(物理冶金學(xué)原理4、5)ppt課件

1、第三章 金屬中的分散3-1 分散實際一、概述圖8-1是金屬中自分散過程的表示圖，表示具有均勻的放射性原子濃度C1的中間區(qū)域和 兩個起始時只含有普通原子的相鄰區(qū)域之間的自分散。 圖8.1b是從圖8.1a經(jīng)過每個原子平均躍遷一次以后能夠出現(xiàn)的放射性原子的分布情況。圖8.1b中的濃度曲線是記錄放射性原子在試樣內(nèi)分布的簡便方法。.3、進(jìn)一步的躍遷，將使放射性原子繼續(xù)分布，直到最后到達(dá)如圖8.1c所示的均勻分布。雖然每一個原子仍將和以前一樣不停的躍遷，但是放射性原子濃度分布曲線堅持不變，所以不再察看到分散。4、假設(shè)圖8.1中帶星的原子使溶入的合金元素，那么上述的同樣圖景表示了置換式固溶體中主要的分散特性

2、。.5、溶質(zhì)原子占據(jù)著基體點陣陣點的間隙位置鐵中的碳原子，分散同樣也是依賴溶質(zhì)原子作恣意方向的躍遷所引起的。6、由于上述緣由，分散的兩個根本公式，斐克第一定律和第二定律，提供了冶金學(xué)中幾乎一切重要的分散景象的實際根底。.二、斐克定律濃度梯度dc/dx是判別分散能否進(jìn)展的根據(jù)。因此當(dāng)dc/dx=0時，分散不能夠發(fā)生，如圖8.1c。但當(dāng)dc/dx是正值dc/dx0的區(qū)域，有一個凈的溶質(zhì)原子流經(jīng)過平面1流向負(fù)的x方向；而當(dāng)dc/dx是負(fù)值時，凈的溶質(zhì)原子流那么流向正的x方向，見圖8.1b。.斐克第一定律的建立每一個溶質(zhì)原子在三維空間的六個方向，平均每秒躍遷次。經(jīng)過參考平面單位面積上每秒有 C2/6個

3、溶質(zhì)原子從平面2躍遷到平面3；反方向的溶質(zhì)原子流是 C2/6，這兩項差值就是溶質(zhì)原子凈的分散通量J。 原子數(shù)/平方米秒由于C3=C2+( )dx，而dx= ，故上式可寫成： 而通常寫成： 式中D是分散系數(shù)： .分散系數(shù)D的變化：由于體心立方點陣中原子躍遷間隔 為 a0/2；面心立方點陣中原子躍進(jìn)間隔 為 a2/2，故D可以按點陣參數(shù)a0寫成下式： 體心立方點陣 面心立方點陣斐克第二定律由于斐克第一定律不包括時間變數(shù)，所以經(jīng)常需求用另一個方程式來處置工程技術(shù)上的問題。思索在兩個相距dx的參考平面之間，dx1 的體積內(nèi)溶質(zhì)原子的累積。經(jīng)過參考平面的分散通量已列出，而經(jīng)過平面的分散通量可寫成：. 單

4、位時間秒內(nèi)原子的累積，dA，就是進(jìn)入單位體積的分散通量超越分開單位體積分散通量的差值。由于在這里濃度同時是x與t的函數(shù)，利用偏導(dǎo)數(shù)可寫成：代入上式，得出x方向分散的斐克第二定律假設(shè)分散系數(shù)D隨濃度變化所引起的變動可以忽略不計，那么，上式可簡化為： .對于立方晶系晶體構(gòu)造的固溶體，上式應(yīng)取三維方式，三、分散機理間隙固溶體里的分散尤為簡單，緣由有二，首先，溶劑原子的分散常可忽略不計；其次溶質(zhì)原子在根本點陣中可以視為從一個間隙位置跳到相鄰的另一個間隙位置，如圖8.2a所示。在純金屬或置換式固溶體中那么需求有特殊的分散機理?？瘴粰C理與間隙機理相比顯示出下述新的特征：分散速率直接取決于空位的比率Nv。假

5、設(shè)臨近溶質(zhì)原子的點陣陣點上存在一個空位，如圖8.2b所示，那么，溶質(zhì)原子或溶劑原子都有能夠跳到空位上。.在分散溫度下，由于Nv值的典型數(shù)據(jù)僅為10-4，所以在某一個給定原子的臨近處很難得出一個空位，但當(dāng)一個原子一旦與空位交換以后，這個原子將有能夠成為第二次能夠交換的對象，這一景象稱為交互作用。根據(jù)空位恣意躍遷頻率v的計算，純金屬的自分散系數(shù)為：式中f是按交互作用景象導(dǎo)出的交互作用因子。面心立方金屬的f值為0.78，體心立方金屬的f值為0.73.假設(shè)導(dǎo)致分散的點陣缺陷是一個多余的原子而不是失去一個原子構(gòu)成的空位，其分散機理稱為自間隙分散機理。.四、熱激活間隙時分散一個間隙原子必需具備足夠高的額外

