Ｃｕ?２．７％Ａｌ２Ｏ３弥散强化铜合金的微观组织和力学性能研究 ① 向紫琪，雷一前，肖一柱，庞一咏 （中南大学材料科学与工程学院，湖南长沙４１００８３）摘一要：研究了Ｃｕ?２．７％Ａｌ２Ｏ３弥散强化铜（ＡＤＳＣ）合金的微观组织和力学性能三研究表明，纳米级的Ａｌ２Ｏ３弥散分布在铜基体中，多数为近球形，在晶界处有部分粗大的Ａｌ２Ｏ３粒子存在三Ａｌ２Ｏ３粒子与位错的交互作用以及霍尔?佩奇机制的贡献占其室温屈服强度的９０％，高温下合金的强度主要与Ａｌ２Ｏ３粒子对位错的强烈钉扎以及对晶界和亚晶界滑动的阻碍作用有关三该合金的室温抗拉强度超过了５６０ＭＰａ，７００?下的强度几乎与纯铜在室温下的强度相当三不同温度下的拉伸断口分析表明，弥散强化铜（ＡＤＳＣ）合金的塑性随温度升高逐渐降低三该合金的可加工性能优良，旋锻加工后，垂直于加工方向的晶粒进一步细化，平行于加工方向的纤维组织进一步拉长，横向和纵向硬度值均在１６０?５Ｈｖ范围内三 关键词：Ｃｕ－Ａｌ２Ｏ３弥散铜合金；微观组织；力学性能；强化机制 中图分类号：ＴＧ１４６．１文献标识码：Ａｄｏｉ：１０．３９６９／ｊ．ｉｓｓｎ．０２５３－６０９９．２０１４．０６．０３２ 文章编号：０２５３－６０９９（２０１４）０６－０１３２－０５ＩｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｏｎｔｈｅＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＣｕ?２．７％Ａｌ２Ｏ３ＤｉｓｐｅｒｓｉｏｎＳｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄＣｏｐｐｅｒＡｌｌｏｙＸＩＡＮＧＺｉ?ｑｉ，ＬＥＩＱｉａｎ，ＸＩＡＯＺｈｕ，ＰＡＮＧＹｏｎｇ（ＳｃｈｏｏｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＣｅｎｔｒａｌＳｏｕｔｈＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ４１００８３，Ｈｕｎａｎ，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：ＴｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＣｕ?２．７％Ａｌ２Ｏ３ｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄｃｏｐｐｅｒ（ＡＤＳＣ）ａｌｌｏｙｗｅｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｉｎｄｉｃａｔｅｄｔｈａｔｎａｎｏ?Ａｌ２Ｏ３ｐａｒｔｉｃｌｅｓ，ｍｏｓｔｏｆｗｈｉｃｈａｒｅｎｅａｒｌｙｓｐｈｅｒｉｃａｌ，ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅｌｙｄｉｓｔｒｉｂｕｔｅｄｉｎｔｈｅｍａｔｒｉｘｃｏｐｐｅｒ，ｗｉｔｈｓｏｍｅｃｏａｒｓｅｏｎｅｓｄｉｓｔｒｉｂｕｔｅｄａｔｔｈｅｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ．ＴｈｅｓｔｒｅｎｇｔｈｃｏｎｔｒｉｂｕｔｅｄｂｙｔｈｅｉｎｔｅｒａｃｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓｗｉｔｈＡｌ２Ｏ３ｐａｒｔｉｃｌｅｓａｎｄＨａｌｌ?Ｐｅｔｃｈｍｅｃｈａｎｉｓｍａｃｃｏｕｎｔｅｄｆｏｒ９０％ｏｆｔｈｅｙｉｅｌｄｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆｔｈｅａｌｌｏｙａｔｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．Ｔｈｅｈｉｇｈ?ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆｔｈｅａｌｌｏｙｗａｓａｔｔｒｉｂｕｔｅｄｔｏｔｈｅｓｔｒｏｎｇｐｉｎｎｉｎｇｅｆｆｅｃｔｏｆｔｈｅａｌｕｍｉｎａｐａｒｔｉｃｌｅｓｏｎｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓａｎｄｔｈｅｉｍｐｅｄｉｍｅｎｔｔｏｔｈｅｓｌｉｄｉｎｇｏｆｇｒａｉｎａｎｄｓｕｂ?ｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ．Ｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆｔｈｅａｌｌｏｙｗａｓｏｖｅｒ５６０ＭＰａａｔｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，ａｎｄｔｈｅｓｔｒｅｎｇｔｈｗａｓａｌｍｏｓｔｅｑｕｉｖａｌｅｎｔｔｏｔｈａｔｏｆｐｕｒｅｃｏｐｐｅｒａｔ７００?．ＡｎａｌｙｓｉｓｏｆｔｅｎｓｉｌｅｆｒａｃｔｕｒｅａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓｉｎｄｉｃａｔｅｄｔｈａｔｔｈｅｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｏｆＡＤＳＣａｌｌｏｙｄｅｃｒｅａｓｅｄｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｉｎｇｏｆｔｅｓｔｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．ＴｈｅＡＤＳＣａｌｌｏｙｏｂｔａｉｎｅｄｅｘｃｅｌｌｅｎｔｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙ．Ａｆｔｅｒｒｏｔａｒｙｓｗａｇｉｎｇｏｐｅｒａｔｉｏｎ，ｔｈｅｇｒａｉｎｓｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒｔｏｔｈｅｍａｃｈｉｎｉｎｇｄｉｒｅｃｔｉｏｎｗｅｒｅｆｕｒｔｈｅｒｒｅｆｉｎｅｄ，ｗｈｉｌｅｔｈｅｆｉｂｒｏｕｓｔｉｓｓｕｅｐａｒａｌｌｅｌｔｏｔｈｅｍａｃｈｉｎｉｎｇｄｉｒｅｃｔｉｏｎｗａｓｆｕｒｔｈｅｒｅｌｏｎｇａｔｅｄ，ｒｅｓｕｌｔｉｎｇｉｎｔｈｅｈｏｒｉｚｏｎｔａｌａｎｄｖｅｒｔｉｃａｌｈａｒｄｎｅｓｓｖａｌｕｅｓｗｉｔｈｉｎ１６０?５Ｈｖ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：Ｃｕ?Ａｌ２Ｏ３ｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄｃｏｐｐｅｒａｌｌｏｙ（ＡＤＳＣ）；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ；ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｙ；ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍ 一一Ｃｕ?Ａｌ２Ｏ３弥散强化铜（ＡＤＳＣ）合金因具有高强度 和优良的抗高温蠕变性能而引起广泛关注三Ａｌ２Ｏ３粒 子强化相弥散地分布在铜基体中，具有高温稳定性，即 使在铜的熔点附近也不发生熔化或粗化，能够有效钉 扎位错运动和阻碍晶界滑移，从而扩大了铜合金的应 用领域［１－２］三目前，在国外，Ｃｕ?Ａｌ２Ｏ３弥散强化铜主要 用来代替银基触头材料以及用作导电弹性材料，在集 成电路引线框架材料二微波管结构材料二导电剂点焊电极材料等领域也有广泛应用［３－４］三在国内，基于高强度二高导电性二高软化温度和高导热性的特点［５－６］，其应用范围主要涉及连铸钢结晶器二高强度电力线二电阻焊电极等方面三迄今，对Ｃｕ?Ａｌ２Ｏ３弥散强化铜合金的制备方法和再结晶行为都有了深入的研究［７－１０］三Ｔｉａｎ等人［１１］通①收稿日期：２０１４－０６－２７基金项目：国家自然科学基金（５１２７１２０３） 作者简介：向紫琪（１９８８－），男，湖南娄底人，硕士研究生，主要研究弥散强化铜合金三第３４卷第６期２０１４年１２月矿一冶一工一程ＭＩＮＩＮＧＡＮＤＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧＶｏｌ．３４?６Ｄｅｃｅｍｂｅｒ２０１４
J I A N G S U U N I V E R S I T Y 材料强化与质量评定细晶强化的机理及其应用 Fine-grain strengthening mechanism and its application 学院名称：机械工程学院 专业班级：机械1402 学生姓名：XX 指导教师姓名：XX 指导教师职称：副教授 2015年8 月
