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材料加工學,材料加工（金屬）：鑄造、鍛壓、焊接、粉末冶金等。 材料加工學：金屬材料的加工成型原理、工藝方法和過程。 金屬熔體的微觀結構、物理性質、凝固結晶過程；鑄造、鍛壓、焊接成型等。,1,參考資料：《金屬凝固理論》、《金屬工藝學》、《金屬學與熱處理》、《金屬凝固學》（圖書館有）等； 網絡圖書館等； 各種相關的文獻資料。,2,Arthur C. Clarke提出的技術發(fā)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”,(唯一發(fā)現有可能的極限是探索極限以外不可能的東西)。,(任何先進的技術進步都是和魔術分不開的)。,(Nothing is impossible)。,3,凝固（Solidification）,凝固是一門技術，也是一門科學。 技術－－ 。 Casting is not only an art but also a science. 瑞士聯邦理工學院Kurz教授實驗室 Solidification 國內： 圖2-1 研究內容,鑄造,,4,圖2-1 凝固科學與凝固加工的研究內容,5,凝固是冷卻的過程,*用冷模對上下表面同時進行冷卻 **如,Al-4.5％Cu（質量百分比）合金,表2-1 快速凝固加工的冷速范圍及晶粒尺度等特點,6,1、凝固的歷史發(fā)展,凝固理論：20世紀40年代出現，之前有鑄冶工藝。 從鑄冶工藝－常規(guī)可控凝固－定向凝固－快速凝固－ 空間凝固－超常凝固； 從結構材料－功能材料－結構功能材料； 從金屬（合金）－金屬間化合物－金屬基復合材料－金屬/非金屬基復合材料； 從多晶－單晶－微晶－非晶；,7,2、常用的凝固理論,形成了許多理論 液固相變形核理論 形核速率與溫度、臨界形核功、相變激活能有關。 晶體界面生長動力學理論 成分過冷理論 第一次從界面穩(wěn)定性揭示凝固過程。 液固界面前沿有一個溶質富集層，如果液相的實際溫度低于 液相線，形成過冷。 不足：假設熱力學平衡，忽略界面曲率和液固兩相熱物理參數的差異。 界面穩(wěn)定性線性動力學理論 界面穩(wěn)定性與溫度梯度、界面能、溶質邊界層有關。,8,共晶生長理論 共晶凝固不同于 單相合金凝固 枝晶生長邊緣穩(wěn)定性理論 枝晶半徑與過冷度、生長速度有關。 快速凝固晶體生長理論 非平衡凝固；生長速度大，溶質分配系數、擴散系數、液相線斜率影響V。,9,3、結晶的熱力學條件,①過冷：△T＝Tm-T， ②為什么凝固結晶必須過冷？ 從熱力學分析， T=Tm，平衡態(tài)； TTm, GsGl, 熔化; TTm, GsGl, 凝固. 驅動力: △Gv=Lm △T/Tm Lm為熔化潛熱. △Gv與△T成正比. 很顯然,過冷度越大,液固兩相 自由能差越大,結晶的驅動力越大, 結晶速度越快.,圖2-2 液相和固相自由能隨溫度變化,10,4、均勻(質)形核homogeneous nucleation,當過冷液相中形成一個晶胚（核）,一部分原子進入晶胚內部, 這些原子的自由能比過冷液相原子的自由能低, 這個降低 的能量是體積自由能, 是結晶的動力; 另有一部分原子轉移到晶胚的表面, 其自由能比過冷液 相原子的高, 這個增高的能量為表面自由能, 是結晶的阻力. 