6、能量，才干跳離它原來的間隙位置。根據(jù)能量起伏的統(tǒng)計觀念，在總數(shù)N個原子中，有ni個數(shù)目的原子在某一瞬間具有特定能量i，ni/N的比值表征某一個原子具有i能量的幾率Pi，根據(jù)經(jīng)典的能量統(tǒng)計分布： 由于能量是量子化的，i值可用下式表達(dá) 分配函數(shù)可以用下式表示：.具有最低不小于i能量的原子總數(shù)，通常由式某原子至少具有能量i的總幾率P來表示： 根據(jù)式的定義，上式可寫成將Q值式子帶入上式，最后得出所求的幾率， .式中u=rhv是每一個原子的內(nèi)能。對于通常的恒溫恒壓條件下的分散來說，適宜的熱力學(xué)量并非簡單的就是內(nèi)能u，而是吉布斯自在能G，從而得出有用的式子： 間隙原子的躍進(jìn)頻率P，可以由以下乘積求得：在恒

7、溫下G=H-TS最后導(dǎo)出的分散系數(shù)表達(dá)式為： .上式中除最后一個指數(shù)項以外，通常將其他各項合并成一個常數(shù)D0，而將Hm代之以激活能Q，單位為焦耳每摩爾，得出通常運用的式子： 圖8.4是碳在體心立方點陣鐵中的分散數(shù)據(jù)，它提供了一個很好的例子，D隨溫度變化的規(guī)律符合與上式。分散的空位機理描畫空位分散需求添加一個物理量Nv0，即空位的平衡濃度，其表達(dá)式為.圖8.5給出了空位數(shù)所占的比率Nv0隨溫度變化的典型數(shù)據(jù)。在接近金的熔點時，Nv0大致為10-3，但隨著溫度的下降，Nv0急速減少，在450時只需10-6.假設(shè)將 按式展開，其結(jié)果是 假設(shè)將Hm+Hf代之以激活能Q，并將式中余下的各種數(shù)量合并成一個

8、常數(shù)D。就得到與式一樣的表達(dá)式。這樣，一切各種類型的分散常數(shù)都可用兩個常數(shù)D0與Q來描畫，D0與Q值可以由實驗方法測得，表8.1中列出了幾個例子。.3-2 分散方程的解一、概述 斐克的兩個分散定律都是微分方程式，必需將方程式求解以獲得代數(shù)式來描畫濃度隨間隔和時間而變化的函數(shù)。這些解可以分成三種不同的類型。 經(jīng)過根本運算就可很方便的求得分散方程的解 經(jīng)過工程技術(shù)上重要的分散問題的解由高深的數(shù)學(xué)處置技術(shù)得到。 許多類型的分散問題，例如涉及到與濃度有關(guān)的分散系數(shù)值的問題，可用計算機求得。 .二、斐克第一定律1、由于斐克第一定律沒有明顯的思索濃度隨時間發(fā)生的變化，所以它的運用局限于穩(wěn)定態(tài)分散，或局限于

9、處置分散過程的重要參數(shù)不因時間而變化的一些問題。2、金屬的一種類型的氧化是一個典型的例子，下面加以分析。.金屬的高溫氧化的實驗數(shù)據(jù)通常表現(xiàn)為，構(gòu)成的氧化物的量與氧化時間呈拋物線關(guān)系。借助圖8.6a，這一情形可以用分散過程加以闡明。對于恣意氧化層厚度X，單位面積上金屬原子的遷移速率是：然而，dm與氧化層厚度的添加值dx成正比，即dx=Kdm，故上式可寫成：式中D即KD，D假設(shè)是一常數(shù)時，D也是一個常數(shù)。上式可作如下求解： . K為正，由于式中的負(fù)號已被濃度差c的負(fù)號所抵消。氧化層厚度隨氧化時間平方根的添加而添加，圖8.6b顯示了這樣的關(guān)系。三、斐克第二定律薄膜的解在采用放射性失蹤原子時，是在金屬

