《低温材料基础》 课件 第四章 金属材料

低温材料基础第一章：绪论第二章：材料低温力学性能第三章：材料低温物理性能第四章：金属材料第五章：非金属材料第六章：实用超导材料第七章：材料低温力学性能测量方法第八章：材料低温热物理和电学性能测量方法第四章金属材料一、低温马氏体相变二、低温“锯齿”形流变三、金属材料氢脆四、钢五、镍基合金和高温合金六、钛和钛合金七、铝和铝合金八、铜和铜合金（一）低温马氏体相变马氏体相变最初是指由面心立方晶体结构的奥氏体钢（相）转变为体心立方结构（BCC）或体心四方结构（BCT）的马氏体钢（相）（α'）。后来，马氏体相变演变为泛指一种无扩散或位移型的相变。按照定义，把基本特征属马氏体相变型产物统称马氏体。本节介绍金属材料马氏体相变，即重点介绍低温、应力或应变诱发奥氏体不锈钢的马氏体相变。1.1马氏体相变的基本特征奥氏体不锈钢马氏体相变，是指低温、应变或应力诱发的马氏体相变。图4-1α'相和ε相马氏体相变示意图1.1马氏体相变的基本特征图4-2

奥氏体和几种马氏体形貌316LN奥氏体不锈钢金相照片如图4-2（a）所示。α'相马氏体形貌有多种，如板条状、片状和薄板状，分别如图4-2（b）、图4-2（c）和图4-2（d）所示。1.1马氏体相变的基本特征马氏体往往在母相的一定晶面上开始形成，此晶面称为惯习面。马氏体和母相的相界面、中脊面都可能成为惯习面。对碳（C）质量含量小于0.5%的钢，惯习面通常为{111}γ。马氏体相变源于原子迁移的协调剪切机制。从能量角度分析，马氏体相变的驱动力是母体奥氏体和产生马氏体的亥姆霍兹自由能。在平衡温度T0，母相和子相具有相同的自由能。当温度在T0以下，马氏体转变发生。马氏体转变开始发生的温度称为Tms，而全部转变为马氏体的温度称为Tmf。当冷却至T0温度以下但没有发生马氏体相变的情形称为过冷，过冷与两相自由能差别增大关联。T0温度以下的过冷度且自由能差别增大是为了马氏体转变开始对马氏体剪切相变的依赖1.1马氏体相变的基本特征相变过程中自由能转化为热能和储能（内能）。相变潜热可以测量，也可通过相变焓确定。储能的三种主要形式为应变、界面和缺陷形成，缺陷形式主要包括位错和孪晶。在母体奥氏体相内分散的位置马氏体相成核并快速生长至平衡状态时的尺寸和形貌。相变开始于温度低于母相和子相热力学平衡温度时。晶核并不随机分布。计算表明均匀分布成核需要相当大的能量，其值远超热涨落能。因此，各种成核始于具有低激活能壁垒的点。温度、影响缺陷密度、缺陷形态或者母体相流变应力的因素等都会影响马氏体的相变1.1马氏体相变的基本特征铁基合金的马氏体相变具有如下特征：马氏体相变反应速率与冷却速率密切相关，一般高冷却速率提高相变反应速率。此类动力学行为称为非热相变，通常发生在室温以上。对Fe-Ni和Fe-Ni-C合金，马氏体相变会突发性发生。通常，此类材料的马氏体相变伴随明显的声音发出。等温相变。1.1马氏体相变的基本特征马氏体相变的剪切型原子迁移会产生宏观形貌改变、特定形状的马氏体形貌，以及母相奥氏体和子相马氏体特定的晶体学关系。这些变化可以通过光学显微镜甚至目测观察到。表4-1奥氏体钢中马氏体含量表征方法1.2Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的马氏体相变Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢可用作20K甚至以下低温结构材料。然而，由于多数Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢是亚稳态的，温度、应力或塑性变形都可能诱发马氏体相变，即由具有面心立方晶体结构的γ相转变为具有体心立方晶体或体心四方晶体结构的

