金屬材料的強(qiáng)化方法 細(xì)晶強(qiáng)化 沉淀強(qiáng)化 固溶強(qiáng)化 第二相強(qiáng)化

1、有色金屬的強(qiáng)度一般較低。例如, 常用的有色金屬鋁、銅、鈦在退火狀態(tài)的強(qiáng)度極限分別只有80100MPa 、220MPa 和450600MPa 。因此, 設(shè)法提高有色金屬的強(qiáng)度一直是有色冶金工作者的一個(gè)重要課題。目前, 工業(yè)上主要采用以下幾種強(qiáng)化有色金屬的方法。 1 固溶強(qiáng)化純金屬由于強(qiáng)度低, 很少用作結(jié)構(gòu)材料, 在工業(yè)上合金的應(yīng)用遠(yuǎn)比純金屬廣泛。合金組元溶入基體金屬的晶格形成的均勻相稱為固溶體。形成固溶體后基體金屬的晶格將發(fā)生程度不等的畸變, 但晶體結(jié)構(gòu)的基本類型不變。固溶體按合金組元原子的位置可分為替代固溶體和間隙固溶體; 按溶解度可分為有限固溶體和無限固溶體; 按合金組元和基體金屬的原子分布

2、方式可分為有序固溶體和無序固溶體。絕大多數(shù)固溶體都屬于替代固溶體、有限固溶體和無序固溶體。替代固溶體的溶解度取決于合金組元和基體金屬的晶體結(jié)構(gòu)差異、原子大小差異、電化學(xué)性差異和電子濃度因素。間隙固溶體的溶解度則取決于基體金屬的晶體結(jié)構(gòu)類型、晶體間隙的大小和形狀以及合金組元的原子尺寸。純金屬一旦加入合金組元變?yōu)楣倘荏w,其強(qiáng)度、硬度將升高而塑性將降低, 這個(gè)現(xiàn)象稱為固溶強(qiáng)化。固溶強(qiáng)化的機(jī)制是: 金屬材料的變形主要是依靠位錯(cuò)滑移完成的, 故凡是可以增大位錯(cuò)滑移阻力的因素都將使變形抗力增大, 從而使材料強(qiáng)化。合金組元溶入基體金屬的晶格形成固溶體后, 不僅使晶格發(fā)生畸變, 同時(shí)使位錯(cuò)密度增加?；儺a(chǎn)生的

3、應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)周圍的彈性應(yīng)力場(chǎng)交互作用, 使合金組元的原子聚集在位錯(cuò)線周圍形成“氣團(tuán)”。位錯(cuò)滑移時(shí)必須克服氣團(tuán)的釘扎作用, 帶著氣團(tuán)一起滑移或從氣團(tuán)里掙脫出來, 使位錯(cuò)滑移所需的切應(yīng)力增大。此外, 合金組元的溶入還將改變基體金屬的彈性模量、擴(kuò)散系數(shù)、內(nèi)聚力和晶體缺陷, 使位錯(cuò)線彎曲, 從而使位錯(cuò)滑移的阻力增大。在合金組元的原子和位錯(cuò)之間還會(huì)產(chǎn)生電交互作用和化學(xué)交互作用, 也是固溶強(qiáng)化的原 因之一。固溶強(qiáng)化遵循下列規(guī)律: 第一, 對(duì)同一合金系, 固溶體濃度越大, 則強(qiáng)化效果越好。表1 列出了幾種普通黃銅的強(qiáng)度值, 它們的顯微組織都是單相固溶體, 但含鋅量不同, 強(qiáng)度有很大差異。在以固溶強(qiáng)化作為主要

