強(qiáng)韌化工程應(yīng)用

1、強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用一、程應(yīng)用一、程應(yīng)用（1）細(xì)化鑄錠組織晶粒的基本途徑）細(xì)化鑄錠組織晶粒的基本途徑 提高結(jié)晶過冷度提高結(jié)晶過冷度 機(jī)械振動(dòng)機(jī)械振動(dòng)1.結(jié)晶過程中的晶粒細(xì)化結(jié)晶過程中的晶粒細(xì)化 加入形核劑（也稱孕育劑、變質(zhì)劑）加入形核劑（也稱孕育劑、變質(zhì)劑）強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用 降低澆注溫度、采用金屬鑄型降低澆注溫度、采用金屬鑄型 鑄鐵孕育處理（變質(zhì)處理）加入硅鐵、硅鈣等。進(jìn)一步發(fā)鑄鐵孕育處理（變質(zhì)處理）加入硅鐵、硅鈣等。進(jìn)一步發(fā)展球墨鑄鐵展球墨鑄鐵 鑄造鋁合金變質(zhì)處理鑄造鋁合金變質(zhì)處理加入變質(zhì)劑（加入變質(zhì)劑（2/3NaF+1/3NaCl或或 25%NaF+62.5%N

2、aCl+12%KCl) ) 連鑄連軋連鑄連軋（2）工程應(yīng)用）工程應(yīng)用灰口鑄鐵的顯微組織灰口鑄鐵的顯微組織 強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用球墨鑄鐵的顯微組織球墨鑄鐵的顯微組織 球化劑：球化劑：Mg，0.040.08% （孕育處理）（孕育處理）強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用 ZL102合金的鑄態(tài)組織合金的鑄態(tài)組織 強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用2.變形加工過程中的晶粒細(xì)化變形加工過程中的晶粒細(xì)化(1)(1)冷加工過程中的晶粒細(xì)化（軋板、拔絲、拉伸）冷加工過程中的晶粒細(xì)化（軋板、拔絲、拉伸） 冷加工變形量冷加工變形量1%2.5%4%6%8%10%12%15% 再

3、結(jié)晶退火溫度再結(jié)晶退火溫度放大100倍時(shí)每0.45cm2中的晶粒數(shù)晶粒度應(yīng)變/%低碳鋼變形度及退火溫度對(duì)再結(jié)晶后晶粒大小的影響低碳鋼變形度及退火溫度對(duì)再結(jié)晶后晶粒大小的影響 加熱速度加熱速度 加熱速度很慢將使晶粒粗化加熱速度很慢將使晶粒粗化 （2 2）熱加工中的晶粒細(xì)化（鍛造、軋制、熱擠壓）熱加工中的晶粒細(xì)化（鍛造、軋制、熱擠壓） 熱加工使粗鑄錠組織中粗大柱晶、粗大金屬間化合物破熱加工使粗鑄錠組織中粗大柱晶、粗大金屬間化合物破碎（高速鋼中魚骨狀粗大碎（高速鋼中魚骨狀粗大M M6 6C)C)破碎，分布均勻。高碳、高破碎，分布均勻。高碳、高合金鋼工模具鋼均需次過程。合金鋼工模具鋼均需次過程。 動(dòng)態(tài)

4、再結(jié)晶的應(yīng)用動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的應(yīng)用 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒大小動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒大小d d主要取決于熱變時(shí)的流變應(yīng)力主要取決于熱變時(shí)的流變應(yīng)力 d-n 常數(shù)常數(shù)n0.10.5采用低的變形終止溫度、大的最終變形量、快的冷卻速度采用低的變形終止溫度、大的最終變形量、快的冷卻速度可獲得細(xì)小晶粒。可獲得細(xì)小晶粒。強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的光學(xué)顯微組織及TEM組織光學(xué)組織(Mg合金)TEM組織(銅合金)強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用3 熱處理過程中的晶粒細(xì)化熱處理過程中的晶粒細(xì)化（1 1） 加熱溫度、加熱時(shí)間控制加熱溫度、加熱時(shí)間控制 加熱溫度：加熱溫度：保證發(fā)生特定轉(zhuǎn)變的前提下盡可能低保證發(fā)生特

5、定轉(zhuǎn)變的前提下盡可能低（Ac3Ac3以上以上303050 50 ，Ac1Ac1以上以上30305050） 保溫時(shí)間：保溫時(shí)間：保證發(fā)生內(nèi)外溫度均勻、轉(zhuǎn)變充分的前提保證發(fā)生內(nèi)外溫度均勻、轉(zhuǎn)變充分的前提下盡可能短（下盡可能短（主要取決于材質(zhì)、熱處理工藝要求等主要取決于材質(zhì)、熱處理工藝要求等) （2） 加熱方法選取（感應(yīng)加熱、三束加熱）加熱方法選取（感應(yīng)加熱、三束加熱） 感應(yīng)加熱表面淬火可以在工件表層得到極細(xì)的所謂感應(yīng)加熱表面淬火可以在工件表層得到極細(xì)的所謂“隱晶馬氏體隱晶馬氏體”組織組織強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用（3 3）采用循環(huán)加熱及奧氏體逆相變方法）采用循

