有金属的强度一般较低。例如常用的有金属铝、铜、钛在退火状态的强度极限分别只有80100MPa 、220MPa 和450600MPa 。因此设法提高有金属的强度一直是有冶金工作者的一个重要课题。目前工业上主要采用以下几种强化有金属的方法。 1 固溶强化纯金属由于强度低很少用作结构材料在工业上合金的应用远比纯金属广泛。合金组元溶入基体金属的晶格形成的均匀相称为固溶体。形成固溶体后基体金属的晶格将发生程度不等的畸变但晶体结构的基本类型不变。固溶体按合金组元原子的位置可分为替代固溶体和间隙固溶体按溶解度可分为有限固溶体和无限固溶体按合金组元和基体金属的原子分布方式可分为有序固溶体和无序固溶体。绝大多数固溶体都属于替代固溶体、有限固溶体和无序固溶体。替代固溶体的溶解度取决于合金组元和基体金属的晶体结构差异、原子大小差异、电化学性差异和电子浓度因素。间隙固溶体的溶解度则取决于基体金属的晶体结构类型、晶体间隙的大小和形状以及合金组元的原子尺寸。纯金属一旦加入合金组元变为固溶体其强度、硬度将升高而塑性将降低这个现象称为固溶强化。固溶强化的机制是: 金属材料的变形主要是依靠位错滑移完成的故凡是可以增大位错滑移阻力的因素都将使变形抗力增大从而使材料强化。合金组元溶入基体金属的晶格形成固溶体后不仅使晶格发生畸变同时使位错密度增加。畸变产生的应力场与位错周围的弹性应力场交互作用使合金组元的原子聚集在位错线周围形成“气团”。位错滑移时必须克服气团的钉扎作用带着气团一起滑移或从气团里挣脱出来使位错滑移所需的切应力增大。此外合金组元的溶入还将改变基体金属的弹性模量、扩散系数、内聚力和晶体缺陷使位错线弯曲从而使位错滑移的阻力增大。在合金组元的原子和位错之间还会产生电交互作用和化学交互作用也是固溶强化的原因之一。固溶强化遵循下列规律: 第一对同一合金系固溶体浓度越大则强化效果越好。表1 列出了几
种普通黄铜的强度值它们的显微组织都是单相固溶体但含锌量不同强度有很大差异。在以固溶强化作为主要强化方法时应选择在基体金属中溶解度较大的组元作为合金元素例如在铝合金中加入铜、镁在镁合金中加入铝、锌在铜合金中加入锌、铝、锡、镍在钛合金中加入铝、钒等。第二合金组元与基体金属的表1 几种普通黄铜的强度退火状态原子尺寸差异对固溶强化效果起主要作用。原子尺寸差异越大则替代固溶体的强化效果越好。此外电化学性能的差异和弹性模量的差异对固溶强化效果也有一定影响。原子尺寸的差异通常用尺寸效应参数εa 表征 a 为合金的原子间距 c 为固溶体浓度。第三对同一种固溶体强度随浓度增加呈曲线关系升高见图1。在浓度较低时强度升高较快以后渐趋平缓大约在原子分数为50 时达到极大值。以普通黄铜为例: H96 的含锌量为4 σb 为240MPa 与纯铜相比其强度增加911 H90 的含锌量为10 σb 为260MPa 与H96 相比强度仅提高813 。第四对同一基体金属在浓度相同时形成间隙固溶体较形成替代固溶体的强化效果更好
这是由于间隙固溶体的晶格畸变更为严重之故见表2。但由于间隙固溶体的溶解度一般较小其总的强化效果不大。第五在固溶强化的同时合金的塑性将降低。也就是说固溶强化是以牺牲部分塑性为代价的。一般来说固溶体的塑性降低不多见图1 仍然可以承受塑性加工。例如在铜中加入适当镍形成固溶体使其硬度增加到HB6080 延伸率降至50 如果通过形变强化使硬度增加到同样水平延伸率将降至12 。第六采用多元少量的复杂合金化原则其强化效果较少元多量好并且能将强化效果保持到较高温度。第七与其它强化方法相比固溶强化的强度增幅较小在固