细晶强化的机理及其应用 摘要：通常金属是由许多晶粒组成的多晶体，晶粒的大小可以用单位体积内晶粒的数目来表示，数目越多，晶粒越细。实验表明，在常温下的细晶粒金属比粗晶粒金属有更高的强度、硬度、塑性和韧性[1]。因此，在实际使用中，人们常用细晶强化的方法来提高金属的力学性能。 关键词：定义、细晶强化机制、细化晶粒本质与途径、细晶强化新方法Fine-grain strengthening mechanism and its application Abstract: polycrystal metal is usually composed of many grain, grain size can be used to represent the number of grain per unit volume, the more the number, grain is fine. Experiments show that the fine grained metal at room temperature than coarse grain metal has higher strength, hardness, plasticity and toughness . Therefore, in the practical use, people often use fine-grain strengthening method to increase mechanical properties of the metal. Keywords:definition, fine-grain strengthening mechanism, refining grain essence new methods and ways, fine-grain strengthening 1引言 通过细化晶粒而使金属材料力学性能提高的方法称为细晶强化[2]。 细晶强化机制包括提高塑性机制和提高强度机制。提高塑性的机制是：晶粒越细，在一定体积内的晶粒数目越多，则在同样塑性变形量下，变形分散在更多的晶粒内进行，变形较为均匀，且每个晶粒中塞积的位错少，因应力集中引起的开裂机会较少，有可能在断裂之前承受较大的变形量。提高强度的机制是[3]：晶界增多，而晶界上的原子排列不规则，杂质和缺陷多，能量较高，阻碍位错的通过。 细化晶粒本质[4]：形成足够多的晶核，使它们在尚未显著长大时便相互接触，完成结晶过程。
铝和铝合金的大气腐蚀 机理
1铝和铝合金的大气腐蚀机理 铝和铝合金的表面氧化膜是铝合金具有耐大气腐蚀性的主要原因.铝的氧化膜(γ- Al 2O 3)在室温的大气中就可以生成,而且非常迅速和致密,厚度为25~30.也就是说,氧化膜在 大气环境中具有自修复功能.若有水存在或者暴露在大气中几个月以后,最初形成的γ-Al 2O 3的外层转变为一薄层γ-AlOOH.然后,在γ-AlOOH 上又会覆盖上一层Al(OH)3(也可写 成Al 2O 3·3H 2O).从铝-水体系的电位-pH 图可知,Al(OH)3在较大的pH 范围内都会保持稳 定.Al(OH)3从pH=4开始溶解;当pH=2.4时,认为Al(OH)3会完全溶解(事实上,即使pH=2.0 时,铝表面的腐蚀类型仍然是孔蚀.).大部分的降雨、差不多所有的雾、表面蒸发浓缩的液层和铝表面小孔内的电解质都会使铝处于腐蚀状态.环境因素对铝的大气腐蚀的影响和其它金属相似,与环境大气的相对湿度、温度、大气中SO 2的浓度、Cl -的含量以及降水的数 量、酸度相关性较大,同时也受到O 3,NO x 及CO 2等污染组分的轻微影响.大气污染物通过干 湿沉降,使得金属表面存在着和大气中同样丰富的化学组分.暴露在大气中的铝合金表面可分为三层:铝合金及其氧化膜、腐蚀产物层和大气污染物形成的污染层或薄液膜.根据大气化学组分对铝和铝合金化学、电化学反应的不同及形成的腐蚀产物的性质不同,存在着不同的腐蚀机制. １.氯离子的存在是引起铝和铝合金大气腐蚀的重要原因.由于铝的氯化物具有可溶性,在户外暴露的铝表面上并没有大量的氯化物层存在,只有少量的氯离子进入到腐蚀产物层.Cl -通过竟争吸附,逐渐取代Al(OH)3表面上的OH -生成AlCl 3,如方程式(1)~(3)所示: Al(OH)3+Cl -→Al(OH)2Cl+OH -(1) Al(OH)2Cl+Cl -→Al(OH)Cl 2+OH -(2) Al(OH)Cl 2+Cl -→AlCl 3+OH -(3)
