金属的强化机制

2023/9/1817.1金属的强化机制通过合金化、塑性变形和热处理等手段提高金属材料的强度，称为金属的强化。晶界强化形变强化固溶强化分散强化实用钢的强化并不是由单一的强化机制决定，在大多数情况下，由几种机制叠加获得。7.1.1位错

晶体屈服强度的估算实验证明：塑性变形是晶体的一部分相对于另一部分沿一定晶面与晶向的相对滑动。假定晶体的滑移是刚性（整体）的，根据塑性变形是由某些晶面相对滑动的事实，可以估算出晶体的屈服强度.根据虎克定律，如果把晶面能发生相对滑动的最小切应力作为屈服强度的估算，那么屈服强度大约为切变模量的一半.但是，实际上，晶体滑移临界应力只是10-3～10-4G,因此，实际的屈服强度是理论估算的10-3～10-4倍。举例：使铜单晶刚性滑移的最小切应力（计算值）为1540MPa,而实际测定值仅为1MPa。

材料理论强度（G/30)/Gpa实验强度/MPa理论强度/实验强度银铝铜镍铁钼铌镉镁（柱面滑移）钛（柱面滑移）铍（基面滑移）铍（柱面滑移）2.642.374.106.707.1011.333.482.071.473.5410.3210.320.370.780.493.2~7.3527.571.633.30.5739.213.71.375.27×1033×1038×103

2×1033×1022×1021×1024×1034×103×1028×103

2×1022023/9/185常见的缺陷

点缺陷：包括空位、间隙原子、异质原子。间隙原子异质原子2023/9/1862023/9/187线缺陷（位错）L：位错线长度，V：体积，r：位错密度。一般退火晶体：

r

=106-108/cm2超薄单晶体：r

≦103/cm2冷变形金属：r

=1011-1012/cm2

常见位错有·：刃型位错/螺型位错/混合位错若一个晶面在晶体内部突然终止于某一条线处，则称这种不规则排列为一个刃型位错螺型位错：一个晶体的某一部分相对于其余部分发生滑移，原子平面沿着一根轴线盘旋上升，每绕轴线一周，原子面上升一个晶面间距。螺型位错2023/9/1810混合型位错（螺型+刃型）利用透射电子显微镜可直接观察到材料微结构中的位错。TEM观察的第一步是将金属样品加工成电子束可以穿过的薄膜。在没有位错存在的区域，电子通过等间距规则排列的各晶面时将可能发生衍射，其衍射角、晶面间距及电子波长之间满足布拉格定律。而在位错存在的区域附近，晶格发生了畸变，因此衍射强度亦将随之变化，于是位错附近区域所成的像便会与周围区域形成衬度（黑白对比度）反差，这就是用TEM观察位错的基本原理，位错的观测各种金属的这种理论强度与实际测定值均相差3～4个数量级。20世纪20年代，泰勒等人提出的位错理论解释了这种差异。金属材料滑移（塑性变形）的微观机理是存在位错运动（1）位错是实际晶体中存在的真实缺陷，现在可以直接利用高分辨透射电镜观察，如下图所示。位错在力τ的作用下向右的滑移，最终移出表面而消失。由于只需沿滑移面改变近邻原子的位置即可实现滑移，因此，所需的力很小，上述过程很易进行。v：波松比a：滑移平面间的距离b：沿滑移方向原子间的距离

剪切力

2023/9/1816滑移滑移:晶体一部分沿一定晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）相对另一部分发生相对移动和切变。产生宏观的塑性变形。2023/9/1817平移滑移和复杂滑移单滑移（平移滑移）是沿着一定的结晶面和结晶方间进行。它仅可能在最初始的塑性变形阶段发生。铜的单滑移2023/9/1818双滑移所谓双滑移就是指从某一变形程度开始，同时有两个滑移系统进行工作。但这并不意味着它们的作用是同步的。2023/9/1819多滑移与双滑移相似，晶体在滑移过程中，如果滑移同时在各个滑移系统上进行时，则称此滑移为多滑移。发生多系滑移时，在抛光的金属表面就不是平行的滑移线，而是两组或多组交叉的滑移线4、金属中位错数量与强度的关系由上述的分析可知，金属晶体中的位错数量愈少，则其强度愈高；举例：现在已经能制造出位错数量极少的金属晶体，其实测强度值接近理论强度值。这种晶体的直径在1μm数量级，称之为晶须。由位错参与塑性变形过程似乎可以得到另一结论，即金属中位错愈多，滑移过程愈易于进行，其强度也愈低。事实并不是这样，如下图所示。位错和其它畸变的密度金属材料的强度理论强度晶须强度实际金属强度纯金属强化金属

