【技術領域】

本發(fā)明屬于高性能合金的成分設計及處理工藝領域，設計一種高性能高熵合金及其加工方法。

背景技術：

高熵合金是2004年由葉均蔚提出的以新的合金設計理念為基礎的一類合金，這類合金一般含有五種及以上的合金元素(現(xiàn)在也有四種元素組成的)，每種元素含量均在5％以上，無明顯優(yōu)勢元素，結構上一般為單相的fcc或者bcc，有時也出現(xiàn)混合結構。高熵合金因其強烈的固溶效應，具有較高的強度，熱穩(wěn)定性，耐磨性和耐腐蝕性能，自提出以來獲得了廣泛的關注和研究，被認為是一種潛在的結構材料。

但是部分高熵合金體系，如fe40mn40co10cr10，卻表現(xiàn)出低溫性能優(yōu)良，室溫強度有限的特點，限制了該類合金的實際使用；此外，通過引入傳統(tǒng)的材料強化手段，如析出強化和位錯強化，雖然可以提高該部分高熵合金的室溫強度，但卻引起其塑性的顯著降低，因此實際應用中常常需要在強度和塑性中進行平衡，極大的限制了高熵合金應用的拓展。界面強化，包括晶界強化和孿晶強化，被認為是可以較好協(xié)調強度和塑性的一種手段，尤其是孿晶強化，可以同時大幅度提高材料的強度和塑性，但是誘發(fā)孿晶則需要滿足一定的條件。研究表明，通過合金元素的摻雜，降低材料的層錯能是一種可行的方法。通過合理的成分和工藝設計，有可能較大的提升部分高熵合金的室溫性能，推動其實際應用。

技術實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于解決fe40mn40co10cr10合金面臨的室溫強度不足等問題，并協(xié)調好強度和塑性之間的關系，提供一種高性能高熵合金及其加工方法。本發(fā)明通過在fe40mn40co10cr10合金中引入一定含量的碳元素，與基體形成間隙固溶體，一方面可以有效降低材料的層錯能，使得在室溫條件下就可以誘發(fā)孿晶，另一方面碳元素可以通過固溶和析出碳化物為基體提供額外的強度增量，有效提高材料的室溫性能。

為達到上述目的，本發(fā)明采用以下技術方案予以實現(xiàn)：

一種高性能高熵合金，按照母合金(fe40mn40co10cr10)100-xcx的名義成分配料并進行熔煉，其中合金基體fe40mn40co10cr10中各元素原子百分含量為：fe：35-45％；mn：35-45％；co：5-15％；cr：5-15％；

摻雜碳元素的含量0＜x≤10at％。

本發(fā)明進一步的改進在于：

熔煉得到的高性能高熵合金的晶粒尺寸為100-300μm。

一種高性能高熵合金的加工方法，包括以下步驟：

1)按照母合金(fe40mn40co10cr10)100-xcx的名義成分配料并進行熔煉，獲得晶粒尺寸在約100-300μm之間的鑄態(tài)合金；其中，0＜x≤10at％；

2)若熔煉母合金的質量和選擇的熔煉方法使合金參考gb/t13298-2015取樣時均勻性和致密度符合gb/t11352-2009和gb/t7233的規(guī)定，則執(zhí)行步驟3)；否則執(zhí)行步驟4)；

3)通過調節(jié)鑄態(tài)合金的含碳量，若調節(jié)后合金的抗拉強度和塑性滿足實際服役要求，則采納使用；否則執(zhí)行步驟4)；其中，實際服役要求為抗拉強度在500～2000mpa之間和塑性在10～100％之間的強度-塑性搭配要求；