6、環(huán)加熱及奧氏體逆相變方法 通過反復(fù)加熱至奧氏體溫度后淬火（通過反復(fù)加熱至奧氏體溫度后淬火（34次），或在次），或在奧氏體鐵素體兩相區(qū)交替循環(huán)加熱淬火。采用上述處理奧氏體鐵素體兩相區(qū)交替循環(huán)加熱淬火。采用上述處理可獲得可獲得1518及超細(xì)晶粒。及超細(xì)晶粒。（4 4）形變熱處理）形變熱處理 相變溫度之上，通過變形細(xì)化母相晶粒，改善碳化物相變溫度之上，通過變形細(xì)化母相晶粒，改善碳化物形態(tài)及分布（球化退火）；形態(tài)及分布（球化退火）； 相變溫度下（通常在相變溫度下（通常在Ar1Ms點(diǎn)之間），通過變形可點(diǎn)之間），通過變形可獲得晶粒細(xì)小、均勻馬氏體。獲得晶粒細(xì)小、均勻馬氏體。強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用

7、過共析鋼球化退火工藝過共析鋼球化退火工藝(a)(a)珠光體珠光體P 3800P 3800倍倍A1-650A1-650HB170-200 (b) (b) 索氏體索氏體S 8000S 8000倍倍650-600650-600HRC25-35HRC25-35(c)(c)屈氏體屈氏體T 8000T 8000倍倍600-550600-550HRC35-40 珠光體型組織珠光體型組織 （5）冷卻過程中的晶?？刂疲├鋮s過程中的晶粒控制 在固態(tài)相變中通過增加相變過冷度，細(xì)化轉(zhuǎn)變產(chǎn)物晶粒。在固態(tài)相變中通過增加相變過冷度，細(xì)化轉(zhuǎn)變產(chǎn)物晶粒。典型應(yīng)用：典型應(yīng)用：鋼的正火處理鋼的正火處理材料的強(qiáng)韌化材料的強(qiáng)韌化4 材

8、料制備過程材料制備過程(1)(1)冶煉過程冶煉過程 煉鋼過程采用硅、錳脫氧獲得煉鋼過程采用硅、錳脫氧獲得本質(zhì)晶粒粗本質(zhì)晶粒粗、鋁脫氧獲得與本質(zhì)晶粒細(xì)鋼、鋁脫氧獲得與本質(zhì)晶粒細(xì)鋼 (2)(2)合金成分設(shè)計(jì)合金成分設(shè)計(jì) 后續(xù)需經(jīng)過熱處理鋼通常加入后續(xù)需經(jīng)過熱處理鋼通常加入W W、MoMo、V V、TiTi、NbNb等碳化物形成元素。等碳化物形成元素。 后續(xù)使用、處理需在高溫長(zhǎng)時(shí)間停留后續(xù)使用、處理需在高溫長(zhǎng)時(shí)間停留 滲碳用鋼、高速鋼滲碳用鋼、高速鋼 鋼中含有促進(jìn)晶粒長(zhǎng)大元素鋼中含有促進(jìn)晶粒長(zhǎng)大元素 鋼中含錳造成奧氏體晶粒易于長(zhǎng)大鋼中含錳造成奧氏體晶粒易于長(zhǎng)大材料的強(qiáng)韌化材料的強(qiáng)韌化1.1.通過冷變

9、形強(qiáng)化金屬材料通過冷變形強(qiáng)化金屬材料 是一些金屬材料強(qiáng)化的重要是一些金屬材料強(qiáng)化的重要手段，如銅、鋁、奧氏體不銹鋼等。手段，如銅、鋁、奧氏體不銹鋼等。 通過拔絲、軋板、拉伸使金屬材料在成型的同時(shí)，整通過拔絲、軋板、拉伸使金屬材料在成型的同時(shí)，整體強(qiáng)化。體強(qiáng)化。應(yīng)用：銅鋁導(dǎo)線、型材、冷軋板材、冷拔彈簧等。應(yīng)用：銅鋁導(dǎo)線、型材、冷軋板材、冷拔彈簧等。 通過塑性變形提高表層、局部強(qiáng)度（噴丸處理、局部通過塑性變形提高表層、局部強(qiáng)度（噴丸處理、局部擠壓）擠壓） 通過過載實(shí)現(xiàn)局部變形強(qiáng)化通過過載實(shí)現(xiàn)局部變形強(qiáng)化2.2.形變強(qiáng)化是金屬材料成型加工、安全使用的保障。形變強(qiáng)化是金屬材料成型加工、安全使用的保障。