2012年1月内蒙古科技与经济Januar y2012 第1期总第251期Inner M o ngo lia Science T echnolo gy&Economy N o.1T o tal N o.251镁合金的强化处理方法研究X 丁亚茹,韩建民 (北京交通大学,北京 100080) 摘 要:研究了镁合金的强化处理方法。不同元素对镁的影响不同,通过加入不同的元素得到不同性能的镁合金;有些合金元素加入后形成固溶体,起到固溶强化。有些元素可析出第二相,起到第二相强化作用。 关键词:镁合金;固溶强化;第二相强化 中图分类号:T G166.4 文献标识码:A 文章编号:1007—6921(2012)01—0101—02 工业纯镁强度很低,不能满足在结构材料使用时的性能要求,那么,就要通过一些方法来提高镁的性能。其中,最常用的手段是可以通过合金元素的加入,起到固溶强化和析出强化来提高镁的性能。 1 合金元素的固溶强化 合金元素的固溶强化是指将镁基体中溶入合金化元素,所添加的合金元素原子替换晶格点阵上的镁原子,形成固溶体,引起晶格畸变使镁金属强化。 形成固溶体的基本条件:原子半径和镁相差小于15%,Li、Al、T i、Cr、Zn、Ge、Z r、Nb、Mo、P d、Ag、Cd、In、Sn、Sb、T e、Nd、W、Re、P t、Au、Hg、P b及Bi 等元素皆可与镁形成固溶体。 形成无限固溶体的条件:原子半径和镁相差小于15%、与镁具有相同的原子价、与镁的晶体结构相似,Cd和Z n可与镁元素形成无限固溶体[2]。 合金元素原子可以阻碍镁原子的自扩散,使镁合金的弹性模量增大,镁合金的熔点也随之增大,镁的抗蠕变性能升高。 2 合金元素的析出强化 位错和第二相交互作用形成第二相强化,一般情况下第二相强化比固溶强化效果更加显著。第二相强化可分为析出强化和弥散强化。析出强化是通过相变热处理获得的,也称沉淀强化;弥散强化是通过粉末烧结获得的。 2.1 析出强化[3] 析出强化是金属在过饱和固溶体中溶质原子产生偏聚,由之脱溶出微粒弥散分布于基体中而产生的一种强化。析出相阻碍了位错的滑移与运动,滑移位错间也可相互作用,阻碍彼此相对运动,从而提高了屈服强度。析出相还必须具有合适的尺寸、形状及物理性质,同时,与集基体间的界面性质也是关键因素。镁合金加入合金元素后会析出第二相,阻碍位错的滑移与运动,滑移位错间也可相互作用,阻碍彼此相对运动,从而提高了屈服强度。 起到析出强化作用的合金元素需要满足的条件:1高温下,合金化元素具有足够大的固溶度,且其固溶度随着温度的降低而减小。这样,随着温度的降低,才可逐渐析出第二相;o在基体中的合金化元素扩散速度不宜太快,这样可以减少位错的攀移;?镁的含量在析出相中所占比例足够大。在析出第二相时,镁元素析出的较多,合金用量降低。 2.2 弥散强化[4] 弥散强化的强化机制和析出强化相似,也是析出第二相,阻碍位错的滑移和攀升。析出强化的第二相是在固相中析出的,而弥散强化的析出相颗粒是在合金凝固过程中产生的,即从液相中析出。这些弥散强化相熔点高,且不溶于基体,具有优良的热力学稳定性。 在室温下,位错滑移受到弥散析出的颗粒相阻碍,将合金的性能提高;在高温下,析出相逐渐变得软化粗大,这就导致其失去了部分强化效果,却依然能阻止位错的移动,使合金依然具有较高的力学性能。 3 不同合金元素的强化作用[5] 3.1 铝元素 铝在固态镁合金中的溶解度较大,最大的固溶度可达到12.7%。温度改变时,铝的固溶度会随之改变,温度越低,固溶度越小,达到室温后,其固溶度只有2.0%左右。合金加入铝元素后,其可铸造性得以改善,进而铸件的强度得以提高。但是,晶界上析出了Mg17Al12,使合金的抗蠕变性能降低。特别是AZ91合金中Mg17A l12的析出量很高。铸造镁合金中,铝含量达到7%～9%。而变形镁合金中,铝含量一般可以控制在3%～5%。铝含量越高,耐腐蚀性越好,但应力腐蚀敏感性而增大。 3.2 锌元素 ? 101 ? X收稿日期:2011-11-28 作者简介:丁亚茹(1981-),女,内蒙古呼和浩特市,主要从事铝电解生产、氧化铝溶出等方面的研究。