4、強(qiáng)化方法時(shí), 應(yīng)選擇在基體金屬中溶解度較大的組元作為合金元素, 例如在鋁合金中加入銅、鎂; 在鎂合金中加入鋁、鋅; 在銅合金中加入鋅、鋁、錫、鎳; 在鈦合金中加入鋁、釩等。第二, 合金組元與基體金屬的表1 幾種普通黃銅的強(qiáng)度(退火狀態(tài))原子尺寸差異對(duì)固溶強(qiáng)化效果起主要作用。原子尺寸差異越大, 則替代固溶體的強(qiáng)化效果越好。此外, 電化學(xué)性能的差異和彈性模量的差異對(duì)固溶強(qiáng)化效果也有一定影響。原子尺寸的差異通常用尺寸效應(yīng)參數(shù)a 表征(, a 為合金的原子間距, c 為固溶體濃度) 。第三, 對(duì)同一種固溶體, 強(qiáng)度隨濃度增加呈曲線關(guān)系升高, 見圖1。在濃度較低時(shí), 強(qiáng)度升高較快, 以后漸趨平緩,大約在

5、原子分?jǐn)?shù)為50 %時(shí)達(dá)到極大值。以普通黃銅為例: H96 的含鋅量為4 % , b 為240MPa , 與純銅相比其強(qiáng)度增加911 %;H90 的含鋅量為10 % , b 為260MPa , 與H96 相比強(qiáng)度僅提高813 %。第四, 對(duì)同一基體金屬, 在濃度相同時(shí), 形成間隙固溶體較形成替代固溶體的強(qiáng)化效果更好, 這是由于間隙固溶體的晶格畸變更為嚴(yán)重之故, 見表2。但由于間隙固溶體的溶解度一般較 小, 其總的強(qiáng)化效果不大。第五, 在固溶強(qiáng)化的同時(shí), 合金的塑性將降低。也就是說,固溶強(qiáng)化是以犧牲部分塑性為代價(jià)的。一般來說, 固溶體的塑性降低不多(見圖1) ,仍然可以承受塑性加工。例如, 在銅中

6、加入適當(dāng)鎳形成固溶體, 使其硬度增加到HB6080 , 延伸率降至50 %; 如果通過形變強(qiáng)化使硬度增加到同樣水平, 延伸率將降至12 %。第六, 采用多元少量的復(fù)雜合金化原則, 其強(qiáng)化效果較少元多量好, 并且能將強(qiáng)化效果保持到較高溫度。第七, 與其它強(qiáng)化方法相比, 固溶強(qiáng)化的強(qiáng)度增幅較小, 在固溶體濃度較高時(shí)更加明顯 圖1 Cu2Ni 固溶體機(jī)械性能與成分的關(guān)系固溶強(qiáng)化在有色金屬生產(chǎn)實(shí)踐中得到廣泛應(yīng)用。目前工業(yè)上使用的大多數(shù)有色金屬合金, 其顯微組織或全部是固溶體(如單相黃銅、型和型鈦合金、普通白銅以及部分防銹鋁合金) ,或是在固溶體基體上分布著第二相(如復(fù)相黃銅、+ 型鈦合金、大多數(shù)鋁合金

7、和鎂合金以及各種軸承合金) 。這是因?yàn)檫@些合金不僅具有較高的強(qiáng)度, 而且可以承受軋制、擠壓、拉拔和鍛造等各種形式的塑性加工。2 細(xì)晶強(qiáng)化有色金屬生產(chǎn)的第一道工序是熔煉和鑄造。熔煉的目的是合金化和精煉, 鑄造的目的是獲得成分、組織、性能符合要求的具有一定形狀和尺寸的鑄錠(或鑄件) 。鑄造過程是一個(gè)結(jié)晶過程, 液態(tài)金屬在冷凝過程中將通過形核和長(zhǎng)大形成由許多晶粒組成的多晶組織。晶界上原子排列紊亂, 雜質(zhì)富集,晶體缺陷的密度較大, 且晶界兩側(cè)晶粒的位向也不同, 所有這些因素都對(duì)位錯(cuò)滑移產(chǎn)生很大的阻礙作用, 從而使強(qiáng)度升高。晶粒越細(xì)小, 晶界總面積就越大, 強(qiáng)度越高, 這一現(xiàn)象稱為細(xì)晶強(qiáng)化。圖2 表示了

