材料的组织结构与性能的关系.doc

第三章 材料的组织结构与性能的关系在第一章，我们特别强调指出微观结构不同性能会不同。上一章，我们进一步明确了微观结构的具体物理意义。微观结构具体怎样影响性能，有哪些客观规律，就是这一章大家要学习的内容。掌握了这些知识，将会为大家选用材料，研制新材料提供理论依据。结构材料和功能材料的区分在于人们对于材料主要要求的性能不同。对于结构材料，材料的强度、韧性是主要要求的性能，这种性能对材料的组织、原子排列方式很敏感；而功能材料主要要求材料的声、电、热、光、磁等物理性能和化学性能，它们往往对组织不那么敏感，而对材料中的电子分布与运动敏感。所以本章分成结构材料和功能材料二部分来介绍。结构材料在工业文明中发挥了巨大作用。大到海洋平台，小到一枚螺丝钉，它们所用材料都要考虑承载能力，都是用结构材料。面向世纪，进一步发展空间技术、核能、海洋开发、石油、化工、建筑建材及交通运输等等仍然要依赖于结构材料。其中金属材料以前是，现代仍然是占主导地位；在一些关键部位或特殊环境下如高温、腐蚀条件下要用到结构陶瓷；高分子材料重量轻、耐腐蚀的优点使人们在一些承载低的工况下用它做结构材料；复合材料由于可利用各种材料之长，正成为大家关注的热点，其作为结构材料使用的场合不断增加。总之，这几类材料都可以作结构材料，但各有优缺点，通过学习大家要掌握这几类结构材料的特点和一些典型材料微观结构对性能的影响规律。功能材料是当代新技术，如信息技术、生物工程技术、航空航天技术、能源技术、先进制造技术、先进防御技术的物质基础，是新技术革命的先导，它的用量不大，但作用不小。金属材料、无机非金属材料、高分子材料中都有一些是功能材料，不同功能材料的复合更有可能开发出多功能的功能材料。由于这几类材料的声、光、电、热、磁各物理性质在本质上有共同的地方，所以功能材料部分我们按电、光、磁的顺序来介绍。这三种物理性质用的较多。对于电、光、磁本质的了解可以使我们容易理解形形色色的功能材料。第一节 结构材料1. 材料在承载时发生的变化1.1.1 弹性、塑性、强度、韧性无论是何种材料，在载荷的作用下，都要产生一些变化，我们管它叫变形。最明显的是，一根橡皮筋受拉会变长，去除拉力后又恢复了原样；但若是一根铁丝，我们可以很容易将其弯曲，但卸载后，弯曲形状还会保持。能恢复的变形称之为弹性变形，不能恢复的变形称之为塑性变形。显然，不同材料，发生弹性变形、塑性变形的难易程度不同。载荷与绝对变形的关系可用来评价材料的变形能力，但其中含有尺寸因素的影响。工程上，是用应力与应变间的关系来衡量材料的变形能力。应力= P/A0 。式中P为载荷。A0为试件的起始横截面积；应变= L / L0，即试件相对变形的大小。L0为试件的长度，L为在载荷作用下试件的伸长。当材料发生弹性变形的时候，应力与应变呈线性关系，即E，这就是著名的虎克定律，E被称为杨氏模量，一般称为弹性模量，是材料弹性性能的表征。从微观上讲，材料弹性变形是外力作用所引起的原子间距离发生可逆变化的结果。因此，材料对弹性变形的抗力取于原子间作用力的大小，也就是说，与原子间结合键类型、原子大小、原子间距离有关。在工程上，绝大部分结构件和机器零件，都是在弹性状态下工作，不允许发生塑性变形。因此人们十分关注材料抵抗塑性变形的能力，表征这种能力的是一些强度指标。图3-1是低碳钢、陶瓷、橡皮的拉伸应力-应变曲线。从中我们可以看出，陶瓷只有弹性变形阶段且弹性变形量很小，即只有应力应变间呈直线关系段；橡皮的弹性变形所需载荷很小，弹性变形量很大；低碳钢弹性变形量小，塑性变形量较大。下面我们以合金钢的拉伸应力应变曲线（图3-2）来进一步介绍材料的强度、塑性、韧性。-间关系旦偏离线性就表示材料的塑性变形开始了，如加载至图3-2的A点后卸载，应变沿AB线变化，当载荷降至零时应变不为零，这残余的应变就是塑性变形。通常将发生0.2%残余应变时的应力作为屈服强度，记作0.2或y，用以表示材料发生明显塑性变形的抗力，这是一个很重要的衡量结构材料性能的指标。在图3-2中，还可以看到有一最大的应力值，称之为抗拉强度或叫强度极限b。与图3-2的应力应变曲线对应的材料的实际变形情况见图3-3，发现屈服后随应力增加材料均匀变细，当应力出现最大值，材料的变形就开始集中在某一局部区域，好象人的脖子局部变细，称之为出现了“颈缩“。一旦颈缩出现，材料的完全断裂就为期不远了。但从图3-2可见，颈缩后应力是减小的，为什么应力小还能将材料拉断呢？问题出在应力的计算上。你能想出具体的原因在哪儿吗？答案在习题一栏中。根据变形情况可知，b是材料发生最大均匀变形的抗力，是材料在拉伸条件下所能承受的最大负荷的应力值。这个值是设计和选材的主要依据之一，也是材料主要机械性能指标之一，尤其对于象陶瓷那样的没有塑性变形的材料。材料的塑性是以断裂后的塑性变形大小来表示的。拉伸条件下,可用延伸率和断面收缩率表示,请自己分析一下该怎样求.实际实验中=(Lf-L0)/ L0100%,=(A0-Af)/A0100%,其中Lf、Af分别表示断裂时试样的伸长与横载面积。虽然在材料承受载荷的能力上是靠强度，但塑性这个指标也很重要。因为若是强度高、塑性低，则材料在最终断裂前无任何征兆出现，这是相当危险的。