α'

相和具有六方密排结构的

ε

相。其奥氏体的稳定性与其化学组分、应力、塑性应变以及温度等因素密切相关。马氏体开始转变温度Tms可由Eichelman-Hull公式给出[1]，即Tms=1758−1667(mC+mN)−61.1mNi−41.7mCr−33.3mMn−27.8mSi−36.1mMo（K）

（4-1）式中，mNi等为对应的元素质量百分数。由式（4-1）可见，C、N、Ni、Cr、Mn等都是奥氏体稳定元素，可显著降低马氏体开始转变温度。由式（4-1）还可以计算得到310系奥氏体不锈钢的马氏体开始转变温度Tms为−2000K，使其成为300系奥氏体不锈钢中最稳定的。1.2Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的马氏体相变Fe-Cr-Ni系奥氏体不锈钢的奥氏体稳定性对应力−应变行为和流变的温度依赖性都有影响。图4-3塑性变形量和温度对301奥氏体不锈钢马氏体相变体积分数的影响1.2Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的马氏体相变对亚稳态Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢4～200K低温，应力−应变行为分为三个不同阶段。而具有稳定奥氏体结构的Fe-Ni-Cr不锈钢则只有位错应变硬化行为。图4-4Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢应变诱发马氏体相变1.2Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的马氏体相变在应力−应变行为的第Ⅰ阶段，通常不发生α'相变。而磁测量也未发现磁导率变化。在应力−应变行为的第Ⅱ阶段，常发生所谓的“易滑移”并在交叉口处形成板条状α'马氏体。在应力−应变行为的第Ⅲ阶段，材料的加工硬化率增大至某一常数，并在一个较大塑性形变范围（20%～40%）维持不变。在第Ⅲ阶段，α'马氏体质量分数与塑性变形量成线性关系。图4-5Fe-Ni-Cr奥氏体不锈钢在应变行为第I阶段

的温度依赖性1.2Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的马氏体相变图4-6304L和316LN不同温度下拉伸真应力−应变曲线及不同应变下马氏体质量分数1.2Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的马氏体相变通常认为弹性应力诱发马氏体相变行为与低温冷却诱发马氏体相变一致。应变诱发马氏体相变相对较为复杂，可分为3个阶段。每个阶段的加工硬化率都有不同。表4-2300系Fe-Ni-Cr奥氏体不锈钢的相变行为1.2Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的马氏体相变马氏体相变对Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的性能具有一系列影响，主要包括：1.体积膨胀2.磁性变化3.力学性能变化

（强度、韧性）图4-7奥氏体稳定性对拉伸应力−应变影响示意图1.2Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的马氏体相变表4-3马氏体相变对奥氏体不锈钢断裂韧性的影响1.2Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的马氏体相变Fe-Mn-Cr系奥氏体不锈钢与Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的低温变形及低温相变不同之处主要在于，前者主要发生孪晶和六方密排结构的ε相马氏体相变。对于Mn含量低于10%的Fe-Mn-Cr系奥氏体不锈钢，其低温相变行为与Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢的基本一致。其中对于Mn含量8%～10%的Fe-Mn-Cr系奥氏体不锈钢，低温可诱发板条状马氏体相变。对于Mn含量在10%～14%的Fe-Mn-Cr系奥氏体不锈钢，低温可诱发αˊ相和ε相马氏体相变。对Mn质量含量在14%～27%的Fe-Mn-Cr系奥氏体不锈钢及奥氏体钢，低温诱发的马氏体相变产生的量变少。对Mn质量含量在28%～46%的Fe-Mn(-Cr)材料为全奥氏体钢，不发生马氏体相变。其中Mn质量含量在26%～36%的钢维持较高的低温韧性其低温可至20K甚至更低。当Mn的质量含量高于36%，其低温韧性变差。（二）低温“锯齿”形流变“锯齿”形不连续流变（屈服）是指拉伸、压缩等应力−应变曲线（σ-ε）上发生的dσ/dε不连续行为。这种不连续屈服导致应力−应变曲线变化如“锯齿”状，因此常称为“锯齿”形流变。不连续屈服的显著特征是载荷（应力）随时间不连续剧烈变化。在特定温度和应变速率范围内，多种金属或合金材料在塑性变形过程中会出现特殊的塑性失稳现象，即时域上的“锯齿”形应力流变和空域上的应变局域化。

