材料强韧化(2)

1、第五讲材料强韧化举例 1硬质合金硬质合金由Schroter于1926年首先发明。经过几十年的不断发展，硬质合 金刀具的硬度已达8993HRA，在1000C的高温下仍具有较好的红硬性，其耐 用度是高速钢刀具的几十倍。硬质合金是由WC、TiC、TaC、NbC、VC等难熔金属碳化物以及作为粘结剂的铁族金属用粉末冶金方法制备而成。与高速钢相 比，它具有较高的硬度、耐磨性和红硬性；与超硬材料相比，它具有较高的韧性。 由于硬质合金具有良好的综合性能，因此在刀具行业得到了广泛应用，目前国外 90 %以上的车刀、55%以上的铣刀均采用硬质合金材料制造。硬质合金牌号通常可分为三类：YG类(WC-Co类)：该类硬

2、质合金制造的 刀具具有较好的韧性、耐磨性、导热性等，主要用于加工铸铁、有色金属和非金 属。YT类(WC-TiC-Co类)：由于材料中加入了 TiC，使材料的硬度和耐磨性 有所提高，但抗弯刚度有所降低。该类硬质合金具有高硬度和高耐热性，抗粘结、 抗氧化能力较好，适用于加工钢材，切削时刀具磨损小，耐用度较高。YW类(WC-TiC-TaC-Co类)：在YT材料中加入TaC是为了提高刀具的强度、韧性和红 硬性。该类硬质合金材料具有很高的高温硬度、高温强度和较强的抗氧化能力， 特别适于加工各种高合金钢、耐热合金和各种合金铸铁。虽然近年来各种新型刀 具材料层出不穷，但在今后相当长一段时间内，硬质合金刀具仍

3、将广泛应用于切 削加工，因此需要研究开发新的材料制备技术， 进一步改善和提高硬质合金刀具 材料的切削性能。一、硬质合金刀具材料的研究现状由于硬质合金刀具材料的耐磨性和强韧性不易兼顾，因此使用者只能根据具 体加工对象和加工条件在众多硬质合金牌号中选择适用的刀具材料，这给硬质合金刀具的选用和管理带来诸多不便。为进一步改善硬质合金刀具材料的综合切削 性能，目前的研究热点主要包括以下几个方面：(1) 细化晶粒通过细化硬质相晶粒度、增大硬质相晶间表面积、增强晶粒间结合力，可使 硬质合金刀具材料的强度和耐磨性均得到提高。当WC晶粒尺寸减小到亚微米以下时，材料的硬度、韧性、强度、耐磨性等均可提高，达到完全致

4、密化所需温 度也可降低。普通硬质合金晶粒度为 35卩m，细晶粒硬质合金晶粒度为11.5 卩m (微米级)，超细晶粒硬质合金晶粒度可达 0.5卩m以下(亚微米、纳米级)。超 细晶粒硬质合金与成分相同的普通硬质合金相比，硬度可提高2HRA以上，抗弯强度可提高600800MPa。常用的晶粒细化工艺方法主要有物理气相沉积法、 化学气相沉积法、等离子体沉积法、机械合金化法等。等径侧向挤压法(ECAE)是一种很有发展前途的晶粒细化工艺方法。 该方法是将粉体置于模具中，并沿某 一与挤压方向不同(也不相反)的方向挤出，且挤压时的横截面积不变。经过ECAE 工艺加工的粉体晶粒可明显细化。由于上述晶粒细化工艺方法

5、仍不够成熟，因此在硬质合金烧结过程中纳米晶 粒容易疯长成粗大晶粒，而晶粒普遍长大将导致材料强度下降，单个的粗大WC晶粒则常常是引起材料断裂的重要因素。 另一方面，细晶粒硬质合金的价格较为 昂贵，对其推广应用也起到一定制约作用。(2) 涂层硬质合金在韧性较好的硬质合金基体上，通过CVD(化学气相沉积)、PVD(物理气相沉积)、HVOF(High Velocity Oxy Fuel Thermal Spraying)等方法涂覆一层很薄的耐 磨金属化合物，可使基体的强韧性与涂层的耐磨性相结合而提高硬质合金刀具的 综合性能。涂层硬质合金刀具具有良好的耐磨性和耐热性，特别适合高速切削； 由于其耐用度高、