可见，仅仅是在位错密度增加的初期，金属的实际强度下降；位错密度继续增大，则金属晶体的强度又上升。这是因为位错密度继续增加时，位错之间会产生相互作用：1）应力场引起的阻力，如位错塞积，当大量位错从一个位错源中产生并且在某个强障碍（晶界、析出物等）面前停止的时候就构成了位错的塞积；2）位错交截所产生的阻力；5、流变应力

金属受力变形达到断裂之前，其最大强度由两部分构成：（1）一是未变形金属的流变应力σl，即宏观上为产生微量塑性变形所需要的应力。材料在一定变形温度、应变和应变速率下的屈服极限称为其流变应力。

流变应力的大小决定于位错的易动性：1）晶体内部滑移面上的位错源越容易动作；2）运动位错在扫过晶体滑移面时所受的阻力越小，则流变应力越低。(2)其二是因应变硬化产生的附加强度，它由塑性变形过程中应变硬化速率和塑性变形量来决定。所以，在断裂前的最大强度大致可按下式计算：

工程结构材料主要是在弹性范围内使用的，因此，在构件的设计和使用中，流变应力的重要性更为突出；流变应力的组成

对流变应力有贡献的阻力主要是两类：1）抑制位错源开动的应力，称之源硬化。2）前面谈到的阻力是位错开始运动之后才起作用的，对位错的运动起着妨碍的作用，称为摩擦阻力。提高流变应力的方法

为了提高含有位错的晶体的流变应力所做的种种努力不外就是通过各种手段来增加这两类阻力。

提高金属材料强度的方法是阻止金属晶体中位错的运动1）在工业上尚不能制得大尺寸的、接近于理论强度的、无缺陷完整晶体；只能制晶须，但它性能不稳定，存在一定数量位错时其强度急剧下降。2）设法改变合金的键合类型，从而提高金属晶体内的点阵阻力，使位错的运动增加困难；（没有采用）3）设法在金属中引入大量的晶体缺陷，大大增加位错之间、位错和其它晶体缺陷之间的交互作用，从而阻碍位错的运动，导致金属抗变形能力被大大提高这是通常强化的思路和方法。

晶体中位错分布较均匀时,流变应力和位错密度间存在如下Bailey－Hirsch关系式:--单晶体开始滑移所需应力或多晶体开始塑性变形的应力;--位错密度为零时的流变应力;α--常数;μ—切变模量;b–柏氏矢量位错所引起点阵畸变的总积累，.位错密度增高,流变应力提高.位错的增殖是塑性变形造成的,因此流变应力的增大率与塑性应变的增大率有关.2023/9/18286.2.1晶界强化多晶体晶界的特征多晶体的各个晶粒，其形状和大小是不同的，化学成分和力学性能的分布不均匀；多晶体各相邻晶粒的取向一般不同；在多晶体金属内存在有大量的晶界在晶界上原子排列的正常结构遭到破坏，存在有大量的晶格缺陷，晶界上的原子平均能量高于晶内原子，高出的能量称为晶界能。

在晶界及其附近的区域通常偏聚着比平均浓度高得多的异类原子，在某些情况下晶界上还含有第二相或夹杂物。2023/9/1829C1，C2为点阵常数。2023/9/1843在多晶体中由于有晶界存在，其变形是不均匀的，晶界处不易产生塑性变形，而晶粒内部则容易变形。不同的晶粒由于其取向不同，也不是同时发生塑性变形的。滑移首先是在取向有利的晶粒内出现。造成变形有很大的不均匀性2023/9/1844多晶体变形的竹节现象晶粒变形的整体性由于晶界附近为两晶粒晶格位向的过渡之处，原子排列紊乱；晶界处的杂质原子较多，增大了晶格畸变；因而位错在晶界附近的滑移阻力大，故难以发生变形。3个晶粒构成的试样，在经过拉伸变形后会出现明显的“竹节”现象，即试样在远离夹头和晶粒中部出现明显的颈缩，而在晶界附近则难以变形。2023/9/1847