溶体浓度较高时更加明显图1 Cu2Ni 固溶体机械性能与成分的关系固溶强化在有金属生产实践中得到广泛应用。目前工业上使用的大多数有金属合金其显微组织或全部是固溶体如单相黄铜、α型和β型钛合金、普通白铜以及部分防锈铝合金
或是在固溶体基体上分布着第二相如复相黄铜、αβ 型钛合金、大多数铝合金和镁合金以及各种轴承合金。这是因为这些合金不仅具有较高的强度而且可以承受轧制、挤压、拉拔和锻造等各种形式的塑性加工。2 细晶强化有金属生产的第一道工序是熔炼和铸造。熔炼的目的是合金化和精炼铸造的目的是获得成分、组织、性能符合要求的具有一定形状和尺寸的铸锭或铸件。铸造过程是一个结晶过程液态金属在冷凝过程中将通过形核和长大形成由许多晶粒组成的多晶组织。晶界上原子排列紊乱杂质富集晶体缺陷的密度较大且晶界两侧晶粒的位向也不同所有这些因素都对位错滑移产生很大的阻碍作用从而使强度升高。晶粒越细小晶界总面积就越大强度越高这一现象称为细晶强化。图2 表示了铜和铝的屈服强度σs 与亚晶尺寸之间的关系。细晶强化对单相合金是指晶粒细化对多相合金是指基体相晶粒细化和第二相细化。细晶强化遵循以下规律: 第一金属材料的强度与晶粒尺寸之间符合霍尔2配奇公式: 式中 d 为晶粒平均直径σ0 为位错移动的摩擦阻力k 是表征晶界对位错滑移阻碍作用的常数。第二细晶强化在提高强度的同时也提高材料的塑图2 铜和铝的σs 与亚晶尺寸的关系图3 金属材料的应力2应变曲线性和韧性是金属材料常用的强韧化方法之一。这是因为细晶材料在发生塑性变形时各个晶粒变形比较均匀可以承受较大变形量之故。第三细晶强化的效果不仅与晶粒大小有关还与晶粒的形状和第二相晶粒的数量和分布有关。
欲取得较好的强韧化效果应防止第二相晶粒不均匀分布以及形成网状、骨骼状、粗大块状、针状等不利形状。第四晶粒大小常会出现“组织遗传”现象即一旦在生产中的某个环节形成了粗大晶粒以后就难以细化。故晶粒度始终是有金属各个生产工序中的一个重要质量指标。第五晶界在室温下阻碍位错滑移在高温下却成了材料的脆弱之处且材料在高温下的塑性变形机制与室温塑性变形机制也有所不同故细晶强化仅适用于提高室温强度对提高高温强度并不适用甚至适得其反。细晶强化在有金属生产过程中得到广泛应用。在铸造时晶粒大小取决于形核率和长大速率任何使形核率提高和长大速度降低的?蛩鼐 墒咕ЯＯ富 ６越闲〉闹 ?常用的方法是增大冷却速度以提高结晶时的过冷度从而提高形核率。对较大的铸锭常采用机械振动、电磁振动、超声波处__理等方法使正在生长的晶粒破碎并因此提供了更多的晶粒从而细化晶粒。更常用的方法是向熔体中加入适当的变质剂孕育剂它们均匀地分布在熔体中或作为非自发形核的固相基底使形核率大大提高如在含115 Mn 的铝液中加入0109 Ti 或被吸附在正在生长的晶粒表面阻碍晶粒长大如在Al2Si 合金熔体中加入钠
盐或与晶体发生化学作用使晶粒的形状发生改变。选用变质剂虽有一定的理论根据但目前仍主要通过试验确定。由表3 可见经变质处理的强化效果是十分明显的。在随后的生产过程中还可以通过塑性加工、退火、热处理等工艺细化组织。对材料进行大变形量塑性变形然后进行低温、短时再结晶退火可以细化晶粒。在热处理过程中采用快速加热技术和适当的热处理工艺也可以细化组织。3 形变强化形变强化亦称为冷变形强化、加工硬化和冷作硬化。生产金属材料的主要方法是塑性加工即在外力作用下使金属材
料发生塑性变形使其具有预期的性能、形状和尺寸。在再结晶温度以下进行的塑性变形称为冷变形。金属材料在冷变形过程中强度将逐渐升