10、B長棒的一個端面上堆積一薄層金屬A。經(jīng)常用兩個這樣的試樣結(jié)合起來使之構(gòu)成兩根長棒B中間有一薄層A的“夾心。在x=0平面處A原子的起始濃度為每平方米M個原子。在“夾心試樣的情況下，下面的解給出了經(jīng)過分散時間t后，在進(jìn)入金屬棒B間隔x處的濃度，并以x的函數(shù)表示： . 由于起始的原子總數(shù)M在分散過程中僅是發(fā)生了重新分布， 所以 將式代入式，可得到最終的解， 假設(shè)不是夾心試樣，試樣在一段具有一樣數(shù)量M，那么濃度值應(yīng)添加一倍 . 由于原子僅是沿正的x方向分散。一個典型的運用式的例子是測定示蹤金屬原子A在金屬B中的分散系數(shù)，如圖8.7書245頁所示。a、在金屬B棒的一段，堆積一薄層A原子，圖8.7a。b、

11、在高溫下分散系數(shù)小時，使A原子滲入B金屬中一定深度1mm，圖8.7b。c、將B金屬棒逐層切割分析，測得每層放射性強度，得到分散的定量關(guān)系如圖8.7c。由于放射強度正比于A原子數(shù)目，式可寫成 .d、對式兩邊取自然對數(shù)以后，我們可以寫成直線方程式e、根據(jù)圖8.7d中以lnI對x2繪制的直線，可以從直線斜率求出分散系數(shù)D。無限長固體 圖8.8a的分散偶是無限長固體的例子，分散偶由Co成分的一塊合金和一塊純金屬組成。我們把這塊合金看成是由無數(shù)個延續(xù)的薄層所組成，如圖8.8b所示，那么，這一分散問題的解可以方便的按薄膜解求出。思索圖中一個典型的層，經(jīng)過時間t分散后，這典型層在x處獲得下式的濃度分布，.

12、全部一切各層自=x起延伸到=止的影響可由上式的積分得出： 式中： 上述積分式可由下述差值表示，.所以，分散偶中濃度的最終解釋是： 半無限長固體只涉及單個均勻固體圖8.8a試樣的任一半邊的分散問題具有半無限幾何特征，試樣可描畫為從x=0延伸到x=+。它的解與無限長固體相類似，具有兩種類型：本質(zhì)上是圖8.8c曲線的右半邊，描畫了在x=0處B向金屬外表參與吸附的A原子。.本質(zhì)上是圖8.8c曲線的左半邊除了 是添加而不是降低以外：描畫了從A與B的合金外表上失去了A原子。運用a式的例子是鐵的滲碳，圖8-9是滲碳是碳在鐵中的分散。鐵板滲碳過程表示圖。滲碳過程開場后的碳濃度分布曲線，該曲線是開場滲碳以后就構(gòu)

13、成了。滲碳10小時后的碳濃度分布曲線。 表8.2書248頁總結(jié)了鋼板在外表以下每隔0.4mm計算其濃度值C的各個步驟。.四、合金中的分散克肯達(dá)耳效應(yīng)和自分散系數(shù)一樣，合金中兩組元的本征分散系數(shù)具有不同的值。因此，假設(shè)兩金屬相互分散，經(jīng)過兩金屬試樣起始是的分界平面將有凈的物質(zhì)遷移，這一景象稱為克肯達(dá)耳效應(yīng)。銜接一根金棒與一根鎳棒構(gòu)成一個試樣，分散將經(jīng)過帶有標(biāo)志的界面進(jìn)展，惰性標(biāo)志物可以用許多根極細(xì)的鎢絲平放在銜接的平面上。由于分散經(jīng)過惰性標(biāo)志物的金原子比鎳原子多。因此向試樣的金的一側(cè)挪動，這種運動稱為克肯達(dá)耳漂移。圖8-10書249頁給出金-鎳系的數(shù)據(jù)，在一切濃度范圍內(nèi)，金原子比鎳原子分散快。金

14、的分散流大于鎳的分散流這一現(xiàn)實，意味著經(jīng)過克肯達(dá)耳界面將發(fā)生凈的空位流。.當(dāng)空位濃度下降到略低于平衡濃度時，最簡單的空位反響是在位錯上構(gòu)成空位或在例如晶界等其它晶體點陣的缺陷上構(gòu)成。在空位濃度高于平衡濃度值空位的過飽和的區(qū)域內(nèi)，可發(fā)生相反的反響，即空位的消逝。假設(shè)空位的過飽和度相當(dāng)高，那么就還有另一些方式的反響，將在空位消逝的作用中占主導(dǎo)位置，其中一個反響是空位“析出，并在晶體點陣中構(gòu)成空穴。在銜接金和鎳的原始界面位置上的平面稱為又野界面。又野界面具有重要的特征，即在界面兩側(cè)的A1和A2兩塊面積相等，A1和A2分別代表經(jīng)過又野界面的鎳和金的量。由此可見，假設(shè)用又野界面來描畫分散行為，只需用一個

