低溫材料基礎第一章：緒論第二章：材料低溫力學性能第三章：材料低溫物理性能第四章：金屬材料第五章：非金屬材料第六章：實用超導材料第七章：材料低溫力學性能測量方法第八章：材料低溫熱物理和電學性能測量方法第四章金屬材料一、低溫馬氏體相變二、低溫“鋸齒”形流變三、金屬材料氫脆四、鋼五、鎳基合金和高溫合金六、鈦和鈦合金七、鋁和鋁合金八、銅和銅合金（一）低溫馬氏體相變馬氏體相變最初是指由面心立方晶體結構的奧氏體鋼（相）轉變為體心立方結構（BCC）或體心四方結構（BCT）的馬氏體鋼（相）（α'）。后來，馬氏體相變演變為泛指一種無擴散或位移型的相變。按照定義，把基本特征屬馬氏體相變型產物統稱馬氏體。本節介紹金屬材料馬氏體相變，即重點介紹低溫、應力或應變誘發奧氏體不銹鋼的馬氏體相變。1.1馬氏體相變的基本特征奧氏體不銹鋼馬氏體相變，是指低溫、應變或應力誘發的馬氏體相變。圖4-1α'相和ε相馬氏體相變示意圖1.1馬氏體相變的基本特征圖4-2

奧氏體和幾種馬氏體形貌316LN奧氏體不銹鋼金相照片如圖4-2（a）所示。α'相馬氏體形貌有多種，如板條狀、片狀和薄板狀，分別如圖4-2（b）、圖4-2（c）和圖4-2（d）所示。1.1馬氏體相變的基本特征馬氏體往往在母相的一定晶面上開始形成，此晶面稱為慣習面。馬氏體和母相的相界面、中脊面都可能成為慣習面。對碳（C）質量含量小于0.5%的鋼，慣習面通常為{111}γ。馬氏體相變源于原子遷移的協調剪切機制。從能量角度分析，馬氏體相變的驅動力是母體奧氏體和產生馬氏體的亥姆霍茲自由能。在平衡溫度T0，母相和子相具有相同的自由能。當溫度在T0以下，馬氏體轉變發生。馬氏體轉變開始發生的溫度稱為Tms，而全部轉變為馬氏體的溫度稱為Tmf。當冷卻至T0溫度以下但沒有發生馬氏體相變的情形稱為過冷，過冷與兩相自由能差別增大關聯。T0溫度以下的過冷度且自由能差別增大是為了馬氏體轉變開始對馬氏體剪切相變的依賴1.1馬氏體相變的基本特征相變過程中自由能轉化為熱能和儲能（內能）。相變潛熱可以測量，也可通過相變焓確定。儲能的三種主要形式為應變、界面和缺陷形成，缺陷形式主要包括位錯和孿晶。在母體奧氏體相內分散的位置馬氏體相成核并快速生長至平衡狀態時的尺寸和形貌。相變開始于溫度低于母相和子相熱力學平衡溫度時。晶核并不隨機分布。計算表明均勻分布成核需要相當大的能量，其值遠超熱漲落能。因此，各種成核始于具有低激活能壁壘的點。溫度、影響缺陷密度、缺陷形態或者母體相流變應力的因素等都會影響馬氏體的相變1.1馬氏體相變的基本特征鐵基合金的馬氏體相變具有如下特征：馬氏體相變反應速率與冷卻速率密切相關，一般高冷卻速率提高相變反應速率。此類動力學行為稱為非熱相變，通常發生在室溫以上。對Fe-Ni和Fe-Ni-C合金，馬氏體相變會突發性發生。通常，此類材料的馬氏體相變伴隨明顯的聲音發出。等溫相變。1.1馬氏體相變的基本特征馬氏體相變的剪切型原子遷移會產生宏觀形貌改變、特定形狀的馬氏體形貌，以及母相奧氏體和子相馬氏體特定的晶體學關系。這些變化可以通過光學顯微鏡甚至目測觀察到。表4-1奧氏體鋼中馬氏體含量表征方法1.2Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的馬氏體相變Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼可用作20K甚至以下低溫結構材料。然而，由于多數Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼是亞穩態的，溫度、應力或塑性變形都可能誘發馬氏體相變，即由具有面心立方晶體結構的γ相轉變為具有體心立方晶體或體心四方晶體結構的

