(物理冶金学原理4、5)

,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,第三章 金属中的扩散,3-1 扩散理论,一、概述,图,8-1,是金属中自扩散过程的示意图，表示具有均匀的放射性原子浓度,C1,的中间区域和 两个起始时只含有一般原子的相邻区域之间的自扩散。,图,8.1,（,b,）是从图,8.1,（,a,）经过每个原子平均跃迁一次以后可能出现的放射性原子的分布情况。图,8.1,（,b,）中的浓度曲线是记录放射性原子在试样内散布的简便方法。,1,3、进一步的跃迁，将使放射性原子继续散布，直到最后达到如图8.1（c）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保持不变，所以不再观察到扩散。,4、如果图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扩散特性。,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），扩散同样也是依赖溶质原子作任意方向的跃迁所引起的。,6,、由于上述原因，扩散的两个基本公式，斐克第一定律和第二定律，提供了冶金学中几乎所有重要的扩散现象的理论基础,。,3,二、斐克定律,浓度梯度,dc/,dx,是判断扩散能否进行的依据。,因此当,dc/,dx,=0,时，扩散不可能发生，如图,8.1,（,c,）。但当,dc/,dx,是正值（,dc/,dx,0,）的区域，有一个净的溶质原子流通过平面,1,流向负的,x,方向；,而当,dc/,dx,是负值时，净的溶质原子流则流向正的,x,方向，见图,8.1,（,b,）。,4,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。通过参考平面单位面积上每秒有, C,2,/6,个溶质原子从平面,2,跃迁到平面,3,；反方向的溶质原子流是, C,2,/6,，这两项差值就是溶质原子净的扩散通量,J,。,原子数,/,平方米,秒,因为,C3=C2+( ),dx,，而,dx,=,，故上式可写成：,而通常写成：,式中,D,是扩散系数：,5,扩散系数,D,的变化：,由于体心立方点阵中原子跃迁距离 为,a,0,/2,；面心立方点阵中原子跃进距离 为,a,2,/2,，故,D,可以按点阵参数,a,0,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，所以常常需要用另一个方程式来处理工程技术上的问题。考虑在两个相距,dx,的参考平面之间，,dx1,的体积内溶质原子的累积。通过参考平面,的扩散通量已列出，而通过平面,的扩散通量可写成：,6,单位时间（秒）内原子的累积，dA，就是进入单位体积的扩散通量超过离开单位体积扩散通量的差值。,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方向扩散的斐克第二定律,如果扩散系数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：,7,对于立方晶系晶体结构的固溶体，上式应取三维形式，,三、扩散机理,间隙固溶体里的扩散尤为简单，原因有二，首先，溶剂原子的扩散常可忽略不计；其次溶质原子在基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,8.2,（,a,）所示。,在纯金属或置换式固溶体中则需要有特殊的扩散机理。空位机理与间隙机理相比显示出下述新的特征：,扩散速率直接取决于空位的比率,Nv,。,如果邻近溶质原子的点阵阵点上存在一个空位，如图,8.2,（,b,）所示，那么，溶质原子或溶剂原子都有可能跳到空位上。,8,在扩散温度下，由于Nv值的典型数据仅为10,-4,，所以在某一个给定原子的邻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，这个原子将有可能成为第二次可能交换的对象，这一现象称为交互作用。,根据空位任意跃迁频率,v,的计算，纯金属的自扩散系数为：,式中,f,是按交互作用现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.,如果导致扩散的点阵缺陷是一个多余的原子（而不是失去一个原子形成的空位），其扩散机理称为自间隙扩散机理。,9,四、热激活,间隙时扩散,一个间隙原子必须具备足够高的额外能量，才能跳离它原来的间隙位置。根据能量起伏的统计观点，在总数,N,个原子中，有,n,i,个数目的原子在某一瞬间具有特定能量,i,，,n,i,/N,的比值表征某一个原子具有,i,能量的几率,P,i,，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：,10,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，,11,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扩散来说，合适的热力学量并非简单的就是内能u，而是吉布斯自由能G，从而得出有用的式子：,间隙原子的跃进频率P，可以由下列乘积求得：,在恒温下G=H-TS,最后导出的扩散系数表达式为：,12,上式中除最后一个指数项以外，通常将其余各项合并成一个常数D,0,，而将Hm代之以激活能Q，单位为焦耳每摩尔，得出通常应用的式子：,图8.4是碳在体心立方点阵铁中的扩散数据，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。