15、分散系數(shù) 。 與 和 之間的相互關(guān)系，可由下式表示;. 與 和 之間的相互關(guān)系是，對于不同成分的金-鎳系， 的值示于圖8.10中。 稱為分散系數(shù)。圖8-11書250頁表示了金和鎳互分散時的克肯達(dá)耳效應(yīng)。 3-3 影響分散的要素一、濃度普通我們假定分散系數(shù)與濃度無關(guān)，在這里有必要了解這樣假定所產(chǎn)生的誤差。.如圖8.12書251頁所示，在碳濃度從0%到927時溶解極限1.3%的范圍內(nèi)，碳在奧氏體中分散系數(shù)的變化是相當(dāng)小的。即使在濃度對影響較顯著的合金中，對于稀固溶體中的分散或在小濃度范圍內(nèi)的分散，將假定為常數(shù)，誤差頁還是比較小的。二、晶體構(gòu)造鐵的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變對于溶質(zhì)原子的分散速率有一定的影響，在指

16、定溫度下，溶質(zhì)原子的分散速率與鐵的自分散速率在鐵素體里比奧氏體里大致快一百倍另一個晶體構(gòu)造的影響是在一個溶劑金屬的單晶中位向?qū)Ψ稚⑾禂?shù)的影響。分散系數(shù)的各向異性在立方晶系金屬中幾乎不出現(xiàn)或完全不存在；但在斜方點陣鉍中丈量的結(jié)果闡明，平行與C軸與垂直與C軸的自分散系數(shù)比值約為一千。.晶體發(fā)生點陣畸變，分散速率添加。三、雜質(zhì)少量添加金屬的存在對于溶質(zhì)原子在溶劑金屬中分散的影響，通常是比較小的。四、晶粒尺寸晶界分散要比晶粒內(nèi)分散快。細(xì)晶粒金屬中總的分散速率將是較高的。但在通常的晶粒范圍內(nèi)，在進(jìn)展分散計算是不需求思索晶粒的尺寸。五、短路分散由于在晶界上，在接近自在外表處和在位錯線臨近區(qū)域內(nèi)，金屬晶體點

17、陣的規(guī)律性遭到破壞，因此，在這些區(qū)域內(nèi)由空位機理所引起的分散顯著加強。.晶體構(gòu)造規(guī)律性部分出現(xiàn)擾亂的結(jié)果，使空位數(shù)目和空位的活動才干添加了。由于這個緣由，晶界分散的激活能Q比體積分散的Q值低。這時短路分散才起顯著的作用。在更低的溫度下，體積分散和晶界分散都能夠變得無能為力，此時顯著的原子遷移可以沿著位錯線周圍畸變點陣中的“管道進(jìn)展。如圖8.14書252頁。六、分散的驅(qū)動力電場對間隙溶質(zhì)原子的影響設(shè)某一溶質(zhì)原子具有凈電荷Z*電子單位e，那么在外加電場E的作用下施加于每個溶質(zhì)原子上的力是：.設(shè)可動性B表示在單位力作用下單個溶質(zhì)原子的平均速度。那么在外加電場作用下，單個原子的速度V是：假設(shè)溶質(zhì)濃度C

18、的單位是每立方米中的原子數(shù)目，那么分散通量J可簡化為：這就提供了在電場中分散的完好描畫。濃度梯度和溫度梯度的影響假設(shè)由于濃度梯度和溫度梯度得到作用力F的適當(dāng)表達(dá)式，那么同理可給出相應(yīng)的分散通量式。這兩種力知為：.所以，在一切三種驅(qū)動力作用下產(chǎn)生的總的分散通量是：表8.3書253頁列出了典型的Z*和Q*的值。3-4 分散的運用一、金屬的結(jié)合金屬的結(jié)合包括鍍鋅、焊接和金屬包層等工藝，是工業(yè)上運用分散原理的良好例子。但是任何一種情況都需求有擴分發(fā)生。鍍鋅、鍍鉛錫.由于分散只能在固溶體中進(jìn)展，所以只需兩種金屬具有一定量的固溶體時才有能夠結(jié)合成一體。由于鉛不能固溶于鐵，因此必需在熔化的鉛浴中參與少量能與

