强韧化工程应用

强化理论工程应用一、程应用（1）细化铸锭组织晶粒的基本途径

提高结晶过冷度

机械振动1.结晶过程中的晶粒细化

加入形核剂（也称孕育剂、变质剂）材料强韧化工程应用强化理论工程应用

降低浇注温度、采用金属铸型铸铁孕育处理（变质处理）加入硅铁、硅钙等。进一步发展球墨铸铁铸造铝合金变质处理加入变质剂（2/3NaF+1/3NaCl或

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

连铸连轧（2）工程应用F+G片F+P+G片P+G片灰口铸铁的显微组织

强化理论工程应用球墨铸铁的显微组织

球化剂：Mg，0.04~0.08%

（孕育处理）强化理论工程应用(a)未变质处理

(b)变质处理后

ZL102合金的铸态组织

强化理论工程应用强化理论工程应用2.变形加工过程中的晶粒细化(1)冷加工过程中的晶粒细化（轧板、拔丝、拉伸）冷加工变形量1%2.5%4%6%8%10%12%15%再结晶退火温度放大100倍时每0.45cm2中的晶粒数晶粒度应变/%低碳钢变形度及退火温度对再结晶后晶粒大小的影响

加热速度加热速度很慢将使晶粒粗化（2）热加工中的晶粒细化（锻造、轧制、热挤压）

热加工使粗铸锭组织中粗大柱晶、粗大金属间化合物破碎（高速钢中鱼骨状粗大M6C)破碎，分布均匀。高碳、高合金钢工模具钢均需次过程。动态再结晶的应用

动态再结晶的晶粒大小d主要取决于热变时的流变应力σ

σ∝d-n

常数n＝0.1~0.5采用低的变形终止温度、大的最终变形量、快的冷却速度可获得细小晶粒。强化理论工程应用动态再结晶的光学显微组织及TEM组织光学组织(Mg合金)TEM组织(铜合金)强化理论工程应用3热处理过程中的晶粒细化（1）加热温度、加热时间控制加热温度：保证发生特定转变的前提下尽可能低（Ac3以上30～50℃，Ac1以上30～50℃）保温时间：保证发生内外温度均匀、转变充分的前提下尽可能短（主要取决于材质、热处理工艺要求等)

（2）加热方法选取（感应加热、三束加热）感应加热表面淬火可以在工件表层得到极细的所谓“隐晶马氏体”组织强化理论工程应用强化理论工程应用（3）采用循环加热及奥氏体逆相变方法通过反复加热至奥氏体温度后淬火（3~4次），或在奥氏体铁素体两相区交替循环加热淬火。采用上述处理可获得15~18及超细晶粒。（4）形变热处理相变温度之上，通过变形细化母相晶粒，改善碳化物形态及分布（球化退火）；相变温度下（通常在Ar1～Ms点之间），通过变形可获得晶粒细小、均匀马氏体。强化理论工程应用过共析钢球化退火工艺(a)珠光体P3800倍A1-650℃HB170-200

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

珠光体型组织

（5）冷却过程中的晶粒控制在固态相变中通过增加相变过冷度，细化转变产物晶粒。典型应用：钢的正火处理材料的强韧化4材料制备过程(1)冶炼过程炼钢过程采用硅、锰脱氧获得本质晶粒粗、铝脱氧获得与本质晶粒细钢(2)合金成分设计后续需经过热处理钢通常加入W、Mo、V、Ti、Nb等碳化物形成元素。后续使用、处理需在高温长时间停留

渗碳用钢、高速钢钢中含有促进晶粒长大元素

钢中含锰造成奥氏体晶粒易于长大材料的强韧化1.通过冷变形强化金属材料是一些金属材料强化的重要手段，如铜、铝、奥氏体不锈钢等。通过拔丝、轧板、拉伸使金属材料在成型的同时，整体强化。应用：铜铝导线、型材、冷轧板材、冷拔弹簧等。通过塑性变形提高表层、局部强度（喷丸处理、局部挤压）通过过载实现局部变形强化2.形变强化是金属材料成型加工、安全使用的保障。二、形变强化原理工程应用强化理论工程应用三、固溶强化原理工程应用1.铁碳合金加入碳原子，使α-Fe强度显著增加。加入合金元素Cr、Ni、Si、Mn等进一步强化铁素体。2.铜合金黄铜（Cu-Zn)

