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材料加工学,材料加工（金属）：铸造、锻压、焊接、粉末冶金等。 材料加工学：金属材料的加工成型原理、工艺方法和过程。 金属熔体的微观结构、物理性质、凝固结晶过程；铸造、锻压、焊接成型等。,1,参考资料：金属凝固理论、金属工艺学、金属学与热处理、金属凝固学（图书馆有）等； 网络图书馆等； 各种相关的文献资料。,2,Arthur C. Clarke提出的技术发展的三大定律: (1)“When a scientist states that something is possible，he/she is always certainly right .When he/she states that something is impossible，he/she is very probably wrong.” (2)“The only way of discovering the limits of the possible is to venture a little way past them into the im- possible” (3) “Any sufficiently advanced technology is indis- tinguishable from magic”,(唯一发现有可能的极限是探索极限以外不可能的东西)。,(任何先进的技术进步都是和魔术分不开的)。,(Nothing is impossible)。,3,凝固（Solidification）,凝固是一门技术，也是一门科学。 技术 。 Casting is not only an art but also a science. 瑞士联邦理工学院Kurz教授实验室 Solidification 国内： 图2-1 研究内容,铸造,4,图2-1 凝固科学与凝固加工的研究内容,5,凝固是冷却的过程,*用冷模对上下表面同时进行冷却 *如,Al-4.5Cu（质量百分比）合金,表2-1 快速凝固加工的冷速范围及晶粒尺度等特点,6,1、凝固的历史发展,凝固理论：20世纪40年代出现，之前有铸冶工艺。 从铸冶工艺常规可控凝固定向凝固快速凝固 空间凝固超常凝固； 从结构材料功能材料结构功能材料； 从金属（合金）金属间化合物金属基复合材料金属/非金属基复合材料； 从多晶单晶微晶非晶；,7,2、常用的凝固理论,形成了许多理论 液固相变形核理论 形核速率与温度、临界形核功、相变激活能有关。 晶体界面生长动力学理论 成分过冷理论 第一次从界面稳定性揭示凝固过程。 液固界面前沿有一个溶质富集层，如果液相的实际温度低于 液相线，形成过冷。 不足：假设热力学平衡，忽略界面曲率和液固两相热物理参数的差异。 界面稳定性线性动力学理论 界面稳定性与温度梯度、界面能、溶质边界层有关。,8,共晶生长理论 共晶凝固不同于 单相合金凝固 枝晶生长边缘稳定性理论 枝晶半径与过冷度、生长速度有关。 快速凝固晶体生长理论 非平衡凝固；生长速度大，溶质分配系数、扩散系数、液相线斜率影响V。,9,3、结晶的热力学条件,过冷：TTm-T， 为什么凝固结晶必须过冷？ 从热力学分析， T=Tm，平衡态； TTm, GsGl, 熔化; TTm, GsGl, 凝固. 驱动力: Gv=Lm T/Tm Lm为熔化潜热. Gv与T成正比. 很显然,过冷度越大,液固两相 自由能差越大,结晶的驱动力越大, 结晶速度越快.,图2-2 液相和固相自由能随温度变化,10,4、均匀(质)形核homogeneous nucleation,当过冷液相中形成一个晶胚（核）,一部分原子进入晶胚内部, 这些原子的自由能比过冷液相原子的自由能低, 这个降低 的能量是体积自由能, 是结晶的动力; 另有一部分原子转移到晶胚的表面, 其自由能比过冷液 相原子的高, 这个增高的能量为表面自由能, 是结晶的阻力. 