α'

相和具有六方密排結構的

ε

相。其奧氏體的穩定性與其化學組分、應力、塑性應變以及溫度等因素密切相關。馬氏體開始轉變溫度Tms可由Eichelman-Hull公式給出[1]，即Tms=1758?1667(mC+mN)?61.1mNi?41.7mCr?33.3mMn?27.8mSi?36.1mMo（K）

（4-1）式中，mNi等為對應的元素質量百分數。由式（4-1）可見，C、N、Ni、Cr、Mn等都是奧氏體穩定元素，可顯著降低馬氏體開始轉變溫度。由式（4-1）還可以計算得到310系奧氏體不銹鋼的馬氏體開始轉變溫度Tms為?2000K，使其成為300系奧氏體不銹鋼中最穩定的。1.2Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的馬氏體相變Fe-Cr-Ni系奧氏體不銹鋼的奧氏體穩定性對應力?應變行為和流變的溫度依賴性都有影響。圖4-3塑性變形量和溫度對301奧氏體不銹鋼馬氏體相變體積分數的影響1.2Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的馬氏體相變對亞穩態Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼4～200K低溫，應力?應變行為分為三個不同階段。而具有穩定奧氏體結構的Fe-Ni-Cr不銹鋼則只有位錯應變硬化行為。圖4-4Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼應變誘發馬氏體相變1.2Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的馬氏體相變在應力?應變行為的第Ⅰ階段，通常不發生α'相變。而磁測量也未發現磁導率變化。在應力?應變行為的第Ⅱ階段，常發生所謂的“易滑移”并在交叉口處形成板條狀α'馬氏體。在應力?應變行為的第Ⅲ階段，材料的加工硬化率增大至某一常數，并在一個較大塑性形變范圍（20%～40%）維持不變。在第Ⅲ階段，α'馬氏體質量分數與塑性變形量成線性關系。圖4-5Fe-Ni-Cr奧氏體不銹鋼在應變行為第I階段

的溫度依賴性1.2Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的馬氏體相變圖4-6304L和316LN不同溫度下拉伸真應力?應變曲線及不同應變下馬氏體質量分數1.2Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的馬氏體相變通常認為彈性應力誘發馬氏體相變行為與低溫冷卻誘發馬氏體相變一致。應變誘發馬氏體相變相對較為復雜，可分為3個階段。每個階段的加工硬化率都有不同。表4-2300系Fe-Ni-Cr奧氏體不銹鋼的相變行為1.2Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的馬氏體相變馬氏體相變對Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的性能具有一系列影響，主要包括：1.體積膨脹2.磁性變化3.力學性能變化

（強度、韌性）圖4-7奧氏體穩定性對拉伸應力?應變影響示意圖1.2Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的馬氏體相變表4-3馬氏體相變對奧氏體不銹鋼斷裂韌性的影響1.2Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的馬氏體相變Fe-Mn-Cr系奧氏體不銹鋼與Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的低溫變形及低溫相變不同之處主要在于，前者主要發生孿晶和六方密排結構的ε相馬氏體相變。對于Mn含量低于10%的Fe-Mn-Cr系奧氏體不銹鋼，其低溫相變行為與Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼的基本一致。其中對于Mn含量8%～10%的Fe-Mn-Cr系奧氏體不銹鋼，低溫可誘發板條狀馬氏體相變。對于Mn含量在10%～14%的Fe-Mn-Cr系奧氏體不銹鋼，低溫可誘發αˊ相和ε相馬氏體相變。對Mn質量含量在14%～27%的Fe-Mn-Cr系奧氏體不銹鋼及奧氏體鋼，低溫誘發的馬氏體相變產生的量變少。對Mn質量含量在28%～46%的Fe-Mn(-Cr)材料為全奧氏體鋼，不發生馬氏體相變。其中Mn質量含量在26%～36%的鋼維持較高的低溫韌性其低溫可至20K甚至更低。當Mn的質量含量高于36%，其低溫韌性變差。（二）低溫“鋸齒”形流變“鋸齒”形不連續流變（屈服）是指拉伸、壓縮等應力?應變曲線（σ-ε）上發生的dσ/dε不連續行為。這種不連續屈服導致應力?應變曲線變化如“鋸齒”狀，因此常稱為“鋸齒”形流變。不連續屈服的顯著特征是載荷（應力）隨時間不連續劇烈變化。在特定溫度和應變速率范圍內，多種金屬或合金材料在塑性變形過程中會出現特殊的塑性失穩現象，即時域上的“鋸齒”形應力流變和空域上的應變局域化。