19、鐵構(gòu)成合金的第二種金屬，常參與錫，這就構(gòu)成了鍍鉛錫合金的薄鋼板。在某些金屬結(jié)合工藝過程中，在被連結(jié)的兩金屬之間存在著出現(xiàn)脆性金屬間化合物這樣一個復(fù)雜的要素。比如為了降低脆性中間相的數(shù)量，可以在熔融的鋅浴中參與適當(dāng)?shù)匿X。包層有許多各不一樣的工藝方法可用來在不同的基底資料上貼上一層其它金屬?！鞍X薄板的制造是用熱軋純鋁-鋁合金兩種資料“夾心坯料的方法，使高強度鋁合金外表與純鋁維護(hù)層結(jié)合在一同。.純鋁一旦為高強度鋁合金中合金元素滲入時就會失去它優(yōu)良的抗蝕才干，所以要特別留意防止過度分散。焊接熔焊，在銜接區(qū)部分產(chǎn)生熔化。熔焊包括氣焊、電弧焊、電渣焊、電子束焊接及激光束焊接。壓焊，經(jīng)過塑性變形的作用，使

20、兩外表結(jié)合在一同。例如鍛焊、電阻焊，或點焊、靜壓焊接、分散焊接和超聲波焊接等方法。爆炸焊接，采用一種爆炸劑，當(dāng)它爆炸時推進(jìn)一個金屬極高的速度壓向另一個金屬。由此引起顯著的塑性變形構(gòu)成金屬突出點在兩金屬之間摩擦而焊合。流動焊接，利用低熔點合金加上適當(dāng)?shù)暮竸┖附觾蓧K金屬而不明顯改動它們的組織。軟焊和硬焊 .是兩個普通的例子。軟焊合金的熔點低于425，而硬焊合金的熔點高于此溫度。二、均勻化消除化學(xué)成分不均勻性一個化學(xué)成分不均勻性的固溶體，經(jīng)過分散趨向與均勻化。在低溫下這個過程的速率極低，需求采用特殊的熱處置工藝才干使之均勻化。在某些實例中，合金元素的分散系數(shù)起著決議性的作用。例如，在中等溫度范圍，鋅

21、在銅中快速的分散使鑄造黃銅發(fā)生有效的均勻化，但是在同樣溫度下鎳在銅中分散極慢，所以難以消除鑄造銅-鎳合金的偏析。消除帶狀組織由于化學(xué)成分的不均勻性而在鋼材的金相組織中出現(xiàn)了黑白嚴(yán)密相間的條帶。這些條帶代表鋼錠在冷 .凝過程中構(gòu)成的合金元素的偏析區(qū)域，它們在軋制過程中被拉長壓扁成為狹長的條帶。為了消除鋼材的條帶組織，普通采取的方法是鋼錠軋制后，需求在相當(dāng)高的溫度1200保溫相當(dāng)多的時間。三、滯彈性與阻尼阻尼身手假設(shè)用鐵錘撞擊一根金屬棒使之振動，無論怎樣這根金屬棒的振動振幅總是隨著時間的增長而降低。這一特征稱為阻尼身手。也就是說振動能量能夠由于不同機理的作用而有效地為金屬構(gòu)件所吸收。阻尼身手的量度

22、是測定阻尼減縮量，的定義是：.式中：W是每周振動的總振動能； W是振動一個周期以熱的方式損失的振動能。原子的躍遷是內(nèi)耗的一部分圖8.16是碳在體心立方點陣鐵中產(chǎn)生內(nèi)耗的原子構(gòu)造原因。在所示的振動循環(huán)的階段中，碳原子優(yōu)先趨向于跳到b位置沿著伸展方向。位錯的運動除了原子的分散以外，還有許多吸收振動能量的機理。在許多情況下，位錯的運動起著主要的作用，例如被釘扎的位錯的弓出，位錯在晶界上的挪動，和位錯在相界面上的特殊行為。即使一個特定的合金資料，它的阻尼身手也因頻率、應(yīng)力與溫度等要素的變化而在很大的范圍內(nèi)變動。.阻尼身手的運用及測定除了做鐘的青銅以外，幾乎一切的工業(yè)金屬資料都希望具備高的阻尼身手。例如

23、汽輪機葉片經(jīng)受著每分鐘數(shù)千次的沖擊，假設(shè)資料的阻尼身手缺乏以很快的耗費振動能量，那么在臨界共振速度下將產(chǎn)生非常高的應(yīng)力。由于影響阻尼身手的要素很多，很難列出可以直接用于計算的定量數(shù)值。一個真實可行的方法是對一系列資料，在類似條件下測出它們的相對阻尼身手。表8.5書257頁就是在低的振動振幅下，即在低應(yīng)力條件下測得的阻尼身手。由此看出，在這種條件下，鎳對振動的阻尼性能百倍優(yōu)于鋁。阻尼的減縮量隨應(yīng)力的添加而急速提高。例如灰鑄鐵的值，當(dāng)應(yīng)力數(shù)值從接近于零提高到7x107N/m2時，值從0.006上升到0.3。.第四章 強化機理及過程4-1 形變強化一、冷加工冷加工的作用冷加工過程與熱加工過程是根本不