晶粒1由于外加切应力的作用，其位错源开动，发出大量位错。当这些位错滑移到晶界附近时塞积，引起应力集中。2023/9/1848多晶体的强度一般要比单晶体为高晶界的存在，使得滑移难以从一个晶粒直接传播到有取向差异的另一个晶粒上，为了使邻近的晶粒也发生滑移，就必须要加大外力。多晶体晶粒的变形必须要满足连续性的条件。当一个晶粒的形状发生变化时必须要有邻近晶粒的协同动作。2023/9/1849晶界是位错运动的障碍，多晶体晶粒越细小，相对来说晶界所占的体积要越大，金属强度也相应提高。即金属的强度是与晶粒大小有关的。所以“细化晶粒”一直为材料界研究者所追求，比如日本、韩国的“超级钢”计划，我国的新一代钢铁材料研究等。东北大学王国栋院士获2005年国家科技进步一等奖，其主要研究内容即为普碳钢生产高级别汽车板用钢。霍尔—培奇(Hall—Petch)公式1）晶界是位错运动的障碍，因而晶粒愈细小，晶界的总面积愈大，位错的运动愈困难，材料的强度也就愈高。2）Hall—Petch根据这一观点总结出金属屈服强度（流变强度、疲劳强度等）与晶粒大小的关系式：

ky是与材料有关、与晶粒大小无关的常数；d为晶粒直径；σi是位错在单晶体中运动时的摩擦阻力，它与晶粒大小无关。2023/9/1851晶粒尺寸不同的铝的拉伸曲线2023/9/1852晶界强化是一种能够同时提高强度而不损失韧性的有效的强化手段。晶界强化的本质在于晶界对位错运动的阻碍作用，是属于源硬化一类的（抑制位错源开动的应力，称之源硬化）。晶粒愈细，单位体积中晶粒愈多，变形时，同样的变形量便可分散到更多的晶粒中，产生较均匀的变形而不致造成局部应力集中，引起裂纹的过早产生和发展。2023/9/18

晶界对滑移的阻碍作用在以下两种情况下显得比较突出：一是当金属的摩擦阻力比较小，如在充分退火的很纯的金属中，由于在金属组织中的位错密度较小，杂质原子的钉扎作用也不大，就比较容易看到晶粒细化对强度的改善；二是当晶粒尺寸足够小。举例1：高强度冷拔钢丝，它是工业上强度最高的钢铁制品，抗拉强度可以达到4000MPa,这就是用强烈冷变形的方法取得的。举例2：下图为冷变形对工业纯铜性能的影响，随变形量增大，铜的屈服强度与抗拉强度提高，而塑性下降。6.1.2形变强化从上述的现象中，说明形变可以强化金属；它是对金属材料常用的方法；适用对象是不再经受热处理并且使用温度远低于再结晶温度的金属材料；2023/9/1856金属的变形主要是通过原有位错的运动和许多附加位错的产生而进行。在冷变形过程中，金属内位错密度增加，位错之间的交互作用加剧，位错运动阻力增大，从而导致金属的强度、硬度增加。这种现象称为形变强化或加工硬化。形变强化的本质在于，形变造成位错的大量增殖（位错在一定形式的运动中,自身不断产生新的位错或大幅度增加位错线长度,），位错之间的交互作用导致其运动愈加困难，从而使金属强度增加。晶界，它是另一种类型的障碍物，使位错产生塞积。2023/9/1857密排六方点阵的单晶体：变形时仅是其主滑移系起作用，作用的位错限制在一组单一的平行平面上，而最终它们将在自由表面移出晶体。这样，位错密度及其相互干扰的范围就比较小，因而应变硬化也小。面心立方和体心立方点阵的合金，不论在单晶体中还是在多晶体中，都允许许多滑移系开动。相互作用的位错成为其它位错运动的障碍，使其它位错依次塞积，从而增加了继续变形所需的切应力，导致强化。2023/9/1858三种典型晶体结构金属单晶体的硬化曲线