如自行车高速转弯时，车轮可能会撞击人行道边缘，受到一个超过屈服强度的应力，若所用材料塑性好，则轮箍会弯曲，有可能还能修复，若材料塑性差，则车轮就会破碎，可以想象的出，造成的后果要严重的多。一般来讲强度高的材料塑性低，塑性高的材料强度低。真正好的材料应该是强度和塑性都高，也就是-曲线下所包围的面积应该大。这个面积反映了材料发生断裂时外界做功的大小，这个量称之为韧性。与韧性相对的是脆性，实际表现是材料在很低的应力下（常常低于屈服应力）发生突然的断裂。特别注意脆性和塑性不互为反义词，尽管脆性材料往往塑性很差，如玻璃。1.1.2 硬度日常生活中，人们对材料的评价往往爱用“软”、“硬”来描述，如铅就被认为软，钢就被认为硬。实际上，“软”、“硬”与前面我们所讲的材料的强度密切相关。在工程上，为了在不破坏工件的情况下，方便地成批检验产品的质量，在对结构材料的性能评价上，还确定了“硬度”这样一个性能指标。本质上一般可以认为，硬度是指材料表面上不大的体积内抵抗变形或破裂的能力。根据不同的实验方法，硬度值的物理意义有所不同。如压入法的硬度值是材料表面抵抗另一物体压入时所引起的塑性变形抗力；刻划法硬度值表示材料表面局部破裂的能力。在生产上使用最广泛的是静负荷压入法试验，根据压头形状、材料及加载大小的不同，硬度可有布氏硬度、洛氏硬度、维氏硬度和显微硬度，它们适用于不同的材料。各种硬度的压头形状、材料、载荷、运用范围等见表3-1。实践证明材料的强度越高，硬度值也越高。材料的各硬度值之间、硬度和强度之间有近似的对应关系。我们简单介绍一些，对大家今后检验材料也许是有用的。非淬火钢b=0.362HB HB175b=0.345HBHB 175碳钢b=2.5HSb=51.32104/(100-HRC)2 HRC401.1.3 断裂韧性机械零件的脆性断裂和材料的脆性检测是工程技术中必须解决的一个重要问题。在工程设计中，是用屈服强度0.2并考虑一定的安全系数来确定结构材料的许用应力的，即 0.2/n，n1，n就是安全系数。按图3-2，机械零件在下工作不仅不会发生塑性变形，更不会断裂，然而事实并非如此。大量事例的实验分析表明，低应力脆断总是由材料中缺陷引发的裂纹扩展引起的。这些缺陷可能是在材料制备过程中产生的，也可能是在加工过程中产生的，还可能是在使用中形成的，因而是难以避免的。这就是说，在实际应用中，材料在承受载荷后，还可能导致已有微裂纹的扩展，当裂纹尺寸到达某个临界值时突然断裂。这个引起破坏的临界裂纹长度和相对应的应力大小对于不同材料是不同的。二十世纪六十年代发展的断裂力学对此给出了规律性的解释。其中最重要的是应力强度因子的概念。这个应力强度因子表示了裂纹在外界名义应力作用下，处于弹性平衡状态时，裂纹尖端附近应力场的强弱，也就是说，应力强度因子确定了裂纹尖端附近各点的应力大小。对于含有裂纹的机械另件，在外力作用下裂纹扩展有三种类型：张开型、滑移型和剪切型（图3-4），对于这三种不同类型的裂纹扩展，其应力强度因子不同，分别用K、K、K表示，其中张开型裂纹扩展是最常见、最危险的情况，我们重点介绍这种类型。断裂力学的分析计算表明，式中是裂纹的形状因子，表示不同几何形状的裂纹尖端前的应力分布是不同的，是外界施加的名义应力，a是裂纹长度。从K的表达式中可以看出，当名义应力确定时，随着裂纹a的增加K也增加，我们把裂纹扩展至产生突然断裂的裂纹长度叫作临界值裂纹长度ac，与这个临界裂纹长度ac对应的临界应力强度因子就叫做断裂韧性，记作KIC，它是一个材料常数，既对于某种特定的材料，在一定条件下它有确定的值。另外，我们还可以发现，如果要使材料能承受高的名义应力，则材料内的微裂纹尺寸就必须尽可能短。在此特别要注意应力强度因子和断裂韧性是二个完全不同的概念，一定要把他们分清楚。现在，重要的机件，特别是航空航天所用机件设计，其强度指标除考虑屈服强度外都必须根据断裂韧性进行进一步的核准，明确所允许的临界裂纹尺寸。1.2 金属材料1.2.1 金属材料在国民经济中的作用金属材料是人类发展和应用的最古老的材料,可以上溯至5000年的“青铜器时代”。近半个世纪来，金属材料从原来几乎一统天下的地位部分地为其他新材料取代，但这并非是“夕阳西下”，而是正朝着高性能化、复合化、多功能化和智能化方向发展。可以预见，至少在二十一个世纪，金属材料在现代社会材料消费中仍占主导地位。在金属材料中，钢的用量最大，目前全球年消耗达八亿多吨。尤其对我们国家更是如此。国家科技部主任宋健同志说过：中国的工程建设才刚刚拉开序幕，其高潮将发生在21世纪上半叶，根据我国国情，中国的建设起码还要半个世纪。以我国高速建设为例，现在总长度也不过1万多公里，试想若把各省间大城市都联结起来，得需要多钢、多少水泥，还不要说大桥、港口、码头等。我国调整公路大干线还没有开始，象“横三条、竖二条”等等还都没建，怎么说中国的钢铁工业就成了夕阳工业了呢？如果没有钢铁工业的支持，中国下一个世纪的现代化建设将没有基础，中国的钢铁工业不是夕阳产业。因此，在结构材料部分，首先给大家介绍金属材料。在前面讲结合键的时候，我们曾提到过金属键的特点是无方向性，因此易变形；而且如果有位错存在，通过位错滑移，变形更容易，所以对于金属材料来说主要要解决的问题是设法提高其强度。