《工程科学学报》：热处理对Fe-Ni合金丝力学性能和膨胀特性的影响

工程科学学报，第40卷，第11期：1351-1357,2018年11月 Chinese Journal of Engineering,Vol.40,No.11:1351-1357,November 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.11.009;http://journals.ustb.edu.cn 热处理对Fe-Ni合金丝力学性能和膨胀特性的影响 陈保安12)，张强2)，王瑞红3)，韩钰2)，丁一12)，祝志祥12)， 陈新2)，杨长龙)，张宏宇4) 1)全球能源互联网研究院有限公司先进输电技术国家重点实验室，北京102209 2)全球能源互联网研究院有限公司电工新材料研究所，北京102209 3)西安理工大学材料科学与工程学院，西安710048 4)国网辽宁省电力有限公司沈阳供电公司，沈阳110003 ☒通信作者，E-mail:dzcba@163.com 摘要分别采用X射线衍射、金相显微镜、原子力显微镜和透射电镜等组织表征手段以及室温拉伸和热膨胀系数测试等性 能测试方法，对比研究了高温退火、低温时效处理对冷拔F一Ni合金丝微观组织演变、拉伸强度以及热膨胀系数的影响.研究 结果表明：原始丝材强度高，但是室温热膨胀系数较大：而950℃退火导致晶粒粗化以及位错密度降低，虽然室温热膨胀系数 低，但强度不足.相比之下，500℃较低温度的时效处理，能获得最优的强度/热膨胀系数组合(1189MPa/0.2×10~6℃1).对 F-Ni合金丝相应的强化机制以及热膨胀系数的影响因素分别进行了讨论分析，分析结果表明：细晶强化与位错强化是该合 金丝的主要强化机制，而热膨胀系数则主要受溶质原子-位错交互作用影响.揭示出，合适的热处理工艺选择对于F-i合金 丝力学性能/热膨胀性能优化具有重要意义. 关键词Fe-Ni合金；热处理：强度；热膨胀系数 分类号TG142.1 Influence of heat treatments on the tensile properties and thermal expansion behavior of Fe-Ni wire CHEN Bao-an,ZHANG Qiang),WANG Rui-hong,HAN Yu2),DING Yi2),ZHU Zhi-xiang),CHEN Xin'),YANG Chang-long,ZHANG Hong-yu) 1)State Key Laboratory of Advanced Power Transmission Technology,Global Energy Interconnection Research Institute Co.,Ld.,Beijing 102209,Chi- na 2)Department of Electrical Engineering New Materials,Global Energy Interconnection Research Institute Co.,Lid.,Beijing 102209,China 3)School of Materials Science and Engineering,Xi'an University of Technology,Xi'an 710048,China 4)Shenyang Electric Power Supply Company,State Grid Liaoning Electric Power Supply Co.,Lid.,Shenyang 110003.China Corresponding author,E-mail:dzcba@163.com ABSTRACT Although Fe-Ni wires have numerous potential applications,the effect of heat treatments on the microstructures and properties of Fe-Ni wires is currently unclear.In this study,different high-temperature annealing and low-temperature aging treatments (i.e.,①annealing at9s0℃for3h+quenching,②annealing at9s0℃for3h+quenching+aging at500℃for2h,and③aging at 500 C for 2h)were applied to cold-drawn Fe-36.24%Ni alloy wires to comparatively investigate their influences on the microstruc- tural evolution,tensile strength,and thermal expansion coefficient,with the aid of microstructural characterization methods,such as X-ray diffraction,optical microscopy,atomic force microscopy,and transmission electron microscopy,as well as property measure- 收稿日期：2018-04-18

工程科学学报,第 40 卷,第 11 期:1351鄄鄄1357,2018 年 11 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 40, No. 11: 1351鄄鄄1357, November 2018 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2018. 11. 009; http: / / journals. ustb. edu. cn 热处理对 Fe鄄鄄Ni 合金丝力学性能和膨胀特性的影响 陈保安1,2)苣 , 张 强1,2) , 王瑞红3) , 韩 钰1,2) , 丁 一1,2) , 祝志祥1,2) , 陈 新1,2) , 杨长龙4) , 张宏宇4) 1) 全球能源互联网研究院有限公司先进输电技术国家重点实验室, 北京 102209 2) 全球能源互联网研究院有限公司电工新材料研究所, 北京 102209 3) 西安理工大学材料科学与工程学院, 西安 710048 4) 国网辽宁省电力有限公司沈阳供电公司, 沈阳 110003 苣 通信作者, E鄄mail: dzcba@ 163. com 摘 要 分别采用 X 射线衍射、金相显微镜、原子力显微镜和透射电镜等组织表征手段以及室温拉伸和热膨胀系数测试等性 能测试方法,对比研究了高温退火、低温时效处理对冷拔 Fe鄄鄄Ni 合金丝微观组织演变、拉伸强度以及热膨胀系数的影响. 研究 结果表明:原始丝材强度高,但是室温热膨胀系数较大;而 950 益退火导致晶粒粗化以及位错密度降低,虽然室温热膨胀系数 低,但强度不足. 相比之下,500 益较低温度的时效处理,能获得最优的强度/ 热膨胀系数组合(1189 MPa / 0郾 2 伊 10 - 6益 - 1 ). 对 Fe鄄鄄Ni 合金丝相应的强化机制以及热膨胀系数的影响因素分别进行了讨论分析,分析结果表明:细晶强化与位错强化是该合 金丝的主要强化机制,而热膨胀系数则主要受溶质原子鄄鄄位错交互作用影响. 揭示出,合适的热处理工艺选择对于 Fe鄄鄄Ni 合金 丝力学性能/ 热膨胀性能优化具有重要意义. 