24、同的，冷加工過程可以使晶體組織耐久的變形。圖10-1是黃銅的軋制過程。再結(jié)晶和塑性變形同時發(fā)生，闡明在熱加工過程中晶粒組織根本堅持不受影響。普通情況下是測定隨冷加工總量的添加而添加的硬度如圖10-2，加工硬化作用的定量測定應(yīng)變-加工硬化指數(shù)的方式列在表4-2中。晶粒尺寸的影響確定合金在冷變形工序中最適宜的操作時，晶粒尺.寸常是一個重要的思索要素。經(jīng)過對再結(jié)晶過程的適當(dāng)控制，通常可以獲得規(guī)定的晶粒尺寸。對圖10-3表示對彈殼黃銅70%Cu,30%Zn，隨著晶粒尺寸的增大，其加工就愈方便，不僅改善的延展性，而且流變應(yīng)力也同時降低。另一方面，當(dāng)晶粒尺寸增大時，就可以遇到資料外表外觀的問題，由于這時晶

25、粒與晶粒間的不均勻變形將變得很明顯。圖10-4表示粗晶粒的金屬資料在接受劇烈變形時所產(chǎn)生的“桔皮外表。晶粒尺寸的選擇實踐上是上述兩者的折中，表10-1中列出的數(shù)值，是在不同加工情況中引薦運用的。在冷加工過程中的金屬晶粒的擇優(yōu)取向金屬晶粒的擇優(yōu)取向是在冷加工過程中發(fā)生滑移及孿生的必然結(jié)果。例如，冷拔鋁線時，原始恣意取.向的晶粒因冷拔而變形，其中【111】晶體位向趨向平行于鋁線的軸線。有時要采取一些措施以控制合金中產(chǎn)生的擇優(yōu)取向程度。否那么會呵斥因方向不同，資料的性能不同，但有時要添加擇優(yōu)取向程度，比如在磁性資料中。擇優(yōu)取向的一個有用方面是它與織構(gòu)強化有關(guān)，特別是在高度各向異性的六方點陣金屬中，如

26、Ti、Zr、Be、Mg等，對這些薄板的金屬進(jìn)展冷軋時，所呵斥的擇優(yōu)取向織構(gòu)使得其0001晶面優(yōu)先位于薄板平面。于是易于激活的滑移系的滑移方向也就位于薄板平面上，結(jié)果，垂直于薄板的變形就大受限制。二、應(yīng)變硬化機理應(yīng)變強化的根本特征根本特征是一個給定的位錯的運動，為臨近位錯呵斥.的“妨礙物所妨礙。妨礙的本性及其相對的重要性隨其晶粒組織、晶體學(xué)及變形條件的不同而有很大的變化。在單晶體的變形中有兩個階段，由于第階段中，一定的變形量引起了較大的強化作用，使得在第階段過渡到第階段處，應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的斜率有較大的添加。在多晶資料中，位錯間的相互關(guān)擾特別顯著。這是由于幾何上的要求。在每一個晶粒中至少要有五個

27、滑移系同時開動，晶粒才干恣意的改動外形，而仍在每個晶粒的晶界堅持延續(xù)性。胞狀組織的構(gòu)成金屬及合金經(jīng)劇烈變形后的冷加工組織，表現(xiàn)出一種沒有預(yù)期到的特征，即在顯微組織中，較大的體積范.圍內(nèi)根本上沒有位錯，位錯集中在其周圍區(qū)域，從而構(gòu)成了胞狀組織，見圖10-5。胞的尺寸及構(gòu)成胞所需的應(yīng)變，隨合金及溫度，應(yīng)變速率等要素而變化。胞狀組織是具有高堆垛層錯能的合金的特征，其位錯是不可分解的，并且易于交叉滑移。應(yīng)變硬化率的指點原那么當(dāng)一個六方密排點陣的單晶體變形時，僅是主滑移起作用，這樣位錯密度及其相互關(guān)擾的范圍就都比較小，因此應(yīng)變硬度是很小的。六方密排點陣的多晶體金屬在塑性變形時也有類似的情況，但是它們的行