（二）低溫“鋸齒”形流變發生不連續屈服時，在宏觀時域上表現為應力?應變曲線上的“鋸齒”形振蕩，如圖4-8（a）所示；在空域上則主要表現為剪切帶的形成和傳播，造成材料塑性的降低和表面的凹凸不平，如圖4-8（b）所示。圖4-8奧氏體不銹鋼316LN液氦溫區拉伸應力?應變及剪切帶形成2.1Lüders屈服Lüders發現低碳鋼在室溫下進行拉伸試驗時，會出現明顯的屈服現象，即應力升高到上屈服點后快速跌落到下屈服點。隨后拉伸應力?應變曲線會出現一個具有微小應力起伏波動的“鋸齒”形流變帶，伴隨試樣表面上Lüders帶的形成。當應力平臺區結束以后，加工硬化起主導作用，致使材料隨后的宏觀塑性變形變得均勻穩定。圖4-9低碳鋼拉伸應力?應變曲線和試樣表面2.1Lüders屈服Lüders帶的形成和溶質原子與位錯相互關系有關。低碳鋼中位錯被C、N原子釘扎并形成柯氏（Cottrell）氣團。在塑性變形時，位錯必須掙脫柯氏氣團的束縛才能移動，即需要加大外力才能引起屈服（上屈服點）。隨后，位錯可以在較小的應力下運動，從而在一個低應力水平（下屈服點）下繼續變形。

2.2PLC效應Portevin等在拉伸試驗中發現金屬材料室溫及高溫下發生的不同于Lüders變形的新型不連續屈服現象，即應力?應變曲線上出現的連續反復振蕩的“鋸齒”形屈服現象，該現象也被稱為PLC效應。圖4-10AA5083鋁合金室溫拉伸應力?應變曲線

2.2PLC效應進一步研究發現，PLC效應導致的“鋸齒”形屈服包括6種不同形式（A-F），其中常見的5種如圖4-11所示。圖4-11PLC效應導致的5種類型不連續屈服及實例

2.2PLC效應表4-4PLC效應導致的6種不連續屈服特征

2.2PLC效應導致不連續屈服產生的7個可能原因[8]，包括：（1）位錯密度或位錯滑移速度的增加。位錯滑移導致的塑性應變速率為式中，ρm為參與滑移的位錯密度，b為Burgers矢量，