关键词 Fe鄄鄄Ni 合金; 热处理; 强度; 热膨胀系数 分类号 TG142郾 1 收稿日期: 2018鄄鄄04鄄鄄18 Influence of heat treatments on the tensile properties and thermal expansion behavior of Fe鄄鄄Ni wire CHEN Bao鄄an 1,2)苣 , ZHANG Qiang 1,2) , WANG Rui鄄hong 3) , HAN Yu 1,2) , DING Yi 1,2) , ZHU Zhi鄄xiang 1,2) , CHEN Xin 1,2) , YANG Chang鄄long 4) , ZHANG Hong鄄yu 4) 1) State Key Laboratory of Advanced Power Transmission Technology, Global Energy Interconnection Research Institute Co. , Ltd. , Beijing 102209, Chi鄄 na 2) Department of Electrical Engineering New Materials, Global Energy Interconnection Research Institute Co. , Ltd. , Beijing 102209, China 3) School of Materials Science and Engineering, Xi蒺an University of Technology, Xi蒺an 710048, China 4) Shenyang Electric Power Supply Company, State Grid Liaoning Electric Power Supply Co. , Ltd. , Shenyang 110003, China 苣 Corresponding author, E鄄mail: dzcba@ 163. com ABSTRACT Although Fe鄄鄄Ni wires have numerous potential applications, the effect of heat treatments on the microstructures and properties of Fe鄄鄄Ni wires is currently unclear. In this study, different high鄄temperature annealing and low鄄temperature aging treatments (i. e. , 淤 annealing at 950 益 for 3 h + quenching, 于 annealing at 950 益 for 3 h + quenching + aging at 500 益 for 2 h, and 盂 aging at 500 益 for 2 h) were applied to cold鄄drawn Fe鄄鄄36郾 24% Ni alloy wires to comparatively investigate their influences on the microstruc鄄 tural evolution, tensile strength, and thermal expansion coefficient, with the aid of microstructural characterization methods, such as X鄄ray diffraction, optical microscopy, atomic force microscopy, and transmission electron microscopy, as well as property measure鄄

·1352· 工程科学学报，第40卷，第11期 ments,such as room-temperature tensile testing and thermal expansion coefficient.The experimental results clearly show that the as-drawnFe-Ni wire,although having a high tensile strength,exhibits an unfavorable high thermal expansion coefficient.The Fe-Ni wires annealed at 950C (wires subjected to D and 2)have a relatively low thermal expansion coefficient but exhibit insufficient strength.In comparison,the wire aged at 500C (wire subjected to 3)shows a high strength (1189 MPa)and a low thermal expan- sion coefficient (0.2 x10-C)at the same time.The relative strengthening mechanisms and factors affecting the thermal expansion coefficient are discussed and analyzed in terms of the microstructures.Grain boundary strengthening and dislocation hardening are observed to be the dominant strengthening mechanisms of the Fe-Ni wires,and the solute atom-dislocation interaction is mainly respon- sible for the evolution of the thermal expansion coefficient.The present work clearly demonstrates that suitable heat treatments are important for the optimization of the strength/thermal expansion coefficient of Fe-Ni alloy wires,which will be helpful for material design and technology tailoring of Fe-Ni wires to develop a new alloy with enhanced performance. KEY WORDS Fe-Ni alloys;heat treatments;strength;thermal expansion coefficient 镍质量分数在36%左右的Fe-Ni合金，因在室 因瓦合金的强化机制包括固溶强化、位错强化 温附近具有较低的膨胀系数（即因瓦效应）而被称 细晶强化和沉淀强化等.固溶强化并不是因瓦 为因瓦合金，该类材料在电子工业、航空航天及精密 合金的主要强化机制，因为加人元素在提高合金强 仪器等领域有着广泛的应用-).因瓦效应的产生， 度的同时，也会使合金的膨胀系数有较为明显的增 一般认为是由于这些材料在居里温度点以下有大的 大，不利于对合金膨胀系数的控制.冷变形诱发的 正自发体积磁致伸缩，降温时磁致伸长抵消了正常 位错密度增加可以提高强度，但是冷变形后合金组 点阵收缩，从而产生室温下近似为零的膨胀率2-). 织不稳定导致热膨胀系数不稳定，不宜直接使用，只 为保证合金具有较低的膨胀系数，因瓦合金采用铁 有经过退火后才能使用).对于强度的晶粒尺寸效 磁性的Fe和Ni为主要元素，严格控制其他元素的 应，众所周知当晶粒尺寸小到亚微米及以下量级后， 加入，合金组织呈单一奥氏体组织.因此，因瓦合 细晶强化对合金强度的贡献将显著增加].然而 金的强度普遍较低，约500MPa,长期以来主要是作 对于粗晶的因瓦合金来说，目前都采用沉淀析出第 为某些非承力的关键部件材料使用，较低的强度制 二相为主要强化手段，这主要是由于元素在析出获 约了其结构-功能一体化应用潜力的开发.在保持 得强化的同时，也相应地降低了基体中的合金元素 较低膨胀系数的前提下改善强度是目前因瓦合金研 含量，有利于对合金膨胀系数的控制 究中的重点，以往的研究多集中在因瓦合金物理性 如上所述，部分微观组织（例如固溶原子和晶品 能和热膨胀特性方面2,4-6]，有关微观组织与力学性 粒尺寸)对因瓦合金强度和热膨胀系数的影响效 能的研究则报导不多. 果是反向的，即增大强度的同时不利于热膨胀系 影响因瓦合金热膨胀系数的因素主要包括合金 数的减小，反之亦然.而冷变形诱发的大量位错的 成分、晶粒尺寸、缺陷含量、析出相等.Fe-35.7%Ni 存在有可能在提高强度的同时也降低热膨胀系 (质量分数)合金所表现的热膨胀系数最小，在此成 数，前提是摸索到合适的热处理工艺以实现合金 分的两侧无论改变Ni或Fe含量，热膨胀系数都有 变形组织的稳定.本文将以此作为切入点，研究不 明显的增大，因此精准控制N含量是获得因瓦合金 同热处理对Fe-Ni因瓦合金丝微观组织、力学性 的关键).晶粒尺寸对热膨胀系数的影响在电沉积 能和热膨胀系数的影响，尝试优化热处理工艺，获 制备Fe-36%Ni因瓦合金中得到了初步的研究，通 得最佳的强度/热膨胀系数组合，以满足强度 过退火处理将合金平均晶粒尺寸从12.5nm粗化到 >1000MPa同时室温热膨胀系数≤1.5× 10μm时，线膨胀系数从大约9×10-6℃-1减小到 10-6℃-1的实际需求[4] 3×10-6℃-1，表明大量晶界的存在提高了因瓦合金 1实验材料及方法 的热膨胀系数s].有报道指出，冷加工使Fe-Ni合 金内部缺陷增多、密度降低，破坏合金中原子短程有 实验用材是某公司提供的冷拔Fe-Ni合金丝， 序化程度，影响到合金自发磁化强度和磁致伸缩系 直径为2.8mm,其化学成分见表1所示.由表可见， 数，最终降低了合金的热膨胀系数，甚至可变为负 该合金含质量分数为61.05%的Fe和质量分数为 值.而析出相的形成不可避免地改变了基体中的 36.24%的Ni,处于典型的因瓦合金成分范围内.除 化学成分，从而影响热膨胀特性]. 了Fe和Ni以外，还含有1.01%C、0.96%V