6、通用性好，用于小批量、多品种的柔性自动化加工时可有效减 少换刀次数，提高加工效率；涂层硬质合金刀具抗月牙洼磨损能力强， 刀具刃形 和槽形稳定，断屑效果及其它切削性能可靠，有利于加工过程的自动控制；涂层 硬质合金刀具的基体经过钝化、精化处理后尺寸精度较高，可满足自动化加工对 换刀定位精度的要求。上述特点决定了涂层硬质合金刀具特别适用于 FMs、CIMS(计算机集成制造 系统)等自动化加工设备。但是，采用涂层方法仍未能根本解决硬质合金基体材 料韧性和抗冲击性较差的问题。(3) 表面、整体热处理和循环热处理对强韧性较好的硬质合金表面进行渗氮、渗硼等处理，可有效提高其表面耐 磨性。对耐磨性较好但强韧性

7、较差的硬质合金进行整体热处理，可改变材料中的粘结成分与结构，降低WC硬质相的邻接度，从而提高硬质合金的强度和韧性。 利用循环热处理工艺缓解或消除晶界间的应力，可全面提高硬质合金材料的综合 性能。(4) 添加稀有金属在硬质合金材料中添加TaC、NbC等稀有金属碳化物，可使添加物与原有硬 质相WC、TiC结合形成复杂固溶体结构，从而进一步强化硬质相结构，同时可 起到抑制硬质相晶粒长大、增强组织均匀性等作用，对提高硬质合金的综合性能 大有益处。在ISO标准的P、K、M类硬质合金牌号中，均有这种添加了 Ta(Nb)C 的硬质合金(尤以M类牌号中较多)。(5) 添加稀土元素在硬质合金材料中添加少量钇等稀

8、土元素，可有效提高材料的韧性和抗弯强 度，耐磨性亦有所改善。这是因为稀土元素可强化硬质相和粘结相，净化晶界， 并改善碳化物固溶体对粘结相的润湿性。添加稀土元素的硬质合金最适合粗加工 牌号，亦可用于半精加工牌号。此外，该类硬质合金在矿山工具、顶锤、拉丝模 等硬质合金工具中亦有广阔应用前景。 我国稀土资源丰富，在硬质合金中添加稀 土元素的研究也具有较高水平。二、硬质合金刀具材料的发展思路应用晶须增韧补强、纳米粉复合强化技术全面提高硬质合金刀具材料的硬 度、韧性等综合性能，是硬质合金刀具材料研究今后发展的重要方向。 2.1晶须增韧补强技术(1) 增韧机理由于硬质合金刀具材料的断裂韧性欠佳，因此很难应

9、用于一些对刀具韧性要 求较高的加工场合(如微型深孔钻削等)。解决这一问题的一种有效方法是使用晶 须增韧补强技术。加入硬质合金材料中的晶须能吸收裂纹扩展的能量，吸收能量的大小则由晶须与基体的结合状态决定。晶须增韧机制主要表现为：晶须拔出增韧：晶须在 外界负载作用下从基质中拔出时，因界面摩擦而消耗掉一部分外界负载能量， 从 而达到增韧目的，其增韧效果受晶须与界面滑动阻力的影响。晶须与基体界面之间必须有足够的结合力，以使外界负载能有效传递给晶须，但该结合力又不能太大，以便保持足够的拔出长度。裂纹偏转增韧：当裂纹尖端遇到弹性模量大于 基质的第二相时，裂纹将偏离原来的前进方向，沿两相界面或在基质内扩展。

10、由 于裂纹的非平面断裂比平面断裂具有更大的断裂表面，因此可吸收更多外界能 量，从而起到增韧作用。在基质内加入高弹性模量的晶须或颗粒均可引起裂纹偏 转增韧机制。晶须桥接增韧：当基质断裂时，晶须可承受外界载荷并在断开的 裂纹面之间起到桥梁连接作用。桥接的晶须可对基质产生使裂纹闭合的力，消耗外界载荷做功，从而提高材料韧性。(2) 晶须的选用及添加方式目前常用的晶须材料主要有 SiC、TiC、TiB2、AI2O3、MgO、氮化硼、莫来 石等。但研究重点应放在单晶SiC晶须材料上，这是由于SiC本身具有良好的抗 热震性以及纤维状(针状)SiC粉末体较易获得。SiC晶须的添加方式主要有两种： 外加晶须方式

