第6章 固溶强化
固溶强化的原理

固溶强化的原理
固溶强化是指在固溶过程中通过添加合适的合金元素,使基体的力学性能得到显著提高的一种方法。
其原理主要包括固溶度规律、固溶体内原子排列状态和强化相与基体相间的相互作用等方面。
固溶度规律是指在固溶过程中,溶质元素可以以固溶原子、间隙原子和析出相的形式存在于基体中。
固溶度越高,溶质元素可溶解的含量就越多,从而对基体的强化效果越明显。
固溶体内原子排列状态对固溶强化也有重要影响。
在固溶过程中,溶质元素溶解进入基体中,原子晶格发生畸变和扭曲,形成了固溶体。
这种原子排列状态的改变会导致晶体的位错密度增加,从而对弹性模量和屈服强度产生影响。
强化相与基体相间的相互作用也是固溶强化的重要机制。
通过选择合适的合金元素,可以形成与基体有强的相互作用的强化相,从而提高基体的强度和硬度。
这种相互作用机制主要包括固溶强化、析出强化和相互作用强化等。
在固溶强化过程中,还需要考虑合金元素的浓度、固溶温度和固溶时间等因素。
合理调控这些参数可以获得理想的固溶强化效果,提高材料的力学性能。
固溶强化概念

固溶强化概念固溶强化概念固溶强化是一种材料加工技术,通过在原材料中添加合适的合金元素或化合物,使其在加工过程中形成均匀分布的微观结构,从而提高材料的力学性能和耐腐蚀性能。
该技术广泛应用于汽车、航空航天、电子、建筑等领域。
一、固溶强化的原理1.1 固溶体固溶体是指由两种或两种以上的金属或非金属元素组成的单一相物质。
其中一个元素是主要元素,另一个或其他元素是强化元素。
在晶格结构中,强化元素以固溶形式分散在主要元素晶格中。
1.2 固溶度固溶度是指在给定温度下,在主要元素晶格中最大可容纳的强化元素含量。
当超过这个限制时,会出现析出现象。
1.3 固溶处理固溶处理是将含有弱化和/或强化元素的合金,在高温下保持一段时间,使其达到热平衡状态,并形成均匀分布的微观结构。
这个过程被称为固溶处理。
1.4 固溶强化固溶强化是指在固溶处理后,通过快速冷却或沉淀硬化等方法,使强化元素保持在主要元素晶格中,并形成均匀分布的微观结构。
这个过程被称为固溶强化。
二、固溶强化的应用2.1 汽车工业汽车发动机和变速器零件需要具有高强度、高耐磨性和高耐蚀性。
通过固溶强化技术,可以提高这些零件的力学性能和耐蚀性能。
2.2 航空航天工业航空航天行业需要使用轻量、高强度、高温下不易变形的材料。
通过固溶强化技术,可以提高这些材料的力学性能和耐热性能。
2.3 电子工业电子设备需要使用具有良好导电性和抗氧化性的材料。
通过固溶强化技术,可以提高这些材料的导电性和抗氧化性。
2.4 建筑工业建筑行业需要使用具有高耐腐蚀性的钢材。
通过固溶强化技术,可以提高钢材的耐腐蚀性能。
三、固溶强化的优缺点3.1 优点(1)可以提高材料的力学性能和耐腐蚀性能。
(2)可以提高材料的导电性和抗氧化性。
(3)可以使材料更加轻量化。
3.2 缺点(1)固溶强化过程需要高温处理,会增加成本和能源消耗。
(2)固溶强化后的材料可能会出现析出现象,影响其力学性能和耐腐蚀性能。
四、固溶强化技术的发展趋势4.1 精细化制备技术随着制备技术的不断进步,可以精确控制合金中各元素的含量和分布,从而实现更好的固溶强化效果。
固溶强化的原理

固溶强化的原理固溶强化是一种常见的金属材料强化方法,它通过固溶处理和固溶时效处理来提高金属材料的性能。
固溶强化的原理主要包括原子固溶、析出强化和位错固溶等几种机制。
本文将从这几个方面来详细介绍固溶强化的原理。
首先,原子固溶是固溶强化的基本原理之一。
当合金中的溶质原子溶解在基体金属中时,它们会占据基体金属的晶格间隙,从而改变了基体金属的原子排列方式。
这种原子间的相互作用会导致合金的晶格畸变,从而提高了材料的强度和硬度。
此外,固溶处理还可以通过改变合金的晶粒结构,使其变得更加均匀细小,从而提高了合金的塑性和韧性。
其次,析出强化是固溶强化的另一个重要原理。
在固溶处理后,合金中的溶质原子并不是完全稳定的溶解在基体金属中,它们会在固溶处理后的材料中析出成为细小的析出相。
这些析出相会阻碍位错的移动,从而提高了材料的抗变形能力。
此外,析出相的形成还可以提高合金的耐热性能和抗氧化性能。
最后,位错固溶也是固溶强化的重要机制之一。
在固溶处理过程中,溶质原子会进入基体金属的晶格中,从而引入位错。
这些位错会阻碍位错的移动和增殖,从而提高了材料的强度和硬度。
此外,位错固溶还可以提高合金的耐腐蚀性能和疲劳寿命。
总的来说,固溶强化是一种通过固溶处理和固溶时效处理来提高金属材料性能的方法,其原理主要包括原子固溶、析出强化和位错固溶等几种机制。
这些机制相互作用,共同作用于合金材料,从而提高了合金的强度、硬度、塑性、韧性、耐热性能、抗氧化性能、耐腐蚀性能和疲劳寿命。
固溶强化的原理对于金属材料的性能提升具有重要的意义,对于材料科学和工程应用具有重要的指导意义。
固溶强化概念