4)在真空退火爐內(nèi)，對步驟1)獲得的鑄態(tài)合金在1000-1300℃之間均勻化退火8-24h；

5)對均勻化后的合金進行鐓拔處理，始鍛溫度1000-1100℃，終鍛溫度950-1000℃；

6)對鐓拔后的合金在較低溫度進一步鍛造，始鍛溫度900-1000℃，終鍛溫度850-900℃；

7)若鍛造完成后的材料的強度和塑性滿足實際服役要求，則采納使用；否則執(zhí)行步驟8)；

8)對鍛造完成后的合金在真空爐內(nèi)在850～1100℃的溫度下進行熱處理，時間10-60min；

9)若合金的強度和塑性滿足實際服役要求，則采納使用；否則執(zhí)行終止條件判斷，若符合終止條件則終止加工，廢棄合金，否則返回執(zhí)行步驟3)；

所述終止條件為：若合金的碳含量在x＝0,5,10時，合金的強度和塑性通過步驟3)-8)的處理后，仍然不能滿足實際服役要求，則終止加工，廢棄合金。

與現(xiàn)有技術相比，本發(fā)明具有以下有益效果：

本發(fā)明有效降低了材料的層錯能，誘發(fā)孿晶變得更為容易，同時，碳元素作為良好的間隙原子以及碳化物作為有效的析出強化相，可以極大的提高材料在室溫時的性能，適當?shù)膿诫s量和處理工藝的合理搭配可以提供較為豐富的性能調控組合手段，尤其是通過最后步驟中在較高溫度較長時間保溫，鍛態(tài)組織被部分或完全消除，部分析出相溶解形成近單相結構后，合金即可在更高性能水平的基礎上重新具備較大的性能可調控空間，有利于通過其他強化方式如形變強化和析出強化的組合進行進一步的強化，獲得更加合理的強度和塑性搭配，而且總體合金元素的含量合理，成本低，具備較強的經(jīng)濟性。

【附圖說明】

圖1為使用真空電弧爐小質量熔煉的不同碳含量鑄態(tài)fe40mn40co10cr10合金的金相組織；

圖2為使用真空電弧爐小質量熔煉的不同碳含量鑄態(tài)fe40mn40co10cr10合金的拉伸性能曲線；

圖3為使用懸浮熔煉爐熔煉得到的鑄錠的組織；

圖4為使用懸浮熔煉爐熔煉并經(jīng)過不同后處理的(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3合金的拉伸性能曲線。

【具體實施方式】

下面結合附圖對本發(fā)明做進一步詳細描述：

本發(fā)明高性能高熵合金的加工方法，包括以下步驟：

1)按照母合金(fe40mn40co10cr10)100-xcx的名義成分配料并進行熔煉，獲得晶粒尺寸在約100-300μm之間的鑄態(tài)合金；其中，0＜x≤10at％；

2)若熔煉母合金的質量和選擇的熔煉方法使合金參考gb/t13298-2015取樣時均勻性和致密度符合gb/t11352-2009和gb/t7233的規(guī)定，則執(zhí)行步驟3)；否則執(zhí)行步驟4)；

3)通過調節(jié)鑄態(tài)合金的含碳量，若調節(jié)后合金的抗拉強度和塑性滿足實際服役要求，則采納使用；否則執(zhí)行步驟4)；其中，實際服役要求為抗拉強度在500～2000mpa之間和塑性在10～100％之間的強度-塑性搭配要求；

4)在真空退火爐內(nèi)，對步驟1)獲得的鑄態(tài)合金在1000-1300℃之間均勻化退火8-24h；

5)對均勻化后的合金進行鐓拔處理，始鍛溫度1000-1100℃，終鍛溫度950-1000℃；

6)對鐓拔后的合金在較低溫度進一步鍛造，始鍛溫度900-1000℃，終鍛溫度850-900℃；

7)若鍛造完成后的材料的強度和塑性滿足實際服役要求，則采納使用；否則執(zhí)行步驟8)；

8)對鍛造完成后的合金在真空爐內(nèi)在850～1100℃的溫度下進行熱處理，時間10-60min；

9)若合金的強度和塑性滿足實際服役要求，則采納使用；否則執(zhí)行終止條件判斷，若符合終止條件則終止加工，廢棄合金，否則返回執(zhí)行步驟3)；

所述終止條件為：若合金的碳含量在x＝0,5,10時，合金的強度和塑性通過步驟3)-8)的處理后，仍然不能滿足實際服役要求，則終止加工，廢棄合金。

實施例1(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)97.8c2.2的組成進行配料，總質量200g左右，在真空電弧爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸在100μm左右的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下，單次200g進行熔煉可以保證成分和組織均勻性，且材料抗拉強度約650mpa，滿足服役要求，無需后續(xù)處理，可直接使用；

該成分的合金熔煉后的鑄錠組織如圖1所示，平均晶粒尺寸約100μm，該成分的鑄錠的拉伸曲線如圖2中c2.2所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其強度和塑性都要更優(yōu)異，尤其是抗拉強度較不含碳(471mpa)提高約38％；

實施例2(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3的組成進行配料，總質量200g左右，在真空電弧爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸在100μm左右的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下，單次200g進行熔煉可以保證成分和組織均勻性，且材料抗拉強度約787mpa，滿足服役要求，無需后續(xù)處理，可直接使用；

