強韌化工程應用

強化理論工程應用一、程應用（1）細化鑄錠組織晶粒的基本途徑

提高結晶過冷度

機械振動1.結晶過程中的晶粒細化

加入形核劑（也稱孕育劑、變質劑）材料強韌化工程應用強化理論工程應用

降低澆注溫度、采用金屬鑄型鑄鐵孕育處理（變質處理）加入硅鐵、硅鈣等。進一步發(fā)展球墨鑄鐵鑄造鋁合金變質處理加入變質劑（2/3NaF+1/3NaCl或

25%NaF+62.5%NaCl+12%KCl)

連鑄連軋（2）工程應用F+G片F(xiàn)+P+G片P+G片灰口鑄鐵的顯微組織

強化理論工程應用球墨鑄鐵的顯微組織

球化劑：Mg，0.04~0.08%

（孕育處理）強化理論工程應用(a)未變質處理

(b)變質處理后

ZL102合金的鑄態(tài)組織

強化理論工程應用強化理論工程應用2.變形加工過程中的晶粒細化(1)冷加工過程中的晶粒細化（軋板、拔絲、拉伸）冷加工變形量1%2.5%4%6%8%10%12%15%再結晶退火溫度放大100倍時每0.45cm2中的晶粒數(shù)晶粒度應變/%低碳鋼變形度及退火溫度對再結晶后晶粒大小的影響

加熱速度加熱速度很慢將使晶粒粗化（2）熱加工中的晶粒細化（鍛造、軋制、熱擠壓）

熱加工使粗鑄錠組織中粗大柱晶、粗大金屬間化合物破碎（高速鋼中魚骨狀粗大M6C)破碎，分布均勻。高碳、高合金鋼工模具鋼均需次過程。動態(tài)再結晶的應用

動態(tài)再結晶的晶粒大小d主要取決于熱變時的流變應力σ

σ∝d-n

常數(shù)n＝0.1~0.5采用低的變形終止溫度、大的最終變形量、快的冷卻速度可獲得細小晶粒。強化理論工程應用動態(tài)再結晶的光學顯微組織及TEM組織光學組織(Mg合金)TEM組織(銅合金)強化理論工程應用3熱處理過程中的晶粒細化（1）加熱溫度、加熱時間控制加熱溫度：保證發(fā)生特定轉變的前提下盡可能低（Ac3以上30～50℃，Ac1以上30～50℃）保溫時間：保證發(fā)生內外溫度均勻、轉變充分的前提下盡可能短（主要取決于材質、熱處理工藝要求等)

（2）加熱方法選?。ǜ袘訜?、三束加熱）感應加熱表面淬火可以在工件表層得到極細的所謂“隱晶馬氏體”組織強化理論工程應用強化理論工程應用（3）采用循環(huán)加熱及奧氏體逆相變方法通過反復加熱至奧氏體溫度后淬火（3~4次），或在奧氏體鐵素體兩相區(qū)交替循環(huán)加熱淬火。采用上述處理可獲得15~18及超細晶粒。（4）形變熱處理相變溫度之上，通過變形細化母相晶粒，改善碳化物形態(tài)及分布（球化退火）；相變溫度下（通常在Ar1～Ms點之間），通過變形可獲得晶粒細小、均勻馬氏體。強化理論工程應用過共析鋼球化退火工藝(a)珠光體P3800倍A1-650℃HB170-200

(b)索氏體S8000倍650-600℃HRC25-35(c)屈氏體T8000倍600-550℃HRC35-40

珠光體型組織

（5）冷卻過程中的晶?？刂圃诠虘B(tài)相變中通過增加相變過冷度，細化轉變產物晶粒。典型應用：鋼的正火處理材料的強韌化4材料制備過程(1)冶煉過程煉鋼過程采用硅、錳脫氧獲得本質晶粒粗、鋁脫氧獲得與本質晶粒細鋼(2)合金成分設計后續(xù)需經過熱處理鋼通常加入W、Mo、V、Ti、Nb等碳化物形成元素。后續(xù)使用、處理需在高溫長時間停留

滲碳用鋼、高速鋼鋼中含有促進晶粒長大元素

鋼中含錳造成奧氏體晶粒易于長大材料的強韌化1.通過冷變形強化金屬材料是一些金屬材料強化的重要手段，如銅、鋁、奧氏體不銹鋼等。通過拔絲、軋板、拉伸使金屬材料在成型的同時，整體強化。應用：銅鋁導線、型材、冷軋板材、冷拔彈簧等。通過塑性變形提高表層、局部強度（噴丸處理、局部擠壓）通過過載實現(xiàn)局部變形強化2.形變強化是金屬材料成型加工、安全使用的保障。二、形變強化原理工程應用強化理論工程應用三、固溶強化原理工程應用1.鐵碳合金加入碳原子，使α-Fe強度顯著增加。加入合金元素Cr、Ni、Si、Mn等進一步強化鐵素體。2.銅合金黃銅（Cu-Zn)