,扩散的空位机理,描述空位扩散需要增加一个物理量,Nv,0,，即空位的平衡浓度，其表达式为,13,图8.5给出了空位数所占的比率Nv,0,随温度变化的典型数据。在接近金的熔点时，Nv,0,大致为10,-3,，但随着温度的下降，Nv,0,急速减少，在450时只有10,-6,.,如果将 按式展开，其结果是,若将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常数D。就得到与式相同的表达式。这样，所有各种类型的扩散常数都可用两个常数D,0,与Q来描述，D,0,与Q值可以由实验方法测得，表8.1中列出了几个例子。,14,3-2 扩散方程的解,一、,概述,斐克的两个扩散定律都是微分方程式，必须将方程式求解以获得代数式来描述浓度随距离和时间而变化的函数。这些解可以分成三种不同的类型。,通过基本运算就可很方便的求得扩散方程的解,通过工程技术上重要的扩散问题的解由高深的数学处理技术得到。,许多类型的扩散问题，例如涉及到与浓度有关的扩散系数值的问题，可用计算机求得。,15,二、斐克第一定律,1、由于斐克第一定律没有明显的考虑浓度随时间发生的变化，所以它的应用局限于稳定态扩散，或局限于处理扩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。,16,金属的高温氧化的实验数据通常表现为，形成的氧化物的量与氧化时间呈抛物线关系。借助图8.6（a），这一情形可以用扩散过程加以说明。对于任意氧化层厚度X，单位面积上金属原子的迁移速率是：,然而，dm与氧化层厚度的增加值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：,17,K为正，因为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增加而增加，图8.6（b）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,B,长棒的一个端面上沉积一薄层金属,A,。常常用两个这样的试样联结起来使之形成两根长棒,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扩散时间,t,后，在进入金属棒,B,距离,x,处的浓度，并以,x,的函数表示：,18,由于起始的原子总数M在扩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，,如果不是夹心试样，试样在一段具有相同数量M，那么浓度值应增加一倍,19,因为原子仅是沿正的x方向扩散。,一个典型的应用式的例子是测定示踪金属原子A在金属B中的扩散系数，如图8.7（书245页）所示。,a、在金属B棒的一段，沉积一薄层A原子，图8.7（a）。,b、在高温下扩散系数小时，使A原子渗入B金属中一定深度（1mm），图8.7（b）。,c、将B金属棒逐层切割分析，测得每层放射性强度，得到扩散的定量关系如图8.7（c）。由于放射强度正比于A原子数目，式可写成,20,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8.7（d）中以lnI对x2绘制的直线，可以从直线斜率求出扩散系数D。,无限长固体,图,8.8,（,a,）的扩散偶是无限长固体的例子，扩散偶由,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连续的薄层所组成，如图,8.8,（,b,）所示，那么，这一扩散问题的解可以方便的按薄膜解求出。考虑图中一个典型的层，经过时间,t,扩散后，这典型层在,x,处获得下式的浓度分布，,21,全部所有各层（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，,22,所以，扩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,8.8,（,a,）试样的任一半边）的扩散问题具有半无限几何特征，试样可描述为从,x=0,延伸到,x=+,。它的解与无限长固体相类似，具有两种类型：,实质上是图,8.8,（,c,）曲线的右半边，,描述了在,x=0,处,B,向金属表面加入吸附的,A,原子。,23,实质上是图,8.8,（,c,）曲线的左半边（除了 是增加而不是降低以外）：,描述了从,A,与,B,的合金表面上失去了,A,原子。,应用（,a,）式的例子是铁的渗碳，图,8-9,是渗碳是碳在铁中的扩散。,铁板渗碳过程示意图。,渗碳过程开始后的碳浓度分布曲线，该曲线是开始渗碳以后就形成了。,渗碳,10,小时后的碳浓度分布曲线。,表,8.2,（书,248,页）总结了钢板在表面以下每隔,0.4mm,计算其浓度值,C,的各个步骤。,24,四、合金中的扩散（克肯达耳效应）,和自扩散系数一样，合金中两组元的本征扩散系数具有不同的值。因此，如果两金属相互扩散，通过两金属试样起始是的分界平面将有净的物质迁移，这一现象称为克肯达耳效应。,连接一根金棒与一根镍棒构成一个试样，扩散将通过带有标记的界面进行，惰性标记物可以用许多根极细的钨丝平放在连接的平面上。