總的自由能的變化將決定晶核的能否長大。 假設晶核為球形，半徑為r，表面積為S，體積為V。 當過冷液相中形成一個晶核時，總的自由能的變化為 △G＝－ △GV+ △GS △GV為液、固兩相自由能之差。,11,可用單位自由能來表示， △G＝－ V△GB+ σS 很顯然，隨r的增大， △GV比△GB變化的更快。,圖2-3 自由能變化與晶核半徑的關系,臨界晶核半徑rc： r rc時, 能形核; r= rc時, 平衡態(tài). 金屬凝固結晶, 晶核半徑要求,12,臨界晶核半徑rc, 令 得 臨界晶核半徑和過冷度 △T成反比。 實際生產中，增大過 冷度，降低rc ， 增加晶核數量，達到細化晶粒的目的。 r rc時, 能夠形核; 晶核能否長大？ 臨界形核功A,13,結晶時，晶核半徑在rc～ r0之間，晶核的長大使系統自由能降低，但△G 0,也就是說,形成臨界晶核 時,體積自由能的降低還不 能完全補償表面自由能的 增加,還有一部分表面自由 能必須由外界,即周圍液體 做功來供給,形核功. 臨界半徑---臨界形核功A,,14,很顯然,臨界晶核功A恰好等于臨界晶核時表面能的1/3. 也就是,形成臨界晶核時,體積自由能得降低只補償了表 面自由能增高的2/3,還有1/3的表面自由能由能量起伏 獲得. 綜上, 均勻形核是在過冷液態(tài)金屬中,依靠結構起伏 形成大于臨界晶核半徑的晶核,同時,必須從能量起伏中 獲得形核功,才能形成穩(wěn)定的晶核。因此，結構起伏和 能量起伏是均勻形核的必要條件，同時還必須過冷。 形核率：過冷度。,15,5、非均勻(質)形核heterogeneous nucleation,均勻形核的過冷度很大，純鋁為130℃，純鐵為295℃。 實際生產中，很難達到，一般不超過20℃。原因:,圖2-4 非均勻形核示意圖,16,,17,在W 相基底上形成一個球冠形的S晶核，半徑r，潤濕角θ。 系統自由能的變化， 界面處，比表面能滿足 總的自由能的變化,帶入，,,,均勻形核,18,同樣，可以求臨界晶核半徑和臨界晶核功。,臨界晶核半徑相同； θ＝0～180o θ越小，則臨界晶核功越小，非均勻形核越容易，需要的過冷度越小。 形核率：影響因素多。過冷度、溫度、雜質、攪拌等，,19,,,,,,,,20,,21,,,22,6、形核劑的選擇,（1）失配度?。汗哺?（2）粗糙度大： 形核劑粗糙度大時，凹坑多，利于形核。 （3）分散性好： 形核劑在使用時往往處于顆?；蚍勰畹男问?，若分散性不好，使用時聚集成團，將會大大影響促進形核。 （4）穩(wěn)定性好 指化學穩(wěn)定性和高溫穩(wěn)定性。形核劑一般在高溫熔體中使用，若使用時易發(fā)生分解、氧化或化合，其性質將改變，形核作用將大大減弱、甚至消失。,23,7、經典形核理論（Classical Nucleation Theory）,均勻形核和非均勻形核的形核率,,實際應用中，經典形核理論在熱力學和動力學方面 的一些問題產生了疑問。,24,相圖 杠桿定律 共晶相圖 鑄造：液態(tài)成型方法。Foundry/casting， 鑄造過程：熔煉成的液態(tài)合金，澆入具有一定幾何形狀、尺寸大小的型腔中，在重力或外力作用下充滿，凝固后得到。 