(物理冶金学原理4、5)ppt课件

1、第三章 金属中的分散3-1 分散实际一、概述图8-1是金属中自分散过程的表示图，表示具有均匀的放射性原子浓度C1的中间区域和 两个起始时只含有普通原子的相邻区域之间的自分散。 图8.1b是从图8.1a经过每个原子平均跃迁一次以后能够出现的放射性原子的分布情况。图8.1b中的浓度曲线是记录放射性原子在试样内分布的简便方法。.3、进一步的跃迁，将使放射性原子继续分布，直到最后到达如图8.1c所示的均匀分布。虽然每一个原子仍将和以前一样不停的跃迁，但是放射性原子浓度分布曲线坚持不变，所以不再察看到分散。4、假设图8.1中带星的原子使溶入的合金元素，那么上述的同样图景表示了置换式固溶体中主要的分散特性

2、。.5、溶质原子占据着基体点阵阵点的间隙位置铁中的碳原子，分散同样也是依赖溶质原子作恣意方向的跃迁所引起的。6、由于上述缘由，分散的两个根本公式，斐克第一定律和第二定律，提供了冶金学中几乎一切重要的分散景象的实际根底。.二、斐克定律浓度梯度dc/dx是判别分散能否进展的根据。因此当dc/dx=0时，分散不能够发生，如图8.1c。但当dc/dx是正值dc/dx0的区域，有一个净的溶质原子流经过平面1流向负的x方向；而当dc/dx是负值时，净的溶质原子流那么流向正的x方向，见图8.1b。.斐克第一定律的建立每一个溶质原子在三维空间的六个方向，平均每秒跃迁次。经过参考平面单位面积上每秒有 C2/6个

3、溶质原子从平面2跃迁到平面3；反方向的溶质原子流是 C2/6，这两项差值就是溶质原子净的分散通量J。 原子数/平方米秒由于C3=C2+( )dx，而dx= ，故上式可写成： 而通常写成： 式中D是分散系数： .分散系数D的变化：由于体心立方点阵中原子跃迁间隔 为 a0/2；面心立方点阵中原子跃进间隔 为 a2/2，故D可以按点阵参数a0写成下式： 体心立方点阵 面心立方点阵斐克第二定律由于斐克第一定律不包括时间变数，所以经常需求用另一个方程式来处置工程技术上的问题。思索在两个相距dx的参考平面之间，dx1 的体积内溶质原子的累积。经过参考平面的分散通量已列出，而经过平面的分散通量可写成：. 单

4、位时间秒内原子的累积，dA，就是进入单位体积的分散通量超越分开单位体积分散通量的差值。由于在这里浓度同时是x与t的函数，利用偏导数可写成：代入上式，得出x方向分散的斐克第二定律假设分散系数D随浓度变化所引起的变动可以忽略不计，那么，上式可简化为： .对于立方晶系晶体构造的固溶体，上式应取三维方式，三、分散机理间隙固溶体里的分散尤为简单，缘由有二，首先，溶剂原子的分散常可忽略不计；其次溶质原子在根本点阵中可以视为从一个间隙位置跳到相邻的另一个间隙位置，如图8.2a所示。在纯金属或置换式固溶体中那么需求有特殊的分散机理。空位机理与间隙机理相比显示出下述新的特征：分散速率直接取决于空位的比率Nv。假

5、设临近溶质原子的点阵阵点上存在一个空位，如图8.2b所示，那么，溶质原子或溶剂原子都有能够跳到空位上。.在分散温度下，由于Nv值的典型数据仅为10-4，所以在某一个给定原子的临近处很难得出一个空位，但当一个原子一旦与空位交换以后，这个原子将有能够成为第二次能够交换的对象，这一景象称为交互作用。根据空位恣意跃迁频率v的计算，纯金属的自分散系数为：式中f是按交互作用景象导出的交互作用因子。面心立方金属的f值为0.78，体心立方金属的f值为0.73.假设导致分散的点阵缺陷是一个多余的原子而不是失去一个原子构成的空位，其分散机理称为自间隙分散机理。.四、热激活间隙时分散一个间隙原子必需具备足够高的额外