為位錯滑移平均速度。因此，當位錯密度ρm、位錯滑移速度

任一或同時增加時都會導致不連續屈服。（2）可動位錯與動態應變時效的相互作用。可動位錯與動態應變時效的相互作用會導致位錯密度ρm、位錯滑移速率

任一或同時增加，從而導致不連續屈服。（3）可動位錯有序向無序轉變、漸變或調整。（4）孿晶變形的產生。（5）位錯切割第二相粒子。（6）材料溫度的突變或溫度的不均勻傳遞。這種情形主要發生在低溫下。（7）應力或應變誘發相變。2.3低溫不連續屈服在常溫和高溫下具有連續、光滑的應變硬化行為的金屬材料在液氦溫度下發生塑性變形不穩定，如圖4-12所示。隨后，先后在有面心立方晶體結構、體心立方晶體結構、六方密排晶體結構、金屬單晶和多晶材料等材料中發現了低溫不連續屈服現象。圖4-12單晶及多晶金屬材料液氦溫度下拉伸應力?應變曲線2.3低溫不連續屈服1．低溫不連續屈服的基本特征（1）材料開始出現不連續屈服的溫度Tse與材料、試驗系統和應變速率等因素相關。相同溫度下，試驗應變速率較低或較高時都不會發生低溫不連續屈服。不同溫度下，發生不連續屈服的應變速率范圍不同。表4-5幾種材料的低溫不連續屈服開始溫度Tse圖4-14Cu-14at.%Al合金出現不連續屈服的溫度?應變速率范圍圖4-13多晶鋁不同應變速率下低溫拉伸應力?應變曲線[9]2.3低溫不連續屈服（2）金屬材料發生不連續屈服時會伴隨試樣溫度的顯著變化，如圖4-15所示。通常PLC效應導致的不連續屈服則無此現象。此外，金屬材料發生低溫不連續屈服時還伴隨電阻值的跳躍，如圖4-16所示。圖4-15310S奧氏體不銹鋼不同冷卻介質（液氦和超流氦）中拉伸應力?應變曲線及試樣溫度的變化圖4-16多晶鋁（99.5%）低溫不連續屈服時電阻變化2.3低溫不連續屈服（3）一些材料（如亞穩態奧氏體不銹鋼）發生低溫不連續屈服時伴隨應變或應力誘發馬氏體相變或孿晶生成。然而也有許多材料發生低溫不連續屈服時并不發生相變，如310、鋁合金等。（4）晶粒及晶界影響低溫不連續屈服行為。通過對具有不同晶粒尺寸的多晶鋁研究，發現晶粒粒徑降低，即晶界增大，可抑制低溫不連續屈服數量，但會增大應力跳躍幅度，如圖4-17所示。圖4-17晶粒對對低溫不連續屈服的影響2.3低溫不連續屈服（5）冷卻介質對低溫不連續屈服的影響。冷卻介質的影響源于材料與冷卻介質界面傳熱因素。通常相同溫度的低溫液體比氣體熱容和熱導都高，且與金屬材料界面傳熱效率更高。圖4-18冷卻介質亞穩態奧氏體不銹鋼對低溫不連續屈服的影響2.3低溫不連續屈服（6）材料雜質含量對低溫不連續屈服開始溫度、不連續屈服數目以及幅度都有影響。圖4-19雜質含量對單晶鋁、多晶鈦低溫不連續屈服的影響2.3低溫不連續屈服（7）樣品幾何尺寸對低溫不連續屈服的影響。當試樣變小（時不連續屈服數目以及應力跳躍幅度有所降低。這可能與冷卻介質熱交換有關。圖4-20試樣直徑和冷卻介質對低溫不連續屈服的影響2.3低溫不連續屈服（8）每一低溫不連續屈服都伴隨聲音釋放。此外，試驗中人為聲音干預也能改變低溫屈服不連續行為，如改變Tse。（9）超導轉變對低溫不連續屈服也有影響。應變速率和溫度相同的條件下，超導轉變發生后材料不連續屈服變弱甚至消失，如Al、Pb、In、Sn、Al-Mg、Al-Mn、Al-Li和Sn-Cd等，但是超導轉變不影響材料的強度性質。2.3低溫不連續屈服許多低溫金屬結構材料如奧氏體不銹鋼等具有面心立方晶體結構，研究表明這些材料的低溫不連續屈服還具有如下特性：（1）每一個不連續屈服包括4部分，即彈性變形、塑性屈服以及應力弛豫階段［包括（Ⅰ）應力突降和（Ⅱ）應力緩慢降低兩個階段］，如圖4-21所示。