工程科学学报,第 40 卷,第 11 期 ments, such as room鄄temperature tensile testing and thermal expansion coefficient. The experimental results clearly show that the as鄄drawnFe鄄鄄Ni wire, although having a high tensile strength, exhibits an unfavorable high thermal expansion coefficient. The Fe鄄鄄Ni wires annealed at 950 益 (wires subjected to 淤 and 于) have a relatively low thermal expansion coefficient but exhibit insufficient strength. In comparison, the wire aged at 500 益 (wire subjected to 盂) shows a high strength (1189 MPa) and a low thermal expan鄄 sion coefficient (0郾 2 伊 10 - 6益 - 1 ) at the same time. The relative strengthening mechanisms and factors affecting the thermal expansion coefficient are discussed and analyzed in terms of the microstructures. Grain boundary strengthening and dislocation hardening are observed to be the dominant strengthening mechanisms of the Fe鄄鄄Ni wires, and the solute atom鄄dislocation interaction is mainly respon鄄 sible for the evolution of the thermal expansion coefficient. The present work clearly demonstrates that suitable heat treatments are important for the optimization of the strength / thermal expansion coefficient of Fe鄄鄄 Ni alloy wires, which will be helpful for material design and technology tailoring of Fe鄄鄄Ni wires to develop a new alloy with enhanced performance. KEY WORDS Fe鄄鄄Ni alloys; heat treatments; strength; thermal expansion coefficient 镍质量分数在 36% 左右的 Fe鄄鄄Ni 合金,因在室 温附近具有较低的膨胀系数(即因瓦效应)而被称 为因瓦合金,该类材料在电子工业、航空航天及精密 仪器等领域有着广泛的应用[1鄄鄄3] . 因瓦效应的产生, 一般认为是由于这些材料在居里温度点以下有大的 正自发体积磁致伸缩,降温时磁致伸长抵消了正常 点阵收缩,从而产生室温下近似为零的膨胀率[2鄄鄄3] . 为保证合金具有较低的膨胀系数,因瓦合金采用铁 磁性的 Fe 和 Ni 为主要元素,严格控制其他元素的 加入,合金组织呈单一奥氏体组织. 因此, 因瓦合 金的强度普遍较低,约 500 MPa,长期以来主要是作 为某些非承力的关键部件材料使用,较低的强度制 约了其结构鄄鄄功能一体化应用潜力的开发. 在保持 较低膨胀系数的前提下改善强度是目前因瓦合金研 究中的重点,以往的研究多集中在因瓦合金物理性 能和热膨胀特性方面[2,4鄄鄄6] ,有关微观组织与力学性 能的研究则报导不多. 影响因瓦合金热膨胀系数的因素主要包括合金 成分、晶粒尺寸、缺陷含量、析出相等. Fe鄄鄄35郾 7% Ni (质量分数)合金所表现的热膨胀系数最小,在此成 分的两侧无论改变 Ni 或 Fe 含量,热膨胀系数都有 明显的增大,因此精准控制 Ni 含量是获得因瓦合金 的关键[7] . 晶粒尺寸对热膨胀系数的影响在电沉积 制备 Fe鄄鄄36% Ni 因瓦合金中得到了初步的研究,通 过退火处理将合金平均晶粒尺寸从 12郾 5 nm 粗化到 10 滋m 时,线膨胀系数从大约 9 伊 10 - 6益 - 1 减小到 3 伊 10 - 6益 - 1 ,表明大量晶界的存在提高了因瓦合金 的热膨胀系数[8] . 有报道指出,冷加工使 Fe鄄鄄 Ni 合 金内部缺陷增多、密度降低,破坏合金中原子短程有 序化程度,影响到合金自发磁化强度和磁致伸缩系 数,最终降低了合金的热膨胀系数,甚至可变为负 值[9] . 而析出相的形成不可避免地改变了基体中的 化学成分,从而影响热膨胀特性[10] . 因瓦合金的强化机制包括固溶强化、位错强化、 细晶强化和沉淀强化等[11] . 固溶强化并不是因瓦 合金的主要强化机制,因为加入元素在提高合金强 度的同时, 也会使合金的膨胀系数有较为明显的增 大, 不利于对合金膨胀系数的控制. 冷变形诱发的 位错密度增加可以提高强度,但是冷变形后合金组 织不稳定导致热膨胀系数不稳定,不宜直接使用,只 有经过退火后才能使用[2] . 对于强度的晶粒尺寸效 应,众所周知当晶粒尺寸小到亚微米及以下量级后, 细晶强化对合金强度的贡献将显著增加[12] . 然而 对于粗晶的因瓦合金来说,目前都采用沉淀析出第 二相为主要强化手段,这主要是由于元素在析出获 得强化的同时, 也相应地降低了基体中的合金元素 含量,有利于对合金膨胀系数的控制. 如上所述,部分微观组织(例如固溶原子和晶 粒尺寸)对因瓦合金强度和热膨胀系数的影响效 果是反向的,即增大强度的同时不利于热膨胀系 数的减小,反之亦然. 而冷变形诱发的大量位错的 存在有可能在提高强度的同时也降低热膨胀系 数,前提是摸索到合适的热处理工艺以实现合金 变形组织的稳定. 本文将以此作为切入点,研究不 同热处理对 Fe鄄鄄 Ni 因瓦合金丝微观组织、力学性 能和热膨胀系数的影响,尝试优化热处理工艺,获 得最 佳 的 强 度 / 热 膨 胀 系 数 组 合, 以 满 足 强 度 > 1000 MPa 同 时 室 温 热 膨 胀 系 数 臆 1郾 5 伊 10 - 6益 - 1的实际需求[4] . 1 实验材料及方法 实验用材是某公司提供的冷拔 Fe鄄鄄 Ni 合金丝, 直径为 2郾 8 mm,其化学成分见表 1 所示. 由表可见, 该合金含质量分数为 61郾 05% 的 Fe 和质量分数为 36郾 24% 的 Ni,处于典型的因瓦合金成分范围内. 除 了 Fe 和 Ni 以 外, 还 含 有 1郾 01% C、 0郾 96% V、 ·1352·