6、能量，才干跳离它原来的间隙位置。根据能量起伏的统计观念，在总数N个原子中，有ni个数目的原子在某一瞬间具有特定能量i，ni/N的比值表征某一个原子具有i能量的几率Pi，根据经典的能量统计分布： 由于能量是量子化的，i值可用下式表达 分配函数可以用下式表示：.具有最低不小于i能量的原子总数，通常由式某原子至少具有能量i的总几率P来表示： 根据式的定义，上式可写成将Q值式子带入上式，最后得出所求的几率， .式中u=rhv是每一个原子的内能。对于通常的恒温恒压条件下的分散来说，适宜的热力学量并非简单的就是内能u，而是吉布斯自在能G，从而得出有用的式子： 间隙原子的跃进频率P，可以由以下乘积求得：在恒

7、温下G=H-TS最后导出的分散系数表达式为： .上式中除最后一个指数项以外，通常将其他各项合并成一个常数D0，而将Hm代之以激活能Q，单位为焦耳每摩尔，得出通常运用的式子： 图8.4是碳在体心立方点阵铁中的分散数据，它提供了一个很好的例子，D随温度变化的规律符合与上式。分散的空位机理描画空位分散需求添加一个物理量Nv0，即空位的平衡浓度，其表达式为.图8.5给出了空位数所占的比率Nv0随温度变化的典型数据。在接近金的熔点时，Nv0大致为10-3，但随着温度的下降，Nv0急速减少，在450时只需10-6.假设将 按式展开，其结果是 假设将Hm+Hf代之以激活能Q，并将式中余下的各种数量合并成一个

8、常数D。就得到与式一样的表达式。这样，一切各种类型的分散常数都可用两个常数D0与Q来描画，D0与Q值可以由实验方法测得，表8.1中列出了几个例子。.3-2 分散方程的解一、概述 斐克的两个分散定律都是微分方程式，必需将方程式求解以获得代数式来描画浓度随间隔和时间而变化的函数。这些解可以分成三种不同的类型。 经过根本运算就可很方便的求得分散方程的解 经过工程技术上重要的分散问题的解由高深的数学处置技术得到。 许多类型的分散问题，例如涉及到与浓度有关的分散系数值的问题，可用计算机求得。 .二、斐克第一定律1、由于斐克第一定律没有明显的思索浓度随时间发生的变化，所以它的运用局限于稳定态分散，或局限于

9、处置分散过程的重要参数不因时间而变化的一些问题。2、金属的一种类型的氧化是一个典型的例子，下面加以分析。.金属的高温氧化的实验数据通常表现为，构成的氧化物的量与氧化时间呈抛物线关系。借助图8.6a，这一情形可以用分散过程加以阐明。对于恣意氧化层厚度X，单位面积上金属原子的迁移速率是：然而，dm与氧化层厚度的添加值dx成正比，即dx=Kdm，故上式可写成：式中D即KD，D假设是一常数时，D也是一个常数。上式可作如下求解： . K为正，由于式中的负号已被浓度差c的负号所抵消。氧化层厚度随氧化时间平方根的添加而添加，图8.6b显示了这样的关系。三、斐克第二定律薄膜的解在采用放射性失踪原子时，是在金属

10、B长棒的一个端面上堆积一薄层金属A。经常用两个这样的试样结合起来使之构成两根长棒B中间有一薄层A的“夹心。在x=0平面处A原子的起始浓度为每平方米M个原子。在“夹心试样的情况下，下面的解给出了经过分散时间t后，在进入金属棒B间隔x处的浓度，并以x的函数表示： . 由于起始的原子总数M在分散过程中仅是发生了重新分布， 所以 将式代入式，可得到最终的解， 假设不是夹心试样，试样在一段具有一样数量M，那么浓度值应添加一倍 . 由于原子仅是沿正的x方向分散。一个典型的运用式的例子是测定示踪金属原子A在金属B中的分散系数，如图8.7书245页所示。a、在金属B棒的一段，堆积一薄层A原子，图8.7a。b、

11、在高温下分散系数小时，使A原子渗入B金属中一定深度1mm，图8.7b。c、将B金属棒逐层切割分析，测得每层放射性强度，得到分散的定量关系如图8.7c。由于放射强度正比于A原子数目，式可写成 .d、对式两边取自然对数以后，我们可以写成直线方程式e、根据图8.7d中以lnI对x2绘制的直线，可以从直线斜率求出分散系数D。无限长固体 图8.8a的分散偶是无限长固体的例子，分散偶由Co成分的一块合金和一块纯金属组成。我们把这块合金看成是由无数个延续的薄层所组成，如图8.8b所示，那么，这一分散问题的解可以方便的按薄膜解求出。思索图中一个典型的层，经过时间t分散后，这典型层在x处获得下式的浓度分布，.