28、為，卻由于發(fā)生了孿生及附加滑移系的開動而變得復(fù)雜了。.六方密排點陣合金的應(yīng)變硬化率，普通仍較面心立方及體心點陣的合金低。由于這兩種合金都允許許多滑移系開動，相互作用的位錯成為其位錯運動的妨礙，從而添加了繼續(xù)變形所需的切應(yīng)力。影呼應(yīng)變硬化的要素應(yīng)變硬化率普通是隨實驗溫度的升高而下降。參與固溶的合金元素能夠增大或減少應(yīng)變硬化率，但在冷加工后，合金的最終硬度總是比純金屬高。三、晶粒尺寸對強度的影響晶粒尺寸與強度的關(guān)系各種金屬和合金的數(shù)據(jù)都闡明，有一個共同的強度隨晶粒尺寸減少而增大的方式。這個強度與晶粒尺寸間的函數(shù)關(guān)系，涉及晶粒尺寸的平方根，如圖10-6的數(shù)據(jù)所示。.相鄰晶粒中的位錯間的相互作用根據(jù)晶

29、界處位錯的塞積，可以導(dǎo)出適當(dāng)?shù)年U明這一關(guān)系的方程式。外力能激發(fā)一個位錯源，如圖10-7晶粒所示。并將一系列位錯保送到相鄰的晶界。因位錯塞積引起的應(yīng)力集中，使得在晶?；蛑虚g隔約為r的位錯源激發(fā)起滑移。根據(jù)屈服強度和晶粒尺寸的這種關(guān)系，就得出所謂的霍耳-配奇工程。晶粒細(xì)化在工程技術(shù)上的運用工程技術(shù)上由于晶粒細(xì)化而強化金屬資料的運用，可由超細(xì)晶粒鋼來說闡明，見書P298頁。.4-2合金化強化一、概述在根底金屬中參與一種或多種合金元素時，就有能夠?qū)ζ溥M(jìn)展多種類型的強化。這一重要的強化方法，是以固溶強化和第二相強化之間的差別為根底而進(jìn)展分類的。另外還有把塑性變形和熱處置結(jié)合起來的熱機械處置形變熱處置方法

30、，以產(chǎn)生強度與韌性的特殊配合。二、固溶強化溶質(zhì)原子與位錯間相互作用決議溶質(zhì)-位錯間相互作用程度的主要要素是相對的原子尺寸大小，相對的原子價及溶質(zhì)和溶劑間某些化學(xué)和物理學(xué)上的差別。這些要素的作用經(jīng)過以下幾方面進(jìn)展描畫。.溶質(zhì)原子經(jīng)過彈性的相互作用而妨礙位錯運動的效果，取決于三個要素，見書298頁。由于合金中的價電子趨于自位錯應(yīng)力場中的受壓區(qū)挪動向受拉區(qū)，電子效應(yīng)就發(fā)生作用?；w原子的原子價愈高，那么引起的部分的電偶極子也愈大。由各種緣由產(chǎn)生的化學(xué)效應(yīng)，引起溶質(zhì)原子與堆垛層錯區(qū)的相互作用。溶質(zhì)氣團溶質(zhì)原子圍繞某一位錯線積聚構(gòu)成一個氣團。這樣一個氣團起著使位錯線固定不動或釘扎的作用，結(jié)果使開場產(chǎn)生塑

31、性變形的應(yīng)力較正常的高。碳或氮在體心立方鐵中的氣團，是一個劇烈的結(jié)合的氣團的例子。由于間隙溶質(zhì)原子產(chǎn)生正方型的點陣畸變，它和位錯線劇烈的相互作用。 .在鋼及某些其他合金中均能察看到屈服景象，可用溶質(zhì)氣團來加以闡明。有序硬化普通溶質(zhì)原子濃度約為20%或更多時，才產(chǎn)生顯著的有序化效果。對于固溶體，有序形狀代表一個低能量的形狀，所以這個能量隨反相疇界總量的增多而增大。在超合金中可看到有序相強化的例子，在這些合金中，由于有序化的緣故，第二相顆粒成為更有效的妨礙位錯經(jīng)過的妨礙物。有效化在很多中心開場，隨后這些中心長大，直至最后相互碰撞。它們不僅產(chǎn)生一個陣列的有序疇，而且由于正方性還產(chǎn)生了點陣畸變，所引起