10、二、形變強(qiáng)化原理工程應(yīng)用二、形變強(qiáng)化原理工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用三、固溶強(qiáng)化原理工程應(yīng)用三、固溶強(qiáng)化原理工程應(yīng)用1.1.鐵碳合金鐵碳合金 加入碳原子，使加入碳原子，使-Fe-Fe強(qiáng)度顯著增加。強(qiáng)度顯著增加。 加入合金元素加入合金元素CrCr、NiNi、SiSi、MnMn等進(jìn)一步強(qiáng)化鐵素體。等進(jìn)一步強(qiáng)化鐵素體。2.2.銅合金銅合金 黃銅（黃銅（Cu-ZnCu-Zn) ) 青銅（青銅（Cu-SnCu-Sn、Cu-AlCu-Al、Cu-BeCu-Be、Cu-PbCu-Pb、Cu-PCu-P等）等） 白銅（白銅（Cu-NiCu-Ni）3.3.鋁合金鋁合金 鋁的合金化一般都形成有限固溶體

11、，最長(zhǎng)用元素是：鋁的合金化一般都形成有限固溶體，最長(zhǎng)用元素是：鋅、鎂、銅、錳、硅等。鋅、鎂、銅、錳、硅等。強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用4.4.鈦合金鈦合金 加入合金元素加入合金元素ZrZr、SnSn、AlAl、V V、MoMo等產(chǎn)生單元、多元固等產(chǎn)生單元、多元固溶強(qiáng)化。溶強(qiáng)化。5.5.鎂合金鎂合金加入合金元素加入合金元素MnMn、AlAl、ZnZn等。其中等。其中AlAl在在MgMg中有較大固溶中有較大固溶度，能起到顯著固溶強(qiáng)化作用。度，能起到顯著固溶強(qiáng)化作用。1.1.聚合型兩相合金聚合型兩相合金(1)(1)碳素結(jié)構(gòu)鋼碳素結(jié)構(gòu)鋼 構(gòu)成相：構(gòu)成相：F + Fe3C; 組織組織F +P(2)雙

12、相鋼雙相鋼 鐵素體鐵素體 + 馬氏體雙相不銹鋼馬氏體雙相不銹鋼 典型鋼號(hào)：典型鋼號(hào)：1Cr17Ni2，通過加入，通過加入2%Ni使鋼由單一鐵素使鋼由單一鐵素體過渡到高溫體過渡到高溫+，淬火后得到鐵素體、馬氏體復(fù)相組織，淬火后得到鐵素體、馬氏體復(fù)相組織。采用。采用275350C或或550 700C回火，獲得不同使用性回火，獲得不同使用性能。能。 四、第二相強(qiáng)化原理工程應(yīng)用四、第二相強(qiáng)化原理工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用 奧氏體奧氏體- -鐵素體復(fù)相不銹鋼鐵素體復(fù)相不銹鋼強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用2.2.彌散分布兩相合金彌散分布兩相合金（1）過飽和固

13、溶體及時(shí)效析出過程）過飽和固溶體及時(shí)效析出過程T1T2C0 MN + wB/% 在工藝上可采用的兩種方式控制脫溶沉淀在工藝上可采用的兩種方式控制脫溶沉淀在溫度較高的單相區(qū)內(nèi)均勻化后冷卻至溶解度線以下，在溫度較高的單相區(qū)內(nèi)均勻化后冷卻至溶解度線以下，沉淀相的體積分?jǐn)?shù)和彌散度可由冷卻速度控制。沉淀相的體積分?jǐn)?shù)和彌散度可由冷卻速度控制。先進(jìn)行固溶處理，從高溫急速冷卻到室溫，因脫溶沉先進(jìn)行固溶處理，從高溫急速冷卻到室溫，因脫溶沉淀過程受到抑制而得到過飽和固溶體，然后重新加熱淀過程受到抑制而得到過飽和固溶體，然后重新加熱至兩相區(qū)保溫（時(shí)效）是沉淀相得以析出，沉淀相的至兩相區(qū)保溫（時(shí)效）是沉淀相得以析出，