青铜（Cu-Sn、Cu-Al、Cu-Be、Cu-Pb、Cu-P等）白铜（Cu-Ni）3.铝合金铝的合金化一般都形成有限固溶体，最长用元素是：锌、镁、铜、锰、硅等。强化理论工程应用4.钛合金加入合金元素Zr、Sn、Al、V、Mo等产生单元、多元固溶强化。5.镁合金加入合金元素Mn、Al、Zn等。其中Al在Mg中有较大固溶度，能起到显著固溶强化作用。1.聚合型两相合金(1)碳素结构钢构成相：F+Fe3C;组织F+P(2)双相钢铁素体+马氏体双相不锈钢典型钢号：1Cr17Ni2，通过加入2%Ni使钢由单一铁素体过渡到高温α+γ，淬火后得到铁素体、马氏体复相组织。采用275~350C°或550~700C°回火，获得不同使用性能。

四、第二相强化原理工程应用强化理论工程应用奥氏体-铁素体复相不锈钢钢号热处理机械性能淬火，℃冷却剂σbMN/m2σ0.2MN/m2δ，%ψ，%1Cr18Ni91010~1150水55020045501Cr18Ni9Ti1010~1150水55020040550Cr21Ni5Ti950~1050水、空55035025401Cr21Ni5Ti950~1100水、空6003502040强化理论工程应用强化理论工程应用2.弥散分布两相合金（1）过饱和固溶体及时效析出过程T1T2C0MN+wB/%在工艺上可采用的两种方式控制脱溶沉淀在温度较高的单相区内均匀化后冷却至溶解度线以下，沉淀相的体积分数和弥散度可由冷却速度控制。先进行固溶处理，从高温急速冷却到室温，因脱溶沉淀过程受到抑制而得到过饱和固溶体，然后重新加热至两相区保温（时效）是沉淀相得以析出，沉淀相的体积分数和弥散度由时效温度和保温时间控制。强化理论工程应用

脱溶沉淀过程脱溶沉淀过程受溶质扩散控制，在沉淀过程中可能形成一系列介稳定相（过渡相）。著名的Al-Cu合金相图的富铝角成分为wCu=4.5%的Al-Cu合金室温平衡组织为：＋（Al2Cu）加热到550oC保温均匀化后，急冷到室温得到过饱和固溶体0。0＋的实际过程要经过形成三个中间相来完成，在较低的温度下时效的脱溶沉淀顺序为：强化理论工程应用(1)GP区GP区是溶质原子(Cu)偏聚区，在{100}面上偏聚。此区内晶体结构与基体相同并与基体共格，无明显界面。GP区是1938年Guinier和Preston各自独立用X射线衍射发现的，故称GP区。GP区模型平行于（200)晶面并穿过GP区的截面强化理论工程应用(2)″相随着时效时间的延长，将形成介稳相″,成分接近于Al2Cu,正方点阵。″可能是GP区溶解再析出形成，亦可由GP区原位转化而成。呈盘状，与母相有一定取向关系。这种盘状共格沉淀物在基体内产生较大弹性应变，可使合金明显强化。强化理论工程应用随着时效温度的升高和时间的延长，将析出介稳相′。成分近似Al2Cu，正方点阵,但轴比c/a相对于″下降，与基体的界面为半共格关系。(3)′相经更高温度或更长时间的时效,将析出平衡相,成分为Al2Cu，正方点阵，轴比c/a相对于′又下降。与基体非共格，界面能较高。(4)相强化理论工程应用（2）铝铜合金的时效强化过程第一阶段：在过饱和α固溶体的某一晶面上产生铜原子偏聚现象，形成铜原子富集区（GP[Ⅰ]区），从而使α固溶体产生严重的晶格畸变，位错运动受到阻碍，合金强度提高。第二阶段：随时间延长，GP[Ⅰ]区进一步扩大，并发生有序化，便形成有序的富铜区，称为GP[Ⅱ]区，其成分接近CuAl2（θ相），成为中间状态，常用θ″表示。θ″的析出，进一步加重了α相的晶格畸变，使合金强度进一步提高。强化理论工程应用第三阶段：随着时效过程的进一步发展，铜原子在GP[Ⅱ]区继续偏聚。当铜与铝原子之比为1:2时，形成与母相保持共格关系的过渡相θ′。θ′相出现的初期，母相的晶格畸变达到最大，合金强度达到峰值。第四阶段：时效后期，过渡相θ′从铝基固溶体中完全脱落，形成与基体有明显相界面的独立的稳定相CuAl2，称为θ相。此时，θ相与基体的共格关系完全破坏，共格畸变也随之消失，随着θ相质点的聚集长大，合金明显软化，强度、硬度降低。强化理论工程应用时效过程中，最大强化效果是在″析出阶段，当′大量形成时，硬度开始下降，称为过时效。强化理论工程应用