研究发现，金属材料的强度对组织特别敏感，通过组织调整可以提高其强度。1.2.2 金属材料的强化方式对于金属来说，产生不可恢复的塑性变形主要靠的是位错滑移，因此凡是能使位错运动受阻的方法都能提高其强度，通常有固溶强化、形变强化、晶界强化、第二相强化等。另外如果完全消除材料中的位错，使其发生整体滑移，屈服强度也会提高，目前已研制出无位错的金属须，但实际应用还有困难。在此只介绍阻碍位错运动的一些方法。(1) 固溶强化固溶体和纯金属都是单相组织，但是它们的强度不同，固溶体高于纯金属。图表示的是碳对-Fe屈服强度的影响，可以看到很少量的碳（几个ppm）就使屈服强度由50Mpa升到100Mpa，提高了一倍。图3-6表示的是一些置换式合金元素对-Fe拉伸强度的影响，纵座标为拉伸强度增加值。可以看到若要提高50Mpa，大约需要1%(at)的Mo、Ni，而对于Cr、Co、V则就要大约10%(at)，这种加入合金元素形成固溶体而使强度增加的现象叫作固溶强化。由图3-5和图3-6所示结果的比较可知，间隙元素固溶强化的效果大于置换式固溶元素的强化效果。简单地说，溶质元素可以使材料得到强化的微观机制在于无论是间隙式固溶原子还是置换式固溶原子都会使溶剂金属的晶格产生畸变，产生一内应力场，位错在这内应力场中运动会受到阻力。应力场的大小一方面与溶质原子和溶剂原子的尺寸差别有关，尺寸相差越大，应力场越强；另一方面也与它们二者弹性模量的大小有关。可以说，置换式或间隙式溶质原子对位错的运动，起着原子尺寸障碍的作用。(2) 形变强化从图3-2的应力应变曲线上可以看出， 材料屈服以后，随着形变量的增加，所需的应力是不断增加的，这种现象叫形变强化，也叫加工硬化。形变强化手段实际上早就为人类所应用，如古代穴居时代的人，就已采用敲打黄铜块的方法，使其成为具有一定强度和有用形状的物品。现在，人们更是利用这种特性来制造高强度铜丝、钢丝等。另外，形变强化也有不利的一面。因为经过一定变形的材料，它的屈服强度已不是原来的屈服强度，而是增高了，变形量越大，增加的越多，越接近抗伸强度的值，同时，塑性越来越差。这样的材料使用起来就比较危险。再有就是继续变形抗力的增加也使其进一步加工遇到困难，如设备加工能力可能不够，或者加工质量不合要求等等。材料宏观上的塑性变形对应着微观结构发生了什么样的变化呢？图a表示的是具有等轴晶粒的纯铁，经过变形后晶粒都变成拉长的了（图3-7 b）。如果用透射电子显微镜来观察，可以看到位错密度大幅度增加（图3-8）。一般没有变形的金属的位错密度为103-105/cm2，而经过塑性变形后，位错密度可达108-1012/cm2。位错密度对使位错运动的临界切应力有很大影响(图3-9)，位错密度越高，所需临界应力越大。因此对于形变硬化的微观机理我们可以这样来理解：产生金属变形主要是通过原有位错的运动，在运动过程中会有许多附加位错产生，位错之间要发生相互作用，使得任一个给定位错的运动都受到其他位错的阻碍，因此强度提高了。另外，微观上还有一个变化就是晶粒的排列取向经变形后由随机分布变成了按某个方向的择优排列，这种晶体的择优取向称之为织构。择优取向的结果就使得原来各向同性的多晶体变成了各向异性，这种各向异性有时在加工中是需要的。如漂亮的汽车外壳、装饮料的易拉罐都是用冷轧板冲成的，要求用于深冲的板材在平面各方向的变形能力基本一样，而且在厚度方向的变形要小于在平面内的变形，这靠形成某种特定的织构是可以实现的。另外，大家知道制做变压器用的硅钢片，为了产生高的磁感应强度，也要求有特定的择优取向。经过冷变形晶粒被拉长、且得到强化的材料还可以再变回到原来的组织结构，图3-10就展示了这样一个过程。图3-10a是经33%冷变形后的黄铜的组织照片，从中可以看到晶内有许多滑移台阶和孪晶；图3-10b是在580加热3秒钟后的情况，可以看到在晶内孪晶界上，滑移台阶上，有许多细小的晶粒，随着加热时间的延长，这些小晶粒增多且变大（图3-10c）直到8秒后全部变成细小的等轴晶（图3-10d），再继续在580保温，15分钟后可见平均晶粒尺寸由约40m变成了120m，长大了三倍(图3-10e)，若再把温度增加到700保温10分钟，平均晶粒尺寸长大到了约200m。这种变形的金属又形成相当完整的基本无位错的新晶粒的过程叫做再结晶。再结晶需要在一定的温度下进行，也需要一定的时间，而且温度的改变对再结晶过程的影响比在某一恒定温度下时间的影响更显著。冷加工变形的材料经再结晶以后强度显著降低，几乎又回到了冷加工前的状态（图3-11）。这种特性在工程应用上非常有意义。一方面表明使用加工硬化的材料制作的另件其工作温度是有限制的，在这个温度下不能使其发生再结晶；另一方面也提示人们，当一种合金冷加工成形时，若变得很硬、很难加工，可以将其加热到一定温度，使其产生再结晶变软后再继续冷加工。我们已可以体会到，对于再结晶来说，再结晶温度十分重要。应该说这个温度是个温度范围。为了衡量不同材料的结晶行为，人们将在1小时内可以完成再结晶的温度定义为再结晶温度。通过大量实验数据的归纳发现这个温度与材料的熔点有一定的相关性，一般在熔点(K)1/2到1/3之间,还与冷加工变形量和材料的纯度有关.