弥散强化 各种热力机械(燃气轮机、喷气发动机、火箭)、宇航工业、原子能工业对耐热材料的要求很高。现在，飞机喷气发动机使用的耐热金属材料主要是镍基和钴基超合金，其主要强化机构是通过热处理析出第二相，但使用温度还是有一定限度的。钼基台金、铌等高熔点金属及其合金的高温强度是优越的，但抗氧化性差。弥散强化合金作为这二者中间的耐热材料有所希望得到应用。 金属化合物或氧化物用作高强度合金的第二相，比基体金属硬得多。在基体中渗入第二相的方法有好几种，最常见的是利用固溶体的脱溶沉淀，进行时效热处理，这就是沉淀强化；以后又发展了内氧化法、粉末冶金法，称为弥散强化。所谓弥散强化，就是使金属基体(金属或固溶体)中含有高度分散的第二相质点而达到提高强度的目的。虽然加入第二相的方法不同，但强化的机理却有共性，沉淀强化的情况更复杂。 一、弥散强化的机理 弥散强化机构的代表理论是位错理论。在弥散强化材料中，弥散相是位错线运动的障碍，位错线需要较大的应力才能克服障碍向前移动，所以弥散强化材料的强度高。位错理论有多种模型用以讨论屈服强度、硬化和蠕变。下面分析几种主要的位错理论模型。 1．屈服强度问题 (1)奥罗万机构 奥罗万机构的示意图如图7—23所示。 按照这个机构，位错线不能直接超过第二相粒子，但在外力下位错线可以环绕第二相粒子发生弯曲，最后在第二相粒子周围留下一个位错环而让位错通过。位错线的弯曲将会增加位错影响区的晶格畸变能，这就增加了位错线运动的阻力，使滑移抗力增大。 在切应力τ作用下，位错线和一系列障碍相遇将弯曲成圆弧形，圆弧的半径取决于位错所受作用力和线张力的平衡。在障碍处位错弯过角度θ(见图7-24)，障碍对具有柏氏矢量b 的位错的作用力F 将与位错的线张力T 保持平衡 θsin 2T F = 作为位错运动的障碍，第二相粒子显然比单个镕质原子要强，因此c θ(临界值)要大些。当2πθ=时，位错线成半圆形，作用于位错的力F 最大。 如果用线张力的近似值221Gb （G 是切变模量），临界切应力b F c λτmax =（λ是位错线
铝合金热处理原理 铝合金铸件的热处理就是选用某一热处理规范，控制加热速度升到某一相应温度下保温一定时间并以一定得速度冷却，改变其合金的组织，其主要目的是提高合金的力学性能，增强耐腐蚀性能，改善加工型能，获得尺寸的稳定性。 铝合金热处理特点 众所周知，对于含碳量较高的钢，经淬火后立即获得很高的硬度，而塑性则很低。然而对铝合金并不然，铝合金刚淬火后，强度与硬度并不立即升高，至于塑性非但没有下降，反而有所上升。但这种淬火后的合金，放置一段时间（如4～6昼夜后），强度和硬度会显著提高，而塑性则明显降低。淬火后铝合金的强度、硬度随时间增长而显著提高的现象，称为时效。时效可以在常温下发生，称自然时效，也可以在高于室温的某一温度范围（如100～200℃）内发生，称人工时效。 铝合金时效强化原理 铝合金的时效硬化是一个相当复杂的过程，它不仅决定于合金的组成、时效工艺，还取决于合金在生产过程中缩造成的缺陷，特别是空位、位错的数量和分布等。目前普遍认为时效硬化是溶质原子偏聚形成硬化区的结果。 铝合金在淬火加热时，合金中形成了空位，在淬火时，由于冷却快，这些空位来不及移出，便被“固定”在晶体内。这些在过饱和固溶体内的空位大多与溶质原子结合在一起。由于过饱和固溶体处于不稳定状态，必然向平衡状态转变，空位的存在，加速了溶质原子的扩散速度，因而加速了溶质原子的偏聚。 硬化区的大小和数量取决于淬火温度与淬火冷却速度。淬火温度越高，空位浓度越大，硬化区的数量也就越多，硬化区的尺寸减小。淬火冷却速度越大，固溶体内所固定的空位越多，有利于增加硬化区的数量，减小硬化区的尺寸。 沉淀硬化合金系的一个基本特征是随温度而变化的平衡固溶度，即随温度增加固溶度增加，大多数可热处理强化的的铝合金都符合这一条件。沉淀硬化所要求的溶解度－温度关系，可用铝铜系的Al－4Cu 合金说明合金时效的组成和结构的变化。图3－1铝铜系富铝部分的二元相图，在548℃进行共晶转变L→α＋θ（Al2Cu）。铜在α相中的极限溶解度5.65％（548℃），随着温度的下降，固溶度急剧减小，室温下约为0.05％。 在时效热处理过程中，该合金组织有以下几个变化过程： 形成溶质原子偏聚区－G·P（Ⅰ）区 在新淬火状态的过饱和固溶体中，铜原子在铝晶格中的分布是任意的、无序的。