晶粒粗大和细化

晶粒粗大和细化 （一）晶粒大小对性能的影响 1.晶粒大小对力学性能的影响 一般情况下，晶粒细化可以提高金属材料的屈服点（σS）、疲劳强度（σ-1） 塑性（δ、ψ）和冲 击韧度（αK），降低钢的脆性转变温度，因为晶粒越细，不同取向的晶粒越多，晶界总长度越长，位错 移动时阻力越大，所以能提高强度和韧性。因此，一般要求总希望获得细晶粒。 钢的室温强度与晶粒平均直径平方根的倒数成直线关系（见图 1）。其数学达式为 σ=σ0+Kd1/2 式中 σ——钢的强度（MP）； σ0——常数、相当于钢单晶时的强度（MPa）； K——与材料性质有关； d——晶粒的平均直径（mm） 。 图 1 晶粒大小对钢的强度影响 图 2 晶粒大小对钢的脆性转变温度的影响 1—ω（C）=0.02%，ω（Ni）=0.03% 2—ω（C）=0.02%，ω（Ni）=3.64% 合金结构钢的奥氏体晶粒度从 9 级细化到 15 级后，钢的屈服强度（调质状态）从 1150MPa 提高到 1420MPa，并使脆性转变温度从-50℃降到-150℃。图 2为晶粒大小对低碳钢和低碳镍钢冷脆性转变温度的 影响。 对于高温合金不希望晶粒太细，而希望获得均匀的中等晶粒。从要求高的持久强度出发，希望晶粒略 为粗大一些。因为晶粒变粗说明晶界总长度减少，对以沿晶界粘性滑动而产生变形或破坏形式的持久或蠕 变性能来说，晶粒粗化意味着这一类性能提高。但考虑到疲劳性能又常希望晶粒细一点，所以对这类耐热 材料一般取适中晶粒为宜。例如 GH135 晶粒度对疲劳性能及持久性能的影响：晶粒度从 4～6 级细化到 7～ 9 级时，室温疲劳强度从 290MPa 提高到 400MPa。在 700℃下，疲劳强度从 400MPa 提高到 590MPa。因为在 多数情况下大晶粒试样疲劳断口的疲劳条痕间距较宽，说明疲劳裂纹发展速度较快；而疲劳裂纹在细晶粒 内向前推进时，不但受到相邻晶粒的限制，而且从一个晶粒到另一个晶粒还要改变方向，这些都可能是细 晶能提高疲劳强度的缘故。但是，晶粒细化后持久强度下降，蠕变速度增加。例如晶粒从 5 级细化到 7 级时，在 700℃下 100h 的持久强度从 450MPa 下降到 370MPa。而当晶粒度由 4～5 级细化到 10～11 级时， 在 700℃和 44MPa 下的最小蠕变速度比原来增加了 25～100 倍，持久寿命缩短到原来的十分之一。 2.晶粒大小对理化性能的影响 （1）晶粒大小对晶界腐蚀敏感性的影响 以 1Crl8Ni9Ti 不锈钢为例（图 3），从图中可以看出粗晶粒钢比细晶粒钢晶界腐蚀敏感性大。 一般说来，粗晶粒使晶界腐蚀的程度加深，抗应力腐蚀能力下降；但重量损失减少，因为粗晶粒比细 晶粒的晶界少。 图 3 晶粒大小对 1Cr18Ni9Ti 钢抗腐蚀性能的影响 （2）晶粒大小对导磁性能的影响 工业纯铁常常作为导磁体广泛用于仪表生产中。室温下纯铁的晶粒尺寸对最大导磁率 μmax 的影响列 于表 1。由表中可以看出，晶粒越大，μmax也越大。 表 1 工业纯铁晶粒大小对最大导磁率μmax的影响 晶粒尺寸（×100 倍）/mm μmax（H/m） 晶粒尺寸（×100 倍）/mm μmax（H/m） 6.3 2.7 1.2 4π×0.00082 4π×0.00080 4π×0.00073 0.6 0.3 4π×0.000679 4π×0.000409 （二）影响晶粒大小的一些主要因素 1.加热温度 从热力学条件来看，在一定体积的金属中，晶粒愈粗，则其总的晶界表面积就愈小，总 的表面能也 就愈低。由于晶粒粗化可以减少表面能，使金属处于自由能较低的稳定状态，因此，晶粒长大是一种自发 的变化趋势。晶粒长大主要是通过晶界迁移的方式进行的，要实现这种变化过程，需要原子有强大的扩散 能力，以完成晶粒长大时晶界的迁移运动。