由于扩散通过惰性标记物的金原子比镍原子多。因而向试样的金的一侧移动，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，在所有浓度范围内，金原子比镍原子扩散快。金的扩散流大于镍的扩散流这一事实，意味着通过克肯达耳界面将发生净的空位流。,25,当空位浓度下降到略低于平衡浓度时，最简单的空位反应是在位错上形成空位（或在例如晶界等其它晶体点阵的缺陷上形成）。,在空位浓度高于平衡浓度值（空位的过饱和）的区域内，可发生相反的反应，即空位的消失。,如果空位的过饱和度相当高，那么就还有另一些形式的反应，将在空位消失的作用中占主导地位，其中一个反应是空位“析出”，并在晶体点阵中形成空穴。,在连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,分别代表通过又野界面的镍和金的量。由此可见，如果用又野界面来描述扩散行为，只需用一个扩散系数 。 与 和 之间的相互关系，可由下式表示,;,26,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。 称为扩散系数。,图8-11（书250页）表示了金和镍互扩散时的克肯达耳效应。,3-3 影响扩散的因素,一、浓度,一般我们假定扩散系数与浓度无关，在这里有必要了解这样假定所产生的误差。,27,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，碳在奥氏体中扩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，对于稀固溶体中的扩散或在小浓度范围内的扩散，将假定为常数，误差页还是比较小的。,二、晶体结构,铁的同素异构转变对于溶质原子的扩散速率有一定的影响，在指定温度下，溶质原子的扩散速率与铁的自扩散速率在铁素体里比奥氏体里大致快一百倍,另一个晶体结构的影响是在一个溶剂金属的单晶中位向对扩散系数的影响。扩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）中测量的结果表明，平行与,C,轴与垂直与,C,轴的自扩散系数比值约为一千。,28,晶体发生点阵畸变，扩散速率增加。,三、杂质,少量添加金属的存在对于溶质原子在溶剂金属中扩散的影响，通常是比较小的。,四、晶粒尺寸,晶界扩散要比晶粒内扩散快。细晶粒金属中总的扩散速率将是较高的。但在通常的晶粒范围内，在进行扩散计算是不需要考虑晶粒的尺寸。,五、短路扩散,由于在晶界上，在接近自由表面处和在位错线邻近区域内，金属晶体点阵的规律性受到破坏，因此，在这些区域内由空位机理所引起的扩散显著增强。,29,晶体结构规律性局部出现扰乱的结果，使空位数目和空位的活动能力增加了。由于这个原因，晶界扩散的激活能,Q,比体积扩散的,Q,值低。这时短路扩散才起显著的作用。,在更低的温度下，体积扩散和晶界扩散都可能变得无能为力，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”进行。如图,8.14,（书,252,页）。,六、扩散的驱动力,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：,30,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：,如果溶质浓度C的单位是每立方米中的原子数目，那么扩散通量J可简化为：,这就提供了在电场中扩散的完整描述。,浓度梯度和温度梯度的影响,如果由于浓度梯度和温度梯度得到作用力,F,的适当表达式，则同理可给出相应的扩散通量式。这两种力已知为：,31,所以，在所有三种驱动力作用下产生的总的扩散通量是：,表8.3（书253页）列出了典型的Z,*,和Q,*,的值。,3-4 扩散的应用,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，是工业上应用扩散原理的良好例子。但是任何一种情况都需要有扩散发生。,镀锌、镀铅锡,32,由于扩散只能在固溶体中进行，所以只有两种金属具有一定量的固溶体时才有可能结合成一体。由于铅不能固溶于铁，因而必需在熔化的铅浴中加入少量能与铁形成合金的第二种金属，常加入锡，这就形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因素。比如为了降低脆性中间相的数量，可以在熔融的锌浴中加入适当的铝。,包层,有许多各不相同的工艺方法可用来在不同的基底材料上贴上一层其它金属。“包铝”薄板的制造是用热轧纯铝,-,铝合金两种材料“夹心”坯料的方法，使高强度铝合金外表与纯铝保护层结合在一起。,33,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能力，所以要特别当心防止过度扩散。,焊接,熔焊，在连接区局部产生熔化。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，通过塑性变形的作用，使两表面结合在一起。例如锻焊、电阻焊，或点焊、静压焊接、扩散焊接和超声波焊接等方法。,爆炸焊接，采用一种爆炸剂，当它爆炸时推动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形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变它们的组织。