（二）低温“锯齿”形流变发生不连续屈服时，在宏观时域上表现为应力−应变曲线上的“锯齿”形振荡，如图4-8（a）所示；在空域上则主要表现为剪切带的形成和传播，造成材料塑性的降低和表面的凹凸不平，如图4-8（b）所示。图4-8奥氏体不锈钢316LN液氦温区拉伸应力−应变及剪切带形成2.1Lüders屈服Lüders发现低碳钢在室温下进行拉伸试验时，会出现明显的屈服现象，即应力升高到上屈服点后快速跌落到下屈服点。随后拉伸应力−应变曲线会出现一个具有微小应力起伏波动的“锯齿”形流变带，伴随试样表面上Lüders带的形成。当应力平台区结束以后，加工硬化起主导作用，致使材料随后的宏观塑性变形变得均匀稳定。图4-9低碳钢拉伸应力−应变曲线和试样表面2.1Lüders屈服Lüders带的形成和溶质原子与位错相互关系有关。低碳钢中位错被C、N原子钉扎并形成柯氏（Cottrell）气团。在塑性变形时，位错必须挣脱柯氏气团的束缚才能移动，即需要加大外力才能引起屈服（上屈服点）。随后，位错可以在较小的应力下运动，从而在一个低应力水平（下屈服点）下继续变形。

2.2PLC效应Portevin等在拉伸试验中发现金属材料室温及高温下发生的不同于Lüders变形的新型不连续屈服现象，即应力−应变曲线上出现的连续反复振荡的“锯齿”形屈服现象，该现象也被称为PLC效应。图4-10AA5083铝合金室温拉伸应力−应变曲线

2.2PLC效应进一步研究发现，PLC效应导致的“锯齿”形屈服包括6种不同形式（A-F），其中常见的5种如图4-11所示。图4-11PLC效应导致的5种类型不连续屈服及实例

2.2PLC效应表4-4PLC效应导致的6种不连续屈服特征

2.2PLC效应导致不连续屈服产生的7个可能原因[8]，包括：（1）位错密度或位错滑移速度的增加。位错滑移导致的塑性应变速率为式中，ρm为参与滑移的位错密度，b为Burgers矢量，