11、：将一定量的SiC粉末加入以氧化物、氮化物等为基体的粉末材 料中，通过制造加工获得晶须增韧制品。 这种方式目前使用较广泛。合成晶须 方式：将粉末基体与 SiO2、碳黑、烧结助剂等混合后，在一定温度和压力下合 成SiCw晶须，然后通过制造加工获得晶须增韧制品。这种方法目前尚在进一步 研究开发之中。一般选用SiCw晶须的直径范围为0.013ym,长度范围为0.1300 卩m，晶须的长径比取值为10， SiCw晶须添加量为5%40%。(3) 晶须的含量WC-Co-SiCw材料中的晶须含量不同，其增韧效果也有较大差异。如晶须含 量过多，会因烧结困难而难以获得致密度高的材料组织，从而影响硬质合金材料强度

12、；如晶须含量过少，则晶须增韧效果不明显，材料断裂韧性提高有限，晶须 可能非但起不到增韧作用，反而成为多余夹杂物甚至缺陷源。因此，存在一个最 佳晶须配比，按此配比添加晶须，不仅可获得致密度高的材料，而且外载能通过 界面传给晶须，有效实现晶须的增韧作用。为达此目的，应根据刀具损坏方式的 不同，分别优选出具有不同晶须含量和不同晶须取向的 WC-Co-SiCw刀具进行切 削加工，以充分实现这种刀具材料的增韧补强作用。2.2纳米复合强化技术(1) 强化机理纳米技术是近年来发展迅速的一门新兴技术。当材料的晶粒尺寸达到纳米 级，就会产生许多特异性能。由于纳米材料具有较大界面，界面上的原子排列相 当混乱，在外

13、力变形条件下极易迁移，因此使材料表现出良好的韧性与延展性。 纳米刀具材料的显微结构物相具有纳米级尺度，由于尺寸效应的作用，晶界面积 增大，抗裂纹扩张阻力提高，从而可获得优异的力学性能(如断裂韧性、抗弯强度、硬度等)，表现出良好的切削性能。由于生产工艺不成熟、价格昂贵以及烧结过程中纳米晶粒容易发生疯长等原 因，迄今世界上还没有一家公司实现 100nm粒度硬质合金材料的工业化规模生 产。因此，纳米硬质合金材料的工业化应用还有待时日。但是人们发现，在细晶 粒硬质合金基体中加入纳米颗粒，也可使硬质合金基体材料的硬度、 韧性等综合 性能有较大提高。因此，采用纳米复合强化是改善细晶粒硬质合金材料性能的有

14、效途径。纳米复合强化机理主要是因为弥散在硬质合金基体材料中的纳米颗粒具有 弥散增韧作用。当在基质材料中加入高弹性模量的第二相粒子(纳米颗粒)后，这些粒子在基质材料受到拉伸作用时将阻止横向截面收缩，而要达到与基体相同的横向收缩，就则增大纵向拉应力，这样就可使材料消耗更多能量，起到增韧效果。 同时，高弹性模量颗粒对裂纹可起到“钉扎”作用，使裂纹发生偏转、绕道，从 而耗散裂纹前进的动力，起到增韧作用。此外，弥散在硬质合金基体材料中的纳 米颗粒可抑制硬质合金晶粒在烧结过程中的长大， 综合提高硬质合金材料的机械 性能。(2) 抑制剂的选择制备纳米复合细晶粒硬质合金时，一个重要问题是在烧结过程中如何抑制晶