固溶强化概念引言固溶强化是一种晶体中添加杂质强化材料的方法。
通过向基体晶格中引入适量的杂质原子,可以改善材料的力学性能、耐热性和耐腐蚀性。
本文将从固溶强化的概念、机制和应用等方面进行探讨。
概念固溶强化是制备金属、合金和陶瓷等材料时常用的一种方法。
其基本原理是通过溶解材料的原子或离子来改变基体的组织结构和性能。
固溶强化的机制1.形成固溶体:当杂质原子与基体原子具有相似的晶体结构和原子半径时,杂质原子可以取代基体晶格中的某些位置,形成固溶体。
这种固溶体中的杂质原子可以改变基体材料的晶体结构和力学性能。
2.塑性变形抵抗:固溶强化后的材料中的杂质原子可以阻碍晶体的滑移,从而提高材料的抗塑性变形能力。
3.相变温度调节:适量的固溶强化元素可以影响材料的相变温度,进而调节材料的热处理过程和性能。
固溶强化的影响因素固溶强化的效果受多个因素的影响,包括杂质原子的种类、含量、溶解程度、固溶体的晶体结构和后续的热处理等。
应用固溶强化广泛应用于各个领域的材料中。
以下是一些常见的应用案例:金属材料1.铝合金:通过在铝中固溶添加适量的镁、铜等元素,可以显著提高铝的强度、硬度和抗腐蚀性。
2.不锈钢:在铁基体中固溶添加铬、镍等元素,可以提高材料的耐腐蚀性和力学性能。
合金材料1.镍基高温合金:通过固溶添加适量的铝、钛等元素,可以提高合金的高温强度和耐蚀性。
2.钛合金:通过在钛中固溶添加铝、钒等元素,可以显著改善钛的力学性能和耐热性。
陶瓷材料1.氧化铝陶瓷:通过在氧化铝晶体中固溶添加其他金属元素,可以改善陶瓷的机械性能和高温稳定性。
2.氮化硅陶瓷:通过在氮化硅晶体中引入杂质原子,可以调节陶瓷的电学性能和耐热性。
结论固溶强化是一种有效的材料强化方法,通过控制杂质元素和后续热处理等因素,可以改善材料的力学性能、耐热性和耐腐蚀性。
固溶强化在金属、合金和陶瓷等领域都有广泛的应用。
随着对新材料性能需求的不断提高,固溶强化技术将发挥越来越重要的作用。
第6章材料的塑性变形

§6.2.2 孪生
晶体塑性变形的另一种常见方式。
指在切应力作用下,晶体的一部分沿一定的晶面(孪生面)和一定的 晶向(孪生方向)相对于另一部分发生均匀切变的过程。
27
§6.4.2 多相合金的塑性变形
塑性变形取决于:
①基体相性质
②第二相的性质、形状、大小、数量和分布等 ——在塑性变形中往往起着决定性作用
常按第二相的尺度大小将其分为两大类: 聚合型:第二相尺寸与基体相尺度属同一数量级,如图1所示; 弥散型:第二相尺寸非常细小,并且弥散分布于基体相中,如图2所示。
①位错运动的阻力首先来自于点阵阻力,派尔斯(Peierls)和纳巴罗( Nabarro)首先估算了这个力,所以又称为派-纳力(P-N力),它相当于简单立 方晶体中刃型位错运动所需要的临界分切应力:
式中:d为滑移面的面间距,b为滑移方向上的点阵间距,ν为泊松比。 采用上式,我们可以简单推算晶体的切变强度,对于简单立方结构,存在d = b,对 金属,取ν =0.3,可得τP-N=3.6×10-4G,比刚性模型理论计算值(约G/30)小得多, 接近临界分切应力实验值。
图1 聚合型合金组织-Al青铜
图2 弥散型第二相合金组织-铁黄铜
§6.4.2 多相合金的塑性变形
(1)聚合型两相合金的塑性变形
对聚合型两相合金而言,如果两个相都具有塑性,则合金变形阻力决定 于两相的体积分数。
σ m = f1σ 1 + f2σ 2
ε m = f1ε 1 + f2ε 2
上式f1、f2分别为两个相的体积分数,σ 1、σ 2分别为两个相在此应变时
11.第二相强化机制

6.4 不可变形粒子对材料加工硬化行为的影响
22
6.5 第二相粒子强化的特点
一、第二相粒子对材料塑性的影响 1.可变形粒子强化对材料塑性的影响 (1)屈服强度明显提高 析出相的富集位位错线的启动造成阻力,临界切应力提高。 (2)加工硬化率下降 a.位错切过后阻力即下降。 b.不容易实现位错塞积 因此,材料的均匀延伸率下降。同时可变形粒子强化对局部
4
6.1 沉淀强化机制
由错配球与位错的弹性交互作用,得到的临界切应力增量
可见:随共格应变和体 积分数的增大。沉淀相 强化效果增加。
c
G 3/2
f
2 / 3 ( )1/ 2
b
或 c
G 3/2
f 1/ 2 ( r )1/ 2 b
: 常数
: 常数,刃位错 3,螺位错 1
: 共格应变
各位错吸纳规划作用缠结在粒子周围,位错密度增大。
19
6.4 不可变形粒子对材料加工硬化行为的影响
20
6.4 不可变形粒子对材料加工硬化行为的影响
二、硬粒子与基体塑性变形不协调对加工硬化的影响 塑性变形时,为了使界面不开裂也需要在硬粒子附近基体中
形成反向塑性切变,这一过程会产生大量位错(几何必须 位错),相应产生加工硬化。
3
K
ln
T
m p
1/3 C f 2/3
K Gbp2 , K与( 位 错 线 与b的 夹 角 ) 及b有 关
4
C 1 3 / 32r 2
: 扩展位错的平均宽度
9
6.2 沉淀强化机制
六、派纳力强化
第二相粒子的P-N力大于基体的P-N力时会增大位错运动的阻
力,称为P-N力强化。P-N力强化引起的临界切应力增量
材料科学基础-第6章塑性变形