软焊和硬焊,34,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，通过扩散趋向与均匀化。在低温下这个过程的速率极低，需要采用特殊的热处理工艺才能使之均匀化。,在某些实例中，合金元素的扩散系数起着决定性的作用。例如，在中等温度范围，锌在铜中快速的扩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扩散极慢，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紧密相间的条带。这些条带代表钢锭在冷,35,凝过程中形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，一般采取的方法是钢锭轧制后，需要在相当高的温度,1200,保温相当多的时间。,三、滞弹性与阻尼,阻尼本领,如果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。这一特征称为阻尼本领。也就是说振动能量可能由于不同机理的作用而有效地为金属构件所吸收。,阻尼本领的量度是测定阻尼减缩量,，,的定义是：,36,式中：W是每周振动的总振动能；,W是振动一个周期以热的形式损失的振动能。,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结构起因。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,除了原子的扩散以外，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，位错在晶界上的移动，和位错在相界面上的特殊行为。,即使一个特定的合金材料，它的阻尼本领也因频率、应力与温度等因素的变化而在很大的范围内变动。,37,阻尼本领的应用及测定,除了做钟的青铜以外，几乎所有的工业金属材料都希望具备高的阻尼本领。例如汽轮机叶片经受着每分钟数千次的冲击，如果材料的阻尼本领不足以很快的消耗振动能量，那么在临界共振速度下将产生非常高的应力。,由于影响阻尼本领的因素很多，很难列出能够直接用于计算的定量数值。一个切实可行的办法是对一系列材料，在相似条件下测出它们的相对阻尼本领。,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本领。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增加而急速提高。例如灰铸铁的,值，当应力数值从接近于零提高到,7x10,7,N/m,2,时，,值从,0.006,上升到,0.3,。,38,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同的，冷加工过程可以使晶体组织持久的变形。图,10-1,是黄铜的轧制过程。,再结晶和塑性变形同时发生，说明在热加工过程中晶粒组织基本保持不受影响。,一般情况下是测定随冷加工总量的增加而增加的硬度如图,10-2,，加工硬化作用的定量测定应变,-,加工硬化指数的形式列在表,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,39,寸常是一个重要的考虑因素。通过对再结晶过程的适当控制，通常能够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，就可以遇到材料表面外观的问题，因为这时晶粒与晶粒间的不均匀变形将变得很明显。图,10-4,表示粗晶粒的金属材料在承受强烈变形时所产生的“桔皮”表面。,晶粒尺寸的选择实际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推荐应用的。,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，原始任意取,40,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。否则会造成因方向不同，材料的性能不同，但有时要增加择优取向程度，比如在磁性材料中。,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,Ti,、,Zr,、,Be,、,Mg,等，对这些薄板的金属进行冷轧时，所造成的择优取向（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,应变强化的基本特征,基本特征是一个给定的位错的运动，为邻近位错,造成,41,的“障碍物”所阻碍。障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增加。,在多晶材料中，位错间的相互干扰特别显著。这是由于几何上的要求。在每一个晶粒中至少要有五个滑移系同时开动，晶粒才能任意的改变形状，而仍在每个晶粒的晶界保持连续性。,胞状组织的形成,金属及合金经强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,42,围内基本上没有位错，位错集中在其周围区域，从而形成了胞状组织，见图10-5。,胞的尺寸及形成胞所需的应变，随合金及温度，应变速率等因素而变化。