金屬材料冷形變與退火過(guò)程的組織和性能分析報(bào)告

./金屬材料冷形變與退火過(guò)程的組織和性能分析國(guó)滔材科０９５４０９３０３６６摘要：金屬材料的冷形變和退火過(guò)程中,組織的變化會(huì)導(dǎo)致材料有不同的性能。本次實(shí)驗(yàn)主要觀察α-Fe、Al、Zn進(jìn)行冷形變后滑移、孿晶和組織,并對(duì)α-Fe在相同型變量、相同溫度條件,經(jīng)過(guò)不同時(shí)間退火后的回復(fù)再結(jié)晶情況,α-黃銅經(jīng)相同時(shí)間不同退火溫度后的回復(fù)再結(jié)晶的情況進(jìn)一步觀察分析,并測(cè)定了不同冷變形程度的純銅樣品以及68%冷變形并經(jīng)不同溫度退火一小時(shí)的純鐵樣品的硬度。關(guān)鍵詞：形變量；冷形變；滑移；孿晶；回復(fù)；再結(jié)晶。一、材料冷形變對(duì)組織變化及性能的影響概述1、材料的冷變形冷變形或冷加工是金屬在再結(jié)晶溫度以下所進(jìn)行的變形或加工,如鋼的冷拉或冷沖壓等。本實(shí)驗(yàn)進(jìn)行的觀測(cè)的是塑性變形〔即獲得的力撤除后不可恢復(fù)的永久變形對(duì)材料微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律,且僅涉及在低于材料再結(jié)晶溫度的條件以滑移、孿生等基本形式發(fā)生的塑性變形〔即"冷變形",因?yàn)椴牧侠湫巫兯l(fā)的組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能變化可以在變形后保留下來(lái)。2、冷變形程度對(duì)微觀組織性能的影響：冷形變導(dǎo)致晶粒組織呈現(xiàn)方向性,且其程度隨變形量的增大而增大。在形變前顯微組織為等軸晶粒,經(jīng)受較大程度的方向性形變后導(dǎo)致晶粒沿受力方向伸展,變形越大則晶粒被拉得越長(zhǎng)。當(dāng)變形程度很大時(shí),晶粒不但被拉長(zhǎng),晶粒部還會(huì)被許多的滑移帶分割成細(xì)的小塊,晶界與滑移帶分辨不清,呈纖維狀物質(zhì)。3、冷形變材料的組織和性能在退火加熱時(shí)的變化冷形變金屬處于高能量的不穩(wěn)定狀態(tài),力求在適當(dāng)?shù)臈l件下過(guò)度到無(wú)畸變能的更穩(wěn)定狀態(tài)。在室溫或遠(yuǎn)低于材料再結(jié)晶溫度下,冷變形狀態(tài)的組織和性能穩(wěn)定,可以長(zhǎng)時(shí)間維持不變；退火加熱則為晶粒發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大創(chuàng)造外界條件,使得組織和性能發(fā)生變化。二、實(shí)驗(yàn)樣品冷變形樣品①α-Fe:經(jīng)0%、20%、40%、60%常溫變形和經(jīng)低溫高速?zèng)_擊變形樣品各一塊,均為經(jīng)化學(xué)浸蝕好的金相樣品〔光學(xué)顯微鏡觀察用,浸蝕劑：4%硝酸酒精。另備經(jīng)退火并電解拋光后常溫微量變形的α-Fe樣品一塊,變形后不浸蝕。②Al：經(jīng)退火和電解拋光后常溫微量變形的Al片1塊〔光學(xué)顯微鏡觀察用品表面形變痕跡和不同變形量的Al片一組〔肉眼觀察樣品外形和尺寸變化特征用。變形后不拋磨,不浸蝕。③Zn：經(jīng)常溫變形且經(jīng)化學(xué)浸蝕好的金相樣品1塊。浸蝕劑：HNO3:HCL=1:1?！补鈱W(xué)顯微鏡觀察用④純Cu：經(jīng)0%、20%、40%、60%常溫變形樣品各一塊〔測(cè)量變形量與硬度的對(duì)應(yīng)曲線(xiàn)用退火加熱后樣品α-黃銅：經(jīng)不同溫度退火相同時(shí)間的黃銅樣品一套〔已制備好的金相樣品,光學(xué)顯微鏡觀察用。