砂型鑄造和特種鑄造；特點， 鑄造性能：流動性、收縮、偏析、吸氣、應力、變形和裂紋傾向等。 “高溫出爐，低溫澆注” 生產中，澆注時應遵循高溫出爐，低溫澆注的原則。 因為提高金屬液的出爐溫度有利于夾雜物的徹底熔化、熔渣上浮，便于清渣和除氣，減少鑄件的夾渣和氣孔缺陷；采用較低的澆注溫度，則有利于降低金屬液中的氣體溶解度、液態(tài)收縮量和高溫金屬液對型腔表面的烘烤，避免產生氣孔、粘砂和縮孔等缺陷。因此，在保證充滿鑄型型腔的前提下，盡量采用較低的澆注溫度。,25,凝固方式： 一般三種類型；逐層凝固方式(skin-forming solidification)，體積凝固方式(volume solidification)或稱糊狀凝固方式(mushy solidification)和中間凝固方式(middle solidification)。凝固方式取決與凝固區(qū)域的寬度,而凝固區(qū)域的寬度取決于合金的結晶溫度范圍和冷卻強度( 溫度梯度)。,26,凝固溫度范圍很小，并且斷面溫度梯度很大時，鑄件的凝固區(qū)域將很窄，屬于逐層凝固方式；純銅、純鋁、灰鑄鐵以及低碳鋼等屬于逐層凝固； 結晶溫度范圍很寬，或雖然結晶溫度范圍不大，但是溫度場較為平坦，以至于表面溫度高于ts時，鑄件心部的溫度已降至結晶開始溫度， 使凝固區(qū)域貫穿整個斷面，體積凝固，或稱糊狀凝固，球墨鑄鐵、高碳鋼、錫青銅等合金； 介于二者之間為中間凝固。在凝固初期往往類似于逐層凝固，大多數合金均以中間凝固方式進行凝固，如中碳鋼、白口鑄鐵等。,27,,28,凝固組織和缺陷,29,等軸晶組織的獲得和細化 獲得等軸晶組織的原則是使液態(tài)金屬中不斷地產生新晶核，以阻止柱狀晶的生長，晶核越多則形成的等軸晶晶粒就越細。 (1)降低澆注溫度：降低澆注溫度是縮小柱狀晶區(qū)和擴大等軸晶區(qū)并細化晶粒的有效措施。降低繞注溫度能使液態(tài)金屬與型壁及澆道壁接觸時就產生大量晶體并自型壁脫落。降低澆注溫度能使游離的小晶體在隨后的漂移中重新熔化的可能性減小。 （2）孕育處理 在液態(tài)金屬中加入孕育劑，促進液態(tài)金屬內部形核從而獲得細小等軸晶的方法稱為孕育處理。 關于孕育的作用，目前有兩種說法；一種觀點認為孕育劑主要起促進非自發(fā)形核作用；另一種觀點認為孕育劑主要使溶質偏析系數增大、使枝晶易產生更細的頸縮，促進晶體自型壁脫落和晶枝的熔斷脫落，從而增加漂移于型腔內部的小晶體數量。,30,偏析程度的大小取決于溶質平衡分配系數K0 ．即固-液兩平衡相中溶質濃度的比值。 對于K0＜1的合金，即液相線和固相線隨著溶質濃度的增加而降低的合金，K0值越小，結晶過程中造成的溶質偏析程度就越嚴重； 反之，對于K0＞1的合金，即液相線和固相線隨著溶質濃度的增加而上升的合金． K0值越大，則偏析程度越嚴重。 因此可以用 1- K0的絕對值，作為描述固-液界面前沿液相的溶質偏析程度的參數，I 1-K0 I稱溶質偏析系數。不論K0＜1還是K0＞1，凡偏析系數大的元素對晶粒細化的作用就大。就成了選擇晶粒細化劑的依據。,31,32,（3）動力學細化法 動力學細化方法主要是采用機械力或電磁力引起固相和液相的相對運動，導致枝晶的破碎或與鑄型分離，在液相中形成大量結晶核心，達到細化晶粒的效果。 （4）提高冷卻速度 影響很復雜。 