提高时效温度，可以使时效速度加快，但获得的强度值比较低。在自然时效条件下，时效进行得十分缓慢，约需4～5天才能达到最高强度值。强化理论工程应用强化理论工程应用（3）铜合金时效强化

铍青铜成分：含Be1.7~2.5%(QBe1.7、QBe1.7、QBe1.7）热处理：800~830℃淬火，320℃时效处理沉淀析出γ2相（以电子化合物CuBe为基的有序固溶体）。性能：抗拉强度可,1250~1500MN/mm2，硬度可达HB350~400，接近中强度钢。强化理论工程应用（4）钢淬火回火转变马氏体中过饱和溶入碳原子析出过程（C原子偏聚、亚稳态ε-Cem、χ-Cem碳化物析出、稳定θ-Cem（Fe3C）析出及聚集长大）。马氏体分解产物铁素体的回复与再结晶残余奥氏体（其它淬火产物）的转化强化理论工程应用强化理论工程应用（5）马氏体时效钢马氏体时效钢化学成分：含C≤0.03%；含Ni18~25%；含产生沉淀硬化元素Ti-Al-Co-Mo、Ti-Al-Nb性能：具有高的屈服极限（≥2000MN/mm2）、断裂韧性和良好的工艺性。热处理:1)加热到800℃，空气中冷却淬火得到马氏体（相当做固溶处理），后进行480℃时效处理。时效析出相：镍和钼、钛的金属间化合物，如Fe2Mo（拉氏相）、Ni3Ti、Ni3Mo、（Ni、Fe）3（Ti、Al）等。强化理论工程应用（6）沉淀硬化超过强度不锈钢18-8型铬-镍不锈钢机械强度不高，由不能通过热处理改善，因此以18-8型为基础发展成奥氏体-马氏体沉淀硬化不锈钢；以Cr13型为基础发展起来低碳马氏体沉淀硬化不锈超高强度钢。奥氏体-马氏体沉淀硬化不锈钢：含碳量低（≤0.09%）；含有奥氏体形成元素Ni、Mn、Co、Cu；加入Al、Ti、Mo等元素形成沉淀强化相Ni3Al、Ni3Ti、AB2（拉氏相）等。马氏体沉淀硬化不锈钢：以Cr13型为基础，加入Mo、W、V、Ti，形成AB2型（Fe2Mo、Fe2Ti、Fe2Nb）、Fe36Cr12Mo10等强化理论工程应用五、钢材淬火强化1.定义：将钢从适当的温度，保温并以大于临界冷速冷却，以得到介稳状态的马氏体或下贝氏体组织的工艺。2.目的：提高工具、渗碳零件和其它高强度耐磨机械零件的硬度、强度和耐磨性。结构钢通过淬火与回火相配合，获得良好的综合机械性能。3.加热温度：亚共析钢Ac3以上30～50℃