陈保安等：热处理对Fe-Ni合金丝力学性能和膨胀特性的影响 ·1353· 0.48%Si和0.26%Ti.X射线衍射结果表明初始 2实验结果与分析讨论 组织含有y+α两相（图1），理想的因瓦合金是单 一y相，本文Fe-Ni合金丝中a相的形成可能与冷 2.1微观组织变化 拔工艺有关，因为大变形可以诱发y→α转变]. 图1的X射线衍射结果显示：经过950℃退 针对于此，Fe-Ni合金丝分别进行三种不同的热处 火+淬火后，试样T950-3h和T950-3h-S500-2h中 理：(1)950℃下退火3h+淬火处理（简称为材料 组织均为单一的y相；而试样S500-2h与原始材料 I950-3h),目的是希望获得单一的y相并稳定变形 相同，都含有共存的y+两相.由此表明，950℃退 组织：(2)950℃下退火3h+淬火处理+500℃下时 火+淬火可以有效地改变相组成，而500℃的较低 效2h(简称为材料T950-3h-S500-2h),目的是希 温度不改变材料整体的相组成 望在(1)的基础上析出第二相强化颗粒，以弥补高 图2(a)和(b)分别是原始材料和T950-3h材 温退火下位错湮灭所导致的强度下降：(3)直接 料的纵截面金相照片，原始材料的晶粒呈现出细长 500℃下时效2h(简称为材料S500-2h),与(2)进 纤维状形貌，这是沿轴向大变形的缘故.统计分析 行对比.所有试验温度控制在±5℃. 结果（图2(c))表明原始Fe-Ni合金丝截面内平均 表1合金化学成分 晶粒尺寸仅为约300nm.S500-2h材料的晶粒组织 Table 1 Chemical composition of the Fe-Ni alloy 与原始材料相近，形貌基本保持不变，只是晶粒尺寸 元素 质量分数/% 原子数分数/% 略有增大.而950℃退火后，T950-3h和T950- Fe 61.05 59.54 3h-S500-2h两种材料中晶粒均发生回复再结品，粗 Ni 36.24 33.62 化的同时呈现出等轴状.图2(d)给出了统计得到 C 1.01 4.59 的4种材料径向平均晶粒尺寸，对比可知950℃退 少 0.48 0.92 火使得Fe-Ni合金丝的晶粒尺寸增大了一个数 G 0.26 0.30 量级. 0.96 1.03 进一步采用透射电镜对材料的纵截面样品进行 了观察.图3(a)和3(b)分别为原始材料的纵截面 (200 (200) 220). 原始材料 透射照片，其中图3(a)红色箭头为拉丝方向.在 111). T950-3h-S500-2h和S500-2h两种时效处理的材 T950-3h 料中，通过透射电镜观察可以在晶粒内发现纳米强 T950-3h-S500-2h 化相颗粒.图3(c)和(d)代表性地给出了材料 S500-2h S500-2h中的低倍透射电镜和纳米颗粒（方框标识 35404550556065707580859095 区域)高倍高分辨率的透射电镜照片（图(d)右上角 20) 插入图中三角形图标表示的是纳米碳化物颗粒的衍 图1原始材料及不同热处理材料的X射线衍射曲线 射斑点)，纳米颗粒的尺寸约为5.0±1.0m,该纳 Fig.I XRD results of the original and heat-treated alloys 米颗粒主要是碳化物析出相9].T950-3h-S500-2h 分别对原始材料和三种不同热处理材料进行微 材料中的纳米强化相颗粒与S500-2h材料中的纳 观分析、拉伸力学性能测试和热膨胀系数测试.采 米颗粒尺寸相当，但是密度提高了将近5倍，约为 用X射线衍射分析材料的相组成：采用JEM-2100F 2×102m-3.纳米颗粒密度的提高主要是T950-3h- 型透射电子显微镜(TEM)观察和分析试样的微观 S500-2h材料经过了950℃下的退火处理，有更多 组织，纳米颗粒的参数（如尺寸和密度等）测量方法 的溶质原子固溶到基体中，所以析出时的驱动力大， 见作者前期工作]：采用金相分析材料的晶粒尺寸 形核密度大造成的.S950-3h材料和原始材料中则 d;采用Bruck Icon原子力显微镜观察材料的磁畴； 很难观察到纳米颗粒的存在 拉伸力学性能测试在Shimadzu AG-X设备上进行， 2.2力学性能及强化机制 拉伸试样的有效长度为150mm,室温下拉伸速率为 四种不同热处理状态下材料的抗拉强度如图4 5×10~4s1,通过拉伸曲线确定抗拉强度；采用 (a)所示.原始材料的抗拉强度为1402MPa,S500- M311735热膨胀系数测定仪对材料的热膨胀系数进 2h材料的抗拉强度为1189MPa,而950℃下退火的 行测试，测试温度从室温到150℃. 两种材料其抗拉强度仅为600和610MPa,与原始材

陈保安等: 热处理对 Fe鄄鄄Ni 合金丝力学性能和膨胀特性的影响 0郾 48% Si 和 0郾 26% Ti. X 射线衍射结果表明初始 组织含有 酌 + 琢 两相(图 1),理想的因瓦合金是单 一 酌 相,本文 Fe鄄鄄Ni 合金丝中 琢 相的形成可能与冷 拔工艺有关,因为大变形可以诱发 酌 寅琢 转变[2] . 针对于此,Fe鄄鄄Ni 合金丝分别进行三种不同的热处 理:(1) 950 益 下退火 3 h + 淬火处理(简称为材料 T950鄄鄄3h),目的是希望获得单一的 酌 相并稳定变形 组织;(2) 950 益下退火 3 h + 淬火处理 + 500 益下时 效 2 h (简称为材料 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h),目的是希 望在(1)的基础上析出第二相强化颗粒,以弥补高 温退火下位错湮灭所导致的强度下降;(3) 直接 500 益下时效 2 h (简称为材料 S500鄄鄄2h),与(2)进 行对比. 所有试验温度控制在 依 5 益 . 表 1 合金化学成分 Table 1 Chemical composition of the Fe鄄鄄Ni alloy 元素 质量分数/ % 原子数分数/ % Fe 61郾 05 59郾 54 Ni 36郾 24 33郾 62 C 1郾 01 4郾 59 Si 0郾 48 0郾 92 Ti 0郾 26 0郾 30 V 0郾 96 1郾 03 图 1 原始材料及不同热处理材料的 X 射线衍射曲线 Fig. 1 XRD results of the original and heat鄄treated alloys 分别对原始材料和三种不同热处理材料进行微 观分析、拉伸力学性能测试和热膨胀系数测试. 采 用 X 射线衍射分析材料的相组成;采用 JEM鄄鄄2100F 型透射电子显微镜( TEM) 观察和分析试样的微观 组织,纳米颗粒的参数(如尺寸和密度等)测量方法 见作者前期工作[13] ;采用金相分析材料的晶粒尺寸 d;采用 Bruck Icon 原子力显微镜观察材料的磁畴; 拉伸力学性能测试在 Shimadzu AG鄄鄄X 设备上进行, 拉伸试样的有效长度为 150 mm,室温下拉伸速率为 5 伊 10 - 4 s - 1 ,通过拉伸曲线确定抗拉强度;采用 M311735 热膨胀系数测定仪对材料的热膨胀系数进 行测试,测试温度从室温到 150 益 . 2 实验结果与分析讨论 2郾 1 微观组织变化 图 1 的 X 射线衍射结果显示:经过 950 益 退 火 + 淬火后,试样 T950鄄鄄3h 和 T950鄄鄄3h鄄鄄S500鄄鄄2h 中 组织均为单一的 酌 相;而试样 S500鄄鄄2h 与原始材料 相同,都含有共存的 酌 + 琢 两相. 由此表明,950 益退 火 + 淬火可以有效地改变相组成,而 500 益 的较低 温度不改变材料整体的相组成. 图 2( a)和( b)分别是原始材料和 T950鄄鄄 3h 材 料的纵截面金相照片,原始材料的晶粒呈现出细长 纤维状形貌,这是沿轴向大变形的缘故. 统计分析 结果(图 2(c))表明原始 Fe鄄鄄Ni 合金丝截面内平均 晶粒尺寸仅为约 300 nm. S500鄄鄄2h 材料的晶粒组织 与原始材料相近,形貌基本保持不变,只是晶粒尺寸 略有 增 大. 而 950 益 退 火 后, T950鄄鄄 3h 和 T950鄄鄄 3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 两种材料中晶粒均发生回复再结晶,粗 化的同时呈现出等轴状. 图 2( d)给出了统计得到 的 4 种材料径向平均晶粒尺寸,对比可知 950 益 退 火使得 Fe鄄鄄 Ni 合金丝的晶粒尺寸增大了一个数 量级. 进一步采用透射电镜对材料的纵截面样品进行 了观察. 图 3(a)和 3(b)分别为原始材料的纵截面 透射照片,其中图 3 ( a) 红色箭头为拉丝方向. 在 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 和 S500鄄鄄 2h 两种时效处理的材 料中,通过透射电镜观察可以在晶粒内发现纳米强 化相颗粒. 