8、銅和鋁的屈服強(qiáng)度s 與亞晶尺寸之間的關(guān)系。細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)單相合金是指晶粒細(xì)化, 對(duì)多相合金是指基體相晶粒細(xì)化和第二相細(xì)化。細(xì)晶強(qiáng)化遵循以下規(guī)律: 第一, 金屬材料的強(qiáng)度與晶粒尺寸之間符合霍爾2配奇公式:, 式中, d 為晶粒平均直徑, 0 為位錯(cuò)移動(dòng)的摩擦阻力, k 是表征晶界對(duì)位錯(cuò)滑移阻礙作用的常數(shù)。第二, 細(xì)晶強(qiáng)化在提高強(qiáng)度的同時(shí), 也提高材料的塑圖2 銅和鋁的s 與亞晶尺寸的關(guān)系 圖3 金屬材料的應(yīng)力2應(yīng)變曲線性和韌性, 是金屬材料常用的強(qiáng)韌化方法之一。這是因?yàn)榧?xì)晶材料在發(fā)生塑性變形時(shí)各個(gè)晶粒變形比較均勻, 可以承受較大變形量之故。第三, 細(xì)晶強(qiáng)化的效果不僅與晶粒大小有關(guān), 還與晶粒的形狀和

9、第二相晶粒的數(shù)量和分布有關(guān)。欲取得較好的強(qiáng)韌化效果,應(yīng)防止第二相晶粒不均勻分布以及形成網(wǎng)狀、骨骼狀、粗大塊狀、針狀等不利形狀。第四, 晶粒大小常會(huì)出現(xiàn)“組織遺傳”現(xiàn)象, 即一旦在生產(chǎn)中的某個(gè)環(huán)節(jié)形成了粗大晶粒, 以后就難以細(xì)化。故晶粒度始終是有色金屬各個(gè)生產(chǎn)工序中的一個(gè)重要質(zhì)量指標(biāo)。第五, 晶界在室溫下阻礙位錯(cuò)滑移, 在高溫下卻成了材料的脆弱之處, 且材料在高溫下的塑性變形機(jī)制與室溫塑性變形機(jī)制也有所不同, 故細(xì)晶強(qiáng)化僅適用于提高室溫強(qiáng)度, 對(duì)提高高溫強(qiáng)度并不適用, 甚至適得其反。細(xì)晶強(qiáng)化在有色金屬生產(chǎn)過程中得到廣泛應(yīng)用。在鑄造時(shí), 晶粒大小取決于形核率 和長(zhǎng)大速率, 任何使形核率提高和長(zhǎng)大速

10、度降低的因素均可使晶粒細(xì)化。對(duì)較小的鑄錠, 常用的方法是增大冷卻速度以提高結(jié)晶時(shí)的過冷度, 從而提高形核率。對(duì)較大的鑄錠, 常采用機(jī)械振動(dòng)、電磁振動(dòng)、超聲波處_理等方法, 使正在生長(zhǎng)的晶粒破碎并因此提供了更多的晶粒, 從而細(xì)化晶粒。更常用的方法是向熔體中加入適當(dāng)?shù)淖冑|(zhì)劑(孕育劑) , 它們均勻地分布在熔體中, 或作為非自發(fā)形核的固相基底使形核率大大提高(如在含115 %Mn 的鋁液中加入0109 %Ti) ; 或被吸附在正在生長(zhǎng)的晶粒表面, 阻礙晶粒長(zhǎng)大(如在Al2Si 合金熔體中加入鈉鹽) ; 或與晶體發(fā)生化學(xué)作用, 使晶粒的形狀發(fā)生改變。選用變質(zhì)劑雖有一定的理論根據(jù), 但目前仍主要通過試驗(yàn)