α-Fe:68%常溫變形后分別經(jīng)200℃,300℃,400℃,500℃,600℃,700℃不同溫度退火1小時(shí)的樣品1套〔測(cè)繪硬度–退火溫度曲線(xiàn)使用。α-Fe：68%常溫變形后在560℃分別保溫9分、12分、20分、27分、38分和42分鐘的再結(jié)晶組織1套。實(shí)驗(yàn)過(guò)程1、觀察金屬材料冷形變的滑移、孿晶和形變組織；2、觀察金屬材料在相同形變下不同條件回復(fù)后的組織；3、測(cè)量不同冷變形程度的純銅樣品和68%冷變形并經(jīng)不同溫度退火一小時(shí)的純鐵樣品的硬度。四、各金屬材料的冷變形組織的觀察和分析1、對(duì)Fe,Al樣品進(jìn)行滑移線(xiàn)的觀察和分析Al是面心立方結(jié)構(gòu),滑移面為{111},滑移方向<-10-1>,滑移系共有12個(gè)。Al中外層晶粒變形度大,晶粒略有突起,滑移帶密集、交錯(cuò)；層晶粒變形小,晶粒部滑移帶黑線(xiàn)稀疏。同一晶胞中也出現(xiàn)交滑移和多系滑移的滑移線(xiàn)。α-Fe是體心立方結(jié)構(gòu),它的滑移面有{110},{211},{321},滑移方向有<-1-11>,滑移系共有48個(gè)。Fe的滑移線(xiàn)較粗,滑移線(xiàn)之間的距離較Al的滑移線(xiàn)距離大,而且出現(xiàn)交滑移和多系滑移,交滑移形成折線(xiàn)形狀的滑移帶,多系滑移產(chǎn)生兩組或多組交叉的滑移線(xiàn)。2、對(duì)Fe、Zn樣品的孿晶進(jìn)行觀察分析Fe的晶界比較不規(guī)整,晶胞呈不規(guī)則形狀,一個(gè)晶胞中的孿晶具有相同的取向而互相平行,這些孿晶尺寸較小。Zn的晶界比較規(guī)整,呈直線(xiàn)狀,晶胞為多邊形,一個(gè)晶胞中的孿晶的取向相同而互相平行,孿晶的尺寸較大,呈現(xiàn)出寬的透鏡狀,而且在Zn晶胞中出現(xiàn)的孿晶數(shù)量比鐵中出現(xiàn)的孿晶數(shù)量多。這是因?yàn)棣?Fe是體心立方結(jié)構(gòu),由于潛在滑移系多,形變的主要機(jī)制是滑移,在低的形變溫度或高的形變速率下才可能發(fā)生孿晶。而hcp金屬由于潛在的滑移系少,形變開(kāi)始時(shí)一般是滑移,在很低的應(yīng)變下就能發(fā)生孿,并且很快隨著應(yīng)變?cè)黾佣L(zhǎng)大長(zhǎng)粗。對(duì)α-Fe經(jīng)0%、20%、60%常溫壓縮和經(jīng)低溫沖擊樣品的觀察和分析0%型變量的α-Fe沒(méi)有發(fā)生形變,晶胞沒(méi)有呈現(xiàn)出方向性。20%型變量的α-Fe的組織變形量小,與沒(méi)有發(fā)生形變的α-Fe的晶胞相比,可以發(fā)現(xiàn)有晶胞有少量的變形,呈現(xiàn)出一定的方向性,且其程度隨變形量的增大而增大。60%形變量的α-Fe的組織有很大的方向性,晶粒被拉得很長(zhǎng)。對(duì)68%型變量,室溫壓縮,560℃退火不同時(shí)間的α-Fe樣品進(jìn)行觀察和分析68%型變量的α-Fe在560℃退火9min后組織具有很大的方向性,晶粒很長(zhǎng),晶粒部有位錯(cuò)存在,部分區(qū)域開(kāi)始出現(xiàn)尺寸很小的再結(jié)晶的晶核。68%型變量的α-Fe在560℃退火27min后大部分晶粒的尺寸都比較均勻,存在許多尺寸小的新晶核,位錯(cuò)和滑移已經(jīng)在回復(fù)階段對(duì)消完了,晶粒部幾乎看不到位錯(cuò)的存在。有可能存在尺寸明顯大于其他晶粒的非正常長(zhǎng)大的晶粒,出現(xiàn)這種晶粒的原因是非正常長(zhǎng)大晶粒的取向偏離織構(gòu)的取向,這些晶粒的界面能比其他晶粒的晶界能高,使它更容易遷動(dòng),當(dāng)加熱到一定溫度時(shí),這些晶粒就以比其它晶粒大得多的速率長(zhǎng)大。