14、沉淀相的體積分?jǐn)?shù)和彌散度由時(shí)效溫度和保溫時(shí)間控制。體積分?jǐn)?shù)和彌散度由時(shí)效溫度和保溫時(shí)間控制。強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用 脫溶沉淀過程脫溶沉淀過程脫溶沉淀過程受脫溶沉淀過程受溶質(zhì)擴(kuò)散溶質(zhì)擴(kuò)散控制，在沉淀過程中可能形成控制，在沉淀過程中可能形成一系列一系列介介穩(wěn)定穩(wěn)定相相（過渡相）。（過渡相）。著名的著名的Al-CuAl-Cu合金相圖的富鋁角合金相圖的富鋁角43210區(qū)GP成分為成分為w wCuCu=4.5%=4.5%的的Al-CuAl-Cu合金合金室溫平衡組織為：室溫平衡組織為： （AlAl2 2CuCu）加熱到加熱到550550o oC C保溫均勻化后，急冷到室溫得到過飽和保溫均勻化后，

15、急冷到室溫得到過飽和固溶體固溶體 0 0。 0 0 的實(shí)際過程要經(jīng)過形成三個(gè)中間相來完成，的實(shí)際過程要經(jīng)過形成三個(gè)中間相來完成，在較低的溫度下時(shí)效的脫溶沉淀順序?yàn)椋涸谳^低的溫度下時(shí)效的脫溶沉淀順序?yàn)椋簭?qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用(1)GP(1)GP區(qū)區(qū)GPGP區(qū)是溶質(zhì)原子區(qū)是溶質(zhì)原子(Cu)(Cu)偏聚區(qū)，在偏聚區(qū)，在100100面上偏聚。此區(qū)內(nèi)面上偏聚。此區(qū)內(nèi)晶體結(jié)構(gòu)與基體相同并晶體結(jié)構(gòu)與基體相同并與基體共格，無明顯界面與基體共格，無明顯界面。GPGP區(qū)是區(qū)是19381938年年GuinierGuinier和和PrestonPreston各自獨(dú)立用各自獨(dú)立用X X射線衍射發(fā)射線衍射發(fā)現(xiàn)的

16、，故稱現(xiàn)的，故稱GPGP區(qū)區(qū)。GPGP區(qū)模型平行于（區(qū)模型平行于（200)200)晶面并穿過晶面并穿過GPGP區(qū)的截面區(qū)的截面強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用(2) (2) 相相隨著隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，將形成介時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，將形成介穩(wěn)相穩(wěn)相 ,成分接近于成分接近于AlAl2 2Cu,Cu,正方正方點(diǎn)陣。點(diǎn)陣。 可能是可能是GPGP區(qū)溶解再析出形成，區(qū)溶解再析出形成，亦可由亦可由GPGP區(qū)原位轉(zhuǎn)化而成。區(qū)原位轉(zhuǎn)化而成。呈盤狀，與母相有一定取向關(guān)系。呈盤狀，與母相有一定取向關(guān)系。這種盤狀這種盤狀共格共格沉淀物在基體內(nèi)產(chǎn)沉淀物在基體內(nèi)產(chǎn)生生較大彈性應(yīng)變較大彈性應(yīng)變，可使合金明顯，可使合金明顯強(qiáng)化。

17、強(qiáng)化。強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用隨著時(shí)效溫度的升高和時(shí)間的延長(zhǎng)，將析出介穩(wěn)相隨著時(shí)效溫度的升高和時(shí)間的延長(zhǎng)，將析出介穩(wěn)相 。成分近似成分近似AlAl2 2CuCu，正方點(diǎn)陣正方點(diǎn)陣, ,但軸比但軸比c/ac/a相對(duì)于相對(duì)于 下降，下降，與基體的界面為與基體的界面為半共格關(guān)系半共格關(guān)系。(3)(3) 相相經(jīng)更高溫度或更長(zhǎng)時(shí)間的時(shí)效經(jīng)更高溫度或更長(zhǎng)時(shí)間的時(shí)效,將析出平衡相將析出平衡相 , ,成分為成分為AlAl2 2CuCu，正方點(diǎn)陣，軸比正方點(diǎn)陣，軸比c/ac/a相對(duì)于相對(duì)于 又又下降下降。與基體與基體非共格，界面能較高非共格，界面能較高。(4)(4) 相相強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用

18、（2）鋁銅合金的時(shí)效強(qiáng)化過程）鋁銅合金的時(shí)效強(qiáng)化過程第一階段：第一階段：在過飽和在過飽和固溶體的某一晶面上產(chǎn)生銅原子固溶體的某一晶面上產(chǎn)生銅原子偏聚現(xiàn)象，形成銅原子富集區(qū)（偏聚現(xiàn)象，形成銅原子富集區(qū)（GPGP區(qū)），從而使區(qū)），從而使固溶體產(chǎn)生嚴(yán)重的晶格畸變，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到阻礙，合金固溶體產(chǎn)生嚴(yán)重的晶格畸變，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到阻礙，合金強(qiáng)度提高。強(qiáng)度提高。第二階段：第二階段：隨時(shí)間延長(zhǎng)，隨時(shí)間延長(zhǎng)，GPGP區(qū)進(jìn)一步擴(kuò)大，并發(fā)生區(qū)進(jìn)一步擴(kuò)大，并發(fā)生有序化，便形成有序的富銅區(qū)，稱為有序化，便形成有序的富銅區(qū)，稱為GPGP區(qū)，其成分區(qū)，其成分接近接近CuAl2CuAl2（相），成為中間狀態(tài)，常用相），成為中間