32、的強化效果可以是很大的。.三、第二相顆粒的強化第二相獲得及分布金屬基體中第二相的獲得，大多數(shù)是用常規(guī)合金化的方法產(chǎn)生的，它包括熔煉、參與合金元素、鑄造及熱加工成形。第二相的重要分布，不能用常規(guī)的方法來獲得。普通可以用以下幾種方法：要獲得陳列成行的片狀或棒狀的第二相，就必需用控制定向凝固的方法。第二相成行陳列的組態(tài)也能在復(fù)合資料中產(chǎn)生，這是將熔融的合金滲入到成束的高強度纖維之間制成的。粉末冶金技術(shù)可使球狀氧化物粒子在整個金屬基體中彌散分布。例如Al2O3在鋁中。.第二相的類型在不同類型的顆粒中，有三類值得特別留意。第一類是各個原子與可覺察的第二相之間的過渡構(gòu)造。第二類是不可入的顆粒是足夠的堅強，

33、它足以阻止正在運動的位錯穿過。第三類是可變形的顆粒那么可以被位錯穿過，從而參與了整個變形。不可入的顆粒當(dāng)運動著的位錯碰到“堅強的顆粒時，位錯線首先圍繞該顆粒彎曲。假設(shè)該顆粒有才干抵抗位錯穿過，那么外加應(yīng)力將強迫位錯在兩個相鄰顆粒之間經(jīng)過。位錯線的某些線段被迫繞每個顆粒構(gòu)成位錯環(huán)，而將主要的位錯線釋放，使其繼續(xù)在合金中經(jīng)過。.奧羅萬強化迫使顆粒間的位錯運動所需的剪切應(yīng)力為：式中：-顆粒間的平均自在間距。 T-抑制位錯的線張力所需的力。將 代入那么B對于螺旋位錯為1，對于刃型位錯為1-v-1。.可變形的顆粒一個顆粒表現(xiàn)的“強度在很大程度上決議于顆粒間距的大小，因此也就決議于顆粒的平均尺寸。在沉淀的

34、最初階段中，細(xì)小顆粒的間距是很小的，要越過這些妨礙物需求很高的剪切應(yīng)力?？勺冃晤w粒復(fù)雜形為的三種機理基體的晶體構(gòu)造與原子偏聚團GP區(qū)或第二相顆粒之間共格?；瘜W(xué)硬化指的是顆粒及基體間化學(xué)成分差別有關(guān)的兩個效應(yīng)。一個是附加界面能，另一個是溶質(zhì)原子分布。彈性切變模量，由于它對位錯的那些根本性能線張力、自等的劇烈影響，因此將單獨作為對強化有效應(yīng)的第三個要素。.4-3 沉淀硬化一、沉淀熱處置過程沉淀硬化過程消費一種沉淀硬化合金的全過程可分為三個部分：a.選擇成分；b.固溶處置；c.沉淀熱處置。圖10.28是一個典型的沉淀硬化合金系的平衡圖，它闡明硬化是相自過飽和的相中沉淀的結(jié)果。雖然這里最大的硬化效果能

35、夠在含B金屬6%是產(chǎn)生，但在低溫下加相區(qū)的整個成分范圍內(nèi)，卻都會發(fā)生某些硬化作用。固溶處置將合金加熱到高溫，但低于使晶粒過分長大或某種組成物熔化的溫度。.在少于一小時到接近一天的時間內(nèi)保溫，使第二相固溶得以進(jìn)展。淬入水中，使在室溫下獲得過飽和固溶體。沉淀硬化合金的最高硬度是沉淀處置中獲得的，這時過飽和固溶體發(fā)生變化，最終導(dǎo)致第二相的構(gòu)成。進(jìn)展沉淀熱處置的正確溫度決議于兩個要素：a.反響所需的時間；b.所要求的主要性能。冷加工的影響除成分和熱處置條件外，對于某些合金其性能還遭到固溶處置后冷加工的很大影響。在某些實例中，冷加工會妨礙隨后沉淀處置時獲得最正確的性能數(shù)值。二、沉淀硬化的運用.鋁合金的沉淀硬化沉淀硬化對鋁合金特別有效，無論是鍛造或鑄造合金均可進(jìn)展沉淀硬化處置。如對于Al-Cu合金，其組成相為+CuAl2相。固溶熱處置溶解了相及雜質(zhì)相，淬火后僅保管了過飽和的固溶體。隨后的時效處置導(dǎo)致構(gòu)成GP區(qū)及相的各種過渡相。鎳合金的沉淀硬化鎳合金主要也是經(jīng)過沉淀過程來硬化的。雖然鎳合金其價錢為鐵的十倍左右，但為了多種目的仍在運用它。鐵基合金的沉淀硬化淬火時效是通常類型的沉淀硬化，而應(yīng)變時效那么是由冷加工工序所引起的沉淀過程。 .鋼的沉淀硬化馬氏體時效鋼的沉淀硬化可以使屈服強度提高。另外加Cu,Al都會使鋼沉淀硬化。比如含Ni,Cu的時效鋼