12、全部一切各层自=x起延伸到=止的影响可由上式的积分得出： 式中： 上述积分式可由下述差值表示，.所以，分散偶中浓度的最终解释是： 半无限长固体只涉及单个均匀固体图8.8a试样的任一半边的分散问题具有半无限几何特征，试样可描画为从x=0延伸到x=+。它的解与无限长固体相类似，具有两种类型：本质上是图8.8c曲线的右半边，描画了在x=0处B向金属外表参与吸附的A原子。.本质上是图8.8c曲线的左半边除了 是添加而不是降低以外：描画了从A与B的合金外表上失去了A原子。运用a式的例子是铁的渗碳，图8-9是渗碳是碳在铁中的分散。铁板渗碳过程表示图。渗碳过程开场后的碳浓度分布曲线，该曲线是开场渗碳以后就构

13、成了。渗碳10小时后的碳浓度分布曲线。 表8.2书248页总结了钢板在外表以下每隔0.4mm计算其浓度值C的各个步骤。.四、合金中的分散克肯达耳效应和自分散系数一样，合金中两组元的本征分散系数具有不同的值。因此，假设两金属相互分散，经过两金属试样起始是的分界平面将有净的物质迁移，这一景象称为克肯达耳效应。衔接一根金棒与一根镍棒构成一个试样，分散将经过带有标志的界面进展，惰性标志物可以用许多根极细的钨丝平放在衔接的平面上。由于分散经过惰性标志物的金原子比镍原子多。因此向试样的金的一侧挪动，这种运动称为克肯达耳漂移。图8-10书249页给出金-镍系的数据，在一切浓度范围内，金原子比镍原子分散快。金

14、的分散流大于镍的分散流这一现实，意味着经过克肯达耳界面将发生净的空位流。.当空位浓度下降到略低于平衡浓度时，最简单的空位反响是在位错上构成空位或在例如晶界等其它晶体点阵的缺陷上构成。在空位浓度高于平衡浓度值空位的过饱和的区域内，可发生相反的反响，即空位的消逝。假设空位的过饱和度相当高，那么就还有另一些方式的反响，将在空位消逝的作用中占主导位置，其中一个反响是空位“析出，并在晶体点阵中构成空穴。在衔接金和镍的原始界面位置上的平面称为又野界面。又野界面具有重要的特征，即在界面两侧的A1和A2两块面积相等，A1和A2分别代表经过又野界面的镍和金的量。由此可见，假设用又野界面来描画分散行为，只需用一个

15、分散系数 。 与 和 之间的相互关系，可由下式表示;. 与 和 之间的相互关系是，对于不同成分的金-镍系， 的值示于图8.10中。 称为分散系数。图8-11书250页表示了金和镍互分散时的克肯达耳效应。 3-3 影响分散的要素一、浓度普通我们假定分散系数与浓度无关，在这里有必要了解这样假定所产生的误差。.如图8.12书251页所示，在碳浓度从0%到927时溶解极限1.3%的范围内，碳在奥氏体中分散系数的变化是相当小的。即使在浓度对影响较显著的合金中，对于稀固溶体中的分散或在小浓度范围内的分散，将假定为常数，误差页还是比较小的。二、晶体构造铁的同素异构转变对于溶质原子的分散速率有一定的影响，在指

16、定温度下，溶质原子的分散速率与铁的自分散速率在铁素体里比奥氏体里大致快一百倍另一个晶体构造的影响是在一个溶剂金属的单晶中位向对分散系数的影响。分散系数的各向异性在立方晶系金属中几乎不出现或完全不存在；但在斜方点阵铋中丈量的结果阐明，平行与C轴与垂直与C轴的自分散系数比值约为一千。.晶体发生点阵畸变，分散速率添加。三、杂质少量添加金属的存在对于溶质原子在溶剂金属中分散的影响，通常是比较小的。四、晶粒尺寸晶界分散要比晶粒内分散快。细晶粒金属中总的分散速率将是较高的。但在通常的晶粒范围内，在进展分散计算是不需求思索晶粒的尺寸。五、短路分散由于在晶界上，在接近自在外表处和在位错线临近区域内，金属晶体点