11、確定。由表3 可見, 經(jīng)變質(zhì)處理的強(qiáng)化效果是十分明顯的。在隨后的生產(chǎn)過程中, 還可以通過塑性加工、退火、熱處理等工藝細(xì)化組織。對(duì)材料進(jìn)行大變形量塑性變形然后進(jìn)行低溫、短時(shí)再結(jié)晶退火, 可以細(xì)化晶粒。在熱處理過程中采用快速加熱技術(shù)和適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に? 也可以細(xì)化組織。3 形變強(qiáng)化形變強(qiáng)化亦稱為冷變形強(qiáng)化、加工硬化和冷作硬化。生產(chǎn)金屬材料的主要方法是塑性加工, 即在外力作用下使金屬材料發(fā)生塑性變形, 使其具有預(yù)期的性能、形狀和尺寸。在再結(jié)晶溫度以下進(jìn)行的塑性變形稱為冷變形。金屬材料在冷變形過程中強(qiáng)度將逐漸升高, 這一現(xiàn)象稱為形變強(qiáng)化。形變強(qiáng)化現(xiàn)象在材料的應(yīng)力2應(yīng)變曲線上可以明顯地顯示出來, 見圖3

12、。圖中的BC 段稱為流變曲線, 它表示在塑性變形階段, 隨著應(yīng)變?cè)黾? 強(qiáng)度將呈曲線關(guān)系提高。形變強(qiáng)化的機(jī)理是: 冷變形后金屬內(nèi)部的位錯(cuò)密度將大大增加, 且位錯(cuò)相互纏結(jié)并形成胞狀結(jié)構(gòu)(形變亞晶) , 它們不但阻礙位錯(cuò)滑移, 而且使不能滑移的位錯(cuò)數(shù)量劇增, 從而大大增加了位錯(cuò)滑移的難度并使強(qiáng)度提高。在一般情況下, 流變切應(yīng)力與位錯(cuò)密度的平方根關(guān)系, 即=0+Gb-2/1-2/1呈線性 (0為無形變強(qiáng)化對(duì)位錯(cuò)滑移所需切應(yīng)力; G 為材料的切變模量; b 為位錯(cuò)柏氏矢量; 為取決于材料特性的常數(shù), 一般為013015) 。形變強(qiáng)化遵循以下規(guī)律: 第一, 隨著變形量增加, 強(qiáng)度提高而塑性和韌性逐漸降低

13、, 逐漸接近于零, 見圖4。第二, 隨著塑性變形量增加, 強(qiáng)度呈曲線關(guān)系提高, 見圖。這一關(guān)系可用流變公式表示: = kn ( k為強(qiáng)化系數(shù); n 為應(yīng)變硬化指數(shù)) 。當(dāng)較小時(shí), 強(qiáng)度增值較大, 以后漸趨平緩。第三, 形變強(qiáng)化受材料塑性限制, 當(dāng)變形量達(dá)到一定程度后, 材料將發(fā)生斷裂報(bào)廢。第四, 形變強(qiáng)化的效果十分明顯, 強(qiáng)度增值較大, 可達(dá)百分之幾十甚至一倍以上。例如,純銅經(jīng)強(qiáng)烈冷變形, 強(qiáng)度極限b 可從220MPa 提高至450MPa ; 工業(yè)純鈦通過形變強(qiáng)化, 使b 可從750MPa 提高至1300MPa 。第五, 形變強(qiáng)化僅適用于冷變形。在溫度高于再結(jié)晶的熱加工過程中, 由于同時(shí)發(fā)生導(dǎo)