由于温度对原子的扩散能力有重要影响。因此，加热温度愈高， 晶粒长大的倾向愈大。 图片 4a、b、c 是硅钢片试样的同一部位，在加热升温过程中，在高温显微镜下拍 的，由图可知，随着加热温度的不断升高，晶粒不断长大。由于晶界的显示是采用真空热蒸发方式来完成 的，所以各阶段的晶界仍被保留下来。 图片 4 连续加热时硅钢片晶粒不断长大情况 200× a）冷轧后在 870～880℃保温 b）升温到 1000～1020℃ c）升温高于 1020℃保温 2.机械阻碍物 一般说来，金属的晶粒随着温度的升高不断长大，几乎成正比关系。但是，也不完全如此。有时加热 到较高温度时，晶粒仍很细小，可以说没有长大，而当温度再升高一些时，晶粒突然长大。例如本质细晶 粒钢，在加热到 950℃之前，晶粒是细小的，之后晶粒则将迅速长大；有些材料，随加热温度升高，晶粒 分阶段突然长大。一般称前一种长大方式为正常长大，后一种为异常长大。晶粒异常长大的原因，是由于 金属材料中存在机械阻碍物，对晶界有钉札作用，阻止晶界迁移的缘故。 图 5 为 Ly 铝合金中的机械阻碍质点影响晶粒长大的情况。此种质点在晶粒长大时使晶界发生弯曲， 不易通过。 图 6 和 7 分别为有点状偏析的涡轮盘和点状偏析处的高倍组织，此处有较多的碳硼化合物，由于这些 质点的存在，阻碍了这一区域晶粒的长大。 图 5 LD2 合金中的机械阻碍物对晶界迁移的阻碍（箭头所指） 530× 图 6 涡轮盘点状偏析的低倍组织 图 7 点状偏析处的高倍组织（细晶带为碳、硼化合物偏析 区） 100× 同一钢种的电渣重溶钢比电炉钢的过热温度低，晶粒容易粗化，原因是由于前者夹杂物少。 机械阻碍物在钢中可以是氧化物（A12O3等）、氨化物（如 AlN、FiN 等）和碳化物（VC、TiC、NbC、 WC 等）等；在铝合金中可以是 Mn、Cr、Ti、Fe 等元素及其化合物。 第二相质点对晶界迁移阻力愈大，则晶界迁移愈困难，晶粒愈不易长大。第二相质点的总钉札力与第 二相的体积分数和第二相粒子半径有关。第二相质点的体积分数愈大，则晶粒尺寸愈小；第二相体积分数 一定时，粒子半径愈小，则总的钉札力愈大，晶粒尺寸便愈小，反之，便愈大。因此，随着加热温度升高， 第二相粒子集聚长大时，由于总的钉札力减小，晶粒便随之长大。当加热温度很高，机械阻碍物溶人晶内 时，晶粒便迅速长大到与其所处温度对应的尺寸大小。由于这些物质溶入基体时的温度有高有低（即稳定 性大小不同），存在于钢内的数量有多有少，种类可能是一种或几种同时存在，因此，使晶粒突然长大的 温度与程度就有所不同。例如本质细晶粒钢的机械阻碍物主要是 AlN 和 Al2O3，它们在 950℃之后溶入晶内， 阻碍作用便消失，于是，晶粒便迅速长大。图 8为 GH220 高温合金晶粒尺寸随加热温度变化的情况。GH220 中的机械阻碍物主要是 γ′相、二次碳化物 M6C、硼化物和一次碳化物 TiC、TiCN 等。γ′相的固溶温 度是 1160℃，M6C 的固溶温度是 1190℃，按图中的曲线可以将晶粒长大的过程分为三个阶段：第一阶段， 在 1140℃以下，晶粒尺寸几乎没有变化，在 1140～1160℃范围内晶粒尺寸突然长大，这是由于γ′相溶 解引起的；第二阶段，在 1180～1200℃范围内，由于 M6C 的溶解，促使晶粒更迅速长大；第三阶段，当高 于 1220℃时，晶粒继续长大，以至出现粗大晶粒，这是由于晶界微量相（主要是硼化物）的溶解引起的。 图 8 GH220 合金晶粒平均直径随温度变化的曲线 图 9 再结晶后的晶粒大小与变形程度的关系 应该指出，通常所说的机械阻碍物总是指一些极小的微粒化合物；但是第二相固溶体也可以起机械阻 碍作用，阻止晶粒长大。