- 金相切割机-金相试样切割机
- QG-1金相试样切割机
- Q-2金相试样切割机
- QG-2岩相切割机
- Q-3A金相试样切割机
- QG-4A金相试样切割机
- QG-5A金相试样切割机
- QG-100金相试样切割机
- QG-100Z自动金相试样切割机
- QG-300三轴金相试样切割机
- ZQ-40无级双室自动金相试样切割机
- ZQ-50自动精密金相试样切割机
- ZQ-100/A/C自动金相试样切割机
- ZQ-150F无级三轴自动金相试样切割机
- ZQ-200/A无级三轴金相试样切割机
- ZQ-300F无级三轴自动金相试样切割机
- ZQ-300Z自动金相试样切割机
- ZD-500大型液压伺服金相试样切割机
- 金相磨抛机-金相试样磨抛机
- MPD-1金相试样磨抛机(单盘无级)
- MPD-2金相试样磨抛机(双盘单控)
- MP-3A金相试样磨抛机(三盘无级)
- MP-2A金相试样磨抛机(双盘无级)
- MPD-2A金相试样磨抛机(双盘无级)
- MPD-2W金相试样磨抛机(双盘无级)
- ZMP-1000金相试样磨抛机(单盘8试样)
- ZMP-2000金相试样磨抛机(双盘8试样)
- ZMP-3000 智能化金相试样磨抛机
- ZMP-1000ZS智能薄片自动磨抛机
- BMP-1000 半自动金相试样磨抛机
- BMP-2000 半自动金相试样磨抛机
- 金相镶嵌机-金相试样镶嵌机
- XQ-2B金相试样镶嵌机(手动)
- ZXQ-2金相试样镶嵌机(自动)
- AXQ-5金相试样镶嵌机(自动)
- AXQ-50金相试样镶嵌机(智能,一体机)
- AXQ-100金相试样镶嵌机(智能,一体机,双室)
- 金相抛光机-金相试样抛光机
- P-1单盘金相试样抛光机(Φ200,380V)
- P-1A单盘金相试样抛光机(Φ200,380V)
- P-2立式双盘金相试样抛光机(Φ200,380V)
- P-2A柜式双盘金相试样抛光机(Φ200,380V)
- LP-2双盘立式金相试样抛光机(Φ200,380V)
- PG-2A双盘柜式金相试样抛光机(Φ220,380V)
- PG-2C双盘立式金相试样抛光机(Φ220,380V)
- P-2T双盘台式金相试样抛光机(Φ220,380V)
- 金相预磨机-金相试样预磨机
- YM-1单盘金相试样预磨机(Φ200,380V)
- YM-2双盘金相试样研磨机(Φ230,380V)
- YM-2A双盘金相试样预磨机(Φ230,380V)
金相磨平机-金相试样磨平机
MPJ-35柜式金相试样磨平机(350*40*40)
MPJ-25台式金相试样磨平机(250*30*32)
MY-1光谱砂带磨样机(W100*L920)
MY-2A双盘砂带磨样机
- 进口金相制样设备
- 进口金相切割机
- 进口金相磨抛机
- 进口金相镶嵌机
- 进口金相显微镜
- 金相显微镜
- 4XB双目金相显微镜
- AMM-8/D/P/T/ST三目倒置金相显微镜
- 4XC/D/P/T/ST三目卧式金相显微镜
- AMM-200/D/P/T/ST三目正置金相显微镜
- 金相技术及金相耗材
- 金相案例
- 金相技术
- 金相镶嵌料
- 金相切割砂轮片
- 金相研磨膏
- 金相砂纸
- 金相抛光粉
- 金相抛光织物
- 公司简介
- 公司理念