14、致材料軟化的回復(fù)和再結(jié)晶, 形變強(qiáng)化將不發(fā)生或不明顯。第六, 形變強(qiáng)化可以通過再結(jié)晶退火消除, 使材料的組織和性能基本上恢復(fù)到冷變形之前的狀態(tài)。形變強(qiáng)化在工業(yè)上具有廣泛的實(shí)用價(jià)值, 幾乎適用于所有的有色金屬材料, 并且是純金屬、單相固溶體合金和熱處理不強(qiáng)化合金的主要強(qiáng)化方法。某些有色金屬在冷變形后能形成較好的形變織構(gòu), 從而在一定方向得到強(qiáng)化, 這個(gè)現(xiàn)象稱為織構(gòu)強(qiáng)化, 在工業(yè)上也有一定實(shí)用價(jià)值(如鈦合金板材的織構(gòu)強(qiáng)化) 。4 第二相強(qiáng)化第二相強(qiáng)化亦稱過剩相強(qiáng)化。目前工業(yè)上使用的合金大都是復(fù)相或多相合金,其顯微組織為在固溶體基體上分布著第二相(過剩相) 。第二相是通過加入合金元素然后經(jīng)過塑性加工

15、和熱處理形成,也可通過粉末冶金等方法獲得。第二相大都是硬脆、晶體結(jié)構(gòu)復(fù)雜、熔點(diǎn)較高的金屬化合物,有時(shí)是與基體相不同的另一種固溶體。第二相的存在一般都使合金的強(qiáng)度升高,其強(qiáng)化效果與第二相的特性、數(shù)量、大小、形狀和分布均有關(guān)系,還與第二相與基體相的晶體學(xué)匹配情況、界面能、界面結(jié)合等狀況有關(guān),這些因素往往又互相聯(lián)系,互相影響,情況十分復(fù)雜。如果第二相的尺寸與基體相晶粒屬于同一數(shù)量級(jí),稱為聚合型多相合金。復(fù)相黃銅、鋁硅合金、+型鈦合金、部分軸承合金都屬于這類合金。假設(shè)在變形時(shí)各相的流變相等,則流變應(yīng)力a = f 11 + f 22 ,即并非所有的第二相都能產(chǎn)生強(qiáng)化作用,只有當(dāng)?shù)诙鄰?qiáng)度較高時(shí),合金才能

16、強(qiáng)化。如果第二相是難以變形的硬脆相,合金的強(qiáng)度主要取決于硬脆相的存在情況。當(dāng)?shù)诙喑实容S狀且細(xì)小均勻地彌散分布時(shí),強(qiáng)化效果最好;當(dāng)?shù)诙啻执蟆⒀鼐Ы绶植蓟虺蚀执筢槧顣r(shí),不但強(qiáng)化效果不好,而且合金明顯變脆。如果第二相十分細(xì)小, 并且彌散分布在基體相晶粒中, 稱為彌散分布型多相合金。經(jīng)過淬火+ 時(shí)效處理的鋁合金、經(jīng)過淬火+時(shí)效處理的鈦合金、以及許多高溫合金和粉末合金均屬于這類合金。有時(shí)將過飽和固溶體進(jìn)行時(shí)效處理沉淀出彌散第二相產(chǎn)生的強(qiáng)化作用稱為沉淀強(qiáng)化, 而將通過粉末冶金方法加入彌散第二相產(chǎn)生的強(qiáng)化作用稱為彌散強(qiáng)化。在彌散分布型合金中, 如果第二相微粒不能變形, 其對(duì)位錯(cuò)滑移的阻礙作用如圖6所示。

17、這時(shí)每個(gè)位錯(cuò)經(jīng)過微粒時(shí)都留下一個(gè)位錯(cuò)環(huán)。此環(huán)要作用一反向應(yīng)力于位錯(cuò)源,增加了位錯(cuò)滑移的阻力, 使強(qiáng)度迅速提高,并符合下述公式: = Gb , 即強(qiáng)化作用與第二相微粒間距成反比。所以減小微粒尺寸和提高第二相微粒的體積分?jǐn)?shù), 均可以使合金的強(qiáng)度提高。該機(jī)制由E. Orowan 首先提出, 稱為奧羅萬機(jī)制。圖6 位錯(cuò)繞過第二相粒子示意圖如果第二相微?？梢宰冃? 位錯(cuò)將切過微粒使其隨同基體一起變形, 見圖7。在這種情況下, 強(qiáng)化作用主要取決于微粒本身的性質(zhì)及其與基體之間的聯(lián)系, 強(qiáng)化機(jī)制因合金而異, 情況十分復(fù)雜。其強(qiáng)化機(jī)制是: 由于第二相微粒的晶體結(jié)構(gòu)與基體相不同, 當(dāng)位錯(cuò)切過微粒時(shí)必然在其滑移面上