塑性屈服階段試樣的溫度升高并不明顯。溫度升高階段主要發生在應力緩慢降低階段。圖4-21單個不連續屈服放大以及試樣溫度變化對應關系2.3低溫不連續屈服（2）對多數奧氏體不銹鋼，開始出現不連續屈服的溫度Tse約為35K，如圖4-22所示。圖4-22316LN不同溫度下應力應變曲線（?=2.4×10?4s?1）2.3低溫不連續屈服2．低溫不連續屈服機理對于低溫不連續屈服產生的機理，尚無完善和統一的解釋。接下來介紹目前存在的主要假說。1）熱力不穩定性假說2）位錯塞積群動力學假說3．低溫不連續屈服與PLC效應的異同低溫不連續屈服與PLC效應都可表現為“鋸齒”形拉伸應力?應變曲線。低溫不連續屈服與PLC效應有本質不同。低溫不連續屈服與PLC效應都與位錯運動相關。然而，造成PLC效應的位錯壁壘源于溶質原子擴散；造成低溫不連續變形的壁壘形成卻與擴散無關。與PLC效應比較，對低溫不連續屈服的機理解釋尚未成熟。（三）金屬材料氫脆金屬氫脆，指氫進入金屬后引起材料塑性下降、誘發裂紋、產生滯后斷裂以及斷裂韌度下降的現象。氫對材料力學性能破壞的機理分為：一類是出現與氫相關的新物相并引起材料結構破壞；另一類是沒有明顯的第二相出現，即稱之為氫脆效應。氫脆效應不涉及明顯的化學反應或新相生成。目前氫脆機理的解釋主要包括氫增強的結合破壞和氫增強的局部塑性。氫脆有時還分為三類，即環境氫脆、內部氫脆和反應氫脆。可用缺口拉伸強度比、斷面收縮率比和斷后伸長率比來表征氫環境對材料斷裂性能的影響。圖4-23環境氫脆、內部氫脆和反應氫脆與外應力關系示意圖（三）金屬材料氫脆表4-6三種氫脆的基本特征（四）鋼鋼是含碳量0.02%～2%之間的鐵碳合金。一般含碳量越高，硬度和強度就越高，但韌性尤其是低溫韌性顯著降低。可以在低溫下使用的鋼泛稱低溫鋼。1.低溫錳鋼和鎳鋼是在普通碳鋼的基礎上通過添加Mn元素或Ni元素以提高低溫強度和韌性得到，目前，針對低溫錳鋼和鎳鋼的研究主要集中在經濟性、有效地降低韌脆轉變溫度，包括有效調控化學成分以實現節鎳而保持低溫韌度、晶粒細化以提高低溫韌性等。圖4-24CMn鋼及Ni鋼（四）鋼CMn鋼：一般用途的CMn鋼含有中等質量含量0.2%的C元素和約1.5%的Mn元素。此類鋼通常采用Si或Al脫氧，且通常細晶以優化韌性。CMn鋼具有珠光體相，室溫屈服強度可達500MPa。CMn鋼易被腐蝕，通常采用涂層或鍍鋅以提高耐蝕性。鎳鋼：按Ni含量不同，鎳鋼通常分為幾類。一類是Ni質量含量為1.5%～3.5%的鎳鋼。另一類鎳鋼是9%Ni鋼。圖4-255%Ni鋼和9%Ni鋼斷裂韌度K(J)Ic隨溫度的變化（四）鋼2.馬氏體時效鋼：是以無C或微C板條狀馬氏體為基體（C質量含量一般在0.003%以下），通過時效產生金屬間化合物以實現沉淀硬化的超高強度鋼。這與通過增加C質量含量以控制C的過飽和固溶或碳化物沉淀來提高硬度和強度的強化途徑不同。馬氏體時效鋼依賴時效產生的金屬間化合物沉淀硬化，可以兼顧強度和韌性。馬氏體時效鋼在時效前就具有較高的韌性，且可保持至液氮溫區。3.不銹鋼：不銹鋼是指一系列在空氣、水、鹽等溶液、酸以及其他腐蝕介質中具有高度化學穩定性的鋼種。影響不銹鋼相的關鍵元素是Cr和Ni。圖4-26不銹鋼分類示意圖（四）鋼2.奧氏體鋼和奧氏體不銹鋼：奧氏體鋼是指在室溫下具有穩定奧氏體組織的鋼。鋼中加入合金元素如Ni、Mn、N和Cr等能使正火后的合金具有穩定的奧氏體組織。奧氏體鋼的主要合金元素包括金屬元素Cr、Mn、Ni、Al、Mo、Nb、V、Co和非金屬C、N和Si等。