时效初期，即时效温度低或时效时间短时，铜原子在铝基体上的某些晶面上聚集，形成溶质原子偏聚区，称G·P（Ⅰ）区。G·P（Ⅰ）区与基体α保持共格关系，这些聚合体构成了提高抗变形的共格应变区，故使合金的强度、硬度升高。 G·P区有序化－形成G·P（Ⅱ）区 随着时效温度升高或时效时间延长，铜原子继续偏聚并发生有序化，即形成G·P（Ⅱ）区。它与基体α仍保持共格关系，但尺寸较G·P（Ⅰ）区大。它可视为中间过渡相，常用θ”表示。它比G·P（Ⅰ）区周围的畸变更大，对位错运动的阻碍进一步增大，因此时效强化作用更大，θ”相析出阶段为合金达到最大强化的阶段。 形成过渡相θ′ 随着时效过程的进一步发展，铜原子在G·P（Ⅱ）区继续偏聚，当铜原子与铝原子比为1：2时，形成过渡相θ′。由于θ′的点阵常数发生较大的变化，故当其形成时与基体共格关系开始破坏，即由完全共格变为局部共格，因此θ′相周围基体的共格畸变减弱，对位错运动的阻碍作用亦减小，表现在合金性能上硬度开始下降。由此可见，共格畸变的存在是造成合金时效强化的重要因素。 形成稳定的θ相 过渡相从铝基固溶体中完全脱溶，形成与基体有明显界面的独立的稳定相Al2Cu，称为θ相此时θ相与基体的共格关系完全破坏，并有自己独立的晶格，其畸变也随之消失，并随时效温度的提高或时间的
碳化物/氧化物弥散强化钨基合金的制备及性能研究聚变堆第一壁材料面临高热场、热应力场及强辐照场等严苛的服役环境,其综合服役性能的优劣关系到聚变装置能否安全运行。钨及钨基材料具有高熔点、高的溅射阈值和高热导率等优点,而被认为是最有希望的面向等离子体第一壁材料。 但是长期限制钨材料应用的主要问题在于:钨存在低温脆性(DBTT～400℃)、再结晶脆化以及辐照脆化、高温强度差等不足。为此,本文采用粉末冶金方法,结合了晶界净化与强化、纳米第二相氧化物/碳化物弥散强化和微合金化的基本原理,来制备高强/韧钨合金。 并发展了一条系统、创新的制备路径:从"由下而上"的小试样制备到"由上而下"发展可工程化应用的大块W合金。"由下而上"的制备工艺具有高效的特点,例如放电等离子烧结技术(SPS)由于升温速率快、烧结时间短,能在相对低温、短时间制备高致密的细晶钨材料,适合组分优化和强韧化机理研究。 我们利用SPS优化、制备了W-0.2wt.%Zr-1.0wt.%Y2O3(WZY)和 W-0.5wt.%ZrC(WZC)合金。发现,纳米尺寸的 Y203或ZrC颗粒能钉扎晶界抑制钨晶粒长大;微量Zr或ZrC的添加,能吸收钨中杂质O元素,生成ZrOx或Zr-C-O,从而减小杂质O的偏聚,净化和强化晶界,最终改善钨材料的强度和韧性。 基于组分优化和钨合金强韧化机理,继而发展"由上而下"制备工艺,实现了可工程化应用大块W合金的制备。"由上而下"工艺是将传统烧结法制备的大块WZY和WZC合金坯料进行高温塑性变形,如高温旋锻、轧制,实现动态再结晶调控,达到进一步致密化和细晶化的目的。 轧制6.5 mm厚W-0.2wt.%Zr-1.0wt.%Y203(R-WZY)合金板材具有良好的拉伸
铝合金强化技术的研究现状及展望 摘要：综述了目前铝合金强化技术的研究现状和进展。简述了旋涡搅拌铸造法、压力铸造法、喷射铸造法、熔铸直接接触反应法、细晶强化法等几种铝合金强化技术工艺。简介了国内外铝合金强化技术的发展概况以及铝合金强化技术的应用，同时展望了铝合金材料的发展。 关键词：铝合金；强化技术；漩涡搅拌铸造法；细晶强化法 Study Reality and Prospect of Aluminum Alloy Reinforcing Technology Abstract:Recent research and prospect of aluminum alloy reinforcing technology are discussed. Several aluminum alloy reinforcing technical processes are described, including vortex stirring casting method, pressure casting method, injection molding method, direct contact reaction casting method, grain refining reinforcing method, and so on. The