18、造成原子排列錯(cuò)配, 增加了滑移阻力。另外每個(gè)位錯(cuò)切過微粒時(shí), 均使微粒產(chǎn)生寬度為位錯(cuò)柏氏矢量的表面臺(tái)階, 增加了微粒與基體間的界面積, 需要相應(yīng)的能量。此外, 如果微粒具有有序結(jié)構(gòu), 位錯(cuò)切過微粒時(shí)將在滑移面產(chǎn)生反相疇界, 而反相疇界能高于微粒與基體間界面能。微粒周圍的彈性應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)產(chǎn)生交互作用, 將增加位錯(cuò)滑移的阻力。微粒的彈性模量與基體不同, 如果微粒的彈性模量較大, 也將使位錯(cuò)滑移的阻力增大。最后, 微粒尺寸和體積分?jǐn)?shù)對(duì)合金的強(qiáng)度也有影響, 增大微粒尺寸和體積分?jǐn)?shù), 都有利于合金強(qiáng)化。圖7 位錯(cuò)切過粒子示意圖5 熱處理強(qiáng)化眾所周知, 許多鋁合金、鎂合金和銅合金都可以通過淬火、時(shí)效提高強(qiáng)

19、度, 許多鈦合金(主要是型鈦合金和 + 型鈦合金) 可以通過馬氏體轉(zhuǎn)變提高強(qiáng)度, 而且強(qiáng)度增幅很大, 有時(shí)可以通過熱處理將強(qiáng)度提高百分之幾十甚至幾倍, 見表4。鋁合金、鎂合金和鈹青銅的熱處理強(qiáng)化機(jī)制是: 先通過固溶淬火獲得過飽和固溶體, 在隨后的時(shí)效(人工時(shí)效或自然時(shí)效) 過程中將在基體上沉淀出彌散分布的第二相(溶質(zhì)原子富集區(qū)、過渡相或平衡相) , 通過沉淀強(qiáng)化使合金的強(qiáng)度升高。在熱處理前后第二相的組織形態(tài)發(fā)生了很大變化, 而這些變化均有利于合金強(qiáng)化。表5 反映了Al - Cu 合金在熱處理前后的組織變化情況。_鈦合金的熱處理強(qiáng)化和鋁合金有本質(zhì)上的區(qū)別。鈦合金淬火的目的是為了獲得馬氏體, 在隨

20、后的時(shí)效過程中通過馬氏體分解析出彌散分布的第二相, 從而起到強(qiáng)化作用。馬氏體強(qiáng)化實(shí)際上是一種綜合性強(qiáng)化方法,它綜合了細(xì)晶強(qiáng)化(馬氏體晶粒遠(yuǎn)較母相晶粒細(xì)小) 、固溶強(qiáng)化(馬氏體是過飽和固溶體) 、位錯(cuò)強(qiáng)化(馬氏體中含有高密度位錯(cuò))和第二相強(qiáng)化(主要是不可變形微粒的沉淀強(qiáng)化) 于一體, 操作亦比較簡(jiǎn)便, 是一種經(jīng)濟(jì)而有效的強(qiáng)化方法。表6 顯示了幾種鈦合金的熱處理強(qiáng)化效果。應(yīng)當(dāng)強(qiáng)調(diào)的是, 熱處理強(qiáng)化不僅可以提高有色金屬的強(qiáng)度, 往往還可以同時(shí)提高合金的塑性、韌性、抗蝕性和塑性加工性能, 在工業(yè)上應(yīng)用很廣。有色金屬的形變熱處理逐漸在工業(yè)上獲得廣泛應(yīng)用。形變熱處理將塑性變形與熱處理結(jié)合, 強(qiáng)化效果很好,