变形量越大,再结晶温度越低.对冷变形金属经加热发生再结晶这样一种处理叫做再结晶退火.在退火过程中之所以会发生结晶是因为经过强烈塑性变形的金属和合金,处于一种亚稳的高能量状态.这样的金属力求转变为更稳定的组态.加热使得金属原子更易扩散,进行重新排列,结果冷加工造成的缺陷消失,变成了变形前的稳定状态.(3)晶界强化晶粒的大小明显影响材料的强度,一般晶粒越细小材料的强度越高,图3-12给出了纯铁晶粒尺寸对其屈服强度和抗拉强度的影响,可以看出屈服强度及抗拉强度都与晶粒尺寸的负二分之一次方成正比,这样一个关系可写成0.2= 0 + Kd-1/2,被称之为Hall-Petch关系,这是一个非常有名又有用的关系,因为用这个关系,人们可以从组织参数来推算性能.近来的研究发现,当晶粒细到纳米尺度时,这个关系不成立.图3-13是晶粒尺寸与延伸率的关系,可以看出,随晶粒尺寸的减少,延伸率增加,表明随着晶粒细化,在强度提高的同时,塑性也是提高的.因此,材料的韧性大幅度提高,这是这种强化手段的最突出的优点.晶界强化的微观机制在于:对于多晶体来说,位错运动必须克服晶界的阻力.这是由于晶界二侧晶粒的取向不同,所以在某一个晶粒中滑移的位错不能穿越晶界进入相邻晶粒,只有在晶界处塞积了大量位错后引起应力集中,才可能激发相邻晶粒中已有位错运动，产生滑移,所以晶粒越细、晶界越多,材料的强度就越高.另外由于在塑性变形中,晶界起着协调相邻晶粒变形的作用,所以晶粒细,晶界多，塑性也有改善。当前我国正在对传统产业实行技术改造、产品升级换代。在钢铁工业方面正大力研制新一代钢铁材料,一个重要的研究思路就是利用晶粒细化达到既提高强度又提高塑性的目的.已有研究数据表明,通过各种不同的新工艺，平均晶粒尺寸可以达到几个m或更小.关于这种超纯（指各种有害元素含量极低）、超细、高均匀化的新一代钢铁材料的研究也受到了日本、韩国、德国等世界经济强国的重视。(4) 第二相强化所谓第二相强化是指在金属基体（通常是固溶体）中还存在另外的一个或几个相，这些相的存在使金属的强度得到提高。金属中有第二相的方法很多，可以在浇铸时的熔融状态下加入异相颗粒制成复合材料，也可以通过合金化使得冷却过程中有第二相析出，等等。由于主要是第二相和基体的性质决定材料的性能，所以在研究强化机理时可不考虑材料的加工过程。我们主要考查第二相的本性，可以将其分成二类，一类是很硬很强的第二相颗粒，它不会由于位错线的作用而变形；还有一类是第二相颗粒也参与变形。这二种情况强化的效果不同，微观机制也不一样。图3-14a是一张照片，材料是30%Zn的铜锌合金，其中有一个Al2O3的硬颗粒，可以看到当位错运动滑移到这颗粒周围时，由于这个颗粒很硬，不易变形，所以位错是经过它以后再继续运动，在它周围留下了一个位错环，这个过程的示意图见图3-14b。与这个颗粒发生作用的位错线越多，留下的位错环越多，材料便得到了强化。图3-15a是一张Ni基高温合金的照片，其中的第二相是一种金属间化合物Ni3Al,它的强度相对Al2O3要低,而且有一定的塑性,这时运动的位错便可以穿过这个第二相,并使这个第二相变形,但所需应力要比没有这种第二相时高,所以合金的屈服应力要为这个第二相变形所限制,关于位错切过第二相的示意图表示在图3-15b。需要指出的是第二相对强度的影响除与其本性（第二相的成份、结构）有关外,还与第二相颗粒的尺寸、形状、数量、分布有关。当第二相颗粒本身十分细小，彼此间距离也很小时，这种第二相的强化作用就比较大；若第二相颗粒尺寸变大，间距也变大，第二相颗粒的强化作用就有所下降了。材料中位错切过第二相颗粒与绕过第二相颗粒相比，第一种情况材料的屈服强度是比较低的。概括来说，提高第二相强化的效果有三种途径：(1)增加材料中第二相量；(2)获得高度弥散分布的第二相；(3)选用阻力高的硬质点。1.2.3 金属材料的热处理热处理是一种加工手段，前面我们介绍的再结晶退火就是热处理的一种。热处理的目的就是要改变材料的组织状态，进而改变材料的性能。具体来说，热处理就是将材料在固态下加热到预定的温度，并在该温度下保温一段时间，然后以一定的速度冷却下来的一种热加工工艺。是不是所有的金属都能进行热处理呢？这个问题与合金相图有关。原则上只有在加热和冷却时发生溶解度显著变化或者类似纯铁能发生同素异构转变的材料，即有固态相变发生的合金才能进行热处理。热处理工艺很简单，就是控制加热温度、保温时间和冷却速度三个因素，但热处理后的结果则是千变万化，这里的奥秘就在于在热处理过程中原子进行了重排。下面我们以钢和铝合金为例来介绍热处理的一些基本规律。(1) 钢的热处理在前面讲相图时，我们已经根据相图分析过不同成份的钢从高温冷却到室温会有什么样的组织。那么，热处理还会改变材料的组织吗？答案是会。关键在于冷却速度，在用相图讨论组织形成时，是用的最慢的理想化的冷却速度，即在每个温度下，都使原子的扩散达到动态平衡。如果冷却速度变快，得到的组织就会不同，下面我们以共析钢为例进行介绍。根据相图，共析反应（Fe3C）在727可以发生，也叫做奥氏体分解，但实际上钢进行热处理时其组织转变并不按铁碳相图上所示的平衡温度进行，通常都有不同程度的滞后现象。