总的自由能的变化将决定晶核的能否长大。 假设晶核为球形，半径为r，表面积为S，体积为V。 当过冷液相中形成一个晶核时，总的自由能的变化为 G GV+ GS GV为液、固两相自由能之差。,11,可用单位自由能来表示， G VGB+ S 很显然，随r的增大， GV比GB变化的更快。,图2-3 自由能变化与晶核半径的关系,临界晶核半径rc： r rc时, 能形核; r= rc时, 平衡态. 金属凝固结晶, 晶核半径要求,12,临界晶核半径rc, 令 得 临界晶核半径和过冷度 T成反比。 实际生产中，增大过 冷度，降低rc ， 增加晶核数量，达到细化晶粒的目的。 r rc时, 能够形核; 晶核能否长大？ 临界形核功A,13,结晶时，晶核半径在rc r0之间，晶核的长大使系统自由能降低，但G 0,也就是说,形成临界晶核 时,体积自由能的降低还不 能完全补偿表面自由能的 增加,还有一部分表面自由 能必须由外界,即周围液体 做功来供给,形核功. 临界半径-临界形核功A,14,很显然,临界晶核功A恰好等于临界晶核时表面能的1/3. 也就是,形成临界晶核时,体积自由能得降低只补偿了表 面自由能增高的2/3,还有1/3的表面自由能由能量起伏 获得. 综上, 均匀形核是在过冷液态金属中,依靠结构起伏 形成大于临界晶核半径的晶核,同时,必须从能量起伏中 获得形核功,才能形成稳定的晶核。因此，结构起伏和 能量起伏是均匀形核的必要条件，同时还必须过冷。 形核率：过冷度。,15,5、非均匀(质)形核heterogeneous nucleation,均匀形核的过冷度很大，纯铝为130，纯铁为295。 实际生产中，很难达到，一般不超过20。原因:,图2-4 非均匀形核示意图,16,17,在W 相基底上形成一个球冠形的S晶核，半径r，润湿角。 系统自由能的变化， 界面处，比表面能满足 总的自由能的变化,带入，,均匀形核,18,同样，可以求临界晶核半径和临界晶核功。,临界晶核半径相同； 0180o 越小，则临界晶核功越小，非均匀形核越容易，需要的过冷度越小。 形核率：影响因素多。过冷度、温度、杂质、搅拌等，,19,20,21,22,6、形核剂的选择,（1）失配度小：共格 （2）粗糙度大： 形核剂粗糙度大时，凹坑多，利于形核。 （3）分散性好： 形核剂在使用时往往处于颗粒或粉末状的形式，若分散性不好，使用时聚集成团，将会大大影响促进形核。 （4）稳定性好 指化学稳定性和高温稳定性。形核剂一般在高温熔体中使用，若使用时易发生分解、氧化或化合，其性质将改变，形核作用将大大减弱、甚至消失。,23,7、经典形核理论（Classical Nucleation Theory）,均匀形核和非均匀形核的形核率,实际应用中，经典形核理论在热力学和动力学方面 的一些问题产生了疑问。,24,相图 杠杆定律 共晶相图 铸造：液态成型方法。Foundry/casting， 铸造过程：熔炼成的液态合金，浇入具有一定几何形状、尺寸大小的型腔中，在重力或外力作用下充满，凝固后得到。 砂型铸造和特种铸造；特点， 铸造性能：流动性、收缩、偏析、吸气、应力、变形和裂纹倾向等。 “高温出炉，低温浇注” 生产中，浇注时应遵循高温出炉，低温浇注的原则。 因为提高金属液的出炉温度有利于夹杂物的彻底熔化、熔渣上浮，便于清渣和除气，减少铸件的夹渣和气孔缺陷；采用较低的浇注温度，则有利于降低金属液中的气体溶解度、液态收缩量和高温金属液对型腔表面的烘烤，避免产生气孔、粘砂和缩孔等缺陷。因此，在保证充满铸型型腔的前提下，尽量采用较低的浇注温度。,25,凝固方式： 一般三种类型；逐层凝固方式(skin-forming solidification)，体积凝固方式(volume solidification)或称糊状凝固方式(mushy solidification)和中间凝固方式(middle solidification)。凝固方式取决与凝固区域的宽度,而凝固区域的宽度取决于合金的结晶温度范围和冷却强度( 温度梯度)。