其中面心立方和体心立方晶体显示出典型的三阶段，至于密排六方金属单晶体的第Ⅰ阶段通常很长，远远超过其他结构的晶体，以致于第Ⅱ阶段还未充分发展时试样就已经断裂了。异类原子加入纯金属基体中构成固溶体后，其强度行为可概括为：在应力—应变图上，合金的流变应力以及整个应力—应变曲线都向上提升，合金的应变强化能力一般比纯金属要高。固溶体纯金属应变应力合金的应变强化能力比纯金属要高7.1.3固溶强化2023/9/18606.1.3固溶强化一般，固溶体的强度总是要高于其基本金属的强度。在多数合金系中固溶度是有限的。一般来说，固溶度越有限，单位浓度的溶质原子所引起的晶格畸变也越大，从而对屈服强度的提高也越大。所谓固溶体是指溶质原子溶入溶剂晶格中而仍保持溶剂类型的合金相。

▲固溶强化:由于固溶的元素产生的作用使屈服强度提高。

▲固溶强化是利用点缺陷对金属基体进行强化.

▲固溶强化的实质：溶质原子的长程应力场和位错的交互作用导致位错运动受阻。分为两类:

1)间隙式固溶强化;

2)置换式固溶强化2023/9/1862Au和Ag在整个成分范围内形成连续固溶体。Au和Ag形成固溶体后，其强度要比纯金属时为高，并其最大值在曲线的中点部分。6.2.1间隙固溶强化

C、N等溶质原子嵌入α-Fe晶格的八面体间隙中,使晶格产生不对称正方性畸变造成强化效应.铁基体屈服强度随间隙原子含量增加而变大.铁的屈服应力和含C量的关系间隙固溶强化是三种作用的综合结果:1)溶质原子气团强化(非均匀强化):间隙固溶原子群集于位错周围并对其产生锭扎作用使位错难以运动而产生的强化.2)均匀强化:位错在间隙固溶原子均匀分布于点阵的晶体中运动时受到阻力(摩擦力)而引起的强化(只考虑化学性和弹性的交互作用).3)间隙固溶原子可能影响合金中位错结构,从而间接影响位错运动.置换固溶强化基体金属点阵中结点上的原子如Fe原子可为固溶原子所取代,引起球面对称畸变.置换固溶原子能与刃位错产生弹性交互作用,但一般不与螺位错产生交互作用,没有阻碍位错运动,因此比间隙固溶要小两个数量级,属于弱强化.错配度高,则置换固溶强化效应大.置换固溶强化的抗拉强度增值:置换式元素对α-Fe屈服强度的影响X为置换固溶原子百分数,n为指数,k为强化系数,因合金元素而异2023/9/1867在一般的稀固溶体中，流变（屈服）应力随溶质浓度的变化可用下式表示式中s为合金的流变应力，s0为纯金属的流变应力，c为溶质的原子浓度，k和m均为常数。决定于基体和合金元素性质。合金元素的硬化能力较弱时m=1，硬化能力强时m=1/2。在同一基体中，不同溶质元素溶解度的大小鲜明地反映出它们强化效果的差异。2023/9/18固溶强化的机理位错钉扎机制。位错被可运动的溶质原子钉扎而造成强化。这种钉扎主要是在合金开始屈服时起作用；摩擦机制。运动的位错受到相对不动的溶质原子所引起的内应力场的阻碍，而增加了位错运动的阻力；结构机制。溶质原子通过影响合金中的位错结构，而间接地影响使位错运动所需应力的大小。间隙式固溶强化对铁素体基体(包括马氏体)的强化效应最大,但对韧性、塑性的削弱也很显著.要求铁素体取得高的强化效应,主要依赖间隙固溶C、N间隙固溶溶质原子.置换式固溶强化对铁素体的强化作用虽较小,却不削弱基体的塑性和韧性.控制固溶强化的主要因素是固溶度和点阵错配度,间隙溶质原子能给出远大于置换固溶原子的错配度.因此前者强化效果可比后者高1~2个数量级.2023/9/18706.1.4分散强化当在合金组织中含有一定数量的分散的异相粒子时，对位错的运动起阻碍作用，可使其强度有很大的提高。这种由第二相分散质点造成的强化过程统称为分散强化（或弥散强化）。应用:就是钢中的碳化物对钢性能的影响。随着含碳量的提高，热轧钢材的抗拉强度由10号钢的300MPa提高到共析钢800MPa的数值;为了要在某种金属基体中掺入另一个分散相,主要的工艺为:一为热处理手段，利用合金中的相变来产生第二相，例如钢在共析分解反应时析出碳化物相，合金时效时产生沉淀等；二为用粉末冶金的方法人为地加入分散的第二相。2023/9/1871位错跨过障碍的运动方式位错切过第二相质点增加表面能;当一个大小为b的位错通过质点后,在质点两边增加表面;位错绕过第二相质点