加热或冷却速度越快，滞后现象越严重。图3-16表示的是以0.125/min加热或冷却时临界点的变化，A1、A3、Acm是相图上的临界点；Ac1、Ac3和Acm表示加热时的临界点；Ar1、Ar3、Arcm表示冷却时的临界点，当冷却速度较快时，得到的不是稳定的平衡组织，而是不稳定的过渡亚稳定组织。对于含0.8%碳的共析钢来说，以前我们已讲过，缓慢冷却的平衡组织是珠光体。由于奥氏体转变，变成了结构、成份都不同的两个新相，-Fe和Fe3C二个相。可见，相变过程中伴随着铁原子和碳原子的扩散。由于温度较高，铁原子和碳原子都可以进行较充分的扩散，-Fe中的碳浓度接近于平衡浓度。当冷却速度较快时，相变发生的温度较低，若温度低到铁原子扩散困难而碳原子还能扩散时，奥氏体仍然分解为-Fe和Fe3C二个相，但此时-Fe中碳浓度比平衡浓度高，而Fe3C的分散度变大，不再是条片状，这种转变产物被称之为贝氏体（图3-17）。当冷却速度再快，如在水中冷却，则相变发生的温度更低，此时铁原子和碳原子的扩散都很困难，奥氏体不能再分解为-Fe和Fe3C二个相，只能形成与奥氏体成份相同但结构不同的一个新相相。相中碳浓度远远超过平衡相的溶解度。可以说，相是碳在相中的过饱和固溶体，被称之为马氏体。图3-18是马氏体的组织形态，是由细小的不同方向排列的柳针形马氏体片组成。以上分析表明必须达到一定的临界冷却速度才能形成马氏体。归纳上述冷却速度的影响可以看出，存在着二大类固态相变，一类是原子相变时存在原子扩散，为扩散型相变，如珠光体、贝氏体转变；还有一类是不存在原子的扩散，但原子也发生了重排，为非扩散型相变，如马氏体相变。马氏体转变是在一个温度范围内完成的。一定成份的合金要过冷到特定温度以下才能发生马氏体转变。这个温度为马氏体开始转变温度，记作Ms点。马氏体转变速度很快。在-20-195之间，每片马氏体的形成时间约10-5-10-7 秒。在某个温度停留，不能使马氏体量增加。随温度进一步降低，由于有新的马氏体片形成，马氏体量会增加。对于镍或有些有色金属，在冷却时奥氏体转变为马氏体，加热时马氏体又能无扩散地转变为奥氏体，这就是马氏体转变的可逆性。这种现象就是形状记忆合金（又叫智能金属）具有记忆功能的基础，在“知识博览”中有较详细的介绍。用一块抛光的试样，进行马氏体相变，相变完成后，在试样表面可以看到有规律的凸凹不平，和马氏体组织形态类似，称为表面浮凸（图3-19），这个现象说明马氏体转变时的原子重排是通过奥氏体的切变完成的。如果用透射电镜进一步观察马氏体中的柳叶形片，发现其中有许多的孪晶，所以这种片状马氏体又叫孪晶马氏体。（图3-20）另外人们还发现，如果钢的含碳量在0.2%以下，则马氏体的显微组织不再是片状，而是板条状（图3-21a），在透射电镜下，板条中有许多位错（图3-21b）。这种板条马氏体又叫位错马氏体。图3-22中显示了0.8%共析钢在不同温度下转变时所获得组织的硬度，随着转变温度的降低硬度明显升高，表明马氏体具有高硬度、高强度。另外还有实验表明，无碳马氏体的屈服强度为284Mpa，而一般铁素体的屈服强度为98-137 Mpa。由于马氏体相变使强度提高了147-186Mpa。马氏体高强度、高硬度的原因是多方面的，首先，马氏体的晶体结构为体心正方，不具备位错易动的密排滑移面，因而位错不易滑移；其次，铁素体通常只含0.03%的碳原子，而马氏体中的含碳量和材料本身的含碳量相同，因此马氏体中有大量过饱和的碳原子，固溶强化是马氏体硬度高的主要机制之一；再有，不论是板条状马氏体的板条还是片状马氏体的条片都很细小，晶界强化机制也起很大作用；第四，马氏体的板条或条片内部有大量的位错或孪晶，表明形变强化在马氏体中也存在。马氏体强度高，但韧性很差，不能直接作为结构材料使用。但由于马氏体是一种亚稳定的过渡相，在一定的条件下，还会发生变化，即马氏体的分解，我们后面再讲。钢在冷却时组织转变不仅对热处理工艺很重要，而且有重要的工程意义。因为许多钢制零件都是在高温状态进行加工，如锻造轧制等；在加工完以后，必须要控制其冷却速度，才能得到所需的微观组织。在热处理的工艺参数中，除冷却速度外，还有加热温度和保温时间，它主要影响冷却前奥氏体的晶粒尺寸，温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越大。大的奥氏体晶粒冷却后得到的组织相对也粗大。在热处理工艺中，有“几把火“是很重要的概念。 将组织偏离平衡态的钢加热到适当温度,保温一段时间,然后缓慢冷却(炉冷)以获得接近平衡态组织的热处理工艺叫退火，显然，退火工艺使材料软化。 将钢件加热到Ac3以上30-50，保温后取出在空气中冷却，这是正火。正火的冷速比退火快，所以组织细，硬度、强度高于退火。 将钢件加热到奥氏体化温度并保温后，急冷（油冷或水冷）至室温，从而使奥氏体变成马氏体的处理为淬火。(2) 铝合金的热处理铝是一种面心立方金属，密度为2.7Mg/m3。虽然与钢相比铝的拉伸强度低，但其强度重量比却很高，这是在选用材料时一个重要的参数，尤其对于要求轻量化的部件或设备，比如飞机、汽车等。以铝为基的合金大都具有共晶相图。