·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·