为位错滑移平均速度。因此，当位错密度ρm、位错滑移速度

任一或同时增加时都会导致不连续屈服。（2）可动位错与动态应变时效的相互作用。可动位错与动态应变时效的相互作用会导致位错密度ρm、位错滑移速率

任一或同时增加，从而导致不连续屈服。（3）可动位错有序向无序转变、渐变或调整。（4）孪晶变形的产生。（5）位错切割第二相粒子。（6）材料温度的突变或温度的不均匀传递。这种情形主要发生在低温下。（7）应力或应变诱发相变。2.3低温不连续屈服在常温和高温下具有连续、光滑的应变硬化行为的金属材料在液氦温度下发生塑性变形不稳定，如图4-12所示。随后，先后在有面心立方晶体结构、体心立方晶体结构、六方密排晶体结构、金属单晶和多晶材料等材料中发现了低温不连续屈服现象。图4-12单晶及多晶金属材料液氦温度下拉伸应力−应变曲线2.3低温不连续屈服1．低温不连续屈服的基本特征（1）材料开始出现不连续屈服的温度Tse与材料、试验系统和应变速率等因素相关。相同温度下，试验应变速率较低或较高时都不会发生低温不连续屈服。不同温度下，发生不连续屈服的应变速率范围不同。表4-5几种材料的低温不连续屈服开始温度Tse图4-14Cu-14at.%Al合金出现不连续屈服的温度−应变速率范围图4-13多晶铝不同应变速率下低温拉伸应力−应变曲线[9]2.3低温不连续屈服（2）金属材料发生不连续屈服时会伴随试样温度的显著变化，如图4-15所示。通常PLC效应导致的不连续屈服则无此现象。此外，金属材料发生低温不连续屈服时还伴随电阻值的跳跃，如图4-16所示。图4-15310S奥氏体不锈钢不同冷却介质（液氦和超流氦）中拉伸应力−应变曲线及试样温度的变化图4-16多晶铝（99.5%）低温不连续屈服时电阻变化2.3低温不连续屈服（3）一些材料（如亚稳态奥氏体不锈钢）发生低温不连续屈服时伴随应变或应力诱发马氏体相变或孪晶生成。然而也有许多材料发生低温不连续屈服时并不发生相变，如310、铝合金等。（4）晶粒及晶界影响低温不连续屈服行为。通过对具有不同晶粒尺寸的多晶铝研究，发现晶粒粒径降低，即晶界增大，可抑制低温不连续屈服数量，但会增大应力跳跃幅度，如图4-17所示。图4-17晶粒对对低温不连续屈服的影响2.3低温不连续屈服（5）冷却介质对低温不连续屈服的影响。冷却介质的影响源于材料与冷却介质界面传热因素。通常相同温度的低温液体比气体热容和热导都高，且与金属材料界面传热效率更高。图4-18冷却介质亚稳态奥氏体不锈钢对低温不连续屈服的影响2.3低温不连续屈服（6）材料杂质含量对低温不连续屈服开始温度、不连续屈服数目以及幅度都有影响。图4-19杂质含量对单晶铝、多晶钛低温不连续屈服的影响2.3低温不连续屈服（7）样品几何尺寸对低温不连续屈服的影响。当试样变小（时不连续屈服数目以及应力跳跃幅度有所降低。这可能与冷却介质热交换有关。图4-20试样直径和冷却介质对低温不连续屈服的影响2.3低温不连续屈服（8）每一低温不连续屈服都伴随声音释放。此外，试验中人为声音干预也能改变低温屈服不连续行为，如改变Tse。（9）超导转变对低温不连续屈服也有影响。应变速率和温度相同的条件下，超导转变发生后材料不连续屈服变弱甚至消失，如Al、Pb、In、Sn、Al-Mg、Al-Mn、Al-Li和Sn-Cd等，但是超导转变不影响材料的强度性质。2.3低温不连续屈服许多低温金属结构材料如奥氏体不锈钢等具有面心立方晶体结构，研究表明这些材料的低温不连续屈服还具有如下特性：（1）每一个不连续屈服包括4部分，即弹性变形、塑性屈服以及应力弛豫阶段［包括（Ⅰ）应力突降和（Ⅱ）应力缓慢降低两个阶段］，如图4-21所示。