,26,凝固温度范围很小，并且断面温度梯度很大时，铸件的凝固区域将很窄，属于逐层凝固方式；纯铜、纯铝、灰铸铁以及低碳钢等属于逐层凝固； 结晶温度范围很宽，或虽然结晶温度范围不大，但是温度场较为平坦，以至于表面温度高于ts时，铸件心部的温度已降至结晶开始温度， 使凝固区域贯穿整个断面，体积凝固，或称糊状凝固，球墨铸铁、高碳钢、锡青铜等合金； 介于二者之间为中间凝固。在凝固初期往往类似于逐层凝固，大多数合金均以中间凝固方式进行凝固，如中碳钢、白口铸铁等。,27,28,凝固组织和缺陷,29,等轴晶组织的获得和细化 获得等轴晶组织的原则是使液态金属中不断地产生新晶核，以阻止柱状晶的生长，晶核越多则形成的等轴晶晶粒就越细。 (1)降低浇注温度：降低浇注温度是缩小柱状晶区和扩大等轴晶区并细化晶粒的有效措施。降低绕注温度能使液态金属与型壁及浇道壁接触时就产生大量晶体并自型壁脱落。降低浇注温度能使游离的小晶体在随后的漂移中重新熔化的可能性减小。 （2）孕育处理 在液态金属中加入孕育剂，促进液态金属内部形核从而获得细小等轴晶的方法称为孕育处理。 关于孕育的作用，目前有两种说法；一种观点认为孕育剂主要起促进非自发形核作用；另一种观点认为孕育剂主要使溶质偏析系数增大、使枝晶易产生更细的颈缩，促进晶体自型壁脱落和晶枝的熔断脱落，从而增加漂移于型腔内部的小晶体数量。,30,偏析程度的大小取决于溶质平衡分配系数K0 即固-液两平衡相中溶质浓度的比值。 对于K01的合金，即液相线和固相线随着溶质浓度的增加而降低的合金，K0值越小，结晶过程中造成的溶质偏析程度就越严重； 反之，对于K01的合金，即液相线和固相线随着溶质浓度的增加而上升的合金 K0值越大，则偏析程度越严重。 因此可以用 1- K0的绝对值，作为描述固-液界面前沿液相的溶质偏析程度的参数，I 1-K0 I称溶质偏析系数。不论K01还是K01，凡偏析系数大的元素对晶粒细化的作用就大。就成了选择晶粒细化剂的依据。,31,32,（3）动力学细化法 动力学细化方法主要是采用机械力或电磁力引起固相和液相的相对运动，导致枝晶的破碎或与铸型分离，在液相中形成大量结晶核心，达到细化晶粒的效果。 （4）提高冷却速度 影响很复杂。 薄壁件：金属型可以提高冷速，整个铸件断面产生大的过冷，可获得细小等轴晶； 厚壁件：应采用砂型，型壁上不易产生凝固壳，晶体容易从型壁上脱落，阻碍柱状晶的形成。 缺陷： 偏析、缩孔、缩松、气孔、非金属夹杂等。,33,金属凝固时各组元会按一定规律分配，这是造成凝固偏析的原因。掌握金属凝固中溶质再分配的规律，是生产实践中控制各种凝固偏析的基础。根据凝固时晶体形成特点，把凝固时只析出一个固相的合金叫单相合金；而把凝固时同时析出两个以上相的合金，叫多相合金。 成分过冷： 一般凝固条件下，固液界面前沿液相溶质将形成一个溶质富集的边界层(对k01的合金)。这种溶质富集，导致液相凝固温度TL发生改变，与界面前沿实际温度Ta相比，产生差异， 此差异可能引起过冷把这种由溶质再分配导致界面前沿平衡温度发生变化而引起的过冷称为成分过冷。,34,35,36,37,38,共晶合金的凝固,大部分工程合金都采用共晶型合金，原因是共晶型合金具有与纯金属相近的优良铸造性能和综合力学性能。它们可分为两大类，即规则共晶和非规则共晶。 规则共晶由金属-金属组成共晶体； 非规则共晶由金属-非金属组成共晶体。如Fe-C, Al-Si共晶。,39,共生生长： 离异生长,40,对于共晶合金的共生生长方式，结晶时后析出相依附于领先析出相表面析出，形成具有两相共同生长界面的双相核心，然后依靠溶质原子在界面前沿两相间的横向扩散，互相不断地为相邻的另一相提供生长所需的组元，使两相协同生长。由共晶平衡相图可以看出，在阴影线区域内的过冷液相结晶时，相要排出组元B，同时需要溶入组元A；而相要排出组元A，同时溶入组元B，这恰巧是两相共同需要的条件，于是，相和相的结晶过程，正好通过A，B两类原子在生长界面前沿的横向交互扩散，彼此为对方提供所需的组元而并肩向前生长。