development situation and application of aluminum alloy reinforcing technology at home and abroad are introduced, the aluminum alloy material prospects for development are forecasted. Keywords:aluminum alloy, reinforce technology, vortex stirring casting method, grain refining reinforcing method
镁合金力学性能强化的几种途径 摘要对近几年镁合金力学性能强化的研究进行了总结，主要途径归纳为三个方面，一是热处理，二是合金化，三是加工工艺。 关键词：镁合金力学性能热处理合金化加工工艺 镁及镁合金是目前最轻的金属结构材料,具有密度低、比强度和比刚度高的特点,而且还具有优良的阻尼性能、较好的尺寸稳定性和机械加工性能及较低的铸造成本。广泛应用于航空航天、汽车和电子等行业。但是,镁合金密排六方的晶体结构及较少的滑移系决定了其塑性变形能力较差,所以应该用一些方法来提高其力学性能，本文就近几年镁合金力学性能方面的研究进行总结，并提出建议。 1 镁及其合金的力学性能 镁是一种二价的碱金属元素，属于密排六方晶系，这种密排六方结构使之在力学和物理性能方面表现出强烈的各向异性。纯镁象其他纯金属一样，表现出相对低的强度。其弹性模量E=45GPa，切变模量K=17GPa，比弹性模量E/ρ=25GPa。因此必须用其他元素进行合金化以获得所需要的性能。目前主合金元素是Al、Zn 和Re等，这些合金元素使镁合金得到不同程度的强化。变形镁合金主要通过热变形和冷变形来提高强度。热处理是提高镁合金力学性能的重要途径。另外其他一些工艺或处理也能有效提高镁合金的力学性能，如颗粒增强复合材料、半固态铸造和熔体热速处理、表面处理等。 2强化途径 2.1 热处理 2.1.1铸造镁合金的热处理 铸造镁合金的室温和高温力学性能强化途径有固溶处理和失效处理[1]。对某高锌镁合金Mg-Zn-Al-RE进行热处理[2]，固溶处理温度340℃,保护剂为硫铁矿石,保温时间20 h,热水淬火,淬火介质采用70～75℃热水;时效处理温度180℃,保温时间10 h,出炉空冷。经固溶及时效处理后,合金的相成分主要为α-Mg,还有含微量稀土的其它固溶强化三元相。其中比较典型的固溶强化相有Ф相
有机反应机制的研究方法 有机化学中用来解释反应机理的传统方法主要集中在Kinetics 和Dynamics两方面，即理解势能面、深入研究分子运动和碰撞、测定活化参数、测定速率常数、确定某个反应机理中一系列化学步骤的顺序、确定反应限速步骤和决速步骤。 研究机理的关键目的是反应机理知识可以对如何在原子或分子水平上操纵物质给出最快速的洞察，而不是依靠运气来获得偶然性的变化从而获得想要的结果。由于动力学在辨别机理方面起着关键作用，所以动力学是整个有机反应机理研究领域中最重要的分支之一。 传统的反应机理研究方法除了动力学分析之外，还有同位素效应、结构-功能分析等。这些都是研究有机反应机理的标准实验工具，然后实验化学家可以根据其想象力和化学创造性，设计出一些完全不同于之前出现过的研究方法。因此，本文总结了一些最为常见的方法。首先分析最简单的实验，例如产物和中间体的鉴定。但也会分析一些更为微妙、精细的实验，如交叉和同位素置乱（cross-over and isotope scrambling）实验。 1.改变反应物结构以转变或捕获预想的中间体 有时可以通过合成一种类似于所研究的反应物的新反应物来破译中间体的性质，但是这需要所预测的中间体能以一种可预想的方式进行反应。没有标准的方式来处理这一类实验，所以实验者必须根据具体实验情况来设计实验。下面以酶反应作为此方法的应用实例。 Lin[1]等人设计了一种转变中间体的方法。扁桃酸消旋化酶可使扁