68%型變量的α-Fe在560℃退火42min后組織大部分晶粒變得比較均勻,還有一小部分新出現(xiàn)的晶核未長(zhǎng)大,此時(shí)在晶粒部基本沒(méi)有位錯(cuò)和缺陷的存在。5、對(duì)60%壓縮量不同溫度退火一小時(shí)的CuZn進(jìn)行觀察與分析壓縮量60%的α-黃銅在未經(jīng)回復(fù)處理時(shí)晶粒有很大的方向性,晶粒有大量位錯(cuò)存在,位錯(cuò)線(xiàn)具有相同的方向。壓縮量60%的α-黃銅加熱到550℃后保溫30min后,發(fā)生畸變的基體被完全吞噬,晶粒變得均勻,一個(gè)晶粒存在各種取向的孿晶。壓縮量60%的α-黃銅加熱到750℃后保溫30min后,晶粒逐漸長(zhǎng)大后,尺寸變大,晶粒數(shù)目減少。五、對(duì)純銅和純鐵樣品的硬度的觀察和分析1、硬度計(jì)的相關(guān)參數(shù)全洛氏硬度計(jì)型號(hào)TH320GB/T2848-92GB/T3TB-93時(shí)代集團(tuán)公司GB/T7409-942、對(duì)不同冷形變程度的純銅樣品的硬度進(jìn)行觀察和分析形變量硬度平均值標(biāo)準(zhǔn)差0%17.113.713.910.513.452.397611.210.915.714.620%32.932.732.434.732.731.538829.533.334.032.340%50.047.346.150.348.801.611648.249.148.550.960%57.852.753.556.053.632.484154.751.650.052.7對(duì)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)用origin7進(jìn)行處理,結(jié)果如下：從圖中可以看出,在0–60%的型變量,純Cu的硬度值隨著型變量的增大而增大。形成這種現(xiàn)象的原因是冷變形后金屬部的位錯(cuò)密度將大大增加,且位錯(cuò)相互纏結(jié)并形成胞狀結(jié)構(gòu),它們不但阻礙位錯(cuò)滑移,并且使不能滑移的位錯(cuò)數(shù)量劇增,從而大大增強(qiáng)了位錯(cuò)滑移難度并使強(qiáng)度和硬度有所提高。這一現(xiàn)象為形變強(qiáng)化,即在塑性變形階段,隨著應(yīng)變?cè)黾?強(qiáng)度將呈曲線(xiàn)關(guān)系提高。3、對(duì)68%冷形變并經(jīng)不同溫度退火1h的鐵樣品的硬度進(jìn)行觀察分析溫度<攝氏度>硬度平均值標(biāo)準(zhǔn)差20088.290.291.592.286.193.790.32.78130091.892.292.09292.190.291.70.75540086.688.288.086.587.089.087.61.00350087.781.479.985.380.880.482.63.16660078.971.779.675.278.674.876.53.07970068.457.765.951.560.254.959.86.460對(duì)上述實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)用origin7進(jìn)行處理,結(jié)果如下：從圖中可以看出,退火時(shí)間相同的變形α-Fe的硬度隨退火溫度的升高而逐漸降低,而且下降速率是從緩慢到快速的。在低溫階段,由于α-Fe發(fā)生回復(fù),晶粒的位錯(cuò)對(duì)消,所以材料的硬度慢慢減小。而在500-700℃階段,由于在該溫度退火時(shí)發(fā)生再結(jié)晶過(guò)程,位錯(cuò)和缺陷被長(zhǎng)大的新核吞噬掉,使硬度有很大的下降。六、總結(jié)通過(guò)這次試