薄壁件：金屬型可以提高冷速，整個鑄件斷面產生大的過冷，可獲得細小等軸晶； 厚壁件：應采用砂型，型壁上不易產生凝固殼，晶體容易從型壁上脫落，阻礙柱狀晶的形成。 缺陷： 偏析、縮孔、縮松、氣孔、非金屬夾雜等。,33,金屬凝固時各組元會按一定規(guī)律分配，這是造成凝固偏析的原因。掌握金屬凝固中溶質再分配的規(guī)律，是生產實踐中控制各種凝固偏析的基礎。根據凝固時晶體形成特點，把凝固時只析出一個固相的合金叫單相合金；而把凝固時同時析出兩個以上相的合金，叫多相合金。 成分過冷： 一般凝固條件下，固液界面前沿液相溶質將形成一個溶質富集的邊界層(對k01的合金)。這種溶質富集，導致液相凝固溫度TL發(fā)生改變，與界面前沿實際溫度Ta相比，產生差異， 此差異可能引起過冷把這種由溶質再分配導致界面前沿平衡溫度發(fā)生變化而引起的過冷稱為成分過冷。,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與純金屬相近的優(yōu)良鑄造性能和綜合力學性能。它們可分為兩大類，即規(guī)則共晶和非規(guī)則共晶。 規(guī)則共晶由金屬-金屬組成共晶體； 非規(guī)則共晶由金屬-非金屬組成共晶體。如Fe-C, Al-Si共晶。,39,共生生長： 離異生長,40,對于共晶合金的共生生長方式，結晶時后析出相依附于領先析出相表面析出，形成具有兩相共同生長界面的雙相核心，然后依靠溶質原子在界面前沿兩相間的橫向擴散，互相不斷地為相鄰的另一相提供生長所需的組元，使兩相協同生長。由共晶平衡相圖可以看出，在陰影線區(qū)域內的過冷液相結晶時，α相要排出組元B，同時需要溶入組元A；而β相要排出組元A，同時溶入組元B，這恰巧是兩相共同需要的條件，于是，α相和β相的結晶過程，正好通過A，B兩類原子在生長界面前沿的橫向交互擴散，彼此為對方提供所需的組元而并肩向前生長。這種兩相彼此合作生長的方式，就稱作共生生長。 共生生長需要具備兩個基本條件，一是兩相生長能力要相近，且析出相要容易在先析出相上形核和長大。先析出相一般稱為領先相，它可能是初生相，也可能不是初生相；另一條件是A ，B兩組 元在界面前沿的橫向傳輸能保證兩相等速生長的需要。 實驗指出，這兩個條件只有當合金過冷到一定溫度和處于一定成分范圍時才能滿足。這個范圍就是相圖中陰影線表示的所謂共生區(qū)。,41,有的共晶合金兩相生長時，并沒有共同的生長界面，而是兩相分離，并以不同的生長速率進行結晶，這就是所謂的離異生長方式。其所得的組織稱為離異共晶體。 離異共晶體又可分為晶間偏析型和領先相呈球團型兩類。 前者的合金成分偏離共晶點很遠，在初晶相長得很大，且數量又很多的條件下，才發(fā)生共晶反應，結果一相就在初晶相的枝晶上繼續(xù)長出，而把另一相單獨留在了枝晶間； 后者因領先相往往屬熔點高的金屬，且生長界面為各向異性，此時領先相形成球團形態(tài)，金屬相只能圍繞其表面生長，形成“暈圈”。,42,43,金屬冷態(tài)下的塑性變形 多晶體晶粒之間存在著厚度相當小的晶界，晶界的結構與相鄰兩晶粒之間的相位差有關，一般可分為小角度晶界和大角度晶界。實際多晶體金屬通常都是大角度晶界，因此，晶界表現出許多不同于晶粒內部的性質，如室溫時晶界的強度和硬度高于晶內，而高溫時則相反；晶界中原子的擴散速度比晶內原子快得多；晶界的熔點低于晶內；晶界易被腐蝕等等。 