图 3 ( c) 和( d) 代表性地给出了材料 S500鄄鄄2h 中的低倍透射电镜和纳米颗粒(方框标识 区域)高倍高分辨率的透射电镜照片(图(d)右上角 插入图中三角形图标表示的是纳米碳化物颗粒的衍 射斑点),纳米颗粒的尺寸约为 5郾 0 依 1郾 0 nm,该纳 米颗粒主要是碳化物析出相[9] . T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 材料中的纳米强化相颗粒与 S500鄄鄄 2h 材料中的纳 米颗粒尺寸相当,但是密度提高了将近 5 倍,约为 2 伊 10 22 m - 3 . 纳米颗粒密度的提高主要是T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 材料经过了 950益 下的退火处理,有更多 的溶质原子固溶到基体中,所以析出时的驱动力大, 形核密度大造成的. S950鄄鄄3h 材料和原始材料中则 很难观察到纳米颗粒的存在. 2郾 2 力学性能及强化机制 四种不同热处理状态下材料的抗拉强度如图 4 (a)所示. 原始材料的抗拉强度为 1402 MPa,S500鄄鄄 2h 材料的抗拉强度为 1189 MPa,而 950 益 下退火的 两种材料其抗拉强度仅为 600 和 610 MPa,与原始材 ·1353·

·1354. 工程科学学报，第40卷，第11期 20m 1m 4 原始材料 3 40 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 原始材料$500-2hT950-3hT950-3h-S500-2小h 晶粒尺寸m 热处理状态 图2原始材料(a)和T950-3h材料(b)的纵截面金相照片：原始材料截面品粒尺寸分布的统计结果（©）：各热处理状态合金横截面内平均 品粒尺寸统计结果(d) Fig.2 Representative OM images showing the longitudinal grains in the original Fe-Ni alloy wire (a)and T950-3h wire (b);the statistical results of the grain size distribution in the original Fe-Ni alloy wire (c);the average grain diameter of the four alloys (a) (200(220). (200). 51/mm id 图3原始材料纵截面透射电镜照片(a)及相应的衍射花样(b):500-2h材料中的低倍透射电镜照片（©）和纳米颗粒（白色方框）高分辨率 透射电镜照片(d) Fig.3 Representative longitudinal TEM image (a)and corresponding diffraction patter b)of the original Fe-Ni alloy wire;representative TEM image (c)of the 500-2h alloy and HRTEM image (d)showing nanosized precipitates that are marked by white squares

工程科学学报,第 40 卷,第 11 期 图 2 原始材料(a)和 T950鄄鄄3h 材料(b)的纵截面金相照片;原始材料截面晶粒尺寸分布的统计结果(c);各热处理状态合金横截面内平均 晶粒尺寸统计结果(d) Fig. 2 Representative OM images showing the longitudinal grains in the original Fe鄄鄄Ni alloy wire (a) and T950鄄鄄3h wire (b); the statistical results of the grain size distribution in the original Fe鄄鄄Ni alloy wire (c); the average grain diameter of the four alloys 图 3 原始材料纵截面透射电镜照片(a)及相应的衍射花样(b);500鄄鄄2h 材料中的低倍透射电镜照片( c)和纳米颗粒(白色方框)高分辨率 透射电镜照片(d) Fig. 3 Representative longitudinal TEM image (a) and corresponding diffraction pattern ( b) of the original Fe鄄鄄Ni alloy wire; representative TEM image (c) of the 500鄄鄄2h alloy and HRTEM image (d) showing nanosized precipitates that are marked by white squares ·1354·

陈保安等：热处理对Fe~Ni合金丝力学性能和膨胀特性的影响 ·1355· 料相比分别下降了57%和56%.金属材料的强化 所含的位错密度()之间存在大致的反比关系，即 机制包括固溶强化、位错强化、细晶强化和沉淀强化 dc(p)-1.因此晶粒尺寸的变化在一定程度上也同 等，在本文中T950-3h-S500-2h材料与T950-3h材 时反映了位错密度的变化：品粒尺寸越小意味着同 料相比，前者含有纳米析出相颗粒而后者几乎没有， 时位错密度越大，反之亦然.考虑到dc(p)1,那 但是两者之间强度相近，表明沉淀强化不是主要的 么晶粒(d)-2强化效果与位错(p)2强化效果正好 强化机制. 成近似比例关系，因此可以用(d)2来统一反映本 950℃下退火处理的两种材料（即T950-3h和 文中Fe-Ni合金丝的品界强化和位错强化效果.图 T950-3h-S500-2h)与原始材料和S500-2h材料相 4(b)是四种材料抗拉强度R与(d)-12之间的关系 比，微观组织的差别表现在晶粒尺寸上，如图2(d) 图，两者之间近似成线性变化规律，即R=210+ 所示.而实际上，对于经受大变形的面心立方晶体 664×(d)-2(MPa),表明晶界强化+位错强化是 结构金属材料，前人的研究4表明晶粒尺寸(d)与 本文中Fe-Ni合金丝的主要强化机制. 1600 600 (a (b) 1400 1200 1000 800 800 600 0 400 原始材料S500-2hT950-3hT950-3h-S500-2h 0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 热处理状态 dlμm-n 图4不同热处理状态合金的抗拉强度(a)以及抗拉强度与合金d~2之间的关系(b) Fig.4 Tensile strength of the four Fe-Ni alloy wires in different heat treatments (a)and relationship between tensile strength and d-2(b) 2.3热膨胀系数的演变及其影响因素 一原始材料 图5给出了4种不同热处理状态材料在室温至 ---5500-2h 150℃范围内热膨胀系数随温度的变化曲线，由图 --T950-3h …T950-3h-S500-2h 可知：(1)原始冷拔态Fe-Ni丝室温下的热膨胀系 数约为5.5×10-6℃1，随温度的升高逐渐非线性 降低，在130℃后达到0.8×10-6℃-1，这在一定程 度上说明原始材料中组织不稳定，适当的温升可以 2 稳定组织，使组织更加均匀，并获得期待的低热膨胀 系数：(2)S500-2h、T950-3h和T950-3h-S500-2h 三种合金呈现出相同的热膨胀系数温度效应，即随 30 60 90 120 150 温度℃ 温度升高逐渐增大，且三种材料之间热膨胀系数差 图5四种不同热处理状态下材料热膨胀系数随温度的变化曲 别不大，依次为S500-2h材料>T950-3h材料> 线（室温至150℃） T950-3h-S500-2h材料：(3)在约70℃以下，S500- Fig.5 Temperature-dependent thermal expansion coefficient of the 2h、T950-3h和T950-3h-S500-2h三种合金的热膨 four Fe-Ni alloy wires in different heat treatments ranging from room 胀系数(<2.0×10-6℃-1)小于原始材料，尤其是 temperature to 1.50℃ 在室温附近热膨胀系数仅为0.2×10-6℃-1，表现 原子.单一Y相组织通常可得到低的热膨胀系数， 出几乎为零的膨胀率.而在约70℃以上温度，原始 T950-3h材料和T950-3h-S500-2h材料具有单一 材料的热膨胀系数低于其他三种热处理过的材料， γy相组织，其室温热膨胀系数也小于含Y+α两相的 且温度越高，差别越大 原始材料，但是同样含有y+a两相的S500-2h材 影响Fe-Ni合金热膨胀系数的可能因素主要包 料却具有同样低的室温热膨胀系数，表明相组成不 括相组成、晶粒尺寸、缺陷、纳米析出相颗粒和固溶 是本文材料热膨胀系数的主要影响因素.同样地可