塑性屈服阶段试样的温度升高并不明显。温度升高阶段主要发生在应力缓慢降低阶段。图4-21单个不连续屈服放大以及试样温度变化对应关系2.3低温不连续屈服（2）对多数奥氏体不锈钢，开始出现不连续屈服的温度Tse约为35K，如图4-22所示。图4-22316LN不同温度下应力应变曲线（έ=2.4×10−4s−1）2.3低温不连续屈服2．低温不连续屈服机理对于低温不连续屈服产生的机理，尚无完善和统一的解释。接下来介绍目前存在的主要假说。1）热力不稳定性假说2）位错塞积群动力学假说3．低温不连续屈服与PLC效应的异同低温不连续屈服与PLC效应都可表现为“锯齿”形拉伸应力−应变曲线。低温不连续屈服与PLC效应有本质不同。低温不连续屈服与PLC效应都与位错运动相关。然而，造成PLC效应的位错壁垒源于溶质原子扩散；造成低温不连续变形的壁垒形成却与扩散无关。与PLC效应比较，对低温不连续屈服的机理解释尚未成熟。（三）金属材料氢脆金属氢脆，指氢进入金属后引起材料塑性下降、诱发裂纹、产生滞后断裂以及断裂韧度下降的现象。氢对材料力学性能破坏的机理分为：一类是出现与氢相关的新物相并引起材料结构破坏；另一类是没有明显的第二相出现，即称之为氢脆效应。氢脆效应不涉及明显的化学反应或新相生成。目前氢脆机理的解释主要包括氢增强的结合破坏和氢增强的局部塑性。氢脆有时还分为三类，即环境氢脆、内部氢脆和反应氢脆。可用缺口拉伸强度比、断面收缩率比和断后伸长率比来表征氢环境对材料断裂性能的影响。图4-23环境氢脆、内部氢脆和反应氢脆与外应力关系示意图（三）金属材料氢脆表4-6三种氢脆的基本特征（四）钢钢是含碳量0.02%～2%之间的铁碳合金。一般含碳量越高，硬度和强度就越高，但韧性尤其是低温韧性显著降低。可以在低温下使用的钢泛称低温钢。1.低温锰钢和镍钢是在普通碳钢的基础上通过添加Mn元素或Ni元素以提高低温强度和韧性得到，目前，针对低温锰钢和镍钢的研究主要集中在经济性、有效地降低韧脆转变温度，包括有效调控化学成分以实现节镍而保持低温韧度、晶粒细化以提高低温韧性等。图4-24CMn钢及Ni钢（四）钢CMn钢：一般用途的CMn钢含有中等质量含量0.2%的C元素和约1.5%的Mn元素。此类钢通常采用Si或Al脱氧，且通常细晶以优化韧性。CMn钢具有珠光体相，室温屈服强度可达500MPa。CMn钢易被腐蚀，通常采用涂层或镀锌以提高耐蚀性。镍钢：按Ni含量不同，镍钢通常分为几类。一类是Ni质量含量为1.5%～3.5%的镍钢。另一类镍钢是9%Ni钢。图4-255%Ni钢和9%Ni钢断裂韧度K(J)Ic随温度的变化（四）钢2.马氏体时效钢：是以无C或微C板条状马氏体为基体（C质量含量一般在0.003%以下），通过时效产生金属间化合物以实现沉淀硬化的超高强度钢。这与通过增加C质量含量以控制C的过饱和固溶或碳化物沉淀来提高硬度和强度的强化途径不同。马氏体时效钢依赖时效产生的金属间化合物沉淀硬化，可以兼顾强度和韧性。马氏体时效钢在时效前就具有较高的韧性，且可保持至液氮温区。3.不锈钢：不锈钢是指一系列在空气、水、盐等溶液、酸以及其他腐蚀介质中具有高度化学稳定性的钢种。影响不锈钢相的关键元素是Cr和Ni。图4-26不锈钢分类示意图（四）钢2.奥氏体钢和奥氏体不锈钢：奥氏体钢是指在室温下具有稳定奥氏体组织的钢。钢中加入合金元素如Ni、Mn、N和Cr等能使正火后的合金具有稳定的奥氏体组织。奥氏体钢的主要合金元素包括金属元素Cr、Mn、Ni、Al、Mo、Nb、V、Co和非金属C、N和Si等。