，过共析钢为Ac1以上30～50℃。4.马氏体组织形态（1）板条状马氏体形成条件:常见于低、中碳钢及不锈钢形态：扁条状，每一条为单晶；条与条之间呈孪晶关系或夹有20nm左右残余奥氏体；一个奥氏体晶粒可转变成几个板条束。板条马氏体位错型马氏体晶内亚结构：高密度位错（0.3~0.9×1012/cm2)有时也有孪晶，但极少。惯习面{111}γ，K-S关系。K-S关系形成条件:常见于高碳钢及高镍的Fe-Ni合金。（2）透镜状马氏体针状马氏体晶内亚结构：主要为{112}α孪晶，孪晶间距5~10nm，仅存在于片中部，边缘为复杂位错组列。形态：立体形态为双凸透镜。形成温度稍高，惯习面为(225)γ，无“中脊”，多为K-S关系；形成温度较低，惯习面为(259)γ，有“中脊”，为K-S或N-W关系。（3）碟状马氏体形成条件:在板条状马氏体与透镜状马氏体形成温度之间，Fe-Ni-C、Fe-Ni，最近发现Fe-C中也存在。形态：立体形态为V型柱状，横截面为蝶状。两翼夹角一般为136°，两翼结合面为{100}γ，惯习面为{225}γ。亚结构为高密度位错＋少量孪晶碟状马氏体（4）薄板状马氏体形成条件:Ms点低于-100℃的Fe-Ni-C合金中。母相/新相界面平直，形成速度极快。形态：厚度约3~10μm的薄板状，惯习面为{259}γ，K-S关系。亚结构：为{112}α孪晶，孪晶宽度随含碳量增加而下降。薄片状马氏体全孪晶亚结构（5）薄片状马氏体（ε/马氏体）形成条件:层错能低的Fe-Mn-C、Fe-Mn、Fe-Cr-Ni合金中。其晶体结构为密排六方（hcp）形态：厚度约100~300nm的薄片，惯习面为{111}γ，位相关系为：{111}γ//{0001}ε/<110>γ//<1120>

ε/亚结构：为大量层错。－马氏体（hcp）强化理论工程应用5.马氏体高硬度、高强度的本质

细晶强化板条马氏体强化理论工程应用针状马氏体强化理论工程应用板条马氏体针状马氏体强化理论工程应用

缺陷强化低碳马氏体晶粒内存在高密度位错

强化理论工程应用透镜状马氏体的亚结构主要为孪晶，在边缘区存在着高密度的位错，中脊为高密度微细孪晶。常见于中、高碳钢及高镍的Fe-Ni合金固溶强化碳原子过饱和溶入α-Fe，具有体心正方结构。时效强化

过饱和溶入碳原子以亚稳态ε-Cem析出。1-淬火后立即测量2-淬火后在0℃

时效3h后测量强化理论工程应用铁碳合金中，马氏体的塑性和韧性与其含碳量、组织形态及亚结构密切相关。w(C)<0.3%：形成板条M，塑性和韧性好；w(C)>1.0%：形成片状M，硬度高，塑性和韧性差；0.3～1.0%C：形成板条M+片状M的混合组织,可能获得良好强韧性。马氏体机械性能强化理论工程应用高碳M中的显微裂纹强化理论工程应用强化理论工程应用上贝氏体B上形态550-350℃

6.贝氏体高强韧性的本质强化理论工程应用

下贝氏体B下形态350-Ms六、复合材料的强韧化

Al2O3/Al-1.5Mg复合材料棒材(a)纵向

(b)横向纤维增强复合材料强化理论工程应用颗粒增强复合材料

粉末增强剂发生团聚;改善增强粉末聚合体与基体的润湿程度强化理论工程应用七、材料强韧化实例

超细晶低碳马氏体、下贝氏体相变塑性增韧强化理论工程应用相变增韧冷却过程中，ZrO2高温立方相2370℃转变成四方相，进一步冷却至950℃，其体积增加3%。当加热至1170℃，单斜相逆转变。四方相的ZrO2向单斜相的ZrO2转变是马氏体相变，具有明显应力诱发特征更。通过合金化或减小粒子尺寸，可以使Ms点降低甚至低于室温。存在于基体相中