高这一现象称为形变强化。形变强化现象在材料的应力2应变曲线上可以明显地显示出来见图3。图中的BC 段称为流变曲线它表示在塑性变形阶段随着应变增加强度将呈曲线关系提高。形变强化的机理是: 冷变形后金属内部的位错密度将大大增加且位错相互缠结并形成胞状结构形变亚晶它们不但阻碍位错滑移而且使不能滑移的位错数量剧增从而大大增加了位错滑移的难度并使强度提高。在一般情况下流变切应力τ与位错密度的平方根ρ-2/1呈线性关系即ττ0αGbρ-2/1 τ0为无形变强化对位错滑移所需切应力G 为材料的切变模量b 为位错柏氏矢量α为取决于材
料特性的常数一般为013015 。形变强化遵循以下规律: 第一随着变形量增加强度提高而塑性和韧性逐渐降低逐渐接近于零见图4。第二随着塑性变形量增加强度呈曲线关系提高见图。这一关系可用流变公式表示: σ kεn k为强化系数n 为应变硬化指数。当ε较小时强度增值较大以后渐趋平缓。第三形变强化受材料塑性限制当变形量达到一定程度后材料将发生断裂报废。第四形变强化的效果十分明显强度增值较大可达百分之几十甚至一倍以上。例如纯铜经强烈冷变形强度极限σb 可从220MPa 提高至450MPa 工业纯钛通过形变强化使σb 可从750MPa 提高至1300MPa 。第五形变强化仅适用于冷变形。在温度高于再结晶的热加工过程中由于同时发生导致材料软化的回复和再结晶形变强化将不发生或不明显。第六形变强化可以通过再结晶退火消除使材料的组织和性能基本上恢复到冷变形之前的状态。形变强化在工业上具
有广泛的实用价值几乎适用于所有的有金属材料并且是纯金属、单相固溶体合金和热处理不强化合金的主要强化方法。某些有金属在冷变形后能形成较好的形变织构从而在一定方向得到强化这个现象称为织构强化在工业上也有一定实用价值如钛合金板材的织构强化。 4 第二相强化第二相强化亦称过剩相强化。目前工业上使用的合金大都是复相或多相合金其显微组织为在固溶体基体上分布着第二相过剩相。第二相是通过加入合金元素然后经过塑性加工和热处理形成也可通过粉末冶金等方法获得。第二相大都是硬脆、晶体结构复杂、熔点较高的金属化合物有时是与基体相不同的另一种固溶体。第二相的存在一般都使合金的强度升高其强化效果与第二相的特性、数量、大小、形状和分布均有关系还与第二相与基体相的晶体学匹配情况、界面能、界面结合等状况有关这些因素往往又互相联系互相影响情况十分复杂。如果第二相的尺寸与基体相晶粒属于同一数量级称为聚合型多相合金。复相黄铜、铝硅合金、αβ型钛合金、部分轴承合金都属于这类合金。假设在变形时各相的流变相等则流变应力σa f 1σ1 f 2σ2 即并非所有的第二相都能产生强化作用只有当第二相强度较高时合金才能强化。如果第二相是难以变形的硬脆相合金的强度主要取决于硬脆相的存在情况。当第二相呈等轴状且细小均匀地弥散分布时强化效果最好当第二相粗大、沿晶界分布或呈粗大针状时不但强化效果不好而且合金明显变脆。如果第二相十分细小并且弥散分布在基体相晶粒中称为弥散分布型多相合金。经过淬火时效处理的铝合金、经过淬火时效处理的钛合金、以及许多高温合金和粉末合金均属于这类合金。有时将过饱和固溶体进行时效处理沉淀出弥散第二相产生的强化作用称为沉淀强化而将通过粉末冶金方法加入弥散第二相产生的强化作用称为弥散强化。在弥散分布型合金中如果第二相微粒不能变形其对位错滑移的阻碍作用如图6所示。这
时每个位错经过微粒时都留下一个位错环。此环要作用一反向应力于位错源增加了位错滑移的阻力使强度迅速提高并符合下述公式: τ Gbλ 即强化作用与第二相微粒间距λ成反比。所以减小