8.位错的交割与塞积 在多系滑移时,由于各滑移面相交,因而在不同滑移面上运动着的位错必然相遇,发生交割。此外,在滑移面上运动着的位错还要与晶体中原有的以不同角度穿过滑移面的位错相交割。 不在原位错线的滑移面上的位错线,故称之为割阶。有的割阶的产生并不影响位错的运动,但由于增加了位错线的长度、需消耗一定的能量。除此之外,还会发生刃型位错与螺型位错、螺型位错与螺型位错的交割,交割的结果都要形成割阶,这一方面增加了位错线的长度,另一方面还可能形成一种难以运动的固定割阶,成为后续位错运动的障碍,造成位错缠结,从而产生较强的加工硬化效果。
图6-11 两个垂直刃型位错交割
图6-12 位错塞积 图6-13 不锈钢晶界前位错塞积的透射电镜图像
孪生是在切应力作用下,晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面(孪晶面或孪生面)与晶向(孪生方向)产生一定角度的均匀切变。
孪生
孪生所需的临界切应力远远高于滑移时的临界切应力。因此,只有在滑移难以进行的条件下,晶体才发生孪生变形,如一些HCP结构的金属,,常以孪生方式进行塑性变形;而BCC结构的金属滑移系较多,如α-Fe等,只有在室温以下或受到冲击裁荷作用时,才发生孪生变形;而FCC结构的金属,由于其对称性高,滑移系多,所以很少发生孪生变形。
图6-4 镁单晶拉伸的屈服应力与晶体取向的关系
已知Al的临界分切应力为0.24MPa,计算要使 面上产生[101]方向的滑移,应在[001]方向上施加多大的力?
对立方晶系,晶面(h1k1l1)法线和晶向[h2k2l2]的夹角为
同理,滑移方向[101]和拉力轴[001]的夹角为
Example 6.1 SOLUTION
02
晶粒越细,晶界越曲折,越不利于裂纹沿晶界的传播,从而在断裂过程中可以吸收更多的能量,表现出较高的韧性。
清华大学 材料科学基础——作业习题第六章

第六章目录6.1 要点扫描 (1)6.1.1 金属的弹性变形 (1)6.1.2 单晶体的塑性变形 (2)6.1.3 多晶体的塑性变形与细晶强化 (8)6.1.4 纯金属的塑性变形与形变强化 (10)6.1.5 合金的塑性变形与固溶强化和第二相强化 (14)6.1.6 冷变形金属的纤维强化和变形织构 (16)6.1.7 冷变形金属的回复与再结晶 (17)6.1.8 热变形、蠕变和超塑性 (20)6.1.9 断裂 (22)6.2 难点释疑 (25)6.2.1 从原子间结合力的角度了解弹性变形。
(25)6.2.2 从分子链结构的角度分析粘弹性。
(25)6.2.3 FCC、BCC和HCP晶体中滑移线的区别。
(25)6.2.4 Schmid定律与取向规则的应用。
(26)6.2.5 孪生时原子的运动特点。
(27)6.2.6 Zn单晶任意的晶向[uvtw]方向在孪生后长度的变化情况 (29)6.3 解题示范 (30)3.4 习题训练 (33)参考答案 (38)第六章 金属与合金的形变6.1 要点扫描6.1.1 金属的弹性变形1. 弹性和粘弹性所谓弹性变形就是指外力去除后能够完全恢复的那部分变形。
从对材料的力学分析中可以知道,材料受力后要发生变形,外力较小时发生弹性变形,外力较大时产生塑性变形,外力过大就会使材料发生断裂。
对于非晶体,甚至某些多晶体,在较小的应力时,可能会出现粘弹性现象。
粘弹性变形即与时间有关,又具有可恢复的弹性变形,即具有弹性和粘性变形两方面的特性。
2. 应力状态金属的弹性变形服从虎克定律,应力与应变呈线性关系:γτεσG E == 其中: yx G E εενν-==+,)1(2 E 、G 分别为杨氏模量和剪切模量,v 为泊松比。
工程上,弹性模量是材料刚度的度量。
在外力相同的情况下,E 越大,材料的刚度越大,发生弹性形变的形变量就越小。
3. 弹性滞后由于应变落后于应力,使得εσ-曲线上的加载线和卸载线不重合而形成一个闭合回路,这种现象称为弹性滞后。
固溶强化原理

固溶强化原理固溶强化是一种常见的金属材料强化方法,通过溶质原子溶解在基体晶格中,改变基体的晶格结构和性能,从而提高材料的强度和硬度。
固溶强化的原理主要包括溶质原子的固溶度、固溶体的析出和强化效应三个方面。
首先,溶质原子的固溶度是固溶强化的基础。
当溶质原子溶解在基体晶格中时,会改变晶格的间距和原子的排列方式,从而影响基体的性能。
溶质原子的固溶度取决于溶质原子和基体原子的大小差异、化学亲和力以及晶体结构等因素。
当溶质原子的大小与基体原子相近,且存在相似的晶体结构时,固溶度会较大,溶质原子更容易溶解在基体晶格中,形成固溶体。
其次,固溶体中溶质原子的析出是固溶强化的关键环节。
在固溶体中,溶质原子并不是永远稳定地溶解在基体晶格中,而是在一定条件下会发生析出现象。
当固溶体受到外部作用,如温度变化、应力加载等,会导致溶质原子从基体晶格中解离出来,形成析出相,从而引起晶格的位错和畸变,增加了材料的强度和硬度。
因此,固溶体中溶质原子的析出是固溶强化的重要机制。
最后,固溶强化可以通过强化效应来提高材料的性能。
溶质原子的固溶会导致晶格畸变和位错的增加,这些畸变和位错会阻碍位错的移动和增殖,从而增加材料的抗变形和抗拉伸能力。
此外,析出相的形成也会在晶体中引入位错和畸变,增加了晶体的强度和硬度。
因此,固溶强化效应可以有效提高材料的力学性能。
总之,固溶强化是一种重要的金属材料强化方法,通过溶质原子的固溶度、固溶体的析出和强化效应三个方面的作用,可以显著提高材料的强度和硬度,改善材料的性能。
在实际工程中,固溶强化已被广泛应用于各种金属材料的制备和加工中,对于提高材料的性能和延长材料的使用寿命具有重要意义。
固溶强化的原理

固溶强化的原理
1
固溶强化现象
溶质原子溶入金属基体而形成固溶体,使金属的强度、硬度升高,塑性、韧性有所下降,这一现象称为固溶强化。
2
固溶强化的影响因素
1.溶质原子浓度-溶质原子浓度越高,强化作用也越大;
2.溶质溶剂原子尺寸差-溶质溶剂原子尺寸相差越大,强化效果越显著;
3.溶质原子类型-
①原子造成球对称的点阵畸变,其强化约为G/10;
②溶质原子造成非球对称的点阵畸变,其强化约为G的几倍。
3
固溶强化机理
溶质原子造成点阵畸变,其应力场与位错应力场发生弹性交互作用并阻碍位错运动,使变形抗力提高。
溶质原子吸附在位错附近形成柯氏气团,使位错被钉扎住,从而使变形抗力提高。
Cu-Ni合金成分与性能关系。
第6章 固溶强化