19、狀態(tài)，常用表示。表示。的析出，進(jìn)一步加重了的析出，進(jìn)一步加重了相的晶格畸變，使合金強(qiáng)相的晶格畸變，使合金強(qiáng)度進(jìn)一步提高。度進(jìn)一步提高。強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用第三階段：第三階段：隨著時(shí)效過程的進(jìn)一步發(fā)展，銅原子在隨著時(shí)效過程的進(jìn)一步發(fā)展，銅原子在GP區(qū)繼續(xù)偏聚。當(dāng)銅與鋁原子之比為區(qū)繼續(xù)偏聚。當(dāng)銅與鋁原子之比為1:2時(shí)，形成與母相保時(shí)，形成與母相保持共格關(guān)系的過渡相持共格關(guān)系的過渡相。相出現(xiàn)的初期，母相的晶格畸相出現(xiàn)的初期，母相的晶格畸變達(dá)到最大，合金強(qiáng)度達(dá)到峰值。變達(dá)到最大，合金強(qiáng)度達(dá)到峰值。第四階段：第四階段：時(shí)效后期，過渡相時(shí)效后期，過渡相從鋁基固溶體中完全脫從鋁基固溶體中完全脫落

20、，形成與基體有明顯相界面的獨(dú)立的穩(wěn)定相落，形成與基體有明顯相界面的獨(dú)立的穩(wěn)定相CuAl2，稱，稱為為相。此時(shí)，相。此時(shí)，相與基體的共格關(guān)系完全破壞，共格畸相與基體的共格關(guān)系完全破壞，共格畸變也隨之消失，隨著變也隨之消失，隨著相質(zhì)點(diǎn)的聚集長(zhǎng)大，合金明顯軟化，相質(zhì)點(diǎn)的聚集長(zhǎng)大，合金明顯軟化，強(qiáng)度、硬度降低。強(qiáng)度、硬度降低。 強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用時(shí)效過程中，最大強(qiáng)化效果是在時(shí)效過程中，最大強(qiáng)化效果是在 析出階段，當(dāng)析出階段，當(dāng) 大量形成時(shí)，硬度開始下降，稱為大量形成時(shí)，硬度開始下降，稱為過時(shí)效過時(shí)效。強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用 提高時(shí)效溫度，可以使時(shí)效速度加快提高時(shí)效溫度，可以使時(shí)

21、效速度加快，但獲得的強(qiáng)度值，但獲得的強(qiáng)度值比較低。在自然時(shí)效條件下，時(shí)效進(jìn)行得十分緩慢，約需比較低。在自然時(shí)效條件下，時(shí)效進(jìn)行得十分緩慢，約需4 45 5天才能達(dá)到最高強(qiáng)度值。天才能達(dá)到最高強(qiáng)度值。強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用（3）銅合金時(shí)效強(qiáng)化）銅合金時(shí)效強(qiáng)化 鈹青銅成分：含鈹青銅成分：含Be1.72.5%(QBe1.7、 QBe1.7、 QBe1.7）熱處理：熱處理：800830淬火，淬火，320時(shí)效處理沉淀析出時(shí)效處理沉淀析出2相相（以電子化合物（以電子化合物CuBe為基的有序固溶體）。為基的有序固溶體）。性能：抗拉強(qiáng)度可性能：抗拉強(qiáng)度可,125015

22、00MN/mm2，硬度可達(dá)，硬度可達(dá)HB350400，接近中強(qiáng)度鋼。，接近中強(qiáng)度鋼。強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用（4）鋼淬火回火轉(zhuǎn)變）鋼淬火回火轉(zhuǎn)變 馬氏體中過飽和溶入碳原子析出過程馬氏體中過飽和溶入碳原子析出過程（C原子偏聚、亞原子偏聚、亞穩(wěn)態(tài)穩(wěn)態(tài)-Cem、-Cem碳化物析出、穩(wěn)定碳化物析出、穩(wěn)定-Cem（Fe3C）析）析出及聚集長(zhǎng)大）。出及聚集長(zhǎng)大）。 馬氏體分解產(chǎn)物鐵素體的回復(fù)與再結(jié)晶馬氏體分解產(chǎn)物鐵素體的回復(fù)與再結(jié)晶 殘余奧氏體（其它淬火產(chǎn)物）的轉(zhuǎn)化殘余奧氏體（其它淬火產(chǎn)物）的轉(zhuǎn)化強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用（5）馬氏體時(shí)效鋼）馬氏體時(shí)效鋼 馬氏