例如，一些铁素体型不锈钢，特别是高铬（ω（Cr）＞21％）类型的不锈钢，加 人少量镍（ω（Ni）≈2％）或锰（ω（Mn）≈4％），由于能形成少量奥氏体，使作为基体的铁素体晶粒 不易长大，从而提高了材料的韧性。又例如，α＋β钛合金中的初生 α相和 α+β铜合金中的 α相， 可以阻止 β晶粒长大，当温度超过 β转变温度时，由于α相消失，β晶粒将迅速长大。 3．变形程度和变形速度 变形程度对晶粒大小影响的规律如图 9所示。总的看，随着变形程度从小到大，晶粒尺寸由大变小， 但是晶粒大小有两个峰值，即出现两个大晶粒区，第一个大晶粒区叫做临界变形区。不同材料和不同变形 温度时，临界变形程度的大小不一样，临界变形区是一个小变形量范围。在某些情况下，当变形量足够大 时，可能出现第二个大晶粒区。 关于临界变形区晶粒长大的机理，有二种理论：一是按经典理论认为临界变形区粗晶是由于该区变形 量小，形核数目少，新晶核靠消耗其周围已变形晶胞而长大；二是近代研究认为，该区是无形核长大形成 的，是由于变形程度小，位元错密度低，不足以形成再结晶核心。而某些晶粒由于位向不合适，没有塑性 变形或变形很小，于是在加热过程中，这些晶粒的晶界以畸变能差为驱动力向邻近的畸变能高的晶粒内迁 移。随着晶界迁移和晶粒长大，这些晶粒与相邻晶粒相比，不仅畸变能小，而且接口曲率小，于是接口曲 率又成为新增加的驱动力。因此，晶界迁移的驱动力随着晶粒的长大而增大。在高温下第二相质点的集聚 和固溶也加速了这一过程。临界变形区粗晶可能同时按上述两种机理或其中一种机理而形成。图 10、11 所示为热轧钢板在轧制过程中局部表面划伤，在划痕两侧，因变形量不大，处于临界变形，从而产生粗晶， 图片 8-255 中见到的粗晶，也是属于临界变形的例子。 图 10 低碳钢热轧板的划痕（左）及其对应的粗晶带（右） 50×图 11 粗晶处的板材端面晶粒情况 200× 图 12 4Cr14Ni14W2Mo 钢排气阀 图 13 一火成形的排气阀门脖部的细小晶粒 100× 门脖部的粗大晶粒 100× 当变形量大于临界变形后，金属内部均产生了塑性变形，因而再结晶时，同时形成很多核心，这些 核心稍一长大即互相接触了，所以再结晶后获得了细晶粒。图 13 就是改进工艺（即增大变形量，避免临 界变形）后获得的细晶粒。 当变形量足够大时，出现第二个大晶粒区。该区的粗大晶粒与临界变形时得到的大晶粒不同，一般 称为织构大晶粒。所谓织构，是指在足够大的变形量下，金属内的各个晶粒的某一个晶面都沿着变形方向 排列起来，也叫做“择优取向”。由变形产生的织构称“加工织构”或“变形织构”。把已经有了“变形 织构”的材料进行再结晶退火，发现再结晶后的晶粒位向与原来变形织构位向几乎一致，这种具有一定位 向的再结晶组织，称为再结晶织构或退火织构。图 9中出现的第二个大晶粒峰值，显然是先形成变形织构， 经再结晶后形成了织构大晶粒所致。图 14 所示为 LD2铝合金经大变形后出现的变形织构（箭头所指处） 图 14 合金中的再结晶织构（箭头所指） 210× 图 15 GH135 合金固溶再结晶图（图中虚线是 GH135 合金的第二类再结晶图） 关于第二峰值出现大晶粒的原因还可能是： ①由于变形程度大（大于 90％以上），内部产生很大热效应，引起锻件实际温度大幅度升高； ②由于变形程度大，使那些沿晶界分布的 杂质破碎并分散，造成变形的晶粒与晶粒之间局部地区直 接接触（与织构的区别在于这时互 相接触的晶粒位向差可以是比较大的），从而促使形成大晶粒。 4.固溶处理前的组织情况 固溶处理后的晶粒大小除了受固溶温度和机械阻碍物质的影响外，受固溶加热前的组织情况影响很 大。