孪晶变形机制 极轴位错机制----在孪晶面上的可动不全位错绕 一极轴位错连续扫过平行的孪晶面。 ⑴体心立方晶体的孪晶变形过程 孪晶系{112}〈111〉。在各{112}上有柏氏矢量为1/6[111]的位错,在各层 上面移动,就形成了孪晶,如下图:可动位错1/6[111],极轴位错在孪晶面 法线上的分量为a/6[121],等于孪晶面的面间距 。
⑵面心立方晶体的孪晶变形过程 孪晶系{111}〈112〉。孪晶面就是滑移面,其上肖克莱位错a/6[112]的运动 就可产生孪晶,如下图:(111)上有柏氏矢量为a/6[112]的位错,在各层上面移 动,就形成了孪晶。 面心立方晶体的孪晶也可照极轴位错机制的方式产生,在[111]方向有一极轴 位错, b=a/3[111](螺位错),肖克莱位错a/6[112 ]绕其连续运动,也可产生孪晶。
面心 与体心立方金属的流变应力 体心立方金属单晶体(Nb):滑移的临界切应力随温度变化强烈 温度升高到某一温度(423K)时易滑移阶段消失 第二阶段硬化率不随温度变化 面心立方金属单晶体(Cu):滑移的临界切应力几乎不随温度而变化 第二阶段硬化率随温度而变化 由于上述差别,它们的拉伸塑性随温度的变化不同: 体心立方金属:温度降低,塑性减少 ;面心立方金属:温度降低,塑性反而增加
史氏(Snock)气团
史氏气团——体心立方金属中的间隙溶质原子与螺位错的弹性交互作用。 体心立方金属中的间隙溶质原子在基体中产生非对称的畸变。 在螺位错的切应力作用下,间隙溶质原子沿位错线分布以降低应变能。 与柯氏气团比较,史氏气团形成很容易,不需要溶质原子的长程扩散,也 不需要溶质原子的富集,只是通过碳原子在晶胞内的简单跳动,扩散距离只 是点阵常数的一半。 史氏气团对位错的运动阻力和柯氏气团得差不多。
固溶强化的原理

固溶强化的原理
固溶强化是一种常用的金属材料强化方法,它通过溶质原子溶解在基体晶格中,形成固溶体,从而提高材料的硬度和强度。
固溶强化的原理主要包括固溶体形成、固溶体强化和固溶体稳定性三个方面。
首先,固溶体形成是固溶强化的基础。
当溶质原子加入到基体晶格中时,它们
会与基体原子发生相互作用,形成固溶体。
这种固溶体的形成会改变原始材料的晶体结构,从而影响材料的力学性能。
固溶体形成的过程需要考虑溶质原子与基体原子的尺寸差异、电负性差异以及晶格不匹配等因素。
其次,固溶体强化是固溶强化的关键。
固溶体形成后,溶质原子会扩散到晶格
中的缺陷位置,形成固溶体的位错,从而阻碍位错的移动和扩散,提高材料的抗变形能力。
此外,溶质原子与基体原子之间的相互作用也会增加材料的硬度和强度,使材料更加耐磨和耐腐蚀。
最后,固溶体稳定性是固溶强化的保证。
固溶体在高温下容易发生析出和沉淀,从而降低固溶强化的效果。
因此,固溶体的稳定性对于材料的性能至关重要。
为了提高固溶体的稳定性,可以通过合金元素的选择、固溶体的退火处理以及固溶体的再强化等方法来实现。
总的来说,固溶强化通过固溶体的形成、固溶体的强化和固溶体的稳定性来提
高材料的力学性能,是一种重要的材料强化方法。
在实际应用中,我们需要充分理解固溶强化的原理,合理选择合金元素,优化热处理工艺,以实现材料性能的最大化。
同时,固溶强化也为材料的设计和制备提供了重要的理论基础,对于材料工程领域具有重要的意义。
金属材料与热处理第六章答案

1 滑移与孪生的区别及它们在塑性变形过程中的作用。
答:滑移与孪生的区别:(1)滑移是晶体两部分发生相对滑动,不改变晶体位向,孪生是晶体一部分相对另一部分发生均匀切变,发生位向的改变,孪生面两侧原子呈镜面对称。
(2)滑移面上的原子移动的距离是原子间距的整数倍,而孪生方向移动的原子不是原子间距的整数倍。
(3)滑移是个缓慢的过程,孪生产生速度极快。
(4)滑移是在晶体内各晶粒内部产生不均匀,而孪生在整个孪生区内部都是均匀的切变。
作用:晶体产生塑性变形过程主要依靠滑移机制来完成的;孪生所需的临界应力要高很多,对塑性变形的贡献比滑移小得多,但孪生改变了部分晶体的空间取向,使原来处于不利取向的滑移系转变为新的有利取向,激发晶体滑移。
2面心立方、体心立方、密排六方金属的主要塑性变形方式是什么?温度、变形速度对其有何影响?铝、铁、鎂中哪种金属的塑性最好?哪种最差?答:面心立方、体心立方有较多的滑移系,塑性变形以滑移为主,而密排六方金属对称性低,滑移系少,塑性变形方式主要是孪生。
变形温度越高,滑移越容易,孪生产生的几率越小,反之变形温度越高,滑移越困难,产生孪晶的几率越大。
变形速度越大,滑移常来不及产生足够大的变形,因此导致切应力增大,产生孪晶的几率也增大。
铝为面心立方结构、铁为体心立方结构、镁为密排六方结构,因此铝的塑性最好,镁的塑性最差。
3绘图说明常见fcc、bcc结构金属的滑移系有哪些?这两种晶体结构的密排面、密排方向是哪些?与滑移系之间有何关系?答:FCC晶格:滑移面就是最密排面:{111}包括(111), (111), (111), (111);滑移方向就是最密排方向:〈110〉每个滑移面上有三个,如图中箭头所示。
一个滑移面与滑移面上的一个滑移方向构成一个滑移系,因此滑移系数: 4×3=12BCC晶格:滑移面:{110}(110), (011), (101), (110), (011), (101)共6个滑移方向:〈111〉,每个滑移面上两个,如图箭头所示。
材料科学基础 第6章 材料的塑性变形与再结晶