微粒尺寸和提高第二相微粒的体积分数均可以使合金的强度提高。该机制由E. Orowan 首先提出称为奥罗万机制。图6 位错绕过第二相粒子示意图如果第二相微粒可以变形位错将切过微粒使其随同基体一起变形见图7。在这种情况下强化作用主要取决于微粒本身的性质及其与基体之间的联系强化机制因合金而异情况十分复杂。其强化机制是: 由于第二相微粒的晶体结构与基体相不同当位错切过微粒时必然在其滑移面上造成原子排列错配增加了滑移阻力。另外每个位错切过微粒时均使微粒产生宽度为位错柏氏矢量的表面台阶增加了微粒与基体间的界面积
需要相应的能量。此外如果微粒具有有序结构位错切过微粒时将在滑移面产生反相畴界而反相畴界能高于微粒与基体间界面能。微粒周围的弹性应力场与位错产生交互作用将增加位错滑移的阻力。微粒的弹性模量与基体不同如果微粒的弹性模量较大也将使位错滑移的阻力增大。最后微粒尺寸和体积分数对合金的强度也有影响增大微粒尺寸和体积分数都有利于合金强化。图7 位错切过粒子示意图5 热处理强化众所周知许多铝合金、镁合金和铜合金都可以通过淬火、时效提高强度许多钛合金主要是β型钛合金和α β型钛合金可以通过马氏体转变提高强度而且强度增幅很大有时可以通过热处理将强度提高百分之几十甚至几倍见表4。铝合金、镁合金和铍青铜的热处理强化机制是: 先通过固溶淬火获得过饱和固溶体在随后的时效人工时效或自然时效过程中将在基体上沉淀出弥散分布的第二相溶质原子富集区、过渡相或平
衡相通过沉淀强化使合金的强度升高。在热处理前后第二相的组织形态发生了很大变化而这些变化均有利于合金强化。表5 反映了Al - Cu 合金在热处理前后的组织变化情况。__ 钛合金的热处理强化和铝合金有本质上的区别。钛合金淬火的目的是为了获得马氏体在随后的时效过程中通过马氏体分解析出弥散分布的第二相从而起到强化作用。马氏体强化实际上是一种综合性强化方法它综合了细晶强化马氏体晶粒远较母相晶粒细小、固溶强化马氏体是过饱和固溶体、位错强化马氏体中含有高密度位错和第二相强化主要是不可变形微粒的沉淀强化
于一体操作亦比较简便是一种经济而有效的强化方法。表6 显示了几种钛合金的热处理强化效果。应当强调的是热处理强化不仅可以提高有金属的强度往往还可以同时提高合金的塑性、韧性、抗蚀性和塑性加工性能在工业上应用很广。有金属的形变热处理逐渐在工业上获得广泛应用。形变热处理将塑性变形与热处理结合强化效果很好往往不降低韧性甚至使韧性稍有改善。以钛合金为例经过形变热处理后强度极限可提高520 屈服强度增加1030 此外塑性、疲劳强度、热强性、抗蚀性也可得到不同程度的提高。影响形变强化效果的主要因素是合金成分、变形温度、变形量、冷却速度和热处理工艺等。6 其他强化方法除了以上5 种应用最广泛的强化方法之外有金属的其它强化方法还有以下几种。1 纤维增强复合强化。其原理是: 用高强度纤维与适当的基体材料相结合以强化基体材料。最早出现的是用玻璃纤维增强树脂的非金属复合材料以后金属基纤维增强复合材料发展很快。用作增强纤维的材料主要有碳纤维、硼纤维、难熔化合物Al2O3 、SiC BN TiB2 等纤维和难熔金属W、Mo 、Be 等细丝等其强度极限一般为
25003500MPa 。也可采用金属单晶须或氧化铝、碳化硼等陶瓷单晶须作为增强纤维其强度更高如铁晶须的σb 为13360 MPa 氧化铝晶须的σb 为420024600 MPa 但生产成本亦很高。用作基体的金属材料主要有Al 、Ti 、Ni 、W等。以硼纤维增强的可热处理强化铝合金如Al2Cu2Mg 合金、Al2Mg2Si 合金为基的金属复合材料其
