锻件热加工状态的塑性变形.docx

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1、锻件热加工状态的塑性变形在热塑性变形过程中，间复、再结晶与加工硬化同时产生，加工硬化不断被回复或再结晶所抵消，而使金属处于高塑 性、低变形抗力的软化状态。L热塑性变形时的软化过程热塑性变形时的软化过程与变形温度、应变速率、变形程度以及金域本身的性质等因素有关。主要的软化过程有：动 态回复、动态再结晶、静态回复、静态再结晶、亚动态再结晶等。动态回复与动态再结晶动态回复是在热变形过程中发生的回复。动态回复主要通过位错的攀移、交滑移来实现。对 于铝及其合金、铁素体基体的钢以及密排六方金属锌、镁、锡等，它们的层错能较高，变形时扩展位错宽度窄、位错 的交滑移和攀移容易进行，位错容易在滑移面间转移.而使异

2、号位错抵消，结果使位错密度降低，畸变能降低，缺乏以 到达动态再结晶所需的能因此在热塑性变形中，即使变形量很大、变形温度远高于静态再结晶的温度，也只发生动态 回复，不发生动态再结晶。动态回复是高层位错金属热变形过程唯一的软化机制。当高温变形金属只发生动态回复时，其组织仍为亚晶组织，金属中位错密度相当高，假设立即进行热处理，那么能获得变 形强化和热处理强化的双重效果，使工件与变形和热处理分开单独进行时相比，具有更好的综合力学性能。这种把热 变形和热处理结合起来的方法称为高温形变热处理。动态再结晶是在热变形过程中发生的再结晶，与静态再结晶一样，动态再结晶也是通过形核和生长来完成的。动态再 结晶容易发

3、生在层错能较低且有较大热变形程度的金属中，如铜及其合金、银及其合金、金和银及其合金、丫铁、奥 氏体不锈钢等金属。这是因为这类金属的层错能低，其扩展位错宽度大，不易进行位错的交滑移和攀移，动态回复的 速率和程度都很低，材料中的一些局部区域会积累足够高的畸变能差，且由于动态回复不充分，所形成的胞状业组织 尺寸较小、边界不规整，胞壁还有较多的位错缠结，这种不完整的亚组织正好有利于再结晶形核、有利于动态再结晶 的发生。金属动态再结晶的能力除了与金属的层错能高低有关外，还与晶界迁移的难易程度有关。金属越纯，发生动态再结晶 的能力越强。当溶质原子固溶于金属基体时，会阻碍晶界的迁移，减慢动态冉结晶的速率。弥

4、散分布的第二相粒子能 够阻碍晶界的移动，会遏制动态再结晶的发生。在动态再结晶中，由于伴随肴塑性变形，生长中的再结晶晶粒随即发生变形，动态再结晶不可能是无应变的晶粒，假设 能将这种组织保持下来，那么材料具有更高的强度和硬度。动态再结晶后的晶粒度与变形温度、应变速率和变形程度等有关。降低变形温度、提高应变速率和变形程度，会使动 态再结晶晶粒变小，而细小的晶粒组织具有更高的变形抗力。因此热加工通过控制变形时的温度、速度和变形量，就可以调整变形件的晶粒度和力学性能。静态回复与静态再结晶在热变形的间歇时间或者热变形完成之后，由于金属仍处于高温状态，一般会发生以下三种 软化过程：静态回复、静态再结晶和亚动

5、态再结晶。金属热变形时除少数发生动态再结晶情况外，会形成亚晶组织，提高内能，处于热力学不稳定状态。因此在变形停止 后，假设热变形程度不大，将会发生静态回复，假设热变形程度较大，且热变形后金属仍保持在再结晶温度以上时，那么将 发生静态再结晶。静态再结晶进行得比拟级慢，需要有一定的孕育期才能完成，在孕育期内发生静态回复。静态再结 晶完成后，觅新形成无畸变的等轴品粒。在热变形的间歇时间或者热变形完成的静态回复、静态再结晶，与金属冷变 形后加热时所发生的回复和再结晶的机理是一样的。对于层错能较低，在热变形时发生动态再结晶的金属，热变形后那么迅即发生亚动态再结晶。所谓亚动态再结晶，是指 热变形过程中已经

6、形成的、但尚未长大的动态再结晶晶核，以及长大到中途的再结晶品粒被遗留下来，当变形停止后 而温度又足够高时，这些晶核和晶粒会继续长大，此软化过程即称为亚动态再结晶。由于这类再结晶不需要形核时间， 没有孕育期，所以热变形后进行得很迅速。由此可见，在工业生产条件下要把动态再结晶组织保存下来是很困难的。上述三种软化过程均与热变形时的变形温度、应变速率和变形程度以及材料的成分和层错能的高低、变形后的冷却速 度等因素有关。利用这些因素可以控制变形体热加工后的组织和性能。2 .热塑性变形机理金属热塑性变形机理主要有：晶内滑移与挛生、晶界滑移和扩散性蜕变等。其中，晶内滑移是最主要和常见的，挛生 多在高温高速变