21、 往往不降低韌性甚至使韌性稍有改善。以鈦合金為例, 經(jīng)過形變熱處理后強(qiáng)度極限可提高520 % , 屈服強(qiáng)度增加1030 % , 此外塑性、疲勞強(qiáng)度、熱強(qiáng)性、抗蝕性也可得到不同程度的提高。影響形變強(qiáng)化效果的主要因素是合金成分、變形溫度、變形量、冷卻速度和熱處理工藝等。6 其他強(qiáng)化方法除了以上5 種應(yīng)用最廣泛的強(qiáng)化方法之外, 有色金屬的其它強(qiáng)化方法還有以下幾種。(1) 纖維增強(qiáng)復(fù)合強(qiáng)化。其原理是: 用高強(qiáng)度纖維與適當(dāng)?shù)幕w材料相結(jié)合以強(qiáng)化基體材料。最早出現(xiàn)的是用玻璃纖維增強(qiáng)樹脂的非金屬復(fù)合材料, 以后金屬基纖維增強(qiáng)復(fù)合材料發(fā)展很快。用作增強(qiáng)纖維的材料主要有碳纖維、硼纖維、難熔化合物(Al2O3 、

22、SiC , BN , TiB2 等) 纖維和難熔金屬(W、Mo 、Be 等) 細(xì)絲等, 其強(qiáng)度極限一般為25003500MPa 。也可采用金屬單晶須或氧化鋁、碳化硼等陶瓷單晶須作為增強(qiáng)纖維,其強(qiáng)度更高(如鐵晶須的b 為13360 MPa ,氧化鋁晶須的b 為420024600 MPa) , 但生產(chǎn)成本亦很高。用作基體的金屬材料主要有Al 、Ti 、Ni 、W等。以硼纖維增強(qiáng)的可熱處理強(qiáng)化鋁合金(如Al2Cu2Mg 合金、Al2Mg2Si 合金) 為基的金屬復(fù)合材料, 其比強(qiáng)度和比剛度為標(biāo)準(zhǔn)鋁合金的2315 倍, 已被廣泛用于航空和宇航工業(yè)。利用定向結(jié)晶的方法, 使共晶體中的硬脆相連續(xù)結(jié)晶為纖維

23、狀, 從而起纖維增強(qiáng)作用, 可獲得共晶復(fù)合材料。由于基體與強(qiáng)化纖維為共晶結(jié)構(gòu), 結(jié)合十分緊密, 而且可以一次制成形狀復(fù)雜的產(chǎn)品, 很有發(fā)展前途。例如Ni3Nb2Ni3Al 系共晶復(fù)合材料的強(qiáng)度可達(dá)到最優(yōu)鎳基合金的10 倍左右。金屬復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制不是依靠阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng), 而是依靠纖維與基體之間良好的浸潤(rùn)性緊密聯(lián)結(jié)并獲得很高的結(jié)合強(qiáng)度。由于基體金屬具有良好的塑性和韌性, 增強(qiáng)纖維具有很高的強(qiáng)度, 所以金屬復(fù)合材料同時(shí)具有很高的強(qiáng)度、比強(qiáng)度、韌性、耐熱性和抗蝕性, 是發(fā)展新材料的方向之一。(2) 有序強(qiáng)化。固溶體從無序固溶體變?yōu)橛行蚬倘荏w后, 往往引起強(qiáng)度升高。如果在有序化過程中伴隨合金晶格類型和