17、阵的规律性遭到破坏，因此，在这些区域内由空位机理所引起的分散显著加强。.晶体构造规律性部分出现扰乱的结果，使空位数目和空位的活动才干添加了。由于这个缘由，晶界分散的激活能Q比体积分散的Q值低。这时短路分散才起显著的作用。在更低的温度下，体积分散和晶界分散都能够变得无能为力，此时显著的原子迁移可以沿着位错线周围畸变点阵中的“管道进展。如图8.14书252页。六、分散的驱动力电场对间隙溶质原子的影响设某一溶质原子具有净电荷Z*电子单位e，那么在外加电场E的作用下施加于每个溶质原子上的力是：.设可动性B表示在单位力作用下单个溶质原子的平均速度。那么在外加电场作用下，单个原子的速度V是：假设溶质浓度C

18、的单位是每立方米中的原子数目，那么分散通量J可简化为：这就提供了在电场中分散的完好描画。浓度梯度和温度梯度的影响假设由于浓度梯度和温度梯度得到作用力F的适当表达式，那么同理可给出相应的分散通量式。这两种力知为：.所以，在一切三种驱动力作用下产生的总的分散通量是：表8.3书253页列出了典型的Z*和Q*的值。3-4 分散的运用一、金属的结合金属的结合包括镀锌、焊接和金属包层等工艺，是工业上运用分散原理的良好例子。但是任何一种情况都需求有扩分发生。镀锌、镀铅锡.由于分散只能在固溶体中进展，所以只需两种金属具有一定量的固溶体时才有能够结合成一体。由于铅不能固溶于铁，因此必需在熔化的铅浴中参与少量能与

19、铁构成合金的第二种金属，常参与锡，这就构成了镀铅锡合金的薄钢板。在某些金属结合工艺过程中，在被连结的两金属之间存在着出现脆性金属间化合物这样一个复杂的要素。比如为了降低脆性中间相的数量，可以在熔融的锌浴中参与适当的铝。包层有许多各不一样的工艺方法可用来在不同的基底资料上贴上一层其它金属。“包铝薄板的制造是用热轧纯铝-铝合金两种资料“夹心坯料的方法，使高强度铝合金外表与纯铝维护层结合在一同。.纯铝一旦为高强度铝合金中合金元素渗入时就会失去它优良的抗蚀才干，所以要特别留意防止过度分散。焊接熔焊，在衔接区部分产生熔化。熔焊包括气焊、电弧焊、电渣焊、电子束焊接及激光束焊接。压焊，经过塑性变形的作用，使

20、两外表结合在一同。例如锻焊、电阻焊，或点焊、静压焊接、分散焊接和超声波焊接等方法。爆炸焊接，采用一种爆炸剂，当它爆炸时推进一个金属极高的速度压向另一个金属。由此引起显著的塑性变形构成金属突出点在两金属之间摩擦而焊合。流动焊接，利用低熔点合金加上适当的焊剂焊接两块金属而不明显改动它们的组织。软焊和硬焊 .是两个普通的例子。软焊合金的熔点低于425，而硬焊合金的熔点高于此温度。二、均匀化消除化学成分不均匀性一个化学成分不均匀性的固溶体，经过分散趋向与均匀化。在低温下这个过程的速率极低，需求采用特殊的热处置工艺才干使之均匀化。在某些实例中，合金元素的分散系数起着决议性的作用。例如，在中等温度范围，锌

21、在铜中快速的分散使铸造黄铜发生有效的均匀化，但是在同样温度下镍在铜中分散极慢，所以难以消除铸造铜-镍合金的偏析。消除带状组织由于化学成分的不均匀性而在钢材的金相组织中出现了黑白严密相间的条带。这些条带代表钢锭在冷 .凝过程中构成的合金元素的偏析区域，它们在轧制过程中被拉长压扁成为狭长的条带。为了消除钢材的条带组织，普通采取的方法是钢锭轧制后，需求在相当高的温度1200保温相当多的时间。三、滞弹性与阻尼阻尼身手假设用铁锤撞击一根金属棒使之振动，无论怎样这根金属棒的振动振幅总是随着时间的增长而降低。这一特征称为阻尼身手。也就是说振动能量能够由于不同机理的作用而有效地为金属构件所吸收。阻尼身手的量度