这种两相彼此合作生长的方式，就称作共生生长。 共生生长需要具备两个基本条件，一是两相生长能力要相近，且析出相要容易在先析出相上形核和长大。先析出相一般称为领先相，它可能是初生相，也可能不是初生相；另一条件是A ，B两组 元在界面前沿的横向传输能保证两相等速生长的需要。 实验指出，这两个条件只有当合金过冷到一定温度和处于一定成分范围时才能满足。这个范围就是相图中阴影线表示的所谓共生区。,41,有的共晶合金两相生长时，并没有共同的生长界面，而是两相分离，并以不同的生长速率进行结晶，这就是所谓的离异生长方式。其所得的组织称为离异共晶体。 离异共晶体又可分为晶间偏析型和领先相呈球团型两类。 前者的合金成分偏离共晶点很远，在初晶相长得很大，且数量又很多的条件下，才发生共晶反应，结果一相就在初晶相的枝晶上继续长出，而把另一相单独留在了枝晶间； 后者因领先相往往属熔点高的金属，且生长界面为各向异性，此时领先相形成球团形态，金属相只能围绕其表面生长，形成“晕圈”。,42,43,金属冷态下的塑性变形 多晶体晶粒之间存在着厚度相当小的晶界，晶界的结构与相邻两晶粒之间的相位差有关，一般可分为小角度晶界和大角度晶界。实际多晶体金属通常都是大角度晶界，因此，晶界表现出许多不同于晶粒内部的性质，如室温时晶界的强度和硬度高于晶内，而高温时则相反；晶界中原子的扩散速度比晶内原子快得多；晶界的熔点低于晶内；晶界易被腐蚀等等。 晶内变形和晶间变形 晶内变形的主要方式和单晶体一样为滑移 和孪生。 晶间变形的主要方式是晶粒之间相互滑动和转动。,44,45,晶粒间的滑动与转动,46,多晶体金属经冷态塑性变形后，除了在晶粒内部出现滑移带和孪生带等组织特征外，还具有下列的组织变化。 晶粒形状的变化： 金属经冷加工变形后，其晶粒形状发生变化，变化趋势大体与金属宏观变形一致。 晶粒内产生亚结构：金属经很大的冷变形后，由于晶体内的位错增殖和缠结可以形成胞状亚结构。 晶粒位向改变（变形结构）： 多晶体塑性变形时伴随有晶粒的转动，当变形量很大时，多晶体中原为任意取向的各个晶粒，会逐渐调整其取向而彼此趋于一致。,47,塑性变形 （1）单晶体的塑性变形 “滑移”： 滑移面、滑移方向 滑移的位错机制：实验和理论表明，在实际晶体中存在位错，晶体的滑移不是一部分相对于另一部分同时作整体的刚性移动，而是通过位错在切应力的作用下沿着滑移面逐步移动的结果。 位错线移动到表面，表面留下一个原子间距的滑移台阶，大小为柏氏矢量，大量的位错线形成滑移痕迹，这就是滑移线的实质。 位错的增殖；交割与塞积 （2）多晶体 不同时，相互协调，不均匀。 晶粒大小：晶界强化，晶粒细小，强度高塑性好。 （3）合金的变形 单相固溶体（固溶强化），多相合金（第二相强化、弥散强化）。,48,变形对金属组织和性能的影响 细化，织构， 加工硬化：随变形程度的增加，强度、硬度增加，而塑性、韧性下降。 为什么？位错的交互作用。 加工硬化的应用,49,金属热态下的塑性变形 1、金属和合金的回复与再结晶 形变金属（有缺陷，畸变能，不稳定）的退火，T、t、缓慢冷到室温 退火：回复+再结晶+晶粒长大三个阶段。 纤维状-细小颗粒状-粗大颗粒。 去应力 再结晶温度：经过严重冷变形的金属（变形度在70%以上），在约一个小时的保温内能够完成再结晶（95%转变量）的温度。 以上为热加工，否则为冷加工。 2、动态 3、晶内变形和晶界变形 晶界强度低， 4、组织和性能 改善晶粒组织、锻合内部缺陷、形成纤维组织。,50,塑性成形时，必须对金属施加外力，称为变形力；而金属抵抗变形的力，则称为变形抗力，它们大小相等、方向相反。变形抗力反映了材料变形的难易程度，它不仅取决于材料的性质，还与塑性成形时的应力状态有关 设有两个同材质的单元体其应力状态分别为三向压缩和两压一拉，1为外力所产生的主应力，2、3为模壁约束作用所产生的主应力，并假设2=3。