7、形时发生，对于六方晶系金属，这种机理也起重要作用，晶界滑移和扩散蟠变只在高温变形时才发挥 作用。随着热变形条件（如变形温度、应变速率、三向压应力状态等）的改变，这些机理在塑性变形中所占的分请和 所起的作用也会发生变化。晶内滑移在通常条件下，热变形的主要机理是晶内滑移。这是由于高温时原子间距增大，原子的热振动及扩散速度 增加，位错的滑移、攀移、交滑移及位错结点脱锚比低温时来得容易，滑移系增多，滑移的灵活性提高，改善了各晶 粒之间变形的协调性，晶界对位错运动的阻碍作用减弱。晶界滑移热塑性变形时，由于晶界强度低于晶内，使得晶界滑动容易进行，又由于热增加扩散作用，及时消除了晶 界滑动所引起的破坏。因此

8、，与冷变形相比，晶界滑动的变形世要大。三向压应力的作用会通过塑性粘焊效应及时修 复高温晶界滑移所产生裂纹，产生较大的晶间变形。尽管如此，在常规的热变形条件下，晶界滑动相对于晶内滑移变 形量还是小的。只有在微细晶粒的超塑性变形条件下，晶界滑动机理才起主耍作用，并且晶界滑动是在扩散蠕变调节 下进行的。扩散性蠕变扩散性蠕变是在应力场作用下，由空位的定向移动所引起的。在应力场作用下，受拉应力晶界的空位浓 度高于其他部位的晶界。由于各部位空位的化学势能差，引起空位的定向移动，即空位从垂直于拉应力的晶界放出， 而被平行于拉应力的晶界所吸收。按扩散途径的不同，可分为晶内扩散和晶界扩散。晶内扩散引起晶粒在拉应

9、力方向 上的伸长变形，或在受压方向上的缩短变形；而晶界扩散引起晶粒的“转动”。扩散性蠕变即使在低应力诱导下，也会随时间的延续而不断地发生，只不过进行的速度很缓慢。温度越高、晶粒越细 和应变速率越低，扩散蠕变所起的作用就越大。这是因为温度越高，原子的动能和扩散能力就越大；晶粒越细，那么意 味着有越多的晶界和原子扩散的路程越短；而应变速率越低，说明有更充足的时间进行扩散。在回复温度以下的塑性 变形，这种变形机理所起的作用不明显，只在很低的应变速率下才有考虑的必要，而在高温下的塑性变形，特别是在 超塑性变形和等温锻造中，这种扩散性蠕变那么起着非常重要的作用。.热塑性变形对金属组织和性能的影响(1)改

10、善组织及晶粒大小对于铸态金属坏料，粗大的树枝状晶组织经塑性变形及再结晶而变成等轴的细晶粒组织，对 于经轧制、锻造或挤压的钢坯或型材，在以后的热加工中通过塑性变形与再结晶，其晶粒组织也可得到改善。锻件的晶粒大小直接取决于热塑性变形时的动态回复和动态再结晶的组织状态，以及随后的三种静态软化机理的作用, 再结晶晶粒缺乏以长大，晶粒细小，特别是其中的静态再结晶和亚动态再结晶。而所有这些又都与金属的性质、变形 温度、应变速率和变形程度以及变形后的冷却速度等因素有密切关系。对于热变形时只发生动态回复的金属，只要变形程度足以到达稳定动态回复阶段，那么亚结构是均匀相等的，其尺寸大 小主要与热变形时的温度和速度

11、有关。终锻温度高、应变速率低，那么随后的静态再结晶晶粒粗大；反之，那么静态再结 晶晶粒细小。由于此类金属的静态再结晶进展缓慢，因此，假设锻后的冷却速度快，也可能使静态再结晶不充分。对于只发生动态再结晶金属，热变形后的晶粒大小与动态再结晶时的组织状态和亚动态 再结晶过程有关。当变形温度 较高、应变速率较低和变形程度较小时，动态再结晶晶粒较大，经亚动态再结晶后晶粒也较粗大；反之，那么动态再结 晶晶粒较细小，经亚动态再结晶后 的晶粒也就较小。由于亚动态再结晶进展速度很快，因此亚动态再结晶后的晶粒总 是比动态再结晶时的晶粒大：如果热变形后继续保持高温、冷却速度过慢，那么再结晶后的晶粒又会继续长大而变得

12、很 粗大。合金元素的影响，合金元素不管是固溶还是生成弥散微粒相，都有利于提高再结晶形核率和降低晶界的迁移速度，因 而能使再结晶晶粒细化。例如，添加微量Nb的碳钢比普通碳钢能显著降低再结晶速度，使晶粒细化。热变形时的变形不均匀，会导致再结晶晶粒大小的不均匀，特别是在变形程度过小而落入临界变形程度的区域，再结 晶后的晶粒会很粗大。在实际的成形加工中，这种再结晶晶粒的大小不均匀往往很难防止。对于大型自由锻，可以通 过改进工艺操作规程来改善这种不均匀性；但在热模锻时，由于模锻件形状往往很复杂，而所用原毛坯的形状又比拟 简单，这样变形分布就可能很不均匀，而出现局部粗晶现象。在热塑性变形时，当变形程度过大