22、是测定阻尼减缩量，的定义是：.式中：W是每周振动的总振动能； W是振动一个周期以热的方式损失的振动能。原子的跃迁是内耗的一部分图8.16是碳在体心立方点阵铁中产生内耗的原子构造原因。在所示的振动循环的阶段中，碳原子优先趋向于跳到b位置沿着伸展方向。位错的运动除了原子的分散以外，还有许多吸收振动能量的机理。在许多情况下，位错的运动起着主要的作用，例如被钉扎的位错的弓出，位错在晶界上的挪动，和位错在相界面上的特殊行为。即使一个特定的合金资料，它的阻尼身手也因频率、应力与温度等要素的变化而在很大的范围内变动。.阻尼身手的运用及测定除了做钟的青铜以外，几乎一切的工业金属资料都希望具备高的阻尼身手。例如

23、汽轮机叶片经受着每分钟数千次的冲击，假设资料的阻尼身手缺乏以很快的耗费振动能量，那么在临界共振速度下将产生非常高的应力。由于影响阻尼身手的要素很多，很难列出可以直接用于计算的定量数值。一个真实可行的方法是对一系列资料，在类似条件下测出它们的相对阻尼身手。表8.5书257页就是在低的振动振幅下，即在低应力条件下测得的阻尼身手。由此看出，在这种条件下，镍对振动的阻尼性能百倍优于铝。阻尼的减缩量随应力的添加而急速提高。例如灰铸铁的值，当应力数值从接近于零提高到7x107N/m2时，值从0.006上升到0.3。.第四章 强化机理及过程4-1 形变强化一、冷加工冷加工的作用冷加工过程与热加工过程是根本不

24、同的，冷加工过程可以使晶体组织耐久的变形。图10-1是黄铜的轧制过程。再结晶和塑性变形同时发生，阐明在热加工过程中晶粒组织根本坚持不受影响。普通情况下是测定随冷加工总量的添加而添加的硬度如图10-2，加工硬化作用的定量测定应变-加工硬化指数的方式列在表4-2中。晶粒尺寸的影响确定合金在冷变形工序中最适宜的操作时，晶粒尺.寸常是一个重要的思索要素。经过对再结晶过程的适当控制，通常可以获得规定的晶粒尺寸。对图10-3表示对弹壳黄铜70%Cu,30%Zn，随着晶粒尺寸的增大，其加工就愈方便，不仅改善的延展性，而且流变应力也同时降低。另一方面，当晶粒尺寸增大时，就可以遇到资料外表外观的问题，由于这时晶

25、粒与晶粒间的不均匀变形将变得很明显。图10-4表示粗晶粒的金属资料在接受剧烈变形时所产生的“桔皮外表。晶粒尺寸的选择实践上是上述两者的折中，表10-1中列出的数值，是在不同加工情况中引荐运用的。在冷加工过程中的金属晶粒的择优取向金属晶粒的择优取向是在冷加工过程中发生滑移及孪生的必然结果。例如，冷拔铝线时，原始恣意取.向的晶粒因冷拔而变形，其中【111】晶体位向趋向平行于铝线的轴线。有时要采取一些措施以控制合金中产生的择优取向程度。否那么会呵斥因方向不同，资料的性能不同，但有时要添加择优取向程度，比如在磁性资料中。择优取向的一个有用方面是它与织构强化有关，特别是在高度各向异性的六方点阵金属中，如

26、Ti、Zr、Be、Mg等，对这些薄板的金属进展冷轧时，所呵斥的择优取向织构使得其0001晶面优先位于薄板平面。于是易于激活的滑移系的滑移方向也就位于薄板平面上，结果，垂直于薄板的变形就大受限制。二、应变硬化机理应变强化的根本特征根本特征是一个给定的位错的运动，为临近位错呵斥.的“妨碍物所妨碍。妨碍的本性及其相对的重要性随其晶粒组织、晶体学及变形条件的不同而有很大的变化。在单晶体的变形中有两个阶段，由于第阶段中，一定的变形量引起了较大的强化作用，使得在第阶段过渡到第阶段处，应力-应变曲线上的斜率有较大的添加。在多晶资料中，位错间的相互关扰特别显著。这是由于几何上的要求。在每一个晶粒中至少要有五个