不同合金元素对奥氏体钢的热力学性能及相变过程、组织和稳定性、形变与断裂特性等力学性能的行为影响是不同的。图4-27不同间隙元素及N对奥氏体不锈钢屈服强度的影响（四）钢（1）Fe-Ni-Cr系：所有奥氏体钢都可以看作是由Fe-Ni-Cr系的18Cr8Ni(302)基础上发展起来的，传统的Fe-Ni-Cr奥氏体强度不足，不能满足未来受控核聚变对低温结构材料的要求，为提高低温强度，发展了N增强型Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢。（2）Fe-Mn-Cr系奥氏体不锈钢和Fe-Mn系奥氏体钢：采用Fe-Mn-Cr系奥氏体不锈钢替代Fe-Ni-Cr系奥氏体不锈钢用作核聚变低温结构材料，不仅能大幅度降低成本，同时也具有优良的抗肿胀性能，特别是可以显著减少长期残留有害的放射线污染，这为磁约束核聚变装置的例行维护和废物处理提供了方便。（五）镍基合金和高温合金镍基合金广泛用于航空航天、核工程等领域。镍基合金中的高温合金是以Fe-Co-Ni为基体的一类高温合金结构材料，可以在600℃以上高温环境服役，并能同时承受苛刻的机械应力。高温合金具有良好的高温强度，良好的抗氧化和抗热腐蚀性能，优异的蠕变与疲劳抗力，良好的组织稳定性和使用可靠性。很多镍基合金和高温合金兼具优良的低温力学性能，特别是具有较高的室温和低温抗拉强度，因此已用于低温系统。按成分镍基合金可分为以下几类：Ni-Cu系，Ni-Mo系，Ni-Cr系Ni-Cr系还可细分为3个系列：（1）Ni-Cr-Mo系，如HastelloyC系列等；（2）Ni-Cr-Si系，如HastelloyD；（3）Ni-Cr-Fe系，如Inconel600、690、718系列等。（六）钛和钛合金钛有两种同质异晶体，在882℃以下为具有六方密排晶体结构的α相，882℃以上为具有体心立方晶体结构的β相。钛合金是以钛基体为基础加入其他元素组成的合金。钛及钛合金具有密度小（约4.5g/cm3）、比强度高、耐腐蚀等一系列性能，广泛用于航空航天、能源、化学、医疗等领域。由于兼具无磁、低热膨胀系数、低热导、低弹性模量等特性，钛及钛合金在低温领域也具有重要应用表4-7传统钛合金和高性能钛合金基本性能（六）钛和钛合金传统钛合金的合金元素：工业用钛合金的主要合金元素有三类（1）Al、C、O、N等稳定α相和提高相转变温度的元素。（2）Mo、Nb、V、Cr、Mn、Cu等稳定β相和降低相变温度的元素。（3）对相变温度影响不大的中性元素。图4-28钛合金合金元素及其作用（六）钛和钛合金传统钛合金α相钛合金：α相钛合金高温性能好，组织稳定，焊接性能好，是耐热钛合金的主要组成部分。α相钛合金常温强度低，塑性不高。α+β相钛合金：α+β相钛合金可进行热处理强化，常温强度高，中等温度的耐热性能优良，但其组织不稳定，焊接性能差。β相钛合金：β相钛合金塑性加工性能好，当合金浓度适当时，通过热处理可获得高常温力学性能，是重要的高强度钛合金。传统钛合金的相变马氏体相变ω相变亚稳相分解（六）钛和钛合金传统钛合金的低温应用：一般地，α相钛合金和近α相钛合金的韧脆转变温度普遍很低，因此在低温也有很好的塑性。目前国内外使用的几种低温钛合金基本属于α相钛合金和近α相钛合金。这些钛合金的低温韧性比较好，能用于液氢、液氦温区，如液体氢氧火箭发动机储氢容器、氢泵叶轮等结构材料。（七）铝和铝合金7.1铝合金的分类铝的合金元素主要包括Cu、Zn、Mg、Si、Mg、Li及稀土元素等。这些合金元素在固态铝中的溶解度一般都是有限的。因此，铝合金的组织中除形成铝基固溶体外，还会有第二相。