两三个晶粒的拉伸试验表明:晶界处 的变形能力差,呈竹节状
2)晶界对材料的强化作用机理
晶界对材料的强化作用是通过晶界对位错 的阻塞作用实现的。塑性变形是通过位错在滑 移面上的滑移产生的,晶界可以阻止位错的滑 移,因此位错在晶界处形成阻塞,位错处阻塞 位错的数量越多,对位错源形成位错的反作用 力越大,当增大的某一数值,位错源停止形成 新的位错,因此滑移面停止进行,要使相邻晶 粒发生滑移须增大外应力,以启动其位错源动 作。这就是晶界的强化作用。
滑移方向 〈110〉 〈110〉
〈111〉
〈111〉 〈111〉 〈111〉 〈111〉 〈1120〉 〈1120〉 〈1123〉 〈1120〉 〈1120〉 〈1010〉 〈1120〉 〈1120〉 〈1120〉 〈1120〉
3.位错滑移时受到的点阵阻力
由于原子排列的周 期性,位错在滑移过程 中,位错中心的能量将 发生周期性变化,当位 错从位置1移动到位置2 时需要越过一个势垒, 即阻力,其大小如右图 所示。
切应力
2.晶体结构引起的加工硬化曲线的差异
6.1.2多晶体的塑性变形
通常使用的材料多为多晶材料,多晶材料变形 有以下特点: ①每个晶粒的变形行为方式与其单晶相同; ②每个晶粒的变形受其周围晶粒的影响;主要涉及 到晶粒之间的方位及取向关系; ③整个材料体的变形是通过各晶粒变形相互配合与 协调实现的。 因此多晶材料的屈服强度明显高于同类材料的 单晶体;并且晶粒越细,强度越高。
0 10 20 40 60 80 276 497 566 593 607 662
抗拉强度 (Mpa)
456 518 580 656 704 792
延伸率 断面收缩率 (% ) (% )
34 20 17 16 14 7 70 65 63 60 54 26
固溶强化原理

固溶强化原理
固溶强化是一种常见的金属材料强化方法,通过固态溶解小的合金元素在金属基体中,改变材料的组织结构和性能,达到提高材料强度、硬度和耐腐蚀性的目的。
固溶强化的原理主要包括以下几个方面:
1. 固溶体的形成:通过合金元素在金属基体中的溶解,形成均匀分布的固溶体团簇。
这些团簇会阻碍晶体的位错滑移和晶间滑移,增加了材料的屈服强度和抗变形能力。
2. 基体固溶体的稳定性:固溶体的形成会导致基体晶体的变形和畸变,增加了晶界和位错的能量,从而提高了材料的韧性和抗应力松弛性。
3. 溶质元素的强化效应:溶质元素通过形成团簇、固溶体弥散或析出细化析出物等方式,影响晶体界面的能量和形态。
这些效应可以阻碍位错移动,并限制晶界扩散,进而提高材料的强度和硬度。
4. 相互作用效应:可通过固溶强化增加材料的化学稳定性、耐热性和耐腐蚀性。
合金元素能与基体元素形成化学键和相互作用,改善材料的抗氧化性能、抗腐蚀性能和高温稳定性。
总之,固溶强化主要通过固溶体的形成和溶质元素的强化效应改变材料的组织结构和性能,提高材料的强度、硬度和耐腐蚀性能。
这种强化方法在金属材料的设计和制备中具有重要的应用价值。
机械工程材料及热加工工艺试题及答案

机械工程材料及热加工工艺试题及答案一、名词解释:1、固溶强化:固溶体溶入溶质后强度、硬度提高,塑性韧性下降现象。
2、加工硬化:金属塑性变形后,强度硬度提高的现象。
2、合金强化:在钢液中有选择地加入合金元素,提高材料强度和硬度4、热处理:钢在固态下通过加热、保温、冷却改变钢的组织结构从而获得所需性能的一种工艺。
5、细晶强化:晶粒尺寸通过细化处理,使得金属强度提高的方法。
二、选择适宜材料并说明常用的热处理方法名称机床床身汽车后桥齿轮候选材料T10A,KTZ450-06,HT20040Cr,20CrMnTi,60Si2Mn选用材料HT20020CrMnTi热处理方法时效渗碳+淬火+低温回火最终组织P+F+G片表面Cm+M+A’心部F+MCm+M+A’Cm+M+A’T回Cm+M+A’F+Pa+SnSbAS回+G球滚动轴承GCr15,Cr12,QT600-2GCr15球化退火+淬火+低温回火锉刀9SiCr,T12,W18Cr4VT12球化退火+淬火+低温回火汽车板簧钻头桥梁滑动轴承耐酸容器发动机曲轴45,60Si2Mn,T10W18Cr4V,65Mn,201Cr13,16Mn,Q195H70,ZSnSb11Cu6,T860Si2MnW18Cr4V16Mn,ZSnSb1 1Cu6淬火+中温回火淬火+低温回火不热处理不热处理固溶处理等温淬火+高温回火Q235,1Cr18Ni9Ti,ZGMn131Cr18Ni9TiQT600-3,45,ZL101QT600-3三、(20分)车床主轴要求轴颈部位硬度为HRC54—58,其余地方为HRC20—25,其加工路线为:下料锻造正火机加工调质机加工(精)轴颈表面淬火低温回火磨加工指出:1、主轴应用的材料:45钢2、正火的目的和大致热处理工艺细化晶粒,消除应力;加热到Ac3+50℃保温一段时间空冷3、调质目的和大致热处理工艺强度硬度塑性韧性达到良好配合淬火+高温回火4、表面淬火目的提高轴颈表面硬度5.低温回火目的和轴颈表面和心部组织。
固溶强化名词解释