15、 粒的长大。细晶粒硬质合金在烧结时极易快速长大，晶粒长大会导致材料强度下 降，单个的粗大 WC晶粒常常是硬质合金发生断裂的重要诱因。通过添加抑制 剂能有效阻止烧结过程中 WC晶粒的长大，而消除WC晶粒局部长大的关键在 于抑制剂的均匀分布。晶粒长大现象主要发生在 WC的溶解沉淀过程中，即WC 溶解在液相中并沉淀在较大WC晶体上而导致晶粒长大。抑制剂可抑制晶粒长大的一个重要机理在于加入抑制剂可降低WC在粘结相中的溶解度，使 WC晶粒的溶解一析出机制受到阻碍，从而破坏晶粒长大的 条件；同时，加入的抑制剂可沉积在 WC晶粒的活化长大晶粒上，从而阻止晶 粒进一步长大。通常用于控制 WC晶粒长大的抑制剂有

16、VC、Cr3C2等，此外， 添加的难溶碳化物还有 TiC、ZrC、NbC、M02C、HfC、TaC等。(3) 抑制剂添加方式抑制剂的添加方式对超细硬质合金性能影响极大。在添加量相同的条件下，以单质形式加入抑制剂通常可使硬质合金材料的孔隙度更高、晶粒更细；而以固溶体形式加入抑制剂时，硬质合金材料的孔隙相对较少、晶粒较粗。按不同方式 添加抑制剂的WC-8%Co。可知，以固溶体形式添加抑制剂的硬质合金各项性能 指标较好，材料抗弯强度有较大提高。以 VC为例，如以单质形式添加，VC更 容易溶解于Co相中，从而减少了 W的溶解量；VC排列在WC/Co界面上，可 阻止晶粒长大，并使晶粒生长不完整；在冷却过

17、程中，VC向WC晶粒扩散，形成(W，V)C固溶体，由于形成固溶体时间短，在晶粒内造成较大微观应变，从 而影响硬质合金的机械物理性能。如以固溶体形式添加VC抑制剂，WC、VC同时向Co相内扩散，V的溶解量有所减少，而W的溶解量增加，孔隙充填更为 容易，但同时也使VC的抑制作用下降；在冷却过程中，由于部分VC已经以(W， V)C的形式存在，使晶粒内部的应变减小，晶粒生长更趋完整，从而提高了硬质 合金的机械物理性能。 2铁碳合金、铁碳合金相图二、钢在冷却时的转变钢在高温下所形成的A，过冷至Ari以下，成为热力学不稳定状态的过冷奥 氏体，在不同过冷度下，过冷 A将发生三种类型转变：珠光体转变、寅贝氏体

18、 转变、马氏体转变。一、珠光体转变：（高温转变）（Pearlite）（一）珠光体的组织与性能：过冷奥氏体在Ai550C转变为珠光体型组织，由F+ Fe3C组成；可分为：1. P: A650 C片层较粗，500X2. S： 650600C 片层较薄，8001000X3. T： 600550C 片层极薄，电子显微镜下 随温度（T b、HBC /,（间距减小），书、Ak/在A1附近保温足够时间，会发生片状FesC的球化，HBC、c s,书、Ak/（二）珠光体的转变过程：P （1）C、Fe原子扩散（高C的FesC,低C的F） （2）晶格重构，f.c.c的Ab.c.c的F和Fe3Ca. A晶界上产生Fe

19、sC晶核，向纵、横向长大，吸收两侧 C原子， 反 使A中C%，为F形核提供条件；复b. F中含C能力低，过剩C排挤到相邻A中，使C%/，为FesC 形核创造条件。二、 贝氏体转变（中温转变）（Bainite）过冷奥氏体在500Ms转变为贝氏体组织，可分为上贝氏体（B 上）和下贝氏体（B下）两种，（由F及弥散的碳化物组成）（一）贝氏体的组织与性能：1. 上贝氏体：580350C，呈羽毛状，电镜下，不连续的短杆状的FesC分布于自A晶界向晶内生长的平行的F条之间；2. 下贝氏体：350Ms，呈黑针状，电镜下，碳化物以短杆状分布于F针内，与F长轴方向夹角5560。3. 贝氏体的性能：B 上: F较宽