- 联系我们
- 售后服务
- 金相新闻
- 金相友情链接
- 金相试样抛光机 洛氏硬度计
- 金相试样抛光机 万能试验机
- 电子试验机 金相试样抛光机
- 全自动精密抛光机 金相试样抛光机
- 圆度仪 轮廓仪 自准直仪
- 自准直仪 硬度计
- 生物显微镜 金相显微镜
- 金相试样抛光机 影像测量仪
- 上海研润光机科技有限公司前身是国家仪器技
- 术研究所，成立于2005年，是一家以研发、
- 生产、非标定制自动化生产检测设备，计算机
- 软件开发为主的高新技术企业。主导产品：材
- 料仪器、光学仪器、自动化生产检测设备等。
|
|
|
| 金属学-回复再结晶 |
| 本站文字和内容版权为上海研润光学金相试样磨抛机金相试样磨抛机制造厂所有http://www.cnnoet.net;转载请注明出处 |
|
金属及合金经塑性变形后，强度、硬度升高，塑性、韧性下降，这对于某些应用是重要的，但却给进一步的冷成形加工(例如深冲)带来困难，常常需要将金属加热进行退火处理，以使其性能向塑性变形前的状态转化；塑性、韧性提高，强度、硬度下降。 本章的目的是讨论塑性变形后的金属与合金在加热时，其组织结构发生转变的过程，主要包括回复、再结晶和晶粒长大，了解这些过程的发生和发展的规律。§1.1 形变金属与合金在退火过程中的变化金属与合金在塑性变形时所消耗的功，大部分转变成热而散发掉，只有一小部分能量以弹性应变和增加金属中晶体缺陷(空位和位错等)的形式储存起来。形变温度越低，形变量越大，则储存能越高。其中弹性应变能只占储存能的一小部分，约为3-12％。晶体缺陷所储存的能量又叫畸变能，空位和位错是其中***重要的两种。这两种比较，空位能所占的比例小，而位错能所占比例大（约占总储存能的80~90％） 。性变形后的金属材料的自由能升高，在热力学上处于亚稳状态，具有向形变前的稳定状态转化的趋势。但在常温下，原子的活动能力小，使形变金属的亚稳状态可维持相当长的时间。如果温度升高，原子有了足够高的活动能力，形变金属就能由亚稳状态向稳定状态转变，从而引起一系列的组织和性能变化。由此可见，储存能是这一转变过程的驱动力。实例：一战时，深冲成型的黄铜弹壳，放置一段时间后自动发生晶间开裂(称为季裂)。经研究，这是由于冷加工残余内应力和外界的腐蚀性气氛的联合作用而造成的应力腐蚀开裂。要解决这一问题，只需要在深加工之后于260ºC进行去应力退火，消除弹壳中残留的***/类内应力，这一问题即迎刃而解。将塑性变形后的金属材料加热到0.5Tm温度附近，进行保温，随着时间的延长，金属的组织将发生一系列的变化，这种变化可以分为三个阶段。 ***/阶段从全自动精密金相切割机组织上几乎看不出任何变化，晶粒仍保持伸长的纤维状称之为回复阶段；第二阶段在变形的晶粒内部开始出现新的小晶粒，随着时间的延长，新晶粒不断出现并长大，这个过程一直进行到塑性变形后的纤维状晶粒完全改组为新的等轴晶粒为止，称之为再结晶阶段；第三阶段，新的晶粒逐步相互吞并而长大，直到晶粒长大到一个较为稳定的尺寸，称之为晶粒长大阶段。加热过程中，由于原子具备了足够的活动能力，偏离平衡位置的能量较高的原子，将向能量较低的平衡位置迁移，使内应力得以松弛，储存能也将逐渐释放出来。储存能释放曲线有三种型式，其共同特点是每一曲线都出现一个高峰（对应于***/批再结晶晶粒出现的温度）。