青銅（Cu-Sn、Cu-Al、Cu-Be、Cu-Pb、Cu-P等）白銅（Cu-Ni）3.鋁合金鋁的合金化一般都形成有限固溶體，最長用元素是：鋅、鎂、銅、錳、硅等。強化理論工程應用4.鈦合金加入合金元素Zr、Sn、Al、V、Mo等產生單元、多元固溶強化。5.鎂合金加入合金元素Mn、Al、Zn等。其中Al在Mg中有較大固溶度，能起到顯著固溶強化作用。1.聚合型兩相合金(1)碳素結構鋼構成相：F+Fe3C;組織F+P(2)雙相鋼鐵素體+馬氏體雙相不銹鋼典型鋼號：1Cr17Ni2，通過加入2%Ni使鋼由單一鐵素體過渡到高溫α+γ，淬火后得到鐵素體、馬氏體復相組織。采用275~350C°或550~700C°回火，獲得不同使用性能。

四、第二相強化原理工程應用強化理論工程應用奧氏體-鐵素體復相不銹鋼鋼號熱處理機械性能淬火，℃冷卻劑σbMN/m2σ0.2MN/m2δ，%ψ，%1Cr18Ni91010~1150水55020045501Cr18Ni9Ti1010~1150水55020040550Cr21Ni5Ti950~1050水、空55035025401Cr21Ni5Ti950~1100水、空6003502040強化理論工程應用強化理論工程應用2.彌散分布兩相合金（1）過飽和固溶體及時效析出過程T1T2C0MN+wB/%在工藝上可采用的兩種方式控制脫溶沉淀在溫度較高的單相區(qū)內均勻化后冷卻至溶解度線以下，沉淀相的體積分數(shù)和彌散度可由冷卻速度控制。先進行固溶處理，從高溫急速冷卻到室溫，因脫溶沉淀過程受到抑制而得到過飽和固溶體，然后重新加熱至兩相區(qū)保溫（時效）是沉淀相得以析出，沉淀相的體積分數(shù)和彌散度由時效溫度和保溫時間控制。強化理論工程應用

脫溶沉淀過程脫溶沉淀過程受溶質擴散控制，在沉淀過程中可能形成一系列介穩(wěn)定相（過渡相）。著名的Al-Cu合金相圖的富鋁角成分為wCu=4.5%的Al-Cu合金室溫平衡組織為：＋（Al2Cu）加熱到550oC保溫均勻化后，急冷到室溫得到過飽和固溶體0。0＋的實際過程要經過形成三個中間相來完成，在較低的溫度下時效的脫溶沉淀順序為：強化理論工程應用(1)GP區(qū)GP區(qū)是溶質原子(Cu)偏聚區(qū)，在{100}面上偏聚。此區(qū)內晶體結構與基體相同并與基體共格，無明顯界面。GP區(qū)是1938年Guinier和Preston各自獨立用X射線衍射發(fā)現(xiàn)的，故稱GP區(qū)。GP區(qū)模型平行于（200)晶面并穿過GP區(qū)的截面強化理論工程應用(2)″相隨著時效時間的延長，將形成介穩(wěn)相″,成分接近于Al2Cu,正方點陣?！蹇赡苁荊P區(qū)溶解再析出形成，亦可由GP區(qū)原位轉化而成。呈盤狀，與母相有一定取向關系。這種盤狀共格沉淀物在基體內產生較大彈性應變，可使合金明顯強化。強化理論工程應用隨著時效溫度的升高和時間的延長，將析出介穩(wěn)相′。成分近似Al2Cu，正方點陣,但軸比c/a相對于″下降，與基體的界面為半共格關系。(3)′相經更高溫度或更長時間的時效,將析出平衡相,成分為Al2Cu，正方點陣，軸比c/a相對于′又下降。與基體非共格，界面能較高。(4)相強化理論工程應用（2）鋁銅合金的時效強化過程第一階段：在過飽和α固溶體的某一晶面上產生銅原子偏聚現(xiàn)象，形成銅原子富集區(qū)（GP[Ⅰ]區(qū)），從而使α固溶體產生嚴重的晶格畸變，位錯運動受到阻礙，合金強度提高。第二階段：隨時間延長，GP[Ⅰ]區(qū)進一步擴大，并發(fā)生有序化，便形成有序的富銅區(qū)，稱為GP[Ⅱ]區(qū)，其成分接近CuAl2（θ相），成為中間狀態(tài)，常用θ″表示。θ″的析出，進一步加重了α相的晶格畸變，使合金強度進一步提高。強化理論工程應用第三階段：隨著時效過程的進一步發(fā)展，銅原子在GP[Ⅱ]區(qū)繼續(xù)偏聚。當銅與鋁原子之比為1:2時，形成與母相保持共格關系的過渡相θ′。θ′相出現(xiàn)的初期，母相的晶格畸變達到最大，合金強度達到峰值。第四階段：時效后期，過渡相θ′從鋁基固溶體中完全脫落，形成與基體有明顯相界面的獨立的穩(wěn)定相CuAl2，稱為θ相。此時，θ相與基體的共格關系完全破壞，共格畸變也隨之消失，隨著θ相質點的聚集長大，合金明顯軟化，強度、硬度降低。強化理論工程應用時效過程中，最大強化效果是在″析出階段，當′大量形成時，硬度開始下降，稱為過時效。強化理論工程應用

