金屬材料的強(qiáng)化方法

金屬的五種強(qiáng)化機(jī)制及實(shí)例固溶強(qiáng)化（1） 純金屬加入合金組元變?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。（2）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。（3）實(shí)例：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。表1幾種普通黃銅的強(qiáng)度（退火狀態(tài)）表1兒種普通黃銅的強(qiáng)度（退火狀態(tài)）牌 號(hào)HS0牌 號(hào)HS0H6S顯微組織*固溶體（較迦0固絡(luò)體(.20nol1)A亶涪體（329伍）2402&)310330K52乩固摺■體(383<5O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%,db為240MPa,與純銅相比其強(qiáng)度增加911%;H90的含鋅量為10%,db為260MPa,與H96相比強(qiáng)度僅提高813%。

粒內(nèi)進(jìn)行，塑性變形較均勻，應(yīng)力集中較??；此外，晶粒越細(xì)，晶界面積越大，晶界越曲折，越不利于裂紋的擴(kuò)展。(3)實(shí)例：ZG35CrMnSi鋼強(qiáng)化工藝工件鑄造后經(jīng)過完全退火，正火，再進(jìn)行亞溫淬火加高溫回火熱處理。該工藝處理的主要好處在于提高了本工件的強(qiáng)度和韌性。分析如下：亞溫淬火在原奧氏體晶界上形成細(xì)小的奧氏體晶粒，奧氏體面積也變大了數(shù)倍；雜質(zhì)在晶界偏析較少，可以細(xì)化晶粒和減少晶界偏析；加熱溫度較低，晶粒長大傾向小，實(shí)際晶粒較細(xì)；淬火時(shí)，馬氏體被細(xì)化，而且細(xì)小晶粒的交界面曲折多彎，可以阻擋裂紋的擴(kuò)展，兩相區(qū)淬火時(shí)碳化物的析出過程及碳化物的形態(tài)不同于普通淬火，可減輕回火脆性提高沖擊韌度同時(shí)亞溫淬火采取水冷，冷速的提高也使晶粒得到細(xì)化。所以亞溫淬火在保持抗拉強(qiáng)度不變的情況下，可提高沖擊韌度。由于亞溫淬火，存在一部分未溶鐵素體，可以提高材料整體的塑性。由以上分析可知， ZG35CrMnSi鋼強(qiáng)化手段主要有細(xì)晶強(qiáng)化，第二相強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化。形變強(qiáng)化隨著塑性變形量的增加，金屬流變強(qiáng)度也增加，這種現(xiàn)象稱為形變強(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。3)例如高溫形變淬火鋼及其經(jīng)形變硬化的效果。工沖羸礫9A9—10?0(M仇子鼻拽《1上直挾悴少tettaiT.螯贏処膻曲兒一站來護(hù)*-伽f舞軋！SUDJASOpHTTI方鼻翌臨W軋勒揖嚴(yán)的卜$m膜卜■申廣廉時(shí)點(diǎn)TfibMPt43伽復(fù)乳■朗袂■住峙H桂肅潛敢存陽爭(zhēng)特下序西強(qiáng)丘：磯附樹殆ft彳覘■血健LitNStt■HD75T?.fitlX)150即購工沖羸礫9A9—10?0(M仇子鼻拽《1上直挾悴少tettaiT.螯贏処膻曲兒一站來護(hù)*-伽f舞軋！SUDJASOpHTTI方鼻翌臨W軋勒揖嚴(yán)的卜$m膜卜■申廣廉時(shí)點(diǎn)TfibMPt43伽復(fù)乳■朗袂■住峙H桂肅潛敢存陽爭(zhēng)特下序西強(qiáng)丘：磯附樹殆ft彳覘■血健LitNStt■HD75T?.fitlX)150即購E!JCrJ直訊Kt董料車so嗣TOO1R410譽(yù)窗怪tai樸宥隋世樣的備帯卜：?員龍曲Mi13；八右度so雄瓷窖罵K,」；歎5＞初焉，片您罠弭憂從為比痔覆童?月菁覽待跡蠱Mo蟲mMSIJL舉蟲JGCfll；30ISO握耳雲(yún)程址訊5C探章隹矣MFBOD10140桂囪虬彌散強(qiáng)化(1)材料通過基體中分布有細(xì)小彌散的第二相細(xì)粒而產(chǎn)生強(qiáng)化的方法，稱為彌散強(qiáng)化。彌散強(qiáng)化亦稱第二相強(qiáng)化或沉淀強(qiáng)化。第二相是通過加入合金元素然后經(jīng)過塑性加工和熱處理形成 ，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。只有當(dāng)?shù)诙鄰?qiáng)度較高時(shí)，合金才能強(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?、沿晶界分布或呈粗大針狀時(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。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。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。實(shí)例：TZM鉬合金主要在溫度高于 1000C的情況下使用，具有熔點(diǎn)高，強(qiáng)度大，彈性模量高和高溫力學(xué)性能好等特點(diǎn)。TZM鉬合金是在鉬中加入一定量的 Ti和Zr而形成的一種高溫合金。 其中除少量的Ti和Zr形成碳化物外，有％以上的Ti,%以上的Zr及％以上的C固溶到基體Mo中，Ti和Zr主要起固溶強(qiáng)化作用，另外合金中部分富集在晶界的碳化物起一定的強(qiáng)化作用，因而使鉬基體得到Mo-Ti固溶體的固溶強(qiáng)化和TiC質(zhì)點(diǎn)的彌散強(qiáng)化。時(shí)效強(qiáng)化(1)是指在固溶了合金元素以后，在常溫或加溫的條件下，使在高溫固溶的合金元素以某種形式析出 (金屬間化合物之類)形成彌散分布的硬質(zhì)質(zhì)點(diǎn)，對(duì)位錯(cuò)切過造成阻力，使強(qiáng)度增加，韌性降低。（2）時(shí)效強(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。（3）實(shí)例：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)度 ，許多鈦合金（主要是卩型鈦合金和a+卩型鈦合金）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。例如表4。，在隨后的時(shí)效過程中通過馬氏體分表j冇色金展的熱處理強(qiáng)化效果，在隨后的時(shí)效過程中通過馬氏體分侶4金L'tU3001障火+自艇時(shí)呦4W（脫自然時(shí)勘ISO苗感）255｛悴衣亠人匚的呦nso率號(hào)表§AKli合金熱處理刖后的組織變化甬二相翹第二相大小第二相分布態(tài)弟二相晶艙數(shù)苴$〔血）不溝勻■主要分布在酩畀r圾尖角狀晶Ml*：e少-淬火時(shí)姻細(xì)小在酣上均勻恥JKtt狀晶粒跚小?孑継大大增加表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，它綜合了細(xì)晶強(qiáng)化（馬氏體晶粒遠(yuǎn)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)化方法較母相晶粒細(xì)?。?、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)），它綜合了細(xì)晶強(qiáng)化（馬氏體晶粒遠(yuǎn)沉淀強(qiáng)化）于一體，操作亦比較簡便，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。Tr6Al4V退火950淬火+吋效1100束,%16Tr6Al4V退火950淬火+吋效1100束,%16H5?5A13M)rlV1000900120012002033表6丿L種鈦合金