該成分的合金熔煉后的鑄錠組織如圖1所示，平均晶粒尺寸約100μm，該成分的鑄錠的拉伸曲線如圖2中c3.3所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其強度和塑性都要更優(yōu)異，尤其是抗拉強度較不含碳(471mpa)提高約67％；

實施例3(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)95.6c4.4的組成進行配料，總質量200g左右，在真空電弧爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸在100μm左右的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下，單次200g進行熔煉可以保證成分和組織均勻性，且材料抗拉強度約836mpa，滿足服役要求，無需后續(xù)處理，可直接使用；

該成分的合金熔煉后的鑄錠組織如圖1所示，平均晶粒尺寸約100μm，該成分的鑄錠的拉伸曲線如圖2中c4.4所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其強度和塑性都要更優(yōu)異，尤其是抗拉強度較不含碳(471mpa)提高約77％；

實施例4(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)93.4c6.6的組成進行配料，總質量200g左右，在真空電弧爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸在100μm左右的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下，單次200g進行熔煉可以保證成分和組織均勻性，且材料抗拉強度約960mpa，滿足服役要求，無需后續(xù)處理，可直接使用；

該成分的合金熔煉后的鑄錠組織如圖1所示，平均晶粒尺寸約100μm，該成分的鑄錠的拉伸曲線如圖2中c6.6所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其強度和塑性都要更優(yōu)異，尤其是抗拉強度較不含碳(471mpa)提高約104％；

實施例5(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)91.1c8.9的組成進行配料，總質量200g左右，在真空電弧爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸在100μm左右的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下，單次200g進行熔煉可以保證成分和組織均勻性，且材料抗拉強度約1080mpa，滿足服役要求，無需后續(xù)處理，可直接使用；

該成分的合金熔煉后的鑄錠組織如圖1所示，平均晶粒尺寸約100μm，該成分的鑄錠的拉伸曲線如圖2中c8.9所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其強度和塑性都要更優(yōu)異，尤其是抗拉強度較不含碳(471mpa)提高約129％；

從小質量，使用電弧爐熔煉的fe40mn40co10cr10合金鑄態(tài)的組織圖1和拉伸曲線圖2可以看出，同種制備方法下，與不含碳元素的合金相比，摻雜后的合金的組織變化不明顯，但是隨著含碳量的提高，強度也隨之相應提高，而塑性則表現(xiàn)出先升后降的變化特征，在含碳量為3.3at％時塑性最佳。

實施例6(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)90c10的組成進行配料，總質量200g左右，在真空電弧爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸在100μm左右的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下，單次200g進行熔煉可以保證成分和組織均勻性，且材料抗拉強度約1160mpa，滿足服役要求，無需后續(xù)處理，可直接使用；

實施例7(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3的組成進行配料，總質量8kg左右，在真空懸浮熔煉爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸大部分均在200-300μm之間的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下單次熔煉8kg不能保證成分和組織均勻性，需要后續(xù)處理；

3)在真空退火爐內(nèi)，對懸浮熔煉得到的鑄錠在1000℃保溫24h；

4)對均勻化后的合金進行三鐓三拔處理，始鍛溫度1050℃，終鍛溫度970℃，；

5)對鐓拔后的合金在較低溫度進一步鍛造，始鍛溫度950℃，終鍛溫度870℃；

6)對鍛造完成后的材料進行性能檢測，抗拉強度達到1100mpa，延伸率約20％，滿足使用要求，無需后處理，可直接采用；

通過懸浮熔煉爐熔煉后得到的鑄錠的組織如圖3所示，可見大部分晶粒的尺寸均在200-300μm之間。該成分的合金經(jīng)過以上處理工藝后的拉伸曲線如圖4中“forging”所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其抗拉強度較不含碳(600mpa)提高約83％；

實施例8(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3的組成進行配料，總質量8kg左右，在真空懸浮熔煉爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸大部分均在200-300μm之間的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下單次熔煉8kg不能保證成分和組織均勻性，需要后續(xù)處理；