铝合金的分类见图3-23。对于成份在F点以左的合金，从高温到室温，只是由液态变成了固态，一直为固溶体。对于这样的铝合金，没有热处理问题。成份在点和点间的合金，相随温度的降低成份一直在变化，对这样的合金可以进行热处理。下面我们以Al-4Cu合金为例说明如何通过热处理来改变其组织结构进而改变性能。图3-24是部分Al-Cu合金相图，Cu在室温溶解度0.5%，在共晶温度溶解度5.65%，所以Al-4Cu合金是可以热处理的。这种热处理首先要将合金加热到溶解度曲线以上的单相区保温，以获得均匀的固溶体，即进行固溶处理。然后急冷，使得相的成份在冷却过程中由于原子来不及扩散而无法改变，因此，这时相中Cu的溶解量是过饱和的，是一种和马氏体类似的非平衡结构。如果把这种过饱和固溶体再加热到一个低于溶解度曲线的温度长期保温，则过饱和固溶体中的原子又有了扩散的机会，会发生分解，析出CuAl2相（相）。从而引起强度的明显升高，这种现象叫时效硬化。如长时间保温的温度为室温，则为自然时效，若发生在较高温度(120)，则称为人工时效。Al-4Cu合金快冷以后的拉伸强度约250Mpa，但自然时效7天后，拉伸强度可达400Mpa，强化效果十分显著。Al-4Cu合金的强化机制是第二相强化。(3)马氏体回火人们也将马氏体进行再加热和保温，发现马氏体也可以转变为稳定的铁素体和渗碳体。但对马氏体而言，这一过程不称为人工时效，而称之为回火。回火导致钢的硬度与强度下降，塑性和韧性提高（图3-25）。150-250回火为低温回火,其目的是降低钢中残余应力和脆性,保持钢在淬火后的高硬度与耐磨性。工程上各种高碳工具、模具钢一般采用低温回火,这时的组织为低碳马氏体和亚稳定的碳化物(Fe2.4C)(图3-26)，称为回火马氏体。300-500回火为中温回火，此时的性能特点是具有一定的韧性，较高的弹性和屈服强度，主要用于各种弹簧的处理。此时的组织为回火屈氏体，是由针状铁素体和细粒渗碳体组成的机械混合物（图3-27）。-的回火为高温回火。回火后钢件的综合机械性能（强度、塑性、韧性均较高）。习惯上将淬火加高温回火相结合的热处理称为调质处理。对于一般合金钢，调质处理广泛用于各种重要的结构零件，尤其是在交变载荷下工作的连杆、螺栓、齿轮、轴类等。图3-28是高温回火的显微组织，是由多边形的铁素体晶粒和粗粒状渗碳体组成，叫做回火索氏体。1.2.4 新金属材料下面我们来看看人们是如何利用我们前面所介绍的这些原则来研制新金属材料的。(1) 新一代钢铁材料钢铁材料具有价格低廉资源丰富生产规模大，易于加工使用性能可靠便于回收等特点。在21世纪，钢铁仍是占主导地位的结构材料，钢产量一直是衡量一个国家综合实力的重要指标之一。钢的理论强度应能高于8000Mpa。而现在大量使用的碳素钢屈服强度只有200Mpa，低合金钢（合金元素含量4.5%）屈服强度只有400Mpa，合金结构钢拉抗强度只有800Mpa。随着国民经济的发展，道路、桥梁、高层建筑等基础设施的更新换代，将需要更大量的更高强度的钢。据一些资料分析，如果我国的钢产量要达到世界工业发达国家的水平，产量需比现在翻一番。这对我国的资金投入、资源供给、交通运输、环境保护等方面都是难以承受的。因此，为满足经济和国防建设的需要，必须研究新的钢铁材料，使其在寿命不变的情况下，强度提高一倍；或通过质量的改进，使其寿命提高一倍。这样就可以节约大量的钢铁材料，间接地讲，还可以减少钢铁厂，减轻运输负荷、降低能耗及对生态环境的影响。目前研究新一代钢铁材料提高强度或延长寿命的指导思想是细化钢的晶粒度和组织，提高钢的纯净度，改善钢的均匀性。前面我们已经介绍过提高钢的强度的方法有多种，而只有晶粒细化是唯一可以同时提高强度和韧性的方法。目前，工业生产热连轧碳素结构钢带的最小铁素体晶粒尺寸为20m，热轧的合金高强度钢的最小铁素体晶粒尺寸为10m；合金结构钢的最小奥氏体晶粒尺寸为m。为了达到强度提高一倍的目标，晶粒还需进一步细化。日本的研究已表明，铁素体晶粒尺寸细化到m，低碳锰钢的抗拉强度可以达到Mpa。韩国通过对低碳锰钢的低温大变形也得到了1m左右的晶粒，抗拉强度达600Mpa。我国的研究工作也可做到这种水平。提高钢的纯净度主要是指降低钢中有害元素S、P的含量，降低、等气体的含量，这样就可以控制钢中氧化物、硫化物和碳氮化物的尺寸、形态、分布；减少这些夹杂物的数量。前面我们所讲述的提高材料强度的办法没涉及工程实际中存在的夹杂物问题，但控制夹杂物对于提高材料的强度也是非常重要的。可以想见，材料的断裂一定是发生在最薄弱的地方。因此，即使用再好的材料制作的构件，只要一个截面上存在问题，破坏就在这个地方发生，整个构件也就报废。经验表明，夹杂物常常是导致破坏的罪魁祸首。图3-29是一张拉伸断口照片，从这上面我们可以看到许多夹杂物，试样断裂时常常就是先在夹杂物周围先形成微裂纹，然后微裂纹扩展、连接、导致了最终的断裂。如果夹杂物尺寸细小，形状为球形且均匀分布，危害程度就相对较小。改善钢的均匀性也是为了避免出现个别的薄弱环节。下面重点介绍实现晶粒细化所采用的控制轧制技术，这是一种有效和节能的细化晶粒的方法，是形变热处理（也叫机械热处理）的一种。