陈保安等: 热处理对 Fe鄄鄄Ni 合金丝力学性能和膨胀特性的影响 料相比分别下降了 57% 和 56% . 金属材料的强化 机制包括固溶强化、位错强化、细晶强化和沉淀强化 等,在本文中 T950鄄鄄3h鄄鄄S500鄄鄄2h 材料与 T950鄄鄄3h 材 料相比,前者含有纳米析出相颗粒而后者几乎没有, 但是两者之间强度相近,表明沉淀强化不是主要的 强化机制. 950 益下退火处理的两种材料(即 T950鄄鄄 3h 和 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h)与原始材料和 S500鄄鄄2h 材料相 比,微观组织的差别表现在晶粒尺寸上,如图 2( d) 所示. 而实际上,对于经受大变形的面心立方晶体 结构金属材料,前人的研究[14] 表明晶粒尺寸( d)与 所含的位错密度( 籽)之间存在大致的反比关系,即 d邑(籽) - 1 . 因此晶粒尺寸的变化在一定程度上也同 时反映了位错密度的变化: 晶粒尺寸越小意味着同 时位错密度越大,反之亦然. 考虑到 d 邑( 籽) - 1 ,那 么晶粒(d) - 1 / 2强化效果与位错(籽) 1 / 2强化效果正好 成近似比例关系,因此可以用(d) - 1 / 2来统一反映本 文中 Fe鄄鄄Ni 合金丝的晶界强化和位错强化效果. 图 4(b)是四种材料抗拉强度 Rm与(d) - 1 / 2之间的关系 图,两者之间近似成线性变化规律,即 Rm = 210 + 664 伊 (d) - 1 / 2 (MPa),表明晶界强化 + 位错强化是 本文中 Fe鄄鄄Ni 合金丝的主要强化机制. 图 4 不同热处理状态合金的抗拉强度(a)以及抗拉强度与合金 d - 1 / 2之间的关系(b) Fig. 4 Tensile strength of the four Fe鄄鄄Ni alloy wires in different heat treatments (a) and relationship between tensile strength and d - 1 / 2 (b) 2郾 3 热膨胀系数的演变及其影响因素 图 5 给出了 4 种不同热处理状态材料在室温至 150 益范围内热膨胀系数随温度的变化曲线,由图 可知:(1) 原始冷拔态 Fe鄄鄄Ni 丝室温下的热膨胀系 数约为 5郾 5 伊 10 - 6益 - 1 ,随温度的升高逐渐非线性 降低,在 130 益 后达到 0郾 8 伊 10 - 6益 - 1 ,这在一定程 度上说明原始材料中组织不稳定,适当的温升可以 稳定组织,使组织更加均匀,并获得期待的低热膨胀 系数;(2) S500鄄鄄2h、T950鄄鄄3h 和 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 三种合金呈现出相同的热膨胀系数温度效应,即随 温度升高逐渐增大,且三种材料之间热膨胀系数差 别不大,依次为 S500鄄鄄 2h 材料 > T950鄄鄄 3h 材料 > T950鄄鄄3h鄄鄄S500鄄鄄2h 材料;(3) 在约70 益以下,S500鄄鄄 2h、T950鄄鄄3h 和 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 三种合金的热膨 胀系数( < 2郾 0 伊 10 - 6益 - 1 ) 小于原始材料,尤其是 在室温附近热膨胀系数仅为 0郾 2 伊 10 - 6益 - 1 ,表现 出几乎为零的膨胀率. 而在约 70 益 以上温度,原始 材料的热膨胀系数低于其他三种热处理过的材料, 且温度越高,差别越大. 影响 Fe鄄鄄Ni 合金热膨胀系数的可能因素主要包 括相组成、晶粒尺寸、缺陷、纳米析出相颗粒和固溶 图 5 四种不同热处理状态下材料热膨胀系数随温度的变化曲 线(室温至 150 益 ) Fig. 5 Temperature鄄dependent thermal expansion coefficient of the four Fe鄄鄄Ni alloy wires in different heat treatments ranging from room temperature to 150 益 原子. 单一 酌 相组织通常可得到低的热膨胀系数, T950鄄鄄3h 材料和 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 材料具有单一 酌 相组织,其室温热膨胀系数也小于含 酌 + 琢 两相的 原始材料,但是同样含有 酌 + 琢 两相的 S500鄄鄄 2h 材 料却具有同样低的室温热膨胀系数,表明相组成不 是本文材料热膨胀系数的主要影响因素. 同样地可 ·1355·

·1356· 工程科学学报，第40卷，第11期 以看出，晶粒尺寸也不是主要的影响因素，因为 伸缩有效地抵消了正常点阵的伸缩，因此获得了非 S500-2h材料的晶粒尺寸远小于T950-3h材料和 常低的室温热膨胀系数.图6(c)和(d)代表性地给 IT950-3h-S500-2h材料，与原始材料的晶粒尺寸处 出了T950-3h-S500-2h材料的室温磁力显微镜像， 在一个数量级.原始材料室温热膨胀系数高的原因 从图中可以看到磁畴清晰完整，可以自由地翻转. 可能是高位错密度下，固溶原子易于偏聚在位错上 对于原始材料来说，随着测试温度的升高，Cotr© 形成大量的Cottrell气团，这些气团在晶粒内部，将 气团也会逐渐分解或回熔，因热膨胀系数逐渐降低. 极大地约束磁畴的翻转，弱化铁磁性能.如图6(a) 而对于S500-2h、T950-3h和T950-3h-S500-2h这 和(b)所示的原始材料室温原子力显微镜表征的磁 三种热处理过的合金材料，随测试温度的升高，热膨 力显微镜像(MFM image),从图中可以看出局部位 胀系数呈线性增加的原因可能是溶质原子大量析出 置磁畴不清晰.原始材料经过950℃退火或者 (S500-2h以及T950-3h-S500-2h材料)或者大量 500℃时效后，内部位错密度大幅度降低，同时部分 固溶(T950-3h材料)，导致基体中的Fe和Ni含量 溶质原子析出（析出密度远小于原始材料中Cotr©ll 偏离理想因瓦成分，使得材料在温升过程中点阵伸 气团的密度)，对磁畴翻转的约束将显著降低，磁性 缩的程度远大于磁性伸缩 (b) 图6原始材料(a,b)与T950-3h-S500-2h材料(c,d)的室温磁力显微镜像 Fig.6 Representative MFM images of the original Fe-Ni wire (a,b)and the T950-3h-S500-2h Fe-Ni wire (c,d) 根据以上实验结果，绘制了该四种不同热处理 膨胀系数综合性能 Fe-Ni合金材料的抗拉强度-室温热膨胀系数关系 3结论 图，如图7所示.其中T950-3h和T950-3h-S500- 2两种合金虽然热膨胀系数低，但是强度不足，因 (1)对比研究了单独500℃时效、单独950℃退 为950℃退火温度偏高，材料的品粒尺寸粗化且位 火以及950℃退火+500℃时效几种热处理工艺对 错密度较低：原始材料有着较高的强度，然而室温热 冷拔Fe-Ni合金丝微观组织演变、拉伸强度以及热 膨胀系数太高，因为大量位错促进的Cotr©ll气团形 膨胀系数的影响.原始丝材具有最高的抗拉强度， 成抑制了磁畴翻转.相比之下，本文中500℃直接 达到了1400MPa,但是室温热膨胀系数较大，约为 时效处理获得了最优的强度+热膨胀系数的组合， 5.5×10-6℃-1.单独950℃退火以及950℃退火+ 下一步的工作是继续优化和完善热处理工艺，以期 500℃时效虽然可以使得材料的室温热膨胀系数低 待获得如图7中阴影部分突出的、更高的强度和热 至<0.5×10-6℃-1，然而强度仅为600MPa左右