20、，碳化物较粗，分布不均匀，脆性较大，c b较低；B下：碳化物较细小，分布均匀，c s、HRC较高，W Ak较高。（二）贝氏体的转变过程：（半扩散型转变，只有C原子扩散）A过冷，于贫碳区形成F晶核，其C%量低于A中C%,高于F中C%,是 过饱和F。1. B上：条状（片状）F从奥氏体晶界开始向晶内以同样方向平行生长，随长度、宽度/, C原子于条间A中富集，最后析出FesC, A消失。2. B下：C原子扩散能力低，F在奥氏体晶界或晶内的某些晶面上长成针状，F中C原子固溶较多，C原子迁移不能逾越F的范围，于F中以断续Fe3C小片 形式析出。三、马氏体转变：（Marte nsite）极大过冷奥氏体在Ms

21、Mf转变为马氏体型组织（以M表示）（一）马氏体的组织与性能：1. 晶体结构：是碳在a - Fe中的过饱和固溶体，结构以体心正方（a=bM c）, 当发生马氏体转变时，A中的碳完全在M中，随C/,晶格畸变严重，当C%1.0%, M完全呈片状； C%0.6% 后，随C%/, M的硬度/,而淬火钢的HRC。（2）强度高：a相变强化：晶内产生大量缺陷，如位错、孪晶等，阻碍滑移，起亚结构强化作用；b. 固溶强化：C原子溶入，引起点阵畸变，造成应力场，与位错交互作用，钉扎位错；c. 时效强化：C原子扩散沿晶界缺陷偏聚。（1）韧性：a.板条M韧性好，其亚结构是高密度位错，可以进行滑移运 动，具有一定的塑性变

22、形能力；其过饱和程度较低，点阵畸变小； b.片状M韧性差，其亚结构是孪晶，滑移系少。（二）马氏体的转变特点：1. 无扩散性：过冷度极大，C和Fe原子扩散困难，M中C%与A中相同；2. 共格切变性：晶格转变以切变机制进行，不仅使晶格改变，且使形状和体积发生变化；3. 不断降温中形成：T, M量/,冷却中断，转变即停止；Ms:发生M转变的开始温度；Mf:终了温度；4. 高速长大：瞬间形核，瞬间长大；5. 转变的不完全性：冷到 Mf，也无100%M形核，有残余A，以A或丫 表示。Ms、Mf与C%有关，与冷速无关，C%/, Ms、MfA/。 3铜合金纯铜具有优良的传导性能、耐磨蚀性能及工艺性能，在电力

23、、电器、机械制 造等行业得到了广泛的应用。但纯铜在软态下的强度较低，尤其是高温下抵抗变 形的能力更低，难以满足现代工业发展的需要。如大容量、小型、高速电动机和 发电机的整流子片，大型、高速涡轮发电机的转子导线，点焊、滚焊机的电极， 连续铸钢的结晶器等，都需要各种高强度、高导电 （热）、耐热、耐磨的铜合金。长期以来，在导电铜合金的研究和制备中存在着高强度和高导电性之间的矛 盾，这一矛盾贯穿于整个导电材料研究的始终。 因此，如何在尽可能少降低铜的 导电（热）性的前提下，大幅度提高其强度以达到导电性与强度的良好匹配，是 当前研究和制备导电铜合金的中心任务之一。一、形变强化形变强化在提高铜的强度的同时

24、，保持了很高的导电率。冷变形使铜强化的 原因是使铜内部位错大量增殖，密度增大。位错在运动过程中彼此交截，形成割 阶，使位错的可动性减小，许多位错交互作用后，缠结在一起形成位错缠结，使 位错运动变得十分困难，从而使铜强化。纯铜经冷变形后，强度提高 50%，但塑 性则随变形量的增加而减小。由于形变强化是通过晶体内产生位错、 空位导晶体 缺陷而使铜强化，因而铜的导电率有所下降。但由于变形引起的导电率下降与夹 杂分布无关，因而导电率下降很小。但是，单一的形变强化对强度提高的贡献有限，因而常与其它方式联合使用。 此外，通过形变强化所获得的较高强度在随后的回火过程中很快丧失。纯铜冷轧后在82C长时间停留，