它把金属材料压力加工和热处理工艺相结合，有效地同时利用了形变强化与相变强化。图3-30是控制轧制原理图。由图看出，控制轧制的工艺特点在于分阶段进行轧制，其基本原理是钢坯经加热奥氏体化后，先在高温形变完全再结晶区进行第一阶段轧制。由于进行控制轧制的钢一般含有微量的易形成碳化物的Nb、V、Ti等合金元素，所以可利用多道次形变再结晶和碳化物析出的交互作用，使奥氏体晶粒充分细化，如图中由状态变成了状态。然后，待温度降至奥氏体变铁素体之前的未再结晶区进行第二阶段控轧，使细化了的奥氏体晶粒经多道次变形充分压扁，并在晶粒内引入大量位错与形变带。如状态。这样，当进行铁素体相变时可以有大量的铁素体形核位置，为充分细化创造了有利条件。最后在(+)二相区进行第三阶段控轧。其目的有二，一是通过轧制在晶粒中引入大量位错及其亚结构和织构，借此挖掘强化效应；二是通过二相区控轧，既有利于微合金元素在晶粒中的析出，又能在尚未转变的晶粒中继续引入形变带。给相晶粒在相变中大量形核和细化创造更有利的条件，从而进一步发挥强化作用。故经过（）两相区控轧的微合金钢强度韧性都大幅度提高，这个提高中有合金元素固溶强化的作用，晶粒细化的作用，第二相的作用及位错强化的作用，几乎利用了全部的强化手段。从这个新技术中，我们可以看到综合、交叉思维的重要，另外，这个新技术得以实施关键在于工业设备能力能满足变形和控温的要求。(2) 铝-锂合金通常将密度低于4.5Mg/m3的金属称为轻金属。铝合金就是最常用的一种轻金属。由于Al合金有高的比强度和比刚度、耐大气腐蚀，良好的工艺性和高的导电、导热性，广泛用于建筑结构工业，如框架、面板、顶棚等；容器和包装工业，如易拉罐；电气工业（Al导线）；航空航天工业。锂是自然界中最轻的金属，密度 0.53Mg/m3，熔点186，每添加1%(wt)的Li于Al中，能降低合金密度3%，提高弹性模量6%，是其他添加元素，包括轻金属元素Be、Mg所不及的（图331）。因此，锂作为主要添加元素之一的铝合金是半个多世纪以来铝合金领域里的最重要发展。由于Li的密度低，在Al中的溶解度高，很早就被认为是一种铝合金化的有用元素。1924年德国就研制出了一种Al-Li合金(Al-12Zn-3Cu-0.6Mn-0.1Li)用作铸件成型材，但在随后的时间里，由于有工艺更简单或性能优良的铝合金问世，Al-Li合金没有得到充分的发展。只是美国Alcoa公司，1957年宣布研制成商品化的合金X2020(Al-4.5Cu-1.1Li-0.5Mn-0.2Cd)，拉伸强度b=575Mpa，延伸率=3%，1958年美国每年将其用于RA-5 Cvigilante飞机的机翼蒙皮和水平安定面。随着70年代初断裂力学的发展，发现X2020合金延伸率低、缺口敏感性高的弱点容易使结构产生应力集中引起疲劳破坏，加上生产工艺上的困难，1974年Alcoa公司停止了X2020的生产并撤消了该牌号。到此可以算是Al-LI合金发展的第一阶段。70年代能源危机给航空业带来的巨大经济压力，以及轻质复合材料的兴起给传统铝工业造成的潜在威胁，为Al-Li合金的再发展创造了契机。通过世界范围科学家和工程技术人员的努力，脆性和断裂韧性方面有了突破。从80年代中期开始，新型Al-Li合金又进入了半工业规模试产和航空应用试验阶段。图3-32是Al-Li二元相图，从中可以看到，在603时，Li在Al中有最大溶解度，达4.2%(wt)，而在室温溶解度很小。因此，Al-Li合金有显著的时效强化现象。在时效时从过饱和固溶体中首先析出Al3Li-相，这是一种亚稳相，其晶格结构见图3-33，是一种面心立方结构，Al原子占据面上的位置，Li原子占据晶胞顶点的位置。随时效时间的延长，将有稳定相AlLi(相)析出。Al-Li合金的强化是来源于相对位错运动的阻碍作用。图3-34是一张Al-Li合金的透射电镜照片，其中白色的是Al3Li，平均颗粒尺寸20nm左右。Al-Li合金的性能还可以通过添加多种合金元素而进一步改善，如添加Cu，可提高其强韧性。原因在于Cu的添加对析出相的组成、数量、形状和分布有影响，但Cu的添加量一般不超过5%。针对X2020合金存在的问题，新Al-Li合金用添加多种合金元素，控制杂质，配合热处理和形变热处理等手段使其断裂韧性达到了传统Al合金的水平。另外，Al-Li合金有一个十分特殊的行为，就是其强度、延伸率和断裂韧性等力学性能，均随试验温度的降低而显著提高（表3-2）。加之它的低密度，使Al-Li合金成为一种发展潜力很大的低温结构材料，可用来做航天飞机中的大型低温液体燃料箱。Al-Li合金这种低温异常的增强、增韧现象与合金中存在低熔点杂质，以及低温下Al-Li合金产生形变与断裂的机制与室温不同有关。表3-2 Al-Li合金2090-T81在不同温度下的机械性能（2090合金成份为：Li 1.9/2.6，Cu 2.4/3.0，Mg 0.25，Zr 0.08/0.15）人们还研制了以颗粒或晶须SiC陶瓷为添加剂的Al-Li金属基复合材料，弹性模量可达130Gpa，冲击韧性比常用Al合金还高，十分适用于汽车及航空工业。新Al-Li合金在航空上的应用将使大型客机重量减轻8-15%。