固溶强化名词解释固溶强化是指通过固溶处理能够改变材料的性能和性质。
固溶是指将溶质原子或离子溶解在溶剂中形成固溶体。
在固溶体中,溶质原子或离子与基体晶格发生相互作用,产生固溶强化效应。
固溶强化可以通过改变材料的晶体结构、晶粒尺寸、晶界、位错等来改善材料的硬度、强度、耐蚀性和耐磨性等性能。
固溶强化的主要机制包括固溶体强化、析出强化和晶粒尺寸强化等。
固溶体强化是指溶质原子或离子进入基体晶格中,引起晶格畸变、固溶体极化和原子间相互作用等效应,从而提高材料的硬度和强度。
析出强化是指在固溶体中析出一定的溶质原子或离子形成分散的相,使材料的硬度和强度增加。
晶粒尺寸强化是指通过控制固溶体的晶粒尺寸,提高晶界密度,从而增强材料的硬度和强度。
固溶强化可以应用于不同材料体系,包括金属材料、陶瓷材料和复合材料等。
在金属材料中,固溶强化常常用于提高材料的强度、硬度和耐蚀性等性能。
在陶瓷材料中,固溶强化可以改善材料的断裂韧性和抗磨性。
在复合材料中,固溶强化可以提高材料的界面结合强度和耐热性。
固溶强化还可以应用于材料的表面改性,例如通过固溶处理和热处理来提高材料的表面硬度和耐蚀性。
固溶强化还可以通过不同的工艺和方法实现。
常用的固溶强化方法包括热处理、快速凝固、机械合金化、等离子溅射和原子沉积等。
这些方法可以改变材料的组织结构、相变行为和晶粒尺寸,从而达到固溶强化的效果。
总之,固溶强化是一种通过固溶处理来改变材料性能和性质的方法。
它可以应用于不同材料体系,包括金属材料、陶瓷材料和复合材料等。
固溶强化可以通过不同的机制和方法实现,例如固溶体强化、析出强化和晶粒尺寸强化等。
固溶强化具有很大的应用潜力,可以用于材料的加工、制备和改性等领域。
固溶强化

固溶体强化的机制:
溶入固溶体中的溶质原子造成晶 格畸变,晶格畸变增大了位错运 动的阻力,使滑移难以进行,从 而使合金固溶体的强度与硬度增 加。
合金组元溶入基体金属的晶格形成固溶体后,仅使晶格发生 畸变,同时使位错密度增加。畸变产生的应力场与位错周围 的弹性应力场交互作用,使合金组元的原子聚集在位错线周 围形成“柯式气团”。位错滑移时必须克服气团的钉扎作用, 带着气团一起滑移或从气团里挣脱出来,使位错滑移所需的 切应力增大
3、固溶强化与固溶处理的区别 固溶强化是碳在晶格中溶解,让晶格产生畸变 ,来提高强度,而固溶处理只是在奥氏体中溶入 合金元素,在室温下得到奥氏体的过程
。
结束语 当基体中溶质元素含量很少时,固溶体性能与溶剂金属性能 基本相同。但随溶质元素含量的增多,溶质原子进入溶剂晶格 的间隙或结点,使晶格发生畸变,使固溶体硬度和强度升高。 适当控制溶质含量,可明显提高强度和硬度,同时仍能保证 足够高的塑性和韧性,所以说固溶体一般具有较好的综合力学 性能。因此要求有综合力学性能的结构材料,几乎都以固溶体 作为基本相。这就是固溶强化成为一种重要强化方法,在工业 生产中得以广泛应用的原因。
合金组元与基体金属的原子尺寸差异对固溶强化效 果起主要作用。原子尺寸差异越大, 则替代固溶体 的强化效果越好。此外, 电化学性能的差异和弹性 模量的差异对固溶强化效果也有一定影响。
对同一种固溶体,强度随浓度增加呈曲线关系升高,见图1。在 浓度较低时,强度升高较快,以后渐趋平缓,大约在原子分数为 50%时达到极大值。以普通黄铜为例:H96的含锌量为4%,σb为 240MPa,与纯铜相比其强度增加91.1%;H90的含锌量为10%,σb 为260MPa,与H96相比强度仅提高81.3%
图1 Cu2Ni固属,在浓度相同时,形成间隙固溶体较形成 替代固溶体的强化效果更好,这是由于间隙固溶体的晶 格畸变更为严重之故,见表2。但由于间隙固溶体的溶解 度一般较小,其总的强化效果不大。
第6章 固溶强化