提高時效溫度，可以使時效速度加快，但獲得的強度值比較低。在自然時效條件下，時效進行得十分緩慢，約需4～5天才能達到最高強度值。強化理論工程應用強化理論工程應用（3）銅合金時效強化

鈹青銅成分：含Be1.7~2.5%(QBe1.7、QBe1.7、QBe1.7）熱處理：800~830℃淬火，320℃時效處理沉淀析出γ2相（以電子化合物CuBe為基的有序固溶體）。性能：抗拉強度可,1250~1500MN/mm2，硬度可達HB350~400，接近中強度鋼。強化理論工程應用（4）鋼淬火回火轉變馬氏體中過飽和溶入碳原子析出過程（C原子偏聚、亞穩(wěn)態(tài)ε-Cem、χ-Cem碳化物析出、穩(wěn)定θ-Cem（Fe3C）析出及聚集長大）。馬氏體分解產物鐵素體的回復與再結晶殘余奧氏體（其它淬火產物）的轉化強化理論工程應用強化理論工程應用（5）馬氏體時效鋼馬氏體時效鋼化學成分：含C≤0.03%；含Ni18~25%；含產生沉淀硬化元素Ti-Al-Co-Mo、Ti-Al-Nb性能：具有高的屈服極限（≥2000MN/mm2）、斷裂韌性和良好的工藝性。熱處理:1)加熱到800℃，空氣中冷卻淬火得到馬氏體（相當做固溶處理），后進行480℃時效處理。時效析出相：鎳和鉬、鈦的金屬間化合物，如Fe2Mo（拉氏相）、Ni3Ti、Ni3Mo、（Ni、Fe）3（Ti、Al）等。強化理論工程應用（6）沉淀硬化超過強度不銹鋼18-8型鉻-鎳不銹鋼機械強度不高，由不能通過熱處理改善，因此以18-8型為基礎發(fā)展成奧氏體-馬氏體沉淀硬化不銹鋼；以Cr13型為基礎發(fā)展起來低碳馬氏體沉淀硬化不銹超高強度鋼。奧氏體-馬氏體沉淀硬化不銹鋼：含碳量低（≤0.09%）；含有奧氏體形成元素Ni、Mn、Co、Cu；加入Al、Ti、Mo等元素形成沉淀強化相Ni3Al、Ni3Ti、AB2（拉氏相）等。馬氏體沉淀硬化不銹鋼：以Cr13型為基礎，加入Mo、W、V、Ti，形成AB2型（Fe2Mo、Fe2Ti、Fe2Nb）、Fe36Cr12Mo10等強化理論工程應用五、鋼材淬火強化1.定義：將鋼從適當?shù)臏囟?，保溫并以大于臨界冷速冷卻，以得到介穩(wěn)狀態(tài)的馬氏體或下貝氏體組織的工藝。2.目的：提高工具、滲碳零件和其它高強度耐磨機械零件的硬度、強度和耐磨性。結構鋼通過淬火與回火相配合，獲得良好的綜合機械性能。3.加熱溫度：亞共析鋼Ac3以上30～50℃