25、强度即恢复到冷轧前的状态。二、固溶强化铜中加入合金元素，溶质原子溶入晶格后会引起铜晶体点阵畸变， 形成应力 场，该应力场与位错周围的弹性应力场交互作用，使溶质原子移向位错附近，在位错周围形成溶质原子的偏聚即形成“科垂尔气团”，结果造成位错运动时，一 方面要克服“气团”的钉扎作用，另一方面又要克服溶质原子对位错运动的摩擦 阻力，从而产生固溶强化效应。与此同时，晶体中畸变的晶格点阵对运动电子的 散射作用也相应加剧。因此，固溶强化对铜的导电性和强度的效应是矛盾的。合金元素对铜的导电率的影响与固溶元素的种类和数量有关。对于导电铜合金，合金元素的种类要选择适当，添加量要严格控制。常用的 元素有Sn、Ag

26、、Cd、Mg、RE、B等，而且含量大都在1%以下，并同时借助于 形变强化来提高铜的强度，如 Cu-1.0Cd经40%冷变形后，强度提高，而导电率 仍保持在90%l ACS。铜中加入0.2%1%Ag后，导电率仍保持在100%l ACS， 微量的硼与铜形成间隙式固溶体，对导电性几乎无影响。稀土元素能与铜中的有 害杂质形成高熔点化合物，从而净化基体和晶界，适量的稀土可使铜的导电率提 高 1.5%-3%IACS。合金元素的加入可以明显提高铜的软化温度。 铜中加入0.1%-0.2%的混合稀 土，可使铜的软化温度提高到350C以上。硼也能明显提高铜的软化温度，近年 来在高导电铜合金中的应用受到重视。三、晶

27、粒细化由Hall-Petch公式可知，晶粒尺寸减小，合金的强度提高。因为多晶体在受 力变形过程中，位错被晶界阻挡而塞积在晶界表面， 从而迫使晶粒内的滑移而由 易到难，最终被开动。此外，停留在晶界处的滑移带在位错塞积群的顶部会产生 应力集中，位错塞积群可以与外加应力发生作用，当这个应力大到足以开动近邻晶粒内部的位错源时，滑移带才能从一个晶粒传到下一个晶粒。由于晶界及相邻 晶粒取向不同，从而使材料强化。由于晶体的传导性能与结晶取向无关， 晶粒细化仅使晶界增多，因而对铜的 导电性能影响很小。RE和B不仅是优良的脱氧剂，而且能有效地细化晶粒，提 高强度，改善韧性，而对铜的导电性影响很小。四、沉淀强化沉

28、淀强化高导电铜合金的基本原理是：采用低固溶度的合金元素加入铜中， 通过高温固溶处理，合金元素在铜中形成过饱和固溶体，造成铜晶格严重畸变， 强度提高，导电率恶化。时效处理后，大部分的合金元素从固溶体中析出，形成 弥散分布的沉淀相，导电率迅速提高，而这些弥散相有效地阻止了晶界和位错的 移动，因而仍保持较高的强度。导电理论指出，固溶在铜基体中的原子引起的点 阵畸变对电子的散射作用比第二相引起的散射作用强得多。因而沉淀硬化是制备 高强度高导铜合金中应用最为广泛的方法。产生沉淀强化的合金元素应具有以下两个条件：一是高温和低温时在铜中的固溶度相差较大，以产生足够的弥散相；二是室温时在铜中的固溶度极小，以保

29、 持基体高的导电性。按这一原理开发出的高导高强铜合金有 Cu-Cr、Cu-Zr、Cu-Fe 等，而以Cu-Cr、Cu-Zr系合金的发展最为迅速，应用最为广泛。Cu-Cr合金的主要特点是在保持材料高导电性的同时具有较高的强度，但时效硬化性大，容易过时效；Cu-Zr合金的特点是满足材料具有一定强度的条件下 保持很高的导电率，但锆铜在晶面析出的Cu3Zr是疏而粗大的片状，时效硬化性 差。弓铬锆合金则比铜铬、铜锆合金具有更佳的综合性能，铜铬锆合金在时效过 程中首先形成CrCu2(Zr1Mg)，然后分解成Cr和Cu3Zr粒子，因而析出的Cr和 Cu3Zr粒子量多而细密，阻碍了位错的爬升、滑移和晶界的迁移