图4-29铝合金分类示意图（七）铝和铝合金7.1.1变形铝合金图4-30变形铝合金主要合金元素及合金系4-8变形铝牌号及主要合金元素（七）铝和铝合金7.1.1变形铝合金变形铝合金可分为两类：（1）不能通过热处理强化的铝合金，即合金元素的含量小于图4-35中的D点成分的合金。这类铝合金具有良好的抗蚀性能，因此也常用作防锈铝。（2）能通过热处理强化的铝合金，即合金元素处于B点和D点之间的合金。这类铝合金可通过热处理显著提高力学性能，主要有硬铝、超硬铝和锻铝。铝合金的热处理强化与钢的淬火工艺操作基本类似，但强化机理有本质不同。铝合金淬火加热时，不和钢一样发生同素异构转变，因此，铝合金的淬火处理也称为固溶处理，由于硬而脆的第二相消失，所以塑性有所提高。铝合金经固溶处理后，可获得过饱和固溶体。在随后的室温放置或低温加热保温时，第二相从过饱和固溶体中析出，引起强度、硬度以及物理和化学性能的明显变化，这一过程被称为时效。综上，铝合金的热处理强化实际上包括了固溶处理与时效处理两部分。（七）铝和铝合金Al合金系时效过程的过渡阶段包括：（1）形成Cu原子富集区，即G.P.区；（2）G.P.区有序化，形成θ"相；（3）形成过渡相θ'；（4）形成稳定析出相θ。影响铝合金时效强化的主要因素有时效温度、时效时间、淬火工艺表4-9几种铝合金系时效过程的过渡阶段和稳定析出相（七）铝和铝合金7.1.2铸造铝合金铸造铝合金应具有较高的流动性，较小的收缩性，热轧、缩孔和疏松倾向小等良好的铸造性能。成分处于共晶点的合金具有最佳的铸造性能。然而，此时合金组织中会出现大量硬而脆的化合物，导致合金的塑性急剧降低，脆性急剧增加。因此，实际使用的铸造合金并非都是共晶合金，其与变形铝合金相比，只是合金元素更高一些。多数铸造铝合金都能采用热处理强化。由于铸造铝合金具有形状复杂、组织偏大、偏析严重等特点，其热处理与变形铝合金的不同。（七）铝和铝合金7.2铝合金低温性能铝及铝合金具有面心立方结构，因此无低温韧脆转变，低温下仍能保持强度、塑性和韧性。多数变形铝都可以用于低温领域。7.2.1铝合金低温力学性能随着温度降低，铝合金屈服强度和抗拉强度上升，一些铝合金屈服强度随温度降低的变化如图4-37所示。4-31几种变形铝合金屈服强度随温度的变化随温度降低，多数铝合金塑性变化不大。但7※※※系铝合金4K断面收缩率较室温下将有50%左右。（七）铝和铝合金7.2.1铝合金低温力学性能与奥氏体不锈钢等面心立方结构金属类似，铝合金断裂韧度随温度降低变化不大。评价断裂韧度的定量方法是测试其平面应变断裂韧度，一些铝合金的低温（77K）平面应变断裂韧度与屈服强度关系如图4-38所示。4-32几种铝合金的低温（77K）平面应变断裂韧度与屈服强度关系随温度降低，铝合金在低温恒载荷控制模式下的疲劳强度增加；多数铝合金的疲劳裂纹扩展速率（da/dN）变小。（七）铝和铝合金7.2.2铝合金低温物理性能纯铝的热导及电导较高，可用作低温传导用途。铝及铝合金不同温度下的电阻率如图4-39所示。纯度99.9999%（6N）的铝剩余电阻率RRR可达13000，在6K温度下热导率可达4000W/m·K。图4-33铝及铝合金不同温度下电阻率（八）铜和铜合金8.1铜合金分类变形铜合金按化学成分主要分为紫铜、黄铜、青铜和白铜四类。铜和铜合金的主要处理状态：（1）冷变形，指在再结晶温度以下通过机械变形得到应变硬化的铜合金。（2）应变硬化，通过永久冷变形实现增强、提高硬度和降低延性。（3）残余应力释放，指不引发再结晶前提下热处理实现应力释放，或不引起显著尺寸变化前提下机械处理实现应力释放。（4）拉应力释放，指通过热处理对冷拔铜合金进行应力释放