，過共析鋼為Ac1以上30～50℃。4.馬氏體組織形態(tài)（1）板條狀馬氏體形成條件:常見于低、中碳鋼及不銹鋼形態(tài)：扁條狀，每一條為單晶；條與條之間呈孿晶關系或夾有20nm左右殘余奧氏體；一個奧氏體晶?？赊D變成幾個板條束。板條馬氏體位錯型馬氏體晶內亞結構：高密度位錯（0.3~0.9×1012/cm2)有時也有孿晶，但極少。慣習面{111}γ，K-S關系。K-S關系形成條件:常見于高碳鋼及高鎳的Fe-Ni合金。（2）透鏡狀馬氏體針狀馬氏體晶內亞結構：主要為{112}α孿晶，孿晶間距5~10nm，僅存在于片中部，邊緣為復雜位錯組列。形態(tài)：立體形態(tài)為雙凸透鏡。形成溫度稍高，慣習面為(225)γ，無“中脊”，多為K-S關系；形成溫度較低，慣習面為(259)γ，有“中脊”，為K-S或N-W關系。（3）碟狀馬氏體形成條件:在板條狀馬氏體與透鏡狀馬氏體形成溫度之間，F(xiàn)e-Ni-C、Fe-Ni，最近發(fā)現(xiàn)Fe-C中也存在。形態(tài)：立體形態(tài)為V型柱狀，橫截面為蝶狀。兩翼夾角一般為136°，兩翼結合面為{100}γ，慣習面為{225}γ。亞結構為高密度位錯＋少量孿晶碟狀馬氏體（4）薄板狀馬氏體形成條件:Ms點低于-100℃的Fe-Ni-C合金中。母相/新相界面平直，形成速度極快。形態(tài)：厚度約3~10μm的薄板狀，慣習面為{259}γ，K-S關系。亞結構：為{112}α孿晶，孿晶寬度隨含碳量增加而下降。薄片狀馬氏體全孿晶亞結構（5）薄片狀馬氏體（ε/馬氏體）形成條件:層錯能低的Fe-Mn-C、Fe-Mn、Fe-Cr-Ni合金中。其晶體結構為密排六方（hcp）形態(tài)：厚度約100~300nm的薄片，慣習面為{111}γ，位相關系為：{111}γ//{0001}ε/<110>γ//<1120>

ε/亞結構：為大量層錯。－馬氏體（hcp）強化理論工程應用5.馬氏體高硬度、高強度的本質

細晶強化板條馬氏體強化理論工程應用針狀馬氏體強化理論工程應用板條馬氏體針狀馬氏體強化理論工程應用

缺陷強化低碳馬氏體晶粒內存在高密度位錯

強化理論工程應用透鏡狀馬氏體的亞結構主要為孿晶，在邊緣區(qū)存在著高密度的位錯，中脊為高密度微細孿晶。常見于中、高碳鋼及高鎳的Fe-Ni合金固溶強化碳原子過飽和溶入α-Fe，具有體心正方結構。時效強化

過飽和溶入碳原子以亞穩(wěn)態(tài)ε-Cem析出。1-淬火后立即測量2-淬火后在0℃

時效3h后測量強化理論工程應用鐵碳合金中，馬氏體的塑性和韌性與其含碳量、組織形態(tài)及亞結構密切相關。w(C)<0.3%：形成板條M，塑性和韌性好；w(C)>1.0%：形成片狀M，硬度高，塑性和韌性差；0.3～1.0%C：形成板條M+片狀M的混合組織,可能獲得良好強韌性。馬氏體機械性能強化理論工程應用高碳M中的顯微裂紋強化理論工程應用強化理論工程應用上貝氏體B上形態(tài)550-350℃

6.貝氏體高強韌性的本質強化理論工程應用

下貝氏體B下形態(tài)350-Ms六、復合材料的強韌化

Al2O3/Al-1.5Mg復合材料棒材(a)縱向

(b)橫向纖維增強復合材料強化理論工程應用顆粒增強復合材料

粉末增強劑發(fā)生團聚;改善增強粉末聚合體與基體的潤濕程度強化理論工程應用七、材料強韌化實例

超細晶低碳馬氏體、下貝氏體相變塑性增韌強化理論工程應用相變增韌冷卻過程中，ZrO2高溫立方相2370℃轉變成四方相，進一步冷卻至950℃，其體積增加3%。當加熱至1170℃，單斜相逆轉變。四方相的ZrO2向單斜相的ZrO2轉變是馬氏體相變，具有明顯應力誘發(fā)特征更。通過合金化或減小粒子尺寸，可以使Ms點降低甚至低于室溫。存在于基體相中