30、，因而具有较高 的常温和高温强度，而且时效敏感性比铜铬小得多，形变率不超过50%(锆铜要超过50 %)就能达到较好的硬化效果，生产质量易于稳定。形变热处理能够进一步提高这类合金的性能。时效前冷变形对Cu-Zr合金时 效特性的研究表明，固溶处理后基体中的固溶原子铣对导电率有强烈的影响，时效前适当的冷变形能促进铣沿位错的析出，不仅造成基体中固溶原子铣的析出， 使导电率增加，而且弥补了位错等缺陷造成的导电率下降。同时，沿位错分布的细小析出物对位错的钉扎作用使位错在时效过程中运动困难，减缓了回复及随后的再结晶过程。冷变形后再时效是提高材料硬度和导电率的有效措施之一。由于这类合金的时效温度较高(400E

31、)，因而沉淀强化在维持铜的高导电性 的同时，使其强度和耐热性均得到较大的提高。 4铝合金铝合金在常温和中等温度下产生塑性变形，主要因位错滑移所致，而高温和低应力下产生塑性变形则由位错蠕动和扩散源程序流变产生。不管温度高低，合金抵抗变形能力主要由位错运动难易所决定，因而，把增加铝合金对位错运动的抗力叫铝合金强化。一、不可热处理强化铝合金的强化纯铝、Al-Mg、Al-Mn合金属不可热处理强化铝合金，主要靠加工硬化来获 得高强度，加工硬化可通过热变形、冷变形、冷变形后部分退火程度不等地获得。 热变形产生亚结构强化，变形温度越高，亚晶尺寸越粗大，强化效果越差，但塑 性相当高。经完全退火的材料进行不同程

32、度的冷变形，冷变形率越大，制品强度 越高，但塑性也越低，冷变形的加工硬化效果最大。充分冷变形的制品在不同温 度下退火，控制回复和再结晶阶段，可保留不同程度的加工硬化量即不同的强化 效果。二、可热处理强化铝合金的强化工业生产的可热处理强化铝合金有Al-Cu-Mg、Al-Cu-Mn、Al-Mg-Si、Al-Zn-Mg和Al-Zn-Mg-Cu合金以及开发中的 Al-Cu-Li和Al-Mg-Li合金。这些 合金普遍采用淬火时效。通过时效强化方法获得有效强化。自然时效时，G.P区为主要强化相，人工时效主要是G.P区加过渡相起强化作用，过时效时才出现稳 定相。如7075-T6晶内的大量细小点状沉淀物为n

33、相，晶界的黑色粗大点状物 为n (MgZn2)稳定相，n 相起时效强化作用。三、形变时效与挤压效应强化在Al-Cu系和Al-Mg-Si系合金中较普遍用形变时效方法获得高强度，该方 法包括T3、T8和T9三种状态，都是利用时效强化和冷作硬化的交互作用及强 化在一定程度上的叠加作用。可热处理强化铝合金挤压制品淬火时效后的强度较其它方法生产的同一合 金相同热处理状态下的强度高，这一规律叫挤压效应，其组织观察发现全部或部 分保镖了冷作硬化效应，故强化是时效强化和冷作硬化的叠加。四、LD11合金的强化LD11系高硅变形铝合金，特别适于生产活塞等模锻件，合金中含1213%Si, 还有一定量的Cu、Mg、N

34、i等，组织中有较多的结晶时生成的共晶硅，均布在软 的a (Al)基体上，尺寸大都在5um左右，硬且脆。这种共晶硅是铝合金中异相强 化的典型例子。由于异相强化有耐高温、耐磨和中强等特点，故此特别适于活塞。五、过渡族金属对铝合金的强化几乎所有铝合金都分别或联合加入 Ti、V、Cr、Mn和Zr等过渡族元素，这 些元素形成弥散铝化物质点，产生弥散强化作用。过渡族元素多在铸态均匀化和 热加工时从过饱和固溶体分解， 析出弥散的TiAl3、VAI3、CrAl7、MnAl 6和ZnAl 3 等0.5um以下的小质点，显微硬度大于 500MPa。这些质点一旦析出，很难继续 溶解或聚集，故有较大的弥散强化效果，以