如果锻后是未再结晶组织，而且处于临界变形程度时，固溶处理后将形成粗大晶粒；如果锻后是完全 再结晶组织，固溶处理后一般可以获得细小而较均匀的晶粒；如果锻后是不完全再结晶组织，即半热变形 混合组织，固溶加热时，由于各处形核的时间先后、数量多少和长大条件等不一样，固溶处理后晶粒大小 将是不均匀的。以 GH135 高温合金为例，图 15 为其固溶处理时的再结晶立体图。图上点划线是表示各种 变形温度和变形程度下热变形后的晶粒大小。由于这种合金的再结晶温度高，再结晶速度慢，锻后常常出 现未完全再结晶或未再结晶的组织。当锻后是未再结晶组织，且变形量处于临界变形区时，由图中可以看 出，固溶处理后将形成粗晶。在非临界变形区范围内，如果锻后是半热变形的混合组织，虽然固溶处理后 平均晶粒度不大，但是晶粒的不均匀程度较大。这对零件的力学性能是很不利的。 GH3 合金也是再结晶温度高、再结晶速度慢的一种材料。某厂在锻 GH3 合金的小型锻件时，锻前加 热温度选用 1100℃，经平锻机一次锻造成形，固溶处理后因晶粒粗大导致了产品的报废。而将锻前加热 温度提高后就得到了合格的晶粒组织。锻前加热温度选用 1100℃，虽然高于再结晶温度，但由于锻件尺 寸较小，在操作过程中温度降低很快，所以变形时坯料的实际温度已接近或低于再结晶温度，于是经锻造 和固溶处理后得到的是晶粒粗细不均的组织。后来，适当提高加热温度，虽然在操作过程中坯料温度会有 所降低，但变形终了时仍能保证在再结晶温度以上，最后得到的是均匀的细晶组织。 除以上四个因素外，化学成分和原始晶粒度对晶粒尺寸也有不同程度的影响，在此不再一一讨论了。 （三）细化晶粒的途径 1）在原材料冶炼时加人一些合金元素（钽、铌、锆、钼、钨、钒、钛等等）及最终采用铝和钛作脱 氧剂等工艺措施来细化晶粒。它们的细化作用主要在于：当液态金属凝固时，那些高溶点化合物起结晶核 心作用，从而保证获得极细的晶粒。此外，这些化合物同时又都起到机械阻碍作用，使已形成的细晶粒不 易长大。 2）采用适当的变形程度和变形温度也能达到细化晶粒的目的。例如在设计模具和选择坯料形状、尺 寸时，既要使变形量大于临界变形程度，又要避免出现因变形程度过大而引起的激烈变形区，并且模锻时 应采用良好的润滑剂，以改善金属的流动条件，使其变形均匀。锻件的晶粒度主要取决于终锻温度下的变 形程度。 碳素结构钢和合金结构钢的临界变形程度范围列于表 2中。 表 2 碳素结构钢和合金结构钢的临界变形程度范围 锻造温度/℃ 碳素结构钢（%） 合金结构钢（%） 850 900～1000 1100 1200 6～10 2.5～20 0～20 0～30 5～15 (＜20) 5～15( (＜20) 5～20 5～20(＜25) 锻造时应恰当控制最高热加工温度（既要考虑到加热温度，也要考虑到热效应引起的升温），以免发生聚 合再结晶。如果变形量较小时，应适当降低热加工温度。 终锻温度一般不宜大高，以免晶粒长大。但是对于高温合金等无同素异构转变的材料，终锻温度又不 宜太低，不应低于出现混合变形组织的温度。 生产实践表明 38Cr 和 40CrNiMoA 等钢种终锻温度也不宜过低，否则，本质晶粒度级别将增大。这是 由于在较低温度锻造时，有部分 AlN 析出，热处理加热时，AlN 便在已存在的 AlN 颗粒上继续析出，使 AlN 的颗粒粗大，机械阻碍作用减小的缘故。因此，这些钢的终锻温度一般高于 930℃。 3）采用锻后正火（或退火）等相变重结晶的来细化晶粒。必要时利用奥氏体再结晶规律进行高 温正火来细化晶粒。 4）将材料加热到相变点以上，并迅速冷却，这样反复数次的急热急冷可以获得超细晶粒。急热时， 在获得一定过热度的情况下，可产生大量晶核。急冷使晶核不能迅速长大。例如 GC15 材料快速加热到 800～850℃用冷盐水冷却，反复四次可获得超细晶粒。