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。,应变硬化率的指导原则,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干扰的范围就都比较小，因而应变硬度是很小的。,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，但是它们的行为，却由于发生了孪生及附加滑移系的开动而变得复杂了。,43,六方密排点阵合金的应变硬化率，一般仍较面心立方及体心点阵的合金低。因为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障碍，从而增加了继续变形所需的切应力。,影响应变硬化的因素,应变硬化率一般是随试验温度的升高而下降。,加入固溶的合金元素可能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表明，有一个共同的强度随晶粒尺寸减少而增大的形式。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。,44,相邻晶粒中的位错间的相互作用,根据晶界处位错的塞积，可以导出适当的表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。并将一系列位错输送到相邻的晶界。,因位错塞积引起的应力集中，使得在晶粒或中距离约为,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应用,工程技术上由于晶粒细化而强化金属材料的应用，可由超细晶粒钢来说说明，见书,P298,页。,45,4-2合金化强化,一、概述,在基础金属中加入一种或多种合金元素时，就有可能对其进行多种类型的强化。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基础而进行分类的。另外还有把塑性变形和热处理结合起来的热机械处理（形变热处理）方法，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,决定溶质,-,位错间相互作用程度的主要因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。这些因素的作用通过以下几方面进行描述。,46,溶质原子通过弹性的相互作用而阻碍位错运动的效果，取决于三个因素，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移动向受拉区，电子效应就发生作用。基体原子的原子价愈高，则引起的局部的电偶极子也愈大。,由各种原因产生的化学效应，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（形成一个气团）。这样一个气团起着使位错线固定不动或钉扎的作用，结果使开始产生塑性变形的应力较正常的高。,碳（或氮）在体心立方铁中的气团，是一个强烈的结合的气团的例子。因为间隙溶质原子产生正方型的点阵畸变，它和位错线强烈的相互作用。,47,在钢及某些其他合金中均能观察到屈服现象，可用溶质气团来加以说明。,有序硬化,一般溶质原子浓度约为,20%,或更多时，才产生显著的有序化效果。对于固溶体，有序状态代表一个低能量的状态，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阻碍位错通过的障碍物。,有效化在很多中心开始，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，所引起的强化效果可以是很大的。,48,三、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、加入合金元素、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。一般可以用以下几种方法：,要获得排列成行的片状或棒状的第二相，就必须用控制定向凝固的方法。,第二相成行排列的组态也能在复合材料中产生，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,Al,2,O,3,在铝中。,49,第二相的类型,在不同类型的颗粒中，有三类值得特别注意。,第一类是各个原子与可察觉的第二相之间的过渡结构。,第二类是不可入的颗粒是足够的坚强，它足以阻止正在运动的位错穿过。,第三类是可变形的颗粒则能够被位错穿过，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。,如果该颗粒有能力抵抗位错穿过，则外加应力将强迫位错在两个相邻颗粒之间通过。,位错线的某些线段被迫绕每个颗粒形成位错环，而将主要的位错线释放，使其继续在合金中通过。,50,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：,-,颗粒间的平均自由间距。,T-,克服位错的线张力所需的力。,将 代入,则,B,对于螺旋位错为,1,，对于刃型位错为（,1-v,）,-1,。,51,可变形的颗粒,一个颗粒表现的“强度”在很大程度上决定于颗粒间距的大小，因而也就决定于颗粒的平均尺寸。,在沉淀的最初阶段中，细小颗粒的间距是很小的，要越过这些障碍物需要很高的剪切应力。