柯氏气团——刃型位错与溶质原子的交互作用。 溶质原子在基体中产生球对称的畸变。 位错有正应力分量。 间隙溶质原子与刃型位错的弹性交互作用比置换溶质原子的大。 柯氏气团的结构——稀释气团和饱和气团 稀释气团——溶质原子的浓度服从麦克斯韦-玻尔兹曼分布。稀释气团
u( R, ) C ( R, ) C0 exp ,式中,C0 溶质的平均浓度;u( R, ) 交互作用能。 kT
面心 与体心立方金属的流变应力 体心立方金属单晶体(Nb):滑移的临界切应力随温度变化强烈 温度升高到某一温度(423K)时易滑移阶段消失 第二阶段硬化率不随温度变化 面心立方金属单晶体(Cu):滑移的临界切应力几乎不随温度而变化 第二阶段硬化率随温度而变化 由于上述差别,它们的拉伸塑性随温度的变化不同: 体心立方金属:温度降低,塑性减少 ;面心立方金属:温度降低,塑性反而增加
*极轴位错机制可解释孪晶的高生长速率和孪晶形核需要的较高应力,但极轴位错机制未在电镜中得到证实。
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⑵面心立方晶体的孪晶变形过程 孪晶系{111}〈112〉。孪晶面就是滑移面,其上肖克莱位错a/6[112]的运动 就可产生孪晶,如下图:(111)上有柏氏矢量为a/6[112]的位错,在各层上面移 动,就形成了孪晶。 面心立方晶体的孪晶也可照极轴位错机制的方式产生,在[111]方向有一极轴 位错, b=a/3[111](螺位错),肖克莱位错a/6[112 ]绕其连续运动,也可产生孪晶。
第五节 温度和应变速率对流变应力的影响
流变应力的组成 流变应力随温度升高或应变速率降低而减小.温度达到某一临界值后,流变应力不在变化。 ⑴流变应力的组成
流变应力由两部分组成:与温度有关的分量τ* 和与温度无关的分量τ G τ=τ* +τ G 当温度超过超过临界温度TC 后,τ* =0,τ=τ G τ*取决于位错运动受到的短程障碍。如螺位错与林位错交截后产生的割阶的攀移。 τ G 取决于位错运动受到的长程障碍。平行位错间的相互作用。 当温度超过超过临界温度TC 后,τ* =0,τTC时,随着温度的降低,τ*增加,在0K时最大τ* (0),此时没有热涨落了。
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可见,稀释气团只能在较高温度下存在,随温度的降低,在位错附近 的溶质浓度会越来越多,当C=1时,由稀释气团转化为饱和气团,对应的 温度为TC。 问题: 为什么会形成饱和气团? 问题:⑴为什么会形成饱和气团? 形成饱和气团的溶质原子的含量? ⑵形成饱和气团的溶质原子的含量?
个位错, 作用下, 设:塞积群中有n个位错,在外力 作用下,晶界对领先位错的作用力 B,则 塞积群中有 个位错 在外力τ作用下 晶界对领先位错的作用力τ ,
τB=nτ n
可知在外力τ作用下在晶界附近引起的应力集中是外力 的 倍 可知在外力 作用下在晶界附近引起的应力集中是外力τ的n倍。 作用下在晶界附近引起的应力集中是外力 塞积位错产生的应力集中的作用: 塞积位错产生的应力集中的作用: 激发相邻晶粒位错源的开动, ①激发相邻晶粒位错源的开动,使变形由一个晶粒传播到另一个晶粒 达到临界切应力τ 当τB在相邻晶粒滑移方向上的分切应力 达到临界切应力 c时,相 邻晶粒的位错源开动。 邻晶粒的位错源开动。 产生生解理裂纹,松弛应力。 ②产生生解理裂纹,松弛应力。 ⑵晶界发射位错 晶界除了阻碍位错运动造成位错塞集外,还可以自身发射位错。 晶界除了阻碍位错运动造成位错塞集外,还可以自身发射位错。
孪晶变形机制 极轴位错机制----在孪晶面上的可动不全位错绕 极轴位错机制 在孪晶面上的可动不全位错绕 一极轴位错连续扫过平行的孪晶面。 一极轴位错连续扫过平行的孪晶面。 ⑴体心立方晶体的孪晶变形过程 孪晶系{112}〈111〉。在各 上有柏氏矢量为1/6[111]的位错,在各层 的位错, 孪晶系 〈 〉 在各{112}上有柏氏矢量为 上有柏氏矢量为 的位错 上面移动,就形成了孪晶,如下图:可动位错1/6[111],极轴位错在孪晶面 上面移动,就形成了孪晶,如下图:可动位错 , 法线上的分量为a/6[121],等于孪晶面的面间距 。 法线上的分量为 ,
面心 与体心立方金属的流变应力 体心立方金属单晶体(Nb):滑移的临界切应力随温度变化强烈 体心立方金属单晶体 : 温度升高到某一温度(423K)时易滑移阶段消失 第二阶段硬化率不随温度变化 面心立方金属单晶体(Cu):滑移的临界切应力几乎不随温度而变化 面心立方金属单晶体 : 第二阶段硬化率随温度而变化 由于上述差别,它们的拉伸塑性随温度的变化不同 它们的拉伸塑性随温度的变化不同: 由于上述差别 它们的拉伸塑性随温度的变化不同 体心立方金属:温度降低,塑性减少 ;面心立方金属 面心立方金属:温度降低,塑性反而增加 体心立方金属 面心立方金属
史氏(Snock)气团 气团 史氏
史氏气团——体心立方金属中的间隙溶质原子与螺位错的弹性交互作用。 体心立方金属中的间隙溶质原子与螺位错的弹性交互作用。 史氏气团 体心立方金属中的间隙溶质原子与螺位错的弹性交互作用 体心立方金属中的间隙溶质原子在基体中产生非对称的畸变。 体心立方金属中的间隙溶质原子在基体中产生非对称的畸变。 在螺位错的切应力作用下,间隙溶质原子沿位错线分布以降低应变能。 在螺位错的切应力作用下,间隙溶质原子沿位错线分布以降低应变能。 与柯氏气团比较,史氏气团形成很容易,不需要溶质原子的长程扩散, 与柯氏气团比较,史氏气团形成很容易,不需要溶质原子的长程扩散,也 不需要溶质原子的富集,只是通过碳原子在晶胞内的简单跳动,扩散距离只 不需要溶质原子的富集,只是通过碳原子在晶胞内的简单跳动, 是点阵常数的一半。 是点阵常数的一半。 史氏气团对位错的运动阻力和柯氏气团得差不多。 史氏气团对位错的运动阻力和柯氏气团得差不多。