13、(90%)且温度很高时， 还会出现再结晶晶粒的相互吞并而异常长大，此称二次再结晶。锻合内部缺陷热塑性变形可以使铸态金属中的疏松、空隙和微裂纹等缺陷被压实，提高了金属的致密度。内部缺陷 的锻合效果，与变形温度、变形程度、三向压应力状态及缺陷外表的纯洁度等因素有关。宏观缺陷的锻合通常经历两 个阶段：先是缺陷区发生塑性变形，使空隙变形、两壁靠合，称之为闭合阶段，而后在三向压应力作用下，加上高温 条件，使空隙两壁金属焊合成一体，称之为焊合阶段。如果没有足够大的变形程度，不能实现空隙的闭合，虽有三向 压应力的作用，也很难到达宏观缺陷的焊合。对于微观缺陷，只要有足够大的三向压应力，就能实现锻合。大钢锭的断

14、面尺寸大，疏松、孔隙等缺陷又多集中于钢锭的中心区域，因此在大钢锭锻造时，为提高中心区缺陷的锻 合效果，常采用“中心压实法”或称“硬壳锻造法”。当对钢坯沿其轴线方向锻压时，心部处在强烈的三向压应力作 用下，得到类似于闭式模锻一样的锻造效果，从而有利于锻合中心区域的疏松、孔隙缺陷。改善碳化物和非金属夹杂物在基体中分布及偏析对于高速钢、高铭钢、高碳工具钢等，其内部含有大量的碳化物。 这些碳化物有的呈粗大的鱼骨状，有的呈网状分布在晶界。通过锻造或轧制，可打碎这些碳化物并均匀分布，从而改 善了它们对金属基体的削弱作用，并使由这类钢锻制的工件在以后的热处理时硬度分布均匀，提高了锻件的使用性能 和寿命。为了

15、使碳化物能被充分地击碎并均匀分布，通常对毛坯进行反复的锻粗和拔长。钢锭内部通常还存在各种非金属夹杂物，它们破坏了金属基体的连续性。含有夹杂物的零件在服役时，容易引起应力 集中，促使裂纹的产生，因而是有害的，许多大型锻件的报废 往往就是由夹杂物引起的。通过合理的锻造，可使这些夹杂物变形或破碎，加之高温下的扩散溶解作用，使其较均匀地分布在钢中，改变其形状 和分布状态，减轻夹杂物的危害，同时，热变形改善组织状态，打碎枝晶和加速合金元素的扩散，可以减轻枝晶偏析。形成纤维组织在热塑性变形过程中，随着变形程度的增大，钢锭内部粗大的树枝状晶逐渐沿主变形方向伸长，与此 同时，晶间富集的杂质和非金属夹杂物的走向

16、也逐渐与主变形方向一致，其中脆性夹杂物（如氧化物、氮化物和局部 硅酸盐等）被破碎呈链状分布，而塑性夹杂物（如硫化物和多数硅酸盐等）那么被拉长呈条带状、线状或薄片状分布， 于是在磨面腐蚀的试样上便可以看到沿主变形方向上一条条断断续续的细线，称为“流线”，具有 流线的组织称为“纤 维组织”。形成纤维组织的内因是金属中存在杂质或非金属夹杂物，外因是变形沿某一方向到达一定的程度，且变形程度越大， 纤维组织越明显。但在热塑性加工中，由于再结晶的结果，被拉长的晶粒变成细小的等轴晶，而纤维组织却很稳定地 被保存下来直至室温。因此，这种纤维组织与冷变形时由于晶粒被拉长而形成的纤维组织是有不同的。纤维组织的形成

17、，使金属的力学性能呈现各向异性，沿流线方向较之垂直于流线方向具有较高的力学性能，这是因为 沿流线方向试样承受拉伸时，在流线处所产生的显微空隙不易于扩大和贯穿到整个试样的横截面上，而垂直与流线试 样微空隙的排列和纤维方向趋于一致，因此容易导致试样的断裂。在零件工作外表如果纤维（流线）露头，那么对零件 的疲劳强度不利，因为纤维露头的地方本身就是一个微观缺陷，在重复和交变载荷作用下容易造成应力集中，成为疲 劳源使零件破坏，纤维露头的地方抗腐蚀性能较差，因为该处有大量杂质裸露在外，易受腐蚀。由于纤维组织对金属的性能具有重要的影响，因此，在制订热成形工艺时，应根据零件的服役条件，正确控制金属的 变形流动和流线在锻件中的分布。如对于立柱、曲轴等，在锻造时应尽量防止切断纤维，控制流线分布与零件儿何外 形相符，并使流线方向与最大拉应力方向一致。对于容易疲劳剥损的零件，如轴承套圈、热锻模、搓丝板等，应尽量 使流线与工作外表平行。对于受力比拟复杂的零件，如发电机的主轴和锤头等，因为各个方向的性能都有要求，不希 望锻件具有明显的流线分布。这类锻件多采用锻粗和拔长相结合的方法成形，