工程科学学报,第 40 卷,第 11 期 以看出,晶粒尺寸也不是主要的影响因素,因为 S500鄄鄄2h 材料的晶粒尺寸远小于 T950鄄鄄 3h 材料和 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 材料,与原始材料的晶粒尺寸处 在一个数量级. 原始材料室温热膨胀系数高的原因 可能是高位错密度下,固溶原子易于偏聚在位错上 形成大量的 Cottrell 气团,这些气团在晶粒内部,将 极大地约束磁畴的翻转,弱化铁磁性能. 如图 6(a) 和(b)所示的原始材料室温原子力显微镜表征的磁 力显微镜像(MFM image),从图中可以看出局部位 置磁畴不清晰. 原始材料 经 过 950 益 退 火 或 者 500 益时效后,内部位错密度大幅度降低,同时部分 溶质原子析出(析出密度远小于原始材料中 Cottrell 气团的密度),对磁畴翻转的约束将显著降低,磁性 伸缩有效地抵消了正常点阵的伸缩,因此获得了非 常低的室温热膨胀系数. 图 6(c)和(d)代表性地给 出了 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 材料的室温磁力显微镜像, 从图中可以看到磁畴清晰完整,可以自由地翻转. 对于原始材料来说,随着测试温度的升高,Cottrell 气团也会逐渐分解或回熔,因热膨胀系数逐渐降低. 而对于 S500鄄鄄2h、T950鄄鄄3h 和 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 这 三种热处理过的合金材料,随测试温度的升高,热膨 胀系数呈线性增加的原因可能是溶质原子大量析出 (S500鄄鄄2h 以及 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 材料)或者大量 固溶(T950鄄鄄3h 材料),导致基体中的 Fe 和 Ni 含量 偏离理想因瓦成分,使得材料在温升过程中点阵伸 缩的程度远大于磁性伸缩. 图 6 原始材料(a, b)与 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h 材料(c, d)的室温磁力显微镜像 Fig. 6 Representative MFM images of the original Fe鄄鄄Ni wire (a, b) and the T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄2h Fe鄄鄄Ni wire (c, d) 根据以上实验结果,绘制了该四种不同热处理 Fe鄄鄄Ni 合金材料的抗拉强度鄄鄄 室温热膨胀系数关系 图,如图 7 所示. 其中 T950鄄鄄3h 和 T950鄄鄄3h鄄鄄 S500鄄鄄 2h 两种合金虽然热膨胀系数低,但是强度不足,因 为 950 益退火温度偏高,材料的晶粒尺寸粗化且位 错密度较低;原始材料有着较高的强度,然而室温热 膨胀系数太高,因为大量位错促进的 Cottrell 气团形 成抑制了磁畴翻转. 相比之下,本文中 500 益 直接 时效处理获得了最优的强度 + 热膨胀系数的组合. 下一步的工作是继续优化和完善热处理工艺,以期 待获得如图 7 中阴影部分突出的、更高的强度和热 膨胀系数综合性能. 3 结论 (1)对比研究了单独 500 益时效、单独 950 益 退 火以及 950 益退火 + 500 益 时效几种热处理工艺对 冷拔 Fe鄄鄄Ni 合金丝微观组织演变、拉伸强度以及热 膨胀系数的影响. 原始丝材具有最高的抗拉强度, 达到了 1400 MPa,但是室温热膨胀系数较大,约为 5郾 5 伊 10 - 6益 - 1 . 单独 950 益退火以及 950 益退火 + 500 益时效虽然可以使得材料的室温热膨胀系数低 至 < 0郾 5 伊 10 - 6益 - 1 ,然而强度仅为 600 MPa 左右. ·1356·

陈保安等：热处理对Fe-Ni合金丝力学性能和膨胀特性的影响 ·1357· Invar effect in iron-nickel alloys.Nat,1999,400(6739):46 [4]Ustinovshikov Y,Shabanova I.A study of microstructures respon- 未来突破区域 sible for the emergence of the invar and permalloy effects in Fe-Ni alloys.J Alloys Compd,2013,578:292 [5]Xiong W.Zhang H.Vitos L,et al.Magnetic phase diagram of the ■原始材料 S500-2h Fe-Ni system.Acta Mater,2011,59(2):521 ●T950-3h [6]Lin JJ,Wu YL,Yang C F,et al.Measurement of thermal expan- ▲T950-3h-S500-2h sion coefficient of INVAR foil using atomic force microscopy. Meas,2014,47:373 [7]Yuan J P,Yi D Q,Yu Z M,et al.Influence of the deformation 400 800 1200 and heat treatment on the microstructures and properties of Invar 100 拉伸强度MP alloy.Heat Treat Met,2005,30(2):50 图7四种不同热处理状态下Fe-Ni合金抗拉强度与室温热膨胀 (袁均平，易丹青，余志明，等.变形与热处理对var合金组 系数之间的关联 织及性能的影响.金属热处理，2005,30(2)：50) Fig.7 Relationship between tensile strength and thermal expansion [8]Liu Y C,Liu L,Shen B,et al.Influence of grain size on the ther- coefficient of the four Fe-Ni alloys mal expansion behaviors of Fe-Ni Invar alloy prepared through eleetrodeposition.Rare Met Mater Eng,2011.40(Suppl 2):280 而单独500℃时效处理能获得最优的强度和热膨胀 (刘意春，刘磊，沈彬，等.品粒尺寸对电沉积Fe-N:因瓦合 系数组合，分别为1189MPa和0.2×10-6℃-1 金热膨胀性能的彩响.稀有金属材料与工程，2011,40（增刊 (2)基于四种不同热处理材料微观组织与性能 2):280) [9]Liu J.Application and development of low expansion alloys.Met 之间的关联，对Fe-Ni丝材的强化机制和热膨胀影 Funct Mater,2007,14(5):33 响因素进行了分析和讨论，阐明了强化的主要机制 (刘江.低膨胀合金的应用和发展.金属功能材料，2007,14 是品界强化+位错强化，在950℃下退火将导致品 (5):33) 粒粗化以及位错密度大幅下降，是T950-3h和 [10]Liu H W,Sun Z H,Wang G K,et al.Effect of aging on micro- 1950-3h-S500-2h材料强度低的原因所在.而原始 structures and properties of Mo-alloyed Fe-36Ni invar alloy.Ma- ter Sci Eng A,2016,654:107 材料室温热膨胀系数高的原因在于大量位错的存在 [11]Zhang J F,Xu J.Wang X L.General review of present research 促进了溶质原子的偏聚并形成Cottrell气团，抑制了 on strengthening methods of Invar alloy.Met Funct Mater,2006. 磁畴的翻转.而950℃退火和500℃时效均可以有 13(2):37 效地降低位错密度或降低固溶原子含量，限制了 (张建福，徐进，王新林.因瓦合金强化途径研究概况.