3)在真空退火爐內(nèi)，對懸浮熔煉得到的鑄錠在1000℃保溫24h；

4)對均勻化后的合金進行三鐓三拔處理，始鍛溫度1050℃，終鍛溫度970℃，；

5)對鐓拔后的合金在較低溫度進一步鍛造，始鍛溫度950℃，終鍛溫度870℃；

6)對鍛造完成后的材料進行性能檢測，抗拉強度達到1100mpa，延伸率約20％，塑性較差，需要后處理；

7)對鍛造完成后的合金在真空爐內(nèi)進行熱處理，溫度850℃，時間10min；

通過懸浮熔煉爐熔煉后得到的鑄錠的組織如圖3所示，可見大部分晶粒的尺寸均在200-300μm之間。該成分的合金經(jīng)過以上處理工藝后的拉伸曲線如圖4中“850-10min”所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其強度和塑性都要更優(yōu)異，尤其是抗拉強度較不含碳(600mpa)提高約66％；

實施例9(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3的組成進行配料，總質量8kg左右，在真空懸浮熔煉爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸大部分均在200-300μm之間的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下單次熔煉8kg不能保證成分和組織均勻性，需要后續(xù)處理；

3)在真空退火爐內(nèi)，對懸浮熔煉得到的鑄錠在1000℃保溫24h；

4)對均勻化后的合金進行三鐓三拔處理，始鍛溫度1050℃，終鍛溫度970℃，；

5)對鐓拔后的合金在較低溫度進一步鍛造，始鍛溫度950℃，終鍛溫度870℃；

6)對鍛造完成后的材料進行性能檢測，抗拉強度達到1100mpa，延伸率約20％，塑性較差，需要后處理；

7)對鍛造完成后的合金在真空爐內(nèi)進行熱處理，溫度950℃，時間10min；

通過懸浮熔煉爐熔煉后得到的鑄錠的組織如圖3所示，可見大部分晶粒的尺寸均在200-300μm之間。該成分的合金經(jīng)過以上處理工藝后的拉伸曲線如圖4中“950-10min”所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其強度和塑性都要更優(yōu)異，尤其是抗拉強度較不含碳(600mpa)提高約66％；

實施例10(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3的組成進行配料，總質量8kg左右，在真空懸浮熔煉爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸大部分均在200-300μm之間的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下單次熔煉8kg不能保證成分和組織均勻性，需要后續(xù)處理；

3)在真空退火爐內(nèi)，對懸浮熔煉得到的鑄錠在1000℃保溫24h；

4)對均勻化后的合金進行三鐓三拔處理，始鍛溫度1050℃，終鍛溫度970℃，；

5)對鐓拔后的合金在較低溫度進一步鍛造，始鍛溫度950℃，終鍛溫度870℃；

6)對鍛造完成后的材料進行性能檢測，抗拉強度達到1100mpa，延伸率約20％，塑性較差，需要后處理；

7)對鍛造完成后的合金在真空爐內(nèi)進行熱處理，溫度1050℃，時間10min；

通過懸浮熔煉爐熔煉后得到的鑄錠的組織如圖3所示，可見大部分晶粒的尺寸均在200-300μm之間。該成分的合金經(jīng)過以上處理工藝后的拉伸曲線如圖4中1050-10min所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其強度和塑性都要更優(yōu)異，抗拉強度較不含碳(600mpa)提高約62％，塑性應變較較不含碳(600mpa)提高約71％；

實施例11(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3的組成進行配料，總質量8kg左右，在真空懸浮熔煉爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸大部分均在200-300μm之間的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下單次熔煉8kg不能保證成分和組織均勻性，需要后續(xù)處理；

3)在真空退火爐內(nèi)，對懸浮熔煉得到的鑄錠在1000℃保溫24h；

4)對均勻化后的合金進行三鐓三拔處理，始鍛溫度1050℃，終鍛溫度970℃，；

5)對鐓拔后的合金在較低溫度進一步鍛造，始鍛溫度950℃，終鍛溫度870℃；

6)對鍛造完成后的材料進行性能檢測，抗拉強度達到1100mpa，延伸率約20％，塑性較差，需要后處理；

7)對鍛造完成后的合金在真空爐內(nèi)進行熱處理，溫度1100℃，時間10min；

通過懸浮熔煉爐熔煉后得到的鑄錠的組織如圖3所示，可見大部分晶粒的尺寸均在200-300μm之間。該成分的合金經(jīng)過以上處理工藝后的拉伸曲線如圖4中“1100-10min”所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其強度和塑性都要更優(yōu)異，抗拉強度較不含碳(600mpa)提高約50％，塑性應變較較不含碳(600mpa)提高約114％；