23、體時(shí)效鋼化學(xué)成分：含馬氏體時(shí)效鋼化學(xué)成分：含C0.03%；含；含Ni1825%；含產(chǎn)生沉淀硬化元素含產(chǎn)生沉淀硬化元素Ti-Al-Co-Mo、Ti-Al-Nb 性能：具有高的屈服極限（性能：具有高的屈服極限（2000MN/mm2）、斷裂韌）、斷裂韌性和良好的工藝性。性和良好的工藝性。 熱處理熱處理:1)加熱到加熱到800，空氣中冷卻淬火得到馬氏體，空氣中冷卻淬火得到馬氏體（相當(dāng)做固溶處理），后進(jìn)行（相當(dāng)做固溶處理），后進(jìn)行480時(shí)效處理。時(shí)效處理。 時(shí)效析出相：鎳和鉬、鈦的金屬間化合物，如時(shí)效析出相：鎳和鉬、鈦的金屬間化合物，如Fe2Mo（拉氏相）、（拉氏相）、Ni3Ti、Ni3Mo、（、（Ni

24、、Fe）3（Ti、Al）等。）等。強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用（6）沉淀硬化超過強(qiáng)度不銹鋼）沉淀硬化超過強(qiáng)度不銹鋼18-8型鉻型鉻-鎳不銹鋼機(jī)械強(qiáng)度不高，由不能通過熱處理改善，鎳不銹鋼機(jī)械強(qiáng)度不高，由不能通過熱處理改善，因此以因此以18-8型為基礎(chǔ)發(fā)展成奧氏體型為基礎(chǔ)發(fā)展成奧氏體-馬氏體沉淀硬化不銹鋼；馬氏體沉淀硬化不銹鋼；以以Cr13型為基礎(chǔ)發(fā)展起來低碳馬氏體沉淀硬化不銹超高強(qiáng)度型為基礎(chǔ)發(fā)展起來低碳馬氏體沉淀硬化不銹超高強(qiáng)度鋼。鋼。奧氏體奧氏體-馬氏體沉淀硬化不銹鋼：含碳量低（馬氏體沉淀硬化不銹鋼：含碳量低（0.09%）；）；含有奧氏體形成元素含有奧氏體形成元素Ni、Mn、Co、Cu；加

25、入；加入Al、Ti、Mo等元素形成沉淀強(qiáng)化相等元素形成沉淀強(qiáng)化相Ni3Al、Ni3Ti、AB2（拉氏相）等。（拉氏相）等。馬氏體沉淀硬化不銹鋼：以馬氏體沉淀硬化不銹鋼：以Cr13型為基礎(chǔ)，加入型為基礎(chǔ)，加入Mo、W、V、Ti，形成，形成AB2型（型（Fe2Mo、Fe2Ti、Fe2Nb）、）、Fe36Cr12Mo10等等強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用五、鋼材淬火強(qiáng)化五、鋼材淬火強(qiáng)化1.1.定義：定義： 將鋼從適當(dāng)?shù)臏囟?，保溫并以將鋼從適當(dāng)?shù)臏囟龋夭⒁源笥谂R界冷速冷卻大于臨界冷速冷卻，以得，以得到介穩(wěn)狀態(tài)的到介穩(wěn)狀態(tài)的馬氏體或下貝氏體組織馬氏體或下貝氏體組織的工藝。的工藝。2.2.目的：目的

26、： 提高工具、滲碳零件和其它高強(qiáng)度耐磨機(jī)械零件的硬度、提高工具、滲碳零件和其它高強(qiáng)度耐磨機(jī)械零件的硬度、強(qiáng)度和耐磨性。強(qiáng)度和耐磨性。 結(jié)構(gòu)鋼通過淬火與回火相配合，獲得良好的綜合機(jī)械性結(jié)構(gòu)鋼通過淬火與回火相配合，獲得良好的綜合機(jī)械性能。能。3.3.加熱溫度：加熱溫度：亞共析鋼亞共析鋼Ac3Ac3以上以上30305050 ，過共析鋼為，過共析鋼為Ac1Ac1以上以上30305050。4.4.馬氏體組織形態(tài)馬氏體組織形態(tài)（1 1）板條狀馬氏體）板條狀馬氏體形成條件形成條件:常見于低、中碳鋼及不銹鋼常見于低、中碳鋼及不銹鋼形態(tài)：扁條狀，每一條為單晶；條與條之間呈孿晶關(guān)系形態(tài)：扁條狀，每一條為單晶；條與