24、晶格常數(shù)改變因而產(chǎn)生較大內(nèi)應(yīng)力, 強(qiáng)化效果更加明顯, 有時(shí)可以提高40100 %之多, 見表7。(3) 晶須強(qiáng)化。如果盡可能減少晶體中的位錯(cuò)和其他缺陷, 使晶體接近理想的完整狀態(tài), 這時(shí)材料的變形不能依靠位錯(cuò)的滑移, 而是依靠滑移面上的原子作剛性移動(dòng)。這種滑移需要很大的切應(yīng)力, 使金屬材料的強(qiáng)度大大提高。晶須是一種接近完整的晶體, 強(qiáng)度極高, 例如銅晶須的強(qiáng)度極限可達(dá)到2000 MPa 左右。由于生產(chǎn)成本很高, 在工業(yè)上應(yīng)用尚不廣淬火變形和裂紋是熱處理中常見的問題, 也是造成產(chǎn)品報(bào)廢的重要原因, 如何控制是多年來熱處理理論工作者與實(shí)際生產(chǎn)者致力研究的課題。亞淬火理論的出現(xiàn)和應(yīng)用為解決這一問題提

25、供了契機(jī), 亞溫淬火因其加熱溫度是在奧氏體與鐵素體之間的雙相區(qū)域內(nèi)進(jìn)行的, 加熱的溫度比普通的熱處理溫度低40 80, 具有降低能耗、提高產(chǎn)品的韌性、減少變形與裂紋等優(yōu)點(diǎn)。尤其在低、中碳鋼以及低、中碳合金鋼等材料中得到了廣泛的應(yīng)用。選擇最常用的鋼種45 鋼作為實(shí)驗(yàn)材料, 給出不同淬火溫度下對(duì)生產(chǎn)實(shí)際具有指導(dǎo)意義的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)。試驗(yàn)用料為某鋼廠生產(chǎn)的5 80mm 的45 圓鋼, 其化學(xué)成分如表1 所示。從表1 可知該45 鋼符合GBT 3077- 1999 標(biāo)準(zhǔn)要求 。1 亞溫淬火工藝對(duì)機(jī)械性能的影響將上述成分的棒料加工成5 80100mm 的試樣24 件, 先對(duì)試樣進(jìn)行850的正火處理, 金相組織

26、為索氏體+ 鐵素體, 然后將試樣放入鹽浴爐中分別加熱至750、765、780、820保溫后, 放入飽和氯化鈣水溶液中進(jìn)行淬火處理, 其金相組織如表2。并對(duì)765的試樣進(jìn)行比較全面的試驗(yàn), 結(jié)果如表3。1 試驗(yàn)結(jié)果分析從表3 中可知亞溫淬火零件的機(jī)械性能受回火溫度的影響較大, 低溫回火不能充分發(fā)揮亞溫淬火兩相組織的強(qiáng)韌化效果, 隨回火溫度的提高,鋼的強(qiáng)度逐漸下降, 韌性明顯上升, 而當(dāng). 回火溫度升到350左右時(shí)出現(xiàn)第一類回火脆性特征, 回火溫度再繼續(xù)升高, 韌性不斷升高, 兩相組織強(qiáng)韌化效果愈加明顯。這是因?yàn)? (1) 亞溫淬火能減小淬火應(yīng)力, 淬火裂紋是由熱處理時(shí)產(chǎn)生的應(yīng)力引起的, 伴隨加熱和冷卻而產(chǎn)生的熱應(yīng)力和組織應(yīng)力在工件中引起不均勻的塑性變形, 是導(dǎo)致工件裂紋的主要原因, 而當(dāng)應(yīng)力過大, 特別是拉應(yīng)力和切應(yīng)力超過零件在該溫度的強(qiáng)度極限時(shí), 便形成開裂, 在亞溫淬火時(shí)由于少量塑性好的鐵素體的存在能減少應(yīng)力集中, 鐵素體的塑性變形吸收了部分能量, 使應(yīng)力減少, 因此就有效地減少了零件在淬火時(shí)變形和開裂的危險(xiǎn)性。同時(shí)鐵素體阻礙裂紋的擴(kuò)張, 故提高了材