不同合金元素對奧氏體鋼的熱力學性能及相變過程、組織和穩定性、形變與斷裂特性等力學性能的行為影響是不同的。圖4-27不同間隙元素及N對奧氏體不銹鋼屈服強度的影響（四）鋼（1）Fe-Ni-Cr系：所有奧氏體鋼都可以看作是由Fe-Ni-Cr系的18Cr8Ni(302)基礎上發展起來的，傳統的Fe-Ni-Cr奧氏體強度不足，不能滿足未來受控核聚變對低溫結構材料的要求，為提高低溫強度，發展了N增強型Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼。（2）Fe-Mn-Cr系奧氏體不銹鋼和Fe-Mn系奧氏體鋼：采用Fe-Mn-Cr系奧氏體不銹鋼替代Fe-Ni-Cr系奧氏體不銹鋼用作核聚變低溫結構材料，不僅能大幅度降低成本，同時也具有優良的抗腫脹性能，特別是可以顯著減少長期殘留有害的放射線污染，這為磁約束核聚變裝置的例行維護和廢物處理提供了方便。（五）鎳基合金和高溫合金鎳基合金廣泛用于航空航天、核工程等領域。鎳基合金中的高溫合金是以Fe-Co-Ni為基體的一類高溫合金結構材料，可以在600℃以上高溫環境服役，并能同時承受苛刻的機械應力。高溫合金具有良好的高溫強度，良好的抗氧化和抗熱腐蝕性能，優異的蠕變與疲勞抗力，良好的組織穩定性和使用可靠性。很多鎳基合金和高溫合金兼具優良的低溫力學性能，特別是具有較高的室溫和低溫抗拉強度，因此已用于低溫系統。按成分鎳基合金可分為以下幾類：Ni-Cu系，Ni-Mo系，Ni-Cr系Ni-Cr系還可細分為3個系列：（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）鈦和鈦合金鈦有兩種同質異晶體，在882℃以下為具有六方密排晶體結構的α相，882℃以上為具有體心立方晶體結構的β相。鈦合金是以鈦基體為基礎加入其他元素組成的合金。鈦及鈦合金具有密度小（約4.5g/cm3）、比強度高、耐腐蝕等一系列性能，廣泛用于航空航天、能源、化學、醫療等領域。由于兼具無磁、低熱膨脹系數、低熱導、低彈性模量等特性，鈦及鈦合金在低溫領域也具有重要應用表4-7傳統鈦合金和高性能鈦合金基本性能（六）鈦和鈦合金傳統鈦合金的合金元素：工業用鈦合金的主要合金元素有三類（1）Al、C、O、N等穩定α相和提高相轉變溫度的元素。（2）Mo、Nb、V、Cr、Mn、Cu等穩定β相和降低相變溫度的元素。（3）對相變溫度影響不大的中性元素。圖4-28鈦合金合金元素及其作用（六）鈦和鈦合金傳統鈦合金α相鈦合金：α相鈦合金高溫性能好，組織穩定，焊接性能好，是耐熱鈦合金的主要組成部分。α相鈦合金常溫強度低，塑性不高。α+β相鈦合金：α+β相鈦合金可進行熱處理強化，常溫強度高，中等溫度的耐熱性能優良，但其組織不穩定，焊接性能差。β相鈦合金：β相鈦合金塑性加工性能好，當合金濃度適當時，通過熱處理可獲得高常溫力學性能，是重要的高強度鈦合金。傳統鈦合金的相變馬氏體相變ω相變亞穩相分解（六）鈦和鈦合金傳統鈦合金的低溫應用：一般地，α相鈦合金和近α相鈦合金的韌脆轉變溫度普遍很低，因此在低溫也有很好的塑性。目前國內外使用的幾種低溫鈦合金基本屬于α相鈦合金和近α相鈦合金。這些鈦合金的低溫韌性比較好，能用于液氫、液氦溫區，如液體氫氧火箭發動機儲氫容器、氫泵葉輪等結構材料。（七）鋁和鋁合金7.1鋁合金的分類鋁的合金元素主要包括Cu、Zn、Mg、Si、Mg、Li及稀土元素等。這些合金元素在固態鋁中的溶解度一般都是有限的。因此，鋁合金的組織中除形成鋁基固溶體外，還會有第二相。