Lawrence Berkeley实验室已选定新Al-Li合金为航天飞机的候选材料。日本的联合Al-Li集团已拟出相应计划，要将Al-Li合金用于汽车工业。但新Al-Li合金的应用也还存在一些问题，如价格较高，熔铸工艺还有问题，废料回收未解决等，故世界上许多国家还都在投入人力、物力进行Al-Li合金的研究和开发。从目前动态来看，以新Al-Li合金在商业飞机上对应替代传统Al合金的目标可望在21世纪初的年代里得到实现。(3) 铜合金Cu的密度8.94Mg/m3，为重有色金属，具有面心立方晶格，无同素异构转变。Cu及其合金是人类应用最早和最广的一种有色金属。我国是应用Cu合金最早的国家之一，远在3700多年前就开始用青铜（Cu-Sn合金）制造鼎和武器。在世界上，铜产量是仅次于钢和铝而居第三位的金属材料。至80年代国际上定型的铜合金达400多种，按其颜色分为紫铜（即纯铜）、黄铜(Cu-Zn合金)、青铜(Cu-Sn、Cu-Al、Cu-Be等)和白铜(Cu-Ni)四大类,主要用于导电、导热、弹性、装饰、造币等，其中纯铜用量约占2/3。纯Cu的强度由晶粒度和位错密度决定。铜的变形能力很高，但强度较低。无位错晶体的理论强度达8pPa、晶须达3pPa。有位错的单晶体，位错开始运动的切应力只有50Kpa，宏观屈服应力只有0.3Mpa。对于工业纯的铜材，晶粒尺寸约0.1mm，在退火状态下屈服强度可达50Mpa，再经过大变形（80%）后，屈服强度可达380Mpa，但延伸率由50%降至6%，塑性显著变坏。黄铜常被用做装饰性场合，如一些标牌、徽章等，弹壳也是黄铜做的，我们还常常可见到黄铜做的螺钉、螺母。黄铜是以锌为主要添加元素的铜合金。锌含量低于39%时，室温下为单相固溶体，称之为单相黄铜。图3-35是单相黄铜的显微组织照片。在相晶粒中，有许多平行的条块，它们是孪晶。相黄铜的强度高于纯铜，但仍有很好的冷、热加工性能。当Zn含量大于39%后，合金中出现以CuZn金属间化合物（相）为基的固溶体，这种黄铜为双相黄铜。最早使用的青铜是Cu-Sn合金，现在是把除黄铜以外的铜合金都称为青铜，我们重点介绍一下铍青铜。铍青铜是含铍重量百分数1.7-2.5%的铜合金,图3-36是Cu-Be的状态图。这少量铍的添加可以使铍青铜的性能发生很大变化。铍青铜热处理后b=1250-1500Mpa，远远超过其他铜合金，甚至可以和高强钢相媲美。与此同时，铍青铜的弹性极限、疲劳极限、耐磨性、抗蚀性也很优异。另外，它也无磁性，受冲击时不产生火花，因此，铍青铜在工业上用来制造各种精密仪器、仪表的重要弹性元件、耐磨元件（如齿轮、轴套）和航海罗盘，以及电焊机电极、防爆工具等。从相图可见，在864时，Be在Cu中的溶解度为2.1%，608为1.55%，室温为0.16%，有强烈的时效硬化效应，时效析出的第二相为以CuBe电子化合物为基的固溶体，时效析出过程与Al合金很类似，也是以过饱和固溶体分解为基础。随航天、航空、微电子等高技术产业的迅猛发展，已有牌号铜合金已不能全面满足高技术的各项要求，主要是其导电、导热性与其高强、高温性能难以兼顾。现在，依靠先进冶金工艺技术开发出来了许多先进铜合金，用其制作的零部件可具备多种功能。如电子工业大规模集成电路的引线框架曾采用过FeNi42合金，其强度(b600MPa)和抗高温软化温度(900K)均较高，但导电率低，仅为3% IACS。根据微电子技术的发展需要，需要材料的性能为b600Mpa，抗高温软化温度800K，导电率80%。这样高的导电率只有铜合金才能实现。而对于铜合金，则要设法提高其强度。为此美国开发了氧化铝弥散强化铜合金，达到了上述指标。这种新合金的制备工艺是将含有微量Al(0.1-0.6wt%)的铜合金熔液，借助高压惰性气体，将之雾化为超细合金颗粒，再经原位择优氧化，使其中绝大部分的铝形成Al2O3颗粒，对这样的粉末经压结、烧结、制得板坯，再经多道次冷轧与退火工序，最终加工成精密带材。象这种兼有高强度和高导电性的铜合金除做引线框架外，还可以制做需要兼有高强度、高导电和耐高温工作环境的元器件，如微波管、继电器开关簧片及各类电极材料。(4) 航空与医用钛合金钛与铝、铜不同，和铁一样也存在同素异构转变。在883以上为体心立方结构称为相，在883以上为密排六方结构称为相。Ti在地球中的储量仅次于Al、Fe、Mg居第四位，我国也是Ti资源丰富的国家。但由于其冶炼技术复杂，直至第二次世界大战后才开始应用，近年来发展很快。Ti的密度为4.5Mg/m3，比强度(b/)是各种金属中最高的，特别适合做为飞行器材料。另外Ti合金的抗蚀性可与不锈钢相媲美，它对人体生物组织液稳定和人体细胞相容性好，可作为生物医学材料，制成钛接骨板、接骨螺钉、人造关节及医疗器械等，图3-37是用Ti-6Al-4V做的人工胯关节。一般来讲，密排立方结构的材料塑性较差，但纯Ti却属例外，它的延伸率可高达50%以上，这是由于-Ti的c/a比小，并且孪生变形占相当大的比例。钛合金按照它在平衡状态和亚稳定状态下的相组成，可粗略分为三大类：型钛合金，（）型钛合金和型钛合金。钛合金最初主要是用在航空领域，20世纪80年代以来在非航空工业中的应用才获得迅速发展。 1950年，美国首次在F84战斗机上采用工业纯