柯氏气团——刃型位错与溶质原子的交互作用。 刃型位错与溶质原子的交互作用。 柯氏气团 刃型位错与溶质原子的交互作用 溶质原子在基体中产生球对称的畸变。 溶质原子在基体中产生球对称的畸变。 位错有正应力分量。 位错有正应力分量。 间隙溶质原子与刃型位错的弹性交互作用比置换溶质原子的大。 间隙溶质原子与刃型位错的弹性交互作用比置换溶质原子的大。 柯氏气团的结构——稀释气团和饱和气团 柯氏气团的结构 稀释气团和饱和气团 稀释气团——溶质原子的浓度服从麦克斯韦 玻尔兹曼分布。稀释气团 溶质原子的浓度服从麦克斯韦-玻尔兹曼分布 稀释气团 溶质原子的浓度服从麦克斯韦 玻尔兹曼分布。
第ห้องสมุดไป่ตู้章 固溶强化
固溶强化——溶质原子和位错的交互作用. 溶质原子和位错的交互作用. 固溶强化 溶质原子和位错的交互作用 交互作用的性质——有弹性的、化学的 有弹性的、 交互作用的性质 有弹性的 电性的和几何的。 电性的和几何的。 主要内容——溶质原子与位错的弹性交互作用。 主要内容 溶质原子与位错的弹性交互作用。
第三节 单晶体的滑移变形
密排六方( 密排六方(hcp)晶体金属的滑移 晶体金属的滑移 ⑴理想的密排六方(hcp)晶体(c/a=1.633)的滑移系:(0001)<1120> ⑵ c/a接近或大于1.633的密排六方金属(Mg(1.624);Zn(1.856);Cd(1.885))的滑移系: (0001)<1120>.滑移系少,加工硬化速率低. 加工硬化速率低. 加工硬化速率低 ⑶ c/a小于1.633的密排六方金属(Ti(1.587);Zr(1.5) ))的滑移系: 基面已不是唯一的密排面, 棱柱面{1010}和棱 锥面{1011}密排程 {1011} 度与基面相近.棱柱面和 棱锥面也是滑移面,滑移 方向不变<1120>. 滑移系多,加工硬化速率大. 加工硬化速率大. 加工硬化速率大
面心立方(fcc)晶体金属的滑移 晶体金属的滑移 面心立方 滑移面: 滑移面:{111};滑移方向:〈110〉 ;滑移方向: 〉 特点:滑移系多,可进行单滑移、双滑移或多滑移,取决于外力轴的取向. 特点:滑移系多,可进行单滑移、双滑移或多滑移,取决于外力轴的取向.
体心立方(bcc)晶体金属的滑移 晶体金属的滑移 体心立方 滑移面: 滑移面:{110}、{112}、{123};滑移方向:〈111〉 、 、 ;滑移方向: 〉
第六节 孪生变形
形变孪晶在塑性变形中的作用 一般很难产生孪生变形,如纯铜在4K下才发生孪生变 ⑴面心立方金属 形。但低层错能的面心立方金属,如不锈钢、高锰钢等在室温下变形,可出 现大量的孪晶。 ⑵体心立方和密排六方金属 密排六方金属独立滑移系只有2个,为了协调变形,一般滑移和孪晶同时进行。 体心立方金属,在冲击载荷及低温时易发生孪晶变形。 ⑶孪晶变形的特点 临界切应力随温度升高而增加; 在给定温度下, ①临界切应力随温度升高而增加;②在给定温度下,增加应变速率使流变应力 减少; 加工硬化率随温度升高而增加; 引起很高的加工硬化率, 减少;③加工硬化率随温度升高而增加;④引起很高的加工硬化率,由此带来高 的均匀伸长率。 的均匀伸长率。 孪晶的形核与生长 ⑴细晶粒阻碍孪晶的产生:①孪晶形核需要有高的应力集中,而细晶粒产生的应 细晶粒阻碍孪晶的产生: 孪晶形核需要有高的应力集中, 力较小; 晶界是孪晶生长的障碍。 力较小;②晶界是孪晶生长的障碍。 集中区形核, ⑵孪晶在高应力 集中区形核,形核速度极快 孪晶在低应力下生长,应力-应变曲线上呈锯齿状 ⑶孪晶在低应力下生长,应力 应变曲线上呈锯齿状
动态应变时效——变形中产生时效的现象。当温度足够高时,溶质原子和位 变形中产生时效的现象。当温度足够高时, 动态应变时效 变形中产生时效的现象 错的交互作用可以在变形过程中发生。 错的交互作用可以在变形过程中发生。 发生在一定的温度范围,温度范围随应变速率的增加而上移。 发生在一定的温度范围,温度范围随应变速率的增加而上移。 动态应变时效的特点 ⑴
第四节 多晶体的变形
影响多晶体变形的两个因素:晶界和晶体( 影响多晶体变形的两个因素:晶界和晶体(粒)位向 晶体位向的影响 晶粒间变形要协调,至少应有5个独立的滑移系 个独立的滑移系。 晶粒间变形要协调,至少应有 个独立的滑移系。 面心和体心立方金属滑移系多可满足要求5个独立的滑移系的变形协调条件 个独立的滑移系的变形协调条件。 面心和体心立方金属滑移系多可满足要求 个独立的滑移系的变形协调条件。 密排六方金属滑移系少,为了实现变形协调: 密排六方金属滑移系少,为了实现变形协调 柱面和棱锥面参与滑移; ⑴柱面和棱锥面参与滑移;⑵产生孪生变形 晶界的影响 ⑴位错在晶界上的塞积 位错运动受到晶界的阻止,在晶界前塞积,形成塞积群。 位错运动受到晶界的阻止,在晶界前塞积,形成塞积群。位错在塞积群中的 分布是不均匀的,离晶界越近排列越密。 分布是不均匀的,离晶界越近排列越密。 塞积群的长度L等于晶粒直径 的一半: 等于晶粒直径D的一半 塞积群的长度 等于晶粒直径 的一半:L=D/2
动态应变时效
气团对运动位错的拖曳 影响拖曳力的因素: 影响拖曳力的因素: 位错运动速度:由图a可知 位错运动的速度很高或很低时,拖曳力都是很小的 可知, 拖曳力都是很小的。 位错运动速度:由图 可知,位错运动的速度很高或很低时 拖曳力都是很小的。位 错运动的速度很高,溶质原子的扩散速率跟不上位错的运动, 来不及形成气团; 错运动的速度很高,溶质原子的扩散速率跟不上位错的运动 来不及形成气团;位错 运动的速度很低时,位错与溶质原子形成一稳定的低能结构,不产生拖曳力。 运动的速度很低时,位错与溶质原子形成一稳定的低能结构,不产生拖曳力。当位错 以某一速度V运动时 气团中心落后于位错一定距离时,才产生拖曳力。 运动时, 以某一速度 运动时,气团中心落后于位错一定距离时,才产生拖曳力。 当位错运动的速度V 与气团迁移的速度相等时,拖曳力最大。 当位错运动的速度 C与气团迁移的速度相等时,拖曳力最大。 温度:温度升高,溶质原子的扩散速率增加, 也越高,但最大拖曳力不变(图 。 温度:温度升高,溶质原子的扩散速率增加,VC也越高,但最大拖曳力不变 图b)。 应变速率:拖曳力与应变速率的关系类似于和位错运动速度的关系(图 。 应变速率:拖曳力与应变速率的关系类似于和位错运动速度的关系 图c)。 应变速率恒定时,由于提高应变速率和降低温度对拖曳力影响效果一 样,拖曳力和 应变速率恒定时, 温度的关系如图d。 温度的关系如图d。