27、滑移系同时开动，晶粒才干恣意的改动外形，而仍在每个晶粒的晶界坚持延续性。胞状组织的构成金属及合金经剧烈变形后的冷加工组织，表现出一种没有预期到的特征，即在显微组织中，较大的体积范.围内根本上没有位错，位错集中在其周围区域，从而构成了胞状组织，见图10-5。胞的尺寸及构成胞所需的应变，随合金及温度，应变速率等要素而变化。胞状组织是具有高堆垛层错能的合金的特征，其位错是不可分解的，并且易于交叉滑移。应变硬化率的指点原那么当一个六方密排点阵的单晶体变形时，仅是主滑移起作用，这样位错密度及其相互关扰的范围就都比较小，因此应变硬度是很小的。六方密排点阵的多晶体金属在塑性变形时也有类似的情况，但是它们的行

28、为，却由于发生了孪生及附加滑移系的开动而变得复杂了。.六方密排点阵合金的应变硬化率，普通仍较面心立方及体心点阵的合金低。由于这两种合金都允许许多滑移系开动，相互作用的位错成为其位错运动的妨碍，从而添加了继续变形所需的切应力。影呼应变硬化的要素应变硬化率普通是随实验温度的升高而下降。参与固溶的合金元素能够增大或减少应变硬化率，但在冷加工后，合金的最终硬度总是比纯金属高。三、晶粒尺寸对强度的影响晶粒尺寸与强度的关系各种金属和合金的数据都阐明，有一个共同的强度随晶粒尺寸减少而增大的方式。这个强度与晶粒尺寸间的函数关系，涉及晶粒尺寸的平方根，如图10-6的数据所示。.相邻晶粒中的位错间的相互作用根据晶

29、界处位错的塞积，可以导出适当的阐明这一关系的方程式。外力能激发一个位错源，如图10-7晶粒所示。并将一系列位错保送到相邻的晶界。因位错塞积引起的应力集中，使得在晶粒或中间隔约为r的位错源激发起滑移。根据屈服强度和晶粒尺寸的这种关系，就得出所谓的霍耳-配奇工程。晶粒细化在工程技术上的运用工程技术上由于晶粒细化而强化金属资料的运用，可由超细晶粒钢来说阐明，见书P298页。.4-2合金化强化一、概述在根底金属中参与一种或多种合金元素时，就有能够对其进展多种类型的强化。这一重要的强化方法，是以固溶强化和第二相强化之间的差别为根底而进展分类的。另外还有把塑性变形和热处置结合起来的热机械处置形变热处置方法

30、，以产生强度与韧性的特殊配合。二、固溶强化溶质原子与位错间相互作用决议溶质-位错间相互作用程度的主要要素是相对的原子尺寸大小，相对的原子价及溶质和溶剂间某些化学和物理学上的差别。这些要素的作用经过以下几方面进展描画。.溶质原子经过弹性的相互作用而妨碍位错运动的效果，取决于三个要素，见书298页。由于合金中的价电子趋于自位错应力场中的受压区挪动向受拉区，电子效应就发生作用。基体原子的原子价愈高，那么引起的部分的电偶极子也愈大。由各种缘由产生的化学效应，引起溶质原子与堆垛层错区的相互作用。溶质气团溶质原子围绕某一位错线积聚构成一个气团。这样一个气团起着使位错线固定不动或钉扎的作用，结果使开场产生塑

31、性变形的应力较正常的高。碳或氮在体心立方铁中的气团，是一个剧烈的结合的气团的例子。由于间隙溶质原子产生正方型的点阵畸变，它和位错线剧烈的相互作用。 .在钢及某些其他合金中均能察看到屈服景象，可用溶质气团来加以阐明。有序硬化普通溶质原子浓度约为20%或更多时，才产生显著的有序化效果。对于固溶体，有序形状代表一个低能量的形状，所以这个能量随反相畴界总量的增多而增大。在超合金中可看到有序相强化的例子，在这些合金中，由于有序化的缘故，第二相颗粒成为更有效的妨碍位错经过的妨碍物。有效化在很多中心开场，随后这些中心长大，直至最后相互碰撞。它们不仅产生一个阵列的有序畴，而且由于正方性还产生了点阵畸变，所引起