晶內變形和晶間變形 晶內變形的主要方式和單晶體一樣為滑移 和孿生。 晶間變形的主要方式是晶粒之間相互滑動和轉動。,44,,,,,,,45,,晶粒間的滑動與轉動,46,多晶體金屬經冷態(tài)塑性變形后，除了在晶粒內部出現滑移帶和孿生帶等組織特征外，還具有下列的組織變化。 晶粒形狀的變化： 金屬經冷加工變形后，其晶粒形狀發(fā)生變化，變化趨勢大體與金屬宏觀變形一致。 晶粒內產生亞結構：金屬經很大的冷變形后，由于晶體內的位錯增殖和纏結可以形成胞狀亞結構。 晶粒位向改變（變形結構）： 多晶體塑性變形時伴隨有晶粒的轉動，當變形量很大時，多晶體中原為任意取向的各個晶粒，會逐漸調整其取向而彼此趨于一致。,47,塑性變形 （1）單晶體的塑性變形 “滑移”： 滑移面、滑移方向 滑移的位錯機制：實驗和理論表明，在實際晶體中存在位錯，晶體的滑移不是一部分相對于另一部分同時作整體的剛性移動，而是通過位錯在切應力的作用下沿著滑移面逐步移動的結果。 位錯線移動到表面，表面留下一個原子間距的滑移臺階，大小為柏氏矢量，大量的位錯線形成滑移痕跡，這就是滑移線的實質。 位錯的增殖；交割與塞積 （2）多晶體 不同時，相互協調，不均勻。 晶粒大小：晶界強化，晶粒細小，強度高塑性好。 （3）合金的變形 單相固溶體（固溶強化），多相合金（第二相強化、彌散強化）。,48,變形對金屬組織和性能的影響 細化，織構， 加工硬化：隨變形程度的增加，強度、硬度增加，而塑性、韌性下降。 為什么？位錯的交互作用。 加工硬化的應用,49,金屬熱態(tài)下的塑性變形 1、金屬和合金的回復與再結晶 形變金屬（有缺陷，畸變能，不穩(wěn)定）的退火，T、t、緩慢冷到室溫 退火：回復+再結晶+晶粒長大三個階段。 纖維狀------細小顆粒狀--------粗大顆粒。 去應力 再結晶溫度：經過嚴重冷變形的金屬（變形度在70%以上），在約一個小時的保溫內能夠完成再結晶（95%轉變量）的溫度。 以上為熱加工，否則為冷加工。 2、動態(tài) 3、晶內變形和晶界變形 晶界強度低， 4、組織和性能 改善晶粒組織、鍛合內部缺陷、形成纖維組織。,50,塑性成形時，必須對金屬施加外力，稱為變形力；而金屬抵抗變形的力，則稱為變形抗力，它們大小相等、方向相反。變形抗力反映了材料變形的難易程度，它不僅取決于材料的性質，還與塑性成形時的應力狀態(tài)有關．  設有兩個同材質的單元體其應力狀態(tài)分別為三向壓縮和兩壓一拉，σ1為外力所產生的主應力，σ2、σ3為模壁約束作用所產生的主應力，并假設σ2=σ3。根據屈服準則可知，為了使該單元體發(fā)生塑性變形，對于三向壓應力狀態(tài)時應滿足： |σ1|-|σ3|=σs 即 σ1=σs-|σ3|  顯然，第一種情況下σ1的絕對值（即變形抗力）要比第二種情況下的大.因此，對第一種情況需要施加更大的外力（即增大σ1），方能使金屬發(fā)生塑性變形。,51,52,真實應力－應變曲線,真實應力-應變曲線即為金屬在單向應力狀態(tài)下真實應力與變形程度（應變）之間的關系曲線。由于該曲線反映了金屬變形時的加工硬化情況，故也稱為硬化曲線。同一材料，由于變形溫度和應變速率的不同，其真實應力-應變曲線亦不同。 