,可变形颗粒复杂形为的三种机理,基体的晶体结构与原子偏聚团,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基本性能,线张力、自等的强烈影响，因而将单独作为对强化有效应的第三个因素。,52,4-3 沉淀硬化,一、沉淀热处理过程,沉淀硬化过程,生产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.,固溶处理；,c.,沉淀热处理。,图,10.28,是一个典型的沉淀硬化合金系的平衡图，它表明硬化是,相自过饱和的,相中沉淀的结果。虽然这里最大的硬化效果可能在含,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。,固溶处理,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。,53,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行。,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理中获得的，这时过饱和固溶体发生变化，最终导致第二相的形成。,进行沉淀热处理的正确温度决定于两个因素：,a.,反应所需的时间；,b.,所要求的主要性能。,冷加工的影响,除成分和热处理条件外，对于某些合金其性能还受到固溶处理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理时取得最佳的性能数值。,二、沉淀硬化的应用,54,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行沉淀硬化处理。,如对于,Al-Cu,合金，其组成相为,+,（,CuAl,2,）相。固溶热处理溶解了,相及杂质相，淬火后仅保留了过饱和的,固溶体。随后的时效处理导致形成,GP,区及,相的各种过渡相。,镍合金的沉淀硬化,镍合金主要也是通过沉淀过程来硬化的。尽管镍合金其价格为铁的十倍左右，但为了多种目的仍在使用它。,铁基合金的沉淀硬化,淬火时效是通常类型的沉淀硬化，而应变时效则是由冷加工工序所引起的沉淀过程。,55,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，就是利用,Cu,作为沉淀硬化剂。,三、扩散,-,反应硬化,扩散,-,反应硬化过程,对某些合金系，可以用改变合金成分的方法以产生沉淀硬化，即以扩散处理的方法加入适宜的元素。比如，如果金属,A,能固溶金属,B,，但对化合物,B,x,C,y,只具有有限的溶解度，这样就可将金属,C,扩散到固溶体中去，从而使其倾向于沉淀出,B,x,C,y,，有时可取得相当大的硬化效果。,可以推测，硬化是由于在固溶体中,BxCy,析出的初期存在的点阵共格性所造成的。因为在正常情况下，扩,56,散元素只能渗入很小的深度，所以只有表层能为这一过程所硬化。,扩散,-,反应硬化应用,钢的表面硬化的氮化过程，就是工业上应用扩散,-,反应硬化的一个例子。铬、钒、铝等元素具有形成氮化物的强烈倾向。所以当氮扩散到含有一个或几个这类元素的钢中时，钢中就形成氮化物相的颗粒。,氮化处理所造成的极大的表面硬度，主要应归功于氮化物颗粒的弥散分布，而不是由于粗大的氮化物晶粒本身固有的硬度。,4-4,纤维增强,一、纤维增强方法,由于弥散相的不变形颗粒可给以最大的强化可能性，所以就采用了各种不同的方法以获得这种类型的组织。,57,将纤维掺合在一起支撑作用的基体中，特别是用复合技术，可对重要的变量给予很好的控制。,增强纤维的重要性能是高强度及高弹性模量。在需要高的强度,重要量比的应用场合中，非金属纤维（如硼纤维）由于密度低而具有特殊的优越性。,对纤维常给以特殊的覆盖层（例如，在硼纤维上覆盖,SiC,），这样做能有助于达到纤维与基体界面间的结合且又避免有害的化学反应的双重目的。,二、纤维增强机理,变形过程,如果纤维小到符合均一性的要求（典型的直径为,100m,），复合材料的强度性能即主要决定于纤维所占有的体积比率,Vf,。变形过程分四个阶段进行：,58,由于基体与纤维结合得很好，所以弹性变形在两个相中同样的进行，指到正好超过基体的弹性极限为止。,基体开始经受塑性变形，然而纤维尚处于其弹性范围之内。,纤维可能开始塑性变形，虽然纤维的延性一般是很小的。,最后，纤维开始断裂，从而导致复合材料的最终断裂。,抗拉强度关系式,对于基体与纤维结合得很好的复合材料，其抗拉强度,c,可由如下的关系式近似的得出,（,10.7,）,59,式中：,f,-纤维的抗拉强度,m,-比基体屈服强度稍高的值。,因为,f,比,m,大得多，由此复合材料的强度几乎是直接随着纤维所占有的体积比率V,f,的增加而增高。,短纤维的情况,在纤维短的情况下，一个新的特点是纤维两端上每一个长度为,的小段纤维的行为。,是这样的一个长度，在它整个长度上传递来自基体的应力，这应力可以看成从零增加到,m,。,在复合材料中，当直径为,d,的纤维受到几乎为其强度,f,的应力时，在整个,2,长度上所传递的力为,d,m,。如果要纤维不会从基体中拉出，这个力就必须至少等于作用于纤维上的拉力，,(d,2,/4),f,，所以,60,（10.8）,对于能够充分的传递基体应力的不连续纤维而言，其临界形貌比lc/d，是长度与直径的最小比值，每一种基体与纤维的组合都有一个特征性的临界形貌比，典型的数值约为10。,61,