32、的强化效果可以是很大的。.三、第二相颗粒的强化第二相获得及分布金属基体中第二相的获得，大多数是用常规合金化的方法产生的，它包括熔炼、参与合金元素、铸造及热加工成形。第二相的重要分布，不能用常规的方法来获得。普通可以用以下几种方法：要获得陈列成行的片状或棒状的第二相，就必需用控制定向凝固的方法。第二相成行陈列的组态也能在复合资料中产生，这是将熔融的合金渗入到成束的高强度纤维之间制成的。粉末冶金技术可使球状氧化物粒子在整个金属基体中弥散分布。例如Al2O3在铝中。.第二相的类型在不同类型的颗粒中，有三类值得特别留意。第一类是各个原子与可觉察的第二相之间的过渡构造。第二类是不可入的颗粒是足够的坚强，

33、它足以阻止正在运动的位错穿过。第三类是可变形的颗粒那么可以被位错穿过，从而参与了整个变形。不可入的颗粒当运动着的位错碰到“坚强的颗粒时，位错线首先围绕该颗粒弯曲。假设该颗粒有才干抵抗位错穿过，那么外加应力将强迫位错在两个相邻颗粒之间经过。位错线的某些线段被迫绕每个颗粒构成位错环，而将主要的位错线释放，使其继续在合金中经过。.奥罗万强化迫使颗粒间的位错运动所需的剪切应力为：式中：-颗粒间的平均自在间距。 T-抑制位错的线张力所需的力。将 代入那么B对于螺旋位错为1，对于刃型位错为1-v-1。.可变形的颗粒一个颗粒表现的“强度在很大程度上决议于颗粒间距的大小，因此也就决议于颗粒的平均尺寸。在沉淀的

34、最初阶段中，细小颗粒的间距是很小的，要越过这些妨碍物需求很高的剪切应力。可变形颗粒复杂形为的三种机理基体的晶体构造与原子偏聚团GP区或第二相颗粒之间共格。化学硬化指的是颗粒及基体间化学成分差别有关的两个效应。一个是附加界面能，另一个是溶质原子分布。弹性切变模量，由于它对位错的那些根本性能线张力、自等的剧烈影响，因此将单独作为对强化有效应的第三个要素。.4-3 沉淀硬化一、沉淀热处置过程沉淀硬化过程消费一种沉淀硬化合金的全过程可分为三个部分：a.选择成分；b.固溶处置；c.沉淀热处置。图10.28是一个典型的沉淀硬化合金系的平衡图，它阐明硬化是相自过饱和的相中沉淀的结果。虽然这里最大的硬化效果能

35、够在含B金属6%是产生，但在低温下加相区的整个成分范围内，却都会发生某些硬化作用。固溶处置将合金加热到高温，但低于使晶粒过分长大或某种组成物熔化的温度。.在少于一小时到接近一天的时间内保温，使第二相固溶得以进展。淬入水中，使在室温下获得过饱和固溶体。沉淀硬化合金的最高硬度是沉淀处置中获得的，这时过饱和固溶体发生变化，最终导致第二相的构成。进展沉淀热处置的正确温度决议于两个要素：a.反响所需的时间；b.所要求的主要性能。冷加工的影响除成分和热处置条件外，对于某些合金其性能还遭到固溶处置后冷加工的很大影响。在某些实例中，冷加工会妨碍随后沉淀处置时获得最正确的性能数值。二、沉淀硬化的运用.铝合金的沉淀硬化沉淀硬化对铝合金特别有效，无论是锻造或铸造合金均可进展沉淀硬化处置。如对于Al-Cu合金，其组成相为+CuAl2相。固溶热处置溶解了相及杂质相，淬火后仅保管了过饱和的固溶体。随后的时效处置导致构成GP区及相的各种过渡相。镍合金的沉淀硬化镍合金主要也是经过沉淀过程来硬化的。虽然镍合金其价钱为铁的十倍左右，但为了多种目的仍在运用它。铁基合金的沉淀硬化淬火时效是通常类型的沉淀硬化，而应变时效那么是由冷加工工序所引起的沉淀过程。 .钢的沉淀硬化马氏体时效钢的沉淀硬化可以使屈服强度提高。另外加Cu,Al都会使钢沉淀硬化。比如含Ni,Cu的时效钢