27、條之間呈孿晶關(guān)系或夾有或夾有20nm左右殘余奧氏體；一個(gè)奧氏體晶粒可轉(zhuǎn)變成幾左右殘余奧氏體；一個(gè)奧氏體晶?？赊D(zhuǎn)變成幾個(gè)板條束。個(gè)板條束。板條馬氏體板條馬氏體位錯(cuò)型馬氏體位錯(cuò)型馬氏體晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)：高密度位錯(cuò)（晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)：高密度位錯(cuò)（0.30.91012/cm2)有時(shí)也有時(shí)也有孿晶，但極少。慣習(xí)面有孿晶，但極少。慣習(xí)面111，K-S關(guān)系。關(guān)系。K-S關(guān)系關(guān)系形成條件形成條件:常見于高碳鋼及高鎳的常見于高碳鋼及高鎳的Fe-Ni合金。合金。（2 2）透鏡狀馬氏體）透鏡狀馬氏體針狀馬氏體針狀馬氏體晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)：主要為晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)：主要為112孿晶，孿晶間距孿晶，孿晶間距510nm，僅，僅存在于片中部，邊緣為復(fù)

28、雜位存在于片中部，邊緣為復(fù)雜位錯(cuò)組列。錯(cuò)組列。形態(tài)：立體形態(tài)為雙凸透鏡。形態(tài)：立體形態(tài)為雙凸透鏡。u形成溫度稍高，慣習(xí)面為形成溫度稍高，慣習(xí)面為(225)(225)，無，無“中脊中脊”，多為，多為K-SK-S關(guān)系；關(guān)系；u形成溫度較低，慣習(xí)面為形成溫度較低，慣習(xí)面為(259)(259)，有，有“中脊中脊”，為，為K-SK-S或或N-WN-W關(guān)系。關(guān)系。（3 3）碟狀馬氏體）碟狀馬氏體形成條件形成條件:在板條狀馬氏體與透鏡狀馬氏體形成溫度之間，在板條狀馬氏體與透鏡狀馬氏體形成溫度之間，F(xiàn)e-Ni-C、Fe-Ni，最近發(fā)現(xiàn)，最近發(fā)現(xiàn)Fe-C中也存在。中也存在。形態(tài)：立體形態(tài)為形態(tài)：立體形態(tài)為V型柱

29、型柱狀，橫截面為蝶狀。兩翼狀，橫截面為蝶狀。兩翼夾角一般為夾角一般為136，兩翼結(jié)，兩翼結(jié)合面合面為為100100，慣習(xí)面為，慣習(xí)面為225225。亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯(cuò)少亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯(cuò)少量孿晶量孿晶碟狀馬氏體（4 4）薄板狀馬氏體）薄板狀馬氏體形成條件形成條件:Ms點(diǎn)低于點(diǎn)低于-100的的Fe-Ni-C合金中。合金中。母相母相/ /新相界新相界面平直，形成速度極快。面平直，形成速度極快。形態(tài)：厚度約形態(tài)：厚度約310m的薄板狀，慣習(xí)面為的薄板狀，慣習(xí)面為259，K-S關(guān)關(guān)系。系。亞結(jié)構(gòu)：為亞結(jié)構(gòu)：為112孿晶，孿晶寬度孿晶，孿晶寬度隨含碳量增加而下降。隨含碳量增加而下降。薄片狀薄片狀馬氏體馬

30、氏體全孿晶全孿晶 亞結(jié)構(gòu)亞結(jié)構(gòu)（5 5）薄片狀馬氏體（）薄片狀馬氏體（/ /馬氏體）馬氏體）形成條件形成條件:層錯(cuò)能低的層錯(cuò)能低的Fe-Mn-C、Fe-Mn、Fe-Cr-Ni合金中。合金中。其晶體結(jié)構(gòu)為密排六方（其晶體結(jié)構(gòu)為密排六方（hcp）形態(tài)：厚度約形態(tài)：厚度約100300nm的薄片，慣習(xí)面為的薄片，慣習(xí)面為111，位相，位相關(guān)系為：關(guān)系為： 111/0001 / / / / / 亞結(jié)構(gòu)：為大量層錯(cuò)。亞結(jié)構(gòu)：為大量層錯(cuò)。 馬氏體（馬氏體（hcp）強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用5.5.馬氏體高硬度、高強(qiáng)度的本質(zhì)馬氏體高硬度、高強(qiáng)度的本質(zhì) 細(xì)晶強(qiáng)化細(xì)晶強(qiáng)化板條馬氏體板條馬氏體強(qiáng)化理論工程應(yīng)用