實施例12(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3的組成進行配料，總質量8kg左右，在真空懸浮熔煉爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸大部分均在200-300μm之間的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下單次熔煉8kg不能保證成分和組織均勻性，需要后續(xù)處理；

3)在真空退火爐內(nèi)，對懸浮熔煉得到的鑄錠在1000℃保溫24h；

4)對均勻化后的合金進行三鐓三拔處理，始鍛溫度1050℃，終鍛溫度970℃，；

5)對鐓拔后的合金在較低溫度進一步鍛造，始鍛溫度950℃，終鍛溫度870℃；

6)對鍛造完成后的材料進行性能檢測，抗拉強度達到1100mpa，延伸率約20％，塑性較差，需要后處理；

7)對鍛造完成后的合金在真空爐內(nèi)進行熱處理，溫度1100℃，時間30min；

通過懸浮熔煉爐熔煉后得到的鑄錠的組織如圖3所示，可見大部分晶粒的尺寸均在200-300μm之間。該成分的合金經(jīng)過以上處理工藝后的拉伸曲線如圖4中“1100-30min”所示，可見與同種方法下制備的不含碳的fe40mn40co10cr10合金(曲線c0)相比，其強度和塑性都要更優(yōu)異，抗拉強度較不含碳(600mpa)提高約50％，塑性應變較較不含碳(600mpa)提高約143％；

從大質量，使用懸浮熔煉爐熔煉的(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3經(jīng)過不同的熱處理制度后合金拉伸曲線圖4可以看出，同種制備方法下，與不含碳元素的合金相比，摻雜后的合金在較低溫度熱處理可以獲得較高的強度，如圖4中示例，在鍛造完成后可獲得最高強度約1100mpa，而隨著熱處理溫度的提高，材料的強度降低，而塑性提高，但是總體上講，相較未進行碳元素摻雜的合金，其強度和塑性都有明顯提升，實際應用中應根據(jù)實際服役要求選擇合適的加工工藝和熱處理制度。

實施例13(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3的組成進行配料，總質量8kg左右，在真空懸浮熔煉爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸在300μm左右的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下單次熔煉8kg不能保證成分和組織均勻性，需要后續(xù)處理；

3)在真空退火爐內(nèi)，對懸浮熔煉得到的鑄錠在1300℃保溫8h；

4)對均勻化后的合金進行三鐓三拔處理，始鍛溫度1100℃，終鍛溫度1000℃，；

5)對鐓拔后的合金在較低溫度進一步鍛造，始鍛溫度1000℃，終鍛溫度900℃；

6)對鍛造完成后的材料進行性能檢測，抗拉強度達到1000mpa，延伸率約25％，塑性較差，需要后處理；

7)對鍛造完成后的合金在真空爐內(nèi)進行熱處理，溫度1100℃，時間30min；

實施例14(fe40mn40co10cr10)

1)按照名義成分為(fe40mn40co10cr10)96.7c3.3的組成進行配料，總質量8kg左右，在真空懸浮熔煉爐下進行熔煉，熔煉四次，獲得晶粒尺寸在300μm左右的鑄態(tài)合金；

2)該種方法下單次熔煉8kg不能保證成分和組織均勻性，需要后續(xù)處理；

3)在真空退火爐內(nèi)，對懸浮熔煉得到的鑄錠在1200℃保溫15h；

4)對均勻化后的合金進行三鐓三拔處理，始鍛溫度1000℃，終鍛溫度950℃，；

5)對鐓拔后的合金在較低溫度進一步鍛造，始鍛溫度900℃，終鍛溫度850℃；

6)對鍛造完成后的材料進行性能檢測，抗拉強度達到900mpa，延伸率約25％，塑性較差，需要后處理；

7)對鍛造完成后的合金在真空爐內(nèi)進行熱處理，溫度1000℃，時間1h；

本發(fā)明的原理：

通過在fe40mn40co10cr10中引入間隙元素碳，降低材料的層錯能，降低誘發(fā)孿晶形成所需要的條件，同時，通過適當?shù)奶荚氐囊?，可以在孿晶強化之外，引入固溶強化和/或析出強化，進一步提高材料的室溫性能，尤其是通過最后步驟中在較高溫度較長時間保溫，鍛態(tài)組織被部分或完全消除，部分析出相溶解形成近單相結構后，合金即可在更高性能水平的基礎上重新具備較大的性能可調控空間，有利于通過其他強化方式如形變強化和析出強化的組合進行進一步的強化，獲得更加合理的強度和塑性搭配。