

。显微组 织观察用试样取自拉伸

.

.

r

.

.