圖4-29鋁合金分類示意圖（七）鋁和鋁合金7.1.1變形鋁合金圖4-30變形鋁合金主要合金元素及合金系4-8變形鋁牌號及主要合金元素（七）鋁和鋁合金7.1.1變形鋁合金變形鋁合金可分為兩類：（1）不能通過熱處理強化的鋁合金，即合金元素的含量小于圖4-35中的D點成分的合金。這類鋁合金具有良好的抗蝕性能，因此也常用作防銹鋁。（2）能通過熱處理強化的鋁合金，即合金元素處于B點和D點之間的合金。這類鋁合金可通過熱處理顯著提高力學性能，主要有硬鋁、超硬鋁和鍛鋁。鋁合金的熱處理強化與鋼的淬火工藝操作基本類似，但強化機理有本質不同。鋁合金淬火加熱時，不和鋼一樣發生同素異構轉變，因此，鋁合金的淬火處理也稱為固溶處理，由于硬而脆的第二相消失，所以塑性有所提高。鋁合金經固溶處理后，可獲得過飽和固溶體。在隨后的室溫放置或低溫加熱保溫時，第二相從過飽和固溶體中析出，引起強度、硬度以及物理和化學性能的明顯變化，這一過程被稱為時效。綜上，鋁合金的熱處理強化實際上包括了固溶處理與時效處理兩部分。（七）鋁和鋁合金Al合金系時效過程的過渡階段包括：（1）形成Cu原子富集區，即G.P.區；（2）G.P.區有序化，形成θ"相；（3）形成過渡相θ'；（4）形成穩定析出相θ。影響鋁合金時效強化的主要因素有時效溫度、時效時間、淬火工藝表4-9幾種鋁合金系時效過程的過渡階段和穩定析出相（七）鋁和鋁合金7.1.2鑄造鋁合金鑄造鋁合金應具有較高的流動性，較小的收縮性，熱軋、縮孔和疏松傾向小等良好的鑄造性能。成分處于共晶點的合金具有最佳的鑄造性能。然而，此時合金組織中會出現大量硬而脆的化合物，導致合金的塑性急劇降低，脆性急劇增加。因此，實際使用的鑄造合金并非都是共晶合金，其與變形鋁合金相比，只是合金元素更高一些。多數鑄造鋁合金都能采用熱處理強化。由于鑄造鋁合金具有形狀復雜、組織偏大、偏析嚴重等特點，其熱處理與變形鋁合金的不同。（七）鋁和鋁合金7.2鋁合金低溫性能鋁及鋁合金具有面心立方結構，因此無低溫韌脆轉變，低溫下仍能保持強度、塑性和韌性。多數變形鋁都可以用于低溫領域。7.2.1鋁合金低溫力學性能隨著溫度降低，鋁合金屈服強度和抗拉強度上升，一些鋁合金屈服強度隨溫度降低的變化如圖4-37所示。4-31幾種變形鋁合金屈服強度隨溫度的變化隨溫度降低，多數鋁合金塑性變化不大。但7※※※系鋁合金4K斷面收縮率較室溫下將有50%左右。（七）鋁和鋁合金7.2.1鋁合金低溫力學性能與奧氏體不銹鋼等面心立方結構金屬類似，鋁合金斷裂韌度隨溫度降低變化不大。評價斷裂韌度的定量方法是測試其平面應變斷裂韌度，一些鋁合金的低溫（77K）平面應變斷裂韌度與屈服強度關系如圖4-38所示。4-32幾種鋁合金的低溫（77K）平面應變斷裂韌度與屈服強度關系隨溫度降低，鋁合金在低溫恒載荷控制模式下的疲勞強度增加；多數鋁合金的疲勞裂紋擴展速率（da/dN）變小。（七）鋁和鋁合金7.2.2鋁合金低溫物理性能純鋁的熱導及電導較高，可用作低溫傳導用途。鋁及鋁合金不同溫度下的電阻率如圖4-39所示。純度99.9999%（6N）的鋁剩余電阻率RRR可達13000，在6K溫度下熱導率可達4000W/m·K。圖4-33鋁及鋁合金不同溫度下電阻率（八）銅和銅合金8.1銅合金分類變形銅合金按化學成分主要分為紫銅、黃銅、青銅和白銅四類。銅和銅合金的主要處理狀態：（1）冷變形，指在再結晶溫度以下通過機械變形得到應變硬化的銅合金。（2）應變硬化，通過永久冷變形實現增強、提高硬度和降低延性。（3）殘余應力釋放，指不引發再結晶前提下熱處理實現應力釋放，或不引起顯著尺寸變化前提下機械處理實現應力釋放。（4）拉應力釋放，指通過熱處理對冷拔銅合金進行應力釋放