根据屈服准则可知，为了使该单元体发生塑性变形，对于三向压应力状态时应满足： |1|-|3|=s 即 1=s-|3| 显然，第一种情况下1的绝对值（即变形抗力）要比第二种情况下的大.因此，对第一种情况需要施加更大的外力（即增大1），方能使金属发生塑性变形。,51,52,真实应力应变曲线,真实应力-应变曲线即为金属在单向应力状态下真实应力与变形程度（应变）之间的关系曲线。由于该曲线反映了金属变形时的加工硬化情况，故也称为硬化曲线。同一材料，由于变形温度和应变速率的不同，其真实应力-应变曲线亦不同。 真实应力应变曲线通常采用拉伸试验获得，它是研究材料的屈服强度（流动应力）与塑性行为、应力应变关系和求解塑性成形问题不可缺少的基本实验资料。,53,应力与应变的关系： =An 式中 A 与材料有关的系数，单位为MPa； n 硬化指数。 硬化指数n：硬化指数大，表明变形时硬化显著，对后续变形不利。例如，20钢和奥氏体不锈钢的塑性都很好，但是奥氏体不锈钢的硬化指数较高，变形后再变形的抗力比20钢大得多，所以其塑性成形性也较20钢差。 体积不变：x+ y +z =0 结论： （1）塑性变形时，只有形状和尺寸的改变，而无体积的变化；（2）不论应变状态如何，其中必有一个主应变的符号与其它两个主应变的符号相反，且这个主应变的绝对值最大。（3）当已知两个主应变的数值时，第三个主应变大小也可求出。,54,一、影响金属塑性变形的内在因素 （一）化学成分 纯金属的塑性成形性比合金的好。钢的含碳量对钢的塑性成形性影响很大，对于碳质量分数小于0.15%的低碳钢，主要以铁素体为主（含珠光体量很少），其塑性较好。随着碳质量分数的增加，钢中的珠光体量也逐渐增多，甚至出现硬而脆的网状渗碳体，使钢的塑性下降，塑性成形性也越来越差。 合金元素会形成合金碳化物，形成硬化相，使钢的塑性变形抗力增大，塑性下降，通常合金元素含量越高，钢的塑性成形性能也越差。 杂质元素磷会使钢出现冷脆性，硫使钢出现热脆性，降低钢的塑性成形性能。 （二）金属组织 纯金属及单相固溶体的合金塑性成形性能较好；钢中有碳化物和多相组织时，塑性成形性能变差；具有均匀细小等轴晶粒的金属，其塑性成形性能比晶粒粗大的柱状晶粒好；网状二次渗碳体，钢的塑性将大大下降。,55,二、影响金属塑性变形的加工条件 （一） 变形温度 温度升高，塑性提高，塑性成形性能得到改善。变形温度升高到再结晶温度以上时，加工硬化不断被再结晶软化消除，金属的塑性成形性能进一步提高。 过热：加热温度过高，会使晶粒急剧长大，导致金属塑性减小，塑性成形性能下降，这种现象称为“过热”。 过烧：如果加热温度接近熔点，会使晶界氧化甚至熔化，导致金属的塑性变形能力完全消失，这种现象称为“过烧”，坯料如果过烧将报废。 （二） 变形速度 变形速度：单位时间内变形程度的大小。变形速度的增大，金属在冷变形时的冷变形强化趋于严重；当变形速度很大时，热能来不及散发，会使变形金属的温度升高，这种现象称为“热效应”，它有利于金属的塑性提高，变形抗力下降，塑性变形能力变好。,56,57,4-4 金 属 强 化 理 论,位错强化理论,阻碍位错运动的因素,58,超 塑 性 对某些合金，在特定的条件下进行拉伸，其延伸率可达1001000（一般为 100），而所需的变形应力却很小。称这种现象为“超塑性”。 1、微细晶粒超塑性：是在恒温下进行的，TR=0.5Tm，晶粒10m，为等轴晶，无残余内应力，故也称恒温超塑性。 2、相变超塑性：金属在同素异构转变或相变时的温度上下做多次加热-冷却循环进行变形，能产生极大的延伸率，它是在动态下发生的，故称动态超塑性。,59,60,在温度距离坐标中，画出这4个点的位置，如上图(c)所示；,61,62,把(d)与(c)两图画在一个坐标中，即上图(e)中显示， 离液/固（L/S)界面前沿不同距离处形成了成分过冷区,63,64,
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