35、Al-Mg-Si系合金为例，加入不同量的过渡族元素可使强度增加 629%，屈服强度最多达52%。此外，弥散质点阻 止再结晶即提高再结晶温度，使冷作硬化效果最大限度保留，尤以Zr提高Al的再结晶温度最显著。7475-T73的组织中，CrAl7弥散质点为弥散强化的组织特征之一，弥散质点 多的区域，再结晶程度较低，呈部分再结晶组织，没有弥散质点的部分已完全再 结晶，变形组织已不复存在，这种组织特征也可作为弥散质点提高合金再结晶温 度的直观证据。 5钨、钼及其合金体心立方金属钨、钼的脆性是一种本征特性，它是以弹性模量的形式表现出 来的，与原子键的性质无关。同时，钨、钼对缺口十分敏感，特别是钨具有高的

36、塑性一脆性转变温度，使钨比钼表现更明显的脆性。脆性又是与断裂紧密相关的, 脆性断裂是断裂前几乎无塑性变形或很少塑性变形而迅速的破断，如何提高钨、 钼等难熔金属的韧性，克服脆性断裂是一个重要的问题。一、钨、钼的塑性一脆性转变钨、钼材料的脆性、韧性行为是随温度而 变化的，存在一个塑性一脆性转变温度范围 (DBTT)，即在此温区范围以上在高应力下能 顺利的进行塑性变形，表现有好的韧性，而在 低于此温区范围的加工变形易产生不同形式 的脆性断裂，它是材料脆性的一个重要表征。不同金属具有不同的塑性一脆性转变温 度，钨一般在400C左右，钼在室温附近，如 图所示。此外，同一种金属其显微结构、成份不同，塑性一

37、脆性转变温度也不同， 因此，影响塑性一脆性转变温度的因素也很多。1. 钨、钼材料的纯度提高，其塑性一脆性转变温度降低，因此，纯净化是 提高材料韧性的一个重要途径；2. 钨、钼材料的塑性一脆性转变温度与晶粒度的对数呈直线关系，随晶粒 变细，塑性一脆性转变温度是降低的，因此，细化是改善脆性，提高韧性的又一 途径；3. 在一定温度范围内，钨、钼材料的塑性一脆性转变温度随变形程度的增加而降低，存在着“形变韧化”效应，即在不改变材料成份的情况下，通过加工 变形的增加，使材料形成纤维组织，降低塑性一脆性转变温度（如等轴晶的钨、钼坯条加工后形成纤维组织，塑性一脆性转变温度由钨的1400r降低到400C,由钼

38、的1200r降低到室温）。4. 钨、钼材料的塑性一脆性转变温度与应力状态有很大关系，处于三向拉应力 状态的材料比处于三向压应力状态的材料具有更大的脆性，其塑性一脆性转变温度 也增高。5. 合金元素的加入对钨、钼的塑性一脆性转变温度影响较大，一般来说，会使塑性一脆性转变温度提高，但某些合金元素如铼的加入却明显改善钨、钼材 料的脆性，提高塑性变形能力，使塑性一脆性转变温度降低。二、钨、钼的低温再结晶脆性虽然钨、钼具有优良的高温性能，但在高温下使用的钨、钼回到室温附近时 表现严重的脆性，加工过程及使用过程中产生各种形式的脆性破裂， 即低温再结 晶脆性现象。一般说来，钨、钼的低温再结晶脆性的产生，主要

39、由两方面的因素决定，一 是钨、钼的本征脆性，二是由于间隙杂质在晶界上偏聚导致钨、钼的脆性。对于面心立方金属如铜、铝，具有较多的滑移系，且晶体结构对称性高，位 错点阵阻力很低，同时，在其密排面上有形成不全位错的能力， 屈服强度对温度 的依赖关系小，因而这些金属切变强度低，只有理论强度的0.03,表现出优良的 室温加工塑性，可在室温下任意加工成材。而对于体心立方金属材料钨、钼，每个单位晶胞的原子数较少，既没有一定 的滑移系，也没有确切的密排面，晶体结构对称度低，要使位错滑移起动，需克 服较大的点阵阻力（即派-纳力）。又由于位错在几个晶面上发生分解，那么在任一 滑移面上滑动之前，必须先使位错束集，当温度低于塑脆转变温度Tk时，这种束集很难构成