在此温度之前，只发生回复，不发生再结晶。金属与合金因塑性变形所引起的硬度和强度的增加与位错密度的增加有关，由此可以推知，在回复阶段，位错密度的减少有限,只有在再结晶阶段，位错密度才会显著下降。§1.2 回复所谓回复，即在加热温度较低时，仅因金属中的一些点缺陷和位错的迁移而引起的某些晶内的变化。回复阶段一般加热温度在0.4Tm以下。回复是指冷塑性变形的金属加热时，在光学全自动精密金相切割机组织发生改变前(即在再结晶晶粒形成前)所产生的某些亚结构和性能的变化过程。冷塑性变形金属在退火处理时，回复通常指其组织和性能变化的早期阶段，此时的硬度和强度等机械性能变化很小，但电阻率有明显变化。回复过程的特征：回复机理：回复是点缺陷和位错在退火过程中发生运动，从而改变了它们的组态和数量的过程。低温阶段：点缺陷的迁移和减少，表现为：空位与间隙原子的相遇而互相中和；空位或间隙原子运动到刃位错处消失，也可以聚集成空位对、空位群；点缺陷运动到界面处消失。电阻率对点缺陷比较敏感，所以它的数值有较显著的下降，而机械性能对点缺陷的变化不敏感，所以这时机械性能不出现变化。中温阶段：位错的运动，表现为：异号位错互相吸引而抵消；缠结中的位错重新组合；亚晶粒的长大。高温阶段：当温度大于0.5Tm后，位错可以获得足够的能量自身除滑移外还可产生攀移，除异号位错中和外，还有位错的组合和重新排列，例如排列成墙明显降低弹性应变能，变形的晶体发生多边化，甚至形成亚晶粒。冷变形后，晶体中的同号刃型位错在滑移面上塞积而导致晶格弯曲，退火过程中通过位错的滑移和攀移，会使同号刃型位错沿垂直于滑移面的方向排列成小角度的亚晶界，这就是多边形化。这一过程就好像原来呈连续弯曲的晶体经退火处理后被位错墙分割成了几个亚晶粒一样，亚晶粒内的弹性畸变变大为减小。显然，这是一个能量降低的过程，弹性畸变能的降低就是多边形化(或多边化)的驱动力。§1.3再结晶定义：冷变形后的金属加热到一定温度之后，在原来的变形组织中重新产生了无畸变的新晶粒，而性能也发生了明显的变化，并恢复到完全软化状态，这个过程称为再结晶。再结晶的驱动力与回复一样，也是预先冷变形所产生的储存能，随着储存能的释放，应变能也逐渐降低。新的无畸变的等轴晶粒的形成及长大，使之在热力学上变得更为稳定。再结晶与重结晶(即同素异晶转变)的共同点，是两者都经历了形核与长大两个阶段；两者的区别是，再结晶前后各晶粒的晶格类型不变，成分不变，而重结晶则发生了晶格类型的变化。塑性变形后的金属材料在加热到较高温度时(一般大于0.4Tm)，可以发生晶粒的重组。同结晶过程类似，先在材料中形成新的无畸变的小晶粒，这些小晶粒消耗周围发生过变形的晶体而不断长大，同时也有新的小晶粒形成，直到新的晶粒全部代替变形过的晶体。再结晶过程也是一形核和长大过程。再结晶的转变不是相变冷塑性变形后的发生再结晶，晶粒以形核和晶核长大来进行，但再结晶过程不是相变。原因有：变化前后的晶粒成分相同，晶体结构并未发生变化，因此它们是属于同一个相。再结晶不像相变那样，有转变的临界温度点，即没有确定的转变温度。再结晶过程是不可逆的，相变过程在外界条件变化后可以发生可逆变化。发生再结晶的热力学驱动力是冷塑性变形晶体的畸变能，也称为储存能。再结晶温度包括开始再结晶温度和完成再结晶温度。开始再结晶温度指变形晶粒中出现***/个新晶粒或观察到因突出晶核、晶界出现锯齿状边缘的温度。