当质点长大到其尺寸已经使位错难以借切断的方式通过的时候,位错就只能用绕过的方式前进了。位错的能量正比于长度,因此位错遇到粒子,滑移受到阻碍而发生弯曲时,须增大外加切应力以克服由于位错弯曲而引起的位错线张力的加大.2023/9/1873第八章钢材的性能控制主要内容MainContent冲压性能控制电磁性能控制热强性能控制强韧性能控制2023/9/18748.3冲压性能控制冲压性能及其测定影响冲压性能的主要参数工艺参数控制2023/9/18758.3.1冲压性能及其测定冲压或拉延是金属压力加工方法之一。它是指板材坯料于室温在冲头的作用下，通过与冲头相配合的模孔，靠塑性变形而获得一定形状和尺寸的壳体零件的过程。因在冲压中所用的原料为板材，所以它也叫板冲压。为保证冲压产品具有合格的尺寸形状和性能，必须要求板料要有良好的冲压性能。此良好的冲压性能，除与材料本身有关外，还与生产的工艺条件有关。2023/9/1876冲压性能金属板料的冲压性是指在冲压变形过程中不产生裂纹等缺陷的变形极限。2023/9/1877冲压性能的测定杯突法模拟法模拟拉延成形杯形件深冲法模拟深冲成型锥形杯法模拟深冲和拉延复合工艺2023/9/1878杯突法杯突法也叫艾利克森试验法。它是在艾利克森试验机上进行的。这种方法一般适用于厚度等于或小于2mm的板材和带材，但必需时亦可用以试验厚度为2－4mm的板材和带材。试验时，将规定的钢球或球状顶头向压紧在规定压模内的试样加以压力，直到产生裂纹为止。此时所压入的深度值(mm)，即为金属的杯突深度，也叫杯突值。杯突值越大，冲压性能越好。2023/9/1879杯突试验2023/9/1880杯形件深冲法杯形件深冲试验是用所规定尺寸的冲头和模孔，把不同直径的圆形板料一次冲成圆杯形件，测出未发生破裂的最大圆板料的外径D，求出此最大圆板料外径D与冲头直径d之比D／d。此D／d叫极限冲压比。极限冲限比越大，说明板料外缘沿环向所受的压缩变形就越大，因而杯壁(或杯底)所能受的拉应力就越大，冲压性能就越好。此试验方法适用于深冲的变形条件。2023/9/1881杯形件深冲试验2023/9/1882锥形杯法锥形杯试验，是用所规定尺寸的球形冲头把一定尺寸的圆板料压入规定尺寸的锥形模孔内，直到产生裂缝为止，测量产生破裂时的锥形杯口外径D(mm)，称此D为锥形值。当圆板料、冲头和模孔的尺寸一定时，D越小或锥形值越小，说明板料外缘所受的压缩变形和冲头压入深度也就越大，因而冲压性能也就越好。此试验方法应用较广。但对容易出现皱折的较薄的板料(＜0.4mm)，用此方法比较困难。2023/9/1883锥形杯试验2023/9/1884拉伸试验法通过拉伸试验可以测出材料屈服极限ss，强度极限sb，屈服点延伸和延伸率等。从而可以确定材料的屈强比ss/sb屈强比ss/sb可以粗略地反映金属材料加工硬化的大小。当ss/sb小时，也就是ss小，sb大时，说明材料的加工硬化大。这样，冲压变形时，板料外缘压缩变形所需的力就小，在变形过程中形成的壳体又不易破坏。说明ss/sb小时，冲压性能好。2023/9/1885塑性变形比为确定材料的冲压性能，在实践中经常用板料的宽度和厚度方向上产生塑性变形的比值R的大小来确定。其试验方法是，将板材试样在拉伸试验机上使之产生15－20％的拉伸变形，然后根据其变形前后所测定的尺寸，按下式计算：2023/9/1886板材拉伸试样计算公式2023/9/1887若在试验中所规定的变形比R＞1时，则说明，板料在宽向容易变形，而在厚向不容易变形。