真實應力應變曲線通常采用拉伸試驗獲得，它是研究材料的屈服強度（流動應力）與塑性行為、應力應變關系和求解塑性成形問題不可缺少的基本實驗資料。,53,應力與應變的關系： σ=Aεn 式中 A ——與材料有關的系數，單位為MPa； n ——硬化指數。 硬化指數n：硬化指數大，表明變形時硬化顯著，對后續(xù)變形不利。例如，20鋼和奧氏體不銹鋼的塑性都很好，但是奧氏體不銹鋼的硬化指數較高，變形后再變形的抗力比20鋼大得多，所以其塑性成形性也較20鋼差。 體積不變：εx+ εy +εz =0 結論： （1）塑性變形時，只有形狀和尺寸的改變，而無體積的變化；（2）不論應變狀態(tài)如何，其中必有一個主應變的符號與其它兩個主應變的符號相反，且這個主應變的絕對值最大。（3）當已知兩個主應變的數值時，第三個主應變大小也可求出。,54,一、影響金屬塑性變形的內在因素 （一）化學成分 純金屬的塑性成形性比合金的好。鋼的含碳量對鋼的塑性成形性影響很大，對于碳質量分數小于0.15%的低碳鋼，主要以鐵素體為主（含珠光體量很少），其塑性較好。隨著碳質量分數的增加，鋼中的珠光體量也逐漸增多，甚至出現硬而脆的網狀滲碳體，使鋼的塑性下降，塑性成形性也越來越差。 合金元素會形成合金碳化物，形成硬化相，使鋼的塑性變形抗力增大，塑性下降，通常合金元素含量越高，鋼的塑性成形性能也越差。 雜質元素磷會使鋼出現冷脆性，硫使鋼出現熱脆性，降低鋼的塑性成形性能。 （二）金屬組織 純金屬及單相固溶體的合金塑性成形性能較好；鋼中有碳化物和多相組織時，塑性成形性能變差；具有均勻細小等軸晶粒的金屬，其塑性成形性能比晶粒粗大的柱狀晶粒好；網狀二次滲碳體，鋼的塑性將大大下降。,55,二、影響金屬塑性變形的加工條件 （一） 變形溫度 溫度升高，塑性提高，塑性成形性能得到改善。變形溫度升高到再結晶溫度以上時，加工硬化不斷被再結晶軟化消除，金屬的塑性成形性能進一步提高。 過熱：加熱溫度過高，會使晶粒急劇長大，導致金屬塑性減小，塑性成形性能下降，這種現象稱為“過熱”。 過燒：如果加熱溫度接近熔點，會使晶界氧化甚至熔化，導致金屬的塑性變形能力完全消失，這種現象稱為“過燒”，坯料如果過燒將報廢。 （二） 變形速度 變形速度：單位時間內變形程度的大小。變形速度的增大，金屬在冷變形時的冷變形強化趨于嚴重；當變形速度很大時，熱能來不及散發(fā)，會使變形金屬的溫度升高，這種現象稱為“熱效應”，它有利于金屬的塑性提高，變形抗力下降，塑性變形能力變好。,56,57,§4-4 金 屬 強 化 理 論,位錯強化理論,阻礙位錯運動的因素,58,超 塑 性 對某些合金，在特定的條件下進行拉伸，其延伸率可達100％～1000％（一般為 100％），而所需的變形應力卻很小。稱這種現象為“超塑性”。 1、微細晶粒超塑性：是在恒溫下進行的，TR=0.5Tm，晶粒?10?m，為等軸晶，無殘余內應力，故也稱恒溫超塑性。 2、相變超塑性：金屬在同素異構轉變或相變時的溫度上下做多次加熱-冷卻循環(huán)進行變形，能產生極大的延伸率，它是在動態(tài)下發(fā)生的，故稱動態(tài)超塑性。,59,60,在溫度—距離坐標中，畫出這4個點的位置，如上圖(c)所示；,61,62,把(d)與(c)兩圖畫在一個坐標中，即上圖(e)中顯示， 離液/固（L/S)界面前沿不同距離處形成了成分過冷區(qū),63,64,