比强度和比刚度为标准铝合金的2315 倍已被广泛用于航空和宇航工业。利用定向结晶的方法使共晶体中的硬脆相连续结晶为纤维状从而起纤维增强作用可获得共晶复合材料。由于基体与强化纤维为共晶结构结合十分紧密而且可以一次制成形状复杂的产品很有发展前途。例如Ni3Nb2Ni3Al 系共晶复合材料的强度可达到最优镍基合金的10 倍左右。金属复合材料的强化机制不是依靠阻碍位错运动而是依靠纤维与基体之间良好的浸润性紧密联结并获得很高的结合强度。由于基体金属具有良好的塑性和韧性增强纤维具有很高的强度所以金属复合材料同时具有很高的强度、比强度、韧性、耐热性和抗蚀性是发展新材料的方向之一。2 有序强化。固溶体从无序固溶体变为有序固溶体后往往引起强度升高。如果在有序化过程中伴随合金晶格类型和晶格常数改变因而产生较大内应力强化效果更加明显有时可以提高40100 之多见表7。3 晶须强化。如果尽可能减少晶体中的位错和其他缺陷使晶体接近理想的完整状态这时材料的变形不能依靠位错的滑移而是依靠滑移面上的原子作刚性移动。这种滑移需要很大的切应力使金属材料的强度大大提高。晶须是一种接近完整的晶体强度极高例如铜晶须的强度极限可达到2000 MPa 左右。由于生产成本很高在工业上应用尚不广淬火变形和裂纹是热处理中常见的问题
也是造成产品报废的重要原因如何控制是多年来热处理理论工作者与实际生产者致力研究的课题。亚淬火理论的出现和应用为解决这一问题提供了契机亚温淬火因其加热温度是在奥氏体与铁素体之间的双相区域内进行的加热的温度比普通的热处理温度低40 80℃具有降低能耗、提高产品的韧性、减少变形与裂纹等优点。尤其在低、中碳钢以及低、中碳合金钢等材料中得到了广泛的应用。选择最常用的钢种45 钢作为实验材料给出不同淬火温度下对生产实际具有指导意义的实验数据。试验用料为某钢厂生产的5 80mm 的45 圆钢其化学成分如表1 所示。从表1 可知该45 钢符合GB??T 3077- 1999 标准要求。1 亚温淬火工艺对机械性能的影响将上述成分的棒料加工成5 80×100mm 的试样24 件先对试样进行850℃的正火处理金相组织为索氏体铁素体然后将试样放入盐浴炉中分别加热至750℃、765℃、780℃、820℃保温后放入饱和氯化钙水溶液中进行淬火处理其金相组织如表2。并对765℃的试样进行比较全面的试验结果如表3。. 1 试验结果分析从表3 中可知亚温淬火零件的机械性能受回火温度的影响较大低温回火不能充分发挥亚温淬火两相组织的强韧化效果随回火温度的提高钢的强度逐渐下降韧性明显上升而当回火温度升到350℃左右时出现第一类回火脆性特征回火温度再继续升高韧性不断升高两相组织强韧化效果愈加明显。这是因为: 1 亚温淬火能减小淬火应力淬火裂纹是由热处理时产生的应力引起的伴随加热和冷却而产生的热应力和组织应力在工件中引起不均匀的塑性变形是导致工件裂纹的主要原因而当应力过大特别是拉应力和切应力超过零件在该温度的强度极限时便形成开裂在亚温淬火时由于少量塑性好的铁素体的存在能减少应力集中铁素体的塑性变形吸收了部分能量使应力减少因此就有效地减少了零件在淬火时变形和开裂的危险性。同时铁素体阻碍裂纹的扩张故提高了材料的冲击韧性。2 由于亚温淬火后实际加
热温度在A cl-A c3 之间未溶进奥氏体中的铁素体阻止晶粒长大故淬火后实际晶粒细小而晶粒愈细晶强度愈高由于晶粒细化所提高的强度部分弥补因保留少量铁素体而引起的强度下降晶粒细化对韧性有利。试验的结果还表明: 采用亚温淬火试件的硬度与采用普通淬火试件的硬度基本相同。淬火温度的降低硬度也逐渐降低但降低的不明显。强化武器技巧
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