金属 Cottrell气团的形成，因此获得了低的室温热膨胀 功能材料，2006,13(2)：37) [12]Valiev RZ,Langdon TG.Principles of equal-channel angular 系数. pressing as a processing tool for grain refinement.Prog Mater Sci, 2006,51(7):881 参考文献 [13]Chen B A,Liu G.Wang R H,et al.Effect of interfacial solute [1]Inaba M,Teshima K,Higashinakagawa E,et al.Development of segregation on ductile fracture of Al-Cu-Se alloys.Acta Mater, an Invar (Fe-36Ni)shadow mask for color cathode ray tubes. 2013,61(5):1676 IEEE Trans Electron Devices,1988,35(10):1721 [14]Starink MJ,Qiao X G.Zhang J W,et al.Predicting grain re- [2]Shiga M.Invar alloys.Curr Opin Solid State Mater Sci,1996,1 finement by cold severe plastic deformation in alloys using volume (3):340 averaged dislocation generation.Acta Mater,2009.57(19): [3]Van Schilfgaarde M,Abrikosov I A,Johansson B.Origin of the 5796

陈保安等: 热处理对 Fe鄄鄄Ni 合金丝力学性能和膨胀特性的影响 图 7 四种不同热处理状态下 Fe鄄鄄Ni 合金抗拉强度与室温热膨胀 系数之间的关联 Fig. 7 Relationship between tensile strength and thermal expansion coefficient of the four Fe鄄鄄Ni alloys 而单独 500 益时效处理能获得最优的强度和热膨胀 系数组合,分别为 1189 MPa 和 0郾 2 伊 10 - 6益 - 1 . (2)基于四种不同热处理材料微观组织与性能 之间的关联,对 Fe鄄鄄Ni 丝材的强化机制和热膨胀影 响因素进行了分析和讨论,阐明了强化的主要机制 是晶界强化 + 位错强化,在 950 益 下退火将导致晶 粒粗 化 以 及 位 错 密 度 大 幅 下 降, 是 T950鄄鄄 3h 和 T950鄄鄄3h鄄鄄S500鄄鄄2h 材料强度低的原因所在. 而原始 材料室温热膨胀系数高的原因在于大量位错的存在 促进了溶质原子的偏聚并形成 Cottrell 气团,抑制了 磁畴的翻转. 而 950 益 退火和 500 益 时效均可以有 效地降低位错密度或降低固溶原子含量,限制了 Cottrell 气团的形成,因此获得了低的室温热膨胀 系数. 参 考 文 献 [1] Inaba M, Teshima K, Higashinakagawa E, et al. Development of an Invar ( Fe鄄鄄 36Ni) shadow mask for color cathode ray tubes. IEEE Trans Electron Devices, 1988, 35(10): 1721 [2] Shiga M. Invar alloys. Curr Opin Solid State Mater Sci, 1996, 1 (3): 340 [3] Van Schilfgaarde M, Abrikosov I A, Johansson B. Origin of the Invar effect in iron鄄nickel alloys. Nat, 1999, 400(6739): 46 [4] Ustinovshikov Y, Shabanova I. A study of microstructures respon鄄 sible for the emergence of the invar and permalloy effects in Fe鄄鄄Ni alloys. J Alloys Compd, 2013, 578: 292 [5] Xiong W, Zhang H, Vitos L, et al. Magnetic phase diagram of the Fe鄄鄄Ni system. Acta Mater, 2011, 59(2): 521 [6] Lin J J, Wu Y L, Yang C F, et al. Measurement of thermal expan鄄 sion coefficient of INVAR foil using atomic force microscopy. Meas, 2014, 47: 373 [7] Yuan J P, Yi D Q, Yu Z M, et al. Influence of the deformation and heat treatment on the microstructures and properties of Invar alloy. Heat Treat Met, 2005, 30(2): 50 (袁均平, 易丹青, 余志明, 等. 变形与热处理对 Invar 合金组 织及性能的影响. 金属热处理, 2005, 30(2): 50) [8] Liu Y C, Liu L, Shen B, et al. Influence of grain size on the ther鄄 mal expansion behaviors of Fe鄄鄄 Ni Invar alloy prepared through electrodeposition. Rare Met Mater Eng, 2011, 40(Suppl 2): 280 (刘意春, 刘磊, 沈彬, 等. 晶粒尺寸对电沉积 Fe鄄鄄 Ni 因瓦合 金热膨胀性能的影响. 稀有金属材料与工程, 2011, 40(增刊 2): 280) [9] Liu J. Application and development of low expansion alloys. Met Funct Mater, 2007, 14(5): 33 (刘江. 低膨胀合金的应用和发展. 金属功能材料, 2007, 14 (5): 33) [10] Liu H W, Sun Z H, Wang G K, et al. Effect of aging on micro鄄 structures and properties of Mo鄄alloyed Fe鄄鄄36Ni invar alloy. Ma鄄 ter Sci Eng A, 2016, 654: 107 [11] Zhang J F, Xu J, Wang X L. General review of present research on strengthening methods of Invar alloy. Met Funct Mater, 2006, 13(2): 37 (张建福, 徐进, 王新林. 因瓦合金强化途径研究概况. 金属 功能材料, 2006, 13(2): 37) [12] Valiev R Z, Langdon T G. Principles of equal鄄channel angular pressing as a processing tool for grain refinement. Prog Mater Sci, 2006, 51(7): 881 [13] Chen B A, Liu G, Wang R H, et al. Effect of interfacial solute segregation on ductile fracture of Al鄄鄄 Cu鄄鄄 Sc alloys. Acta Mater, 2013, 61(5): 1676 [14] Starink M J, Qiao X G, Zhang J W, et al. Predicting grain re鄄 finement by cold severe plastic deformation in alloys using volume averaged dislocation generation. Acta Mater, 2009, 57 ( 19 ): 5796 ·1357·