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·