31、強(qiáng)化理論工程應(yīng)用針狀馬氏體針狀馬氏體強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用板條馬氏體板條馬氏體針狀馬氏體針狀馬氏體強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用 缺陷強(qiáng)化缺陷強(qiáng)化低碳馬氏體晶粒內(nèi)存在高密度位錯(cuò)低碳馬氏體晶粒內(nèi)存在高密度位錯(cuò) 強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用 透鏡狀馬氏體透鏡狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為孿晶，在邊緣區(qū)存在著高的亞結(jié)構(gòu)主要為孿晶，在邊緣區(qū)存在著高密度的位錯(cuò)，密度的位錯(cuò)，中脊為高密度微細(xì)孿晶。中脊為高密度微細(xì)孿晶。常見于中、高碳鋼常見于中、高碳鋼及高鎳的及高鎳的Fe-NiFe-Ni合金合金 固溶強(qiáng)化固溶強(qiáng)化 碳原子過飽和溶入碳原子過飽和溶入-Fe，具有體心正方結(jié)構(gòu)。具有體心正方結(jié)構(gòu)。 時(shí)效強(qiáng)化

32、時(shí)效強(qiáng)化 過飽和溶入碳原子以亞穩(wěn)過飽和溶入碳原子以亞穩(wěn)態(tài)態(tài)-Cem析出。析出。1-淬火后立即測(cè)量淬火后立即測(cè)量2-淬火后在淬火后在0 時(shí)效時(shí)效3h后測(cè)量后測(cè)量強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用 鐵碳合金中，馬氏體的塑性和韌性與其鐵碳合金中，馬氏體的塑性和韌性與其含含碳量、組織形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)碳量、組織形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)密切相關(guān)。密切相關(guān)。 w(C)0.3% w(C)1.0%w(C)1.0%：形成：形成片狀片狀M M，硬度高，塑性和韌，硬度高，塑性和韌 性差；性差； 0.3 0.31.0%C1.0%C：形成：形成板條板條M+M+片狀片狀M M的混合組的混合組織織, ,可能獲得良好強(qiáng)韌性。可能獲得良好強(qiáng)韌性。

33、馬氏體機(jī)械性能馬氏體機(jī)械性能強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用高碳高碳M中的顯微裂紋中的顯微裂紋強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用上貝氏體上貝氏體B上上形態(tài)形態(tài) 550-350 6.6.貝氏體高強(qiáng)韌性的本質(zhì)貝氏體高強(qiáng)韌性的本質(zhì)強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用 下貝氏體下貝氏體B下下形態(tài)形態(tài) 350-Ms六、復(fù)合材料的強(qiáng)韌化六、復(fù)合材料的強(qiáng)韌化 Al2O3 /Al-1.5Mg復(fù)合材料棒材復(fù)合材料棒材(a)縱向縱向 (b)橫向橫向纖維增強(qiáng)復(fù)合材料纖維增強(qiáng)復(fù)合材料強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料 粉末增強(qiáng)劑發(fā)生團(tuán)聚粉末增強(qiáng)劑發(fā)生團(tuán)聚; ;改

34、善增強(qiáng)粉末聚合體與基體的潤(rùn)濕程度改善增強(qiáng)粉末聚合體與基體的潤(rùn)濕程度強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用七、材料強(qiáng)韌化實(shí)例七、材料強(qiáng)韌化實(shí)例 超細(xì)晶超細(xì)晶 低碳馬氏體、下貝氏體低碳馬氏體、下貝氏體 相變塑性增韌相變塑性增韌強(qiáng)化理論工程應(yīng)用強(qiáng)化理論工程應(yīng)用相變?cè)鲰g相變?cè)鲰g冷卻過程中，冷卻過程中，ZrO2高溫立方相高溫立方相2370轉(zhuǎn)變成四方相，轉(zhuǎn)變成四方相，進(jìn)一步冷卻至進(jìn)一步冷卻至950，其體積增加，其體積增加3%。當(dāng)加熱至。當(dāng)加熱至1170 ，單斜相逆轉(zhuǎn)變。，單斜相逆轉(zhuǎn)變。四方相的四方相的ZrO2向單斜相的向單斜相的ZrO2轉(zhuǎn)變是馬氏體相變，具轉(zhuǎn)變是馬氏體相變，具有明顯應(yīng)力誘發(fā)特征更。有明顯應(yīng)力誘發(fā)特征更。通過合金化或減小粒子尺寸，可以使通過合金化或減小粒子尺寸，可以使Ms點(diǎn)降低甚至低點(diǎn)降低甚至低于室溫。于室溫。存在于基體相中的亞穩(wěn)四方相存在于基體相中的亞穩(wěn)四方相ZrO2顆粒受裂紋前端應(yīng)顆粒受裂紋前端應(yīng)力誘發(fā)向單斜相的力誘發(fā)向單斜相的ZrO2