完成再结晶温度指冷变形金属接近全部（~95%）发生再结晶、形成等轴新晶粒尚未长大的温度。金属的开始再结晶温度与其熔点之间存在以下经验关系（包奇瓦尔经验公式）：T再≈dT熔 式中的T再和T熔均以热力学温度表示， d为一系数。对工业纯金属来说，经大变形并通过一小时退火的d值为0.35~0.4，对于高纯金属， d为0.25~0.35甚至更低。影响因素金属的预先变形度。金属的预先变形度越大，金属中的储存能越多，再结晶的驱动力越大，故金属的再结晶温度越低，但当变形度增加到一定数值后，再结晶温度趋于一稳定值；但当变形度小到一定程度时，则再结晶温度将趋向于金属的熔点，即不会有再结晶过程的发生。原始晶粒大小。原始晶粒细小，晶界增多，提供更多的有利于生核的区域。此外，细晶粒金属有更大的变形抗力，相同变形度下，变形储能高，再结晶驱动力大，因此，细晶粒容易发生再结晶，使再结晶温度降低。加热速度和加热时间。若加热速度十分缓慢，则变形金属在加热过程中有足够的时间进行回复，使储存能减少，从而减少再结晶的驱动力，使再结晶温度升高。但极快的加热速度也使再结晶温度升高，因为再结晶的形核和长大都需要时间，若加热速度太快，则在不同温度下的停留时间很短，使之来不及进行形核及长大,所以推迟到更高的温度下才会发生再结晶。金属的纯度。金属的纯度越高，其再结晶温度越低 。这是因为杂质和合金元素溶入基体后，趋向于位错、晶界处偏聚，阻碍位错的运动和晶界的迁移，同时杂质及合金元素还阻碍原子的扩散，因此显著提高再结晶温度。§1.4 晶粒长大再结晶阶段刚刚结束时，得到的是无畸变的等轴的再结晶初始晶粒。随着加热温度的升高或保温时间的延长，晶粒之间就会互相吞并而长大，这一现象称之为晶粒长大或聚合再结晶。 根据再结晶后晶粒长大过程的特征，可将晶粒长大分为两种类型：一种是随温度的升高或保温时间的延长晶粒均匀连续地长大称之为正常长大；另一种是晶粒不均匀不连续地长大，称为反常长大，或二次再结晶。再结晶刚刚完成时，一般得到的都是细小的等轴晶粒，当温度继续升高或者进一步延长保温时间时，晶粒仍然继续长大，其中某些晶粒缩小甚至消失，另一些晶粒则继续长大。晶粒长大是通过晶界迁移来实现的，所有影响晶界迁移的因素都会影响晶粒长大这些因素主要有：温度由于晶界迁移的过程就是原子的扩散过程，所以温度越高，晶粒长大速度就越快。在一定温度下晶粒长大到一定尺寸后就不再长大，但升高温度后晶粒又会继续长大。杂质及合金元素杂质及合金元素溶入基体后都能阻碍晶界运动，特别是晶界偏聚现象显著的元素，其作用更大。一般认为被吸附在晶界的溶质原子会降低晶界的界面能，从而降低了界面移动的驱动力，使晶界不易移动。时间 一定温度下,正常晶粒长大时的平均速度与保温时间的平方根成正比。当有阻碍界面移动的其他因素存在时，长大速度也会减小。第二相质点达到平衡时的稳定晶粒尺寸d与r、f有下述关系：d=4r/3f。可见，晶粒大小与第二相质点半径成正比，与第二相质点的体积分数成反比。也就是说，第二相质点越细小，数量越多，则阻碍晶粒长大的能力越强，晶粒越细小。相邻晶粒的位向差 晶界的界面能与相邻晶粒间的位向差有关，小角度晶界的界面能小于大角晶界的界面能，而界面移动的驱动力又与界面能成正比，因此，小角度晶界的移动速度要小于大角晶界。end
|
合作站点:
合作站点:
合作站点:
合作站点:
|
|