这样，板料在冲压过程中以板面方向的变形来抵抗破裂，表明冲压性能好。相反，若R＜1时，说明宽向不容易变形，而厚向容易变形，这时板料易产生破裂，冲压性能不好。2023/9/1888影响冲压性能的主要参数晶粒大小、形状和织构的影响夹杂物的影响形变时效的影响2023/9/1889晶粒大小、形状和织构的影响金属的晶粒大小和形状对板材的冲压性能有相当重要的影响。当晶粒尺寸增大时，屈服极限降低，也随着减小。可见，晶粒尺寸增大时、可使板材的冲压性能提高。从另一方面来看，晶粒粗大会引起冲压制品的表面出现桔皮状。此外，晶粒过粗，杂质会因晶粒间界的相对减少而集中，也会使金属的变脆的倾向性增大。2023/9/1890晶粒形状对金属冲压性能有甚为明显的影响。大量实验证明，具有饼形晶粒的板材其冲压性能比具有等轴晶粒的好得多。2023/9/1891关于饼形晶粒的冲压性能一般均比等轴晶粒为佳的原因，过去有人认为，可能是由于沿钢板厚度方向，饼形晶粒的晶界面积比等轴晶粒的大，使之沿厚度方向更难变薄的结果。可是，在生产实践中曾发现，有的铜板虽有饼形晶粒，但其冲压性能也并不好。研究证明，只有{111}晶面平行板面的再结晶晶粒才具备高的塑性变形比(R)值，即良好的冲压性能。这种再结品织构，在一般情况下多以饼形晶粒出现。2023/9/1892板材冲压性能的好坏是与织构有密切关系的。实验证明，与板面平行的{111}晶面越多，R值就越大，深冲性能就越好，而与板面平行的{100}晶面越多，R值就越小，深冲性能就越坏。可见，在<111＞方向不易产生塑性变形，而在<100>方向容易产生塑性变形。2023/9/1893夹杂物的作用夹杂物的类型、状态以及分布对冲压性能产生影响。在铝镇静钢中存在有由Al和钢中的N相结合而形成的夹杂物AlN氮化铝。AlN在高温下溶于奥氏体内，冷却时在不同的温度下，以不同的速度析出。若加热后快速冷却，使固溶体中的Al和N来不及以AlN的形式析出，便以过饱和的状态存于铁素体内。2023/9/1894在冷轧后晶粒被拉长，AlN在退火的加热过程中析出，平行排列在冷轧纤维结构之间。当再结晶时，由于沿轧向平行排列的AlN阻碍了晶粒沿厚度方向长大而使晶粒成为拉长的薄饼形状。此外，由于AlN能够减少钢中自由N的浓度，使之对位错的钉扎作用减小或消除。这就会使屈服极限下降，有利于板材冲压的进行。2023/9/1895在钢中往往也存在着如硫化物、碳化物等不利的夹杂物。在轧制中被拉长的硫化物危害极大。碳化物也常为造成冲压开裂的原因。同时由于夹杂物的影响而产生的带状组织也不允许超过规定。此外，在沸腾钢中，由于偏析大、夹杂物多、带状组织严重，造成钢板中部和边部间的冲压性能差别较大。而在镇静钢（浇注前钢水进行了充分脱氧，浇注时钢液平静而不沸腾的钢）中则不同，其偏析较轻，使铜板的中部和边部的冲压性能差别较小。但钢板的表面质量相反，沸腾钢的表面质量较好，而镇静钢的表面质量较差。2023/9/1896形变时效的影响形变时效对钢板，（从高温缓慢冷却下来得到平衡组织，如经冷变形后，在室温或较高一些温度下，随时间的延续会引起性能变化的现象。）特别是对不用铝脱氧的沸腾钢板的冲压过程有着重要的影响。在生产实践中，钢板进行平整后，一般不可能马上进行冲压。在存放和运输过程中，有时要发生形变时效，使其屈服点延伸增大，产生屈服平台。形变时效是碳或氮原子向位错中扩散而形成了“柯氏气团”所引起的现象。显然，如果钢中有某种元素能与其中的碳或氮结合成稳定的化合物，就应该能够免除或减轻形变时效。实践证明，用铝作镇静剂的钢要比沸腾钢的时效倾向小得多