桃酸根离子的对映体（2-羟基苯甲酸）互换。位于羧酸跟α位的碳负离子被认为是中间体。为了测试此中间体是否存在，作者合成设计了扁桃酸跟离子的类似物i，并用酶对其进行了外消旋化。其过程是首先形成碳负离子，然后经过溴化物的1,6-消除，最后经过互变异构化，分离得到产物ii。此结果支持了在扁桃酸根离子路径中碳负离子中间体iii的存在。 2.捕获实验和竞争实验 鉴定中间体的一种常见方法是通过加入额外的试剂来捕获中间体。目前存在着几种自由基不伙计，许多好的亲核试剂是半衰期很短的亲电试剂（如碳正离子）的可行的捕获剂。必须以自己的化学知识来设计捕获中间体（如碳正离子、卡宾等）的捕获剂。但是活泼中间体的半衰期很短，所以捕获剂必须是具有很高的活性，并能与活泼中间体的标准反应路径进行竞争。同样，因为捕获反应是典型的双分子反应，所以要求捕获剂具有高的浓度。另外，还可以将捕获剂与反应物共价结合，以便更容易地捕获活泼中间体。 与捕获反应所不同的另一种反应是竞争反应。在一般的动力学实
铝合金热处理原理及工艺 3.1铝合金热处理原理 铝合金铸件得热处理就是选用某一热处理规范，控制加热速度升到某一相应温度下保温一定时间以一定得速度冷却，改变其合金的组织，其主要目的是提高合金的力学性能，增强耐腐蚀性能，改善加工型能，获得尺寸的稳定性。 3.1.1铝合金热处理特点 众所周知，对于含碳量较高的钢，经淬火后立即获得很高的硬度，而塑性则很低。然而对铝合金并不然，铝合金刚淬火后，强度与硬度并不立即升高，至于塑性非但没有下降，反而有所上升。但这种淬火后的合金，放置一段时间（如4～6昼夜后），强度和硬度会显著提高，而塑性则明显降低。淬火后铝合金的强度、硬度随时间增长而显著提高的现象，称为时效。时效可以在常温下发生，称自然时效，也可以在高于室温的某一温度范围（如100～200℃）内发生，称人工时效。 3.1.2铝合金时效强化原理 铝合金的时效硬化是一个相当复杂的过程，它不仅决定于合金的组成、时效工艺，还取决于合金在生产过程中缩造成的缺陷，特别是空位、位错的数量和分布等。目前普遍认为时效硬化是溶质原子偏聚形成硬化区的结果。 铝合金在淬火加热时，合金中形成了空位，在淬火时，由于冷却快，这些空位来不及移出，便被“固定”在晶体内。这些在过饱和固溶体内的空位大多与溶质原子结合在一起。由于过饱和固溶体处于不稳定状态，必然向平衡状态转变，空位的存在，加速了溶质原子的扩散速度，因而加速了溶质原子的偏聚。 硬化区的大小和数量取决于淬火温度与淬火冷却速度。淬火温度越高，空位浓度越大，硬化区的数量也就越多，硬化区的尺寸减小。淬火冷却速度越大，固溶体内所固定的空位越多，有利于增加硬化区的数量，减小硬化区的尺寸。 沉淀硬化合金系的一个基本特征是随温度而变化的平衡固溶度，即随温度增加固溶度增加，大多数可热处理强化的的铝合金都符合这一条件。沉淀硬化所要求的溶解度－温度关系，可用铝铜系的Al－4Cu合金说明合金时效的组成和结构的变化。图3－1铝铜系富铝部分的二元相图，在548℃进行共晶转变L→α＋θ（Al2Cu）。铜在α相中的极限溶解度5.65％（548℃），随着温度的下降，固溶度急剧减小，室温下约为0.05％。 在时效热处理过程中，该合金组织有以下几个变化过程： 3.1.2.1 形成溶质原子偏聚区－G·P（Ⅰ）区 在新淬火状态的过饱和固溶体中，铜原子在铝晶格中的分布是任意的、无序的。时效初期，即时效温度低或时效时间短时，铜原子在铝基体上的某些晶面上聚集，形成溶质原子偏聚区，称G·P（Ⅰ）区。G·P（Ⅰ）区与基体α保持共格关系，这些聚合体构成了提高抗变形的共格应变区，故使合金的强度、硬度升高。 3.1.2.2 G·P区有序化－形成G·P（Ⅱ）区 随着时效温度升高或时效时间延长，铜原子继续偏聚并发生有序化，即形成G·P（Ⅱ）区。它与基体α仍保持共格关系，但尺寸较G·P（Ⅰ）区大。它可视为中间过渡相，常用θ”表示。它比G·P（Ⅰ）区周围的畸变更大，对位错运动的阻碍进一步增大，因此时效强化作用更大，θ”相析出阶段为合金达到最大强化的阶段。 3.1.2.3形成过渡相θ′ 随着时效过程的进一步发展，铜原子在G·P （Ⅱ）区继续偏聚，当铜原子与铝原子比为1：2时，形成过渡相θ′。由于θ′的点阵常数发生较大的变化，故当其形成时与基体共格关系开始破坏，即由完全共格变为局部共格，因此θ′相周围基体的共格畸变减弱，对位错运动的阻碍作用亦减小，表现在合金性能上硬度开始下降。由此可见，共格畸变的存在是造成合金时效强化的重要因素。 3.1.2.4 形成稳定的θ相 过渡相从铝基固溶体中完全脱溶，形成与基体有明显界面的独立的稳定相Al2Cu，称为θ相此时θ相与基体的共格关系完全破坏，并有自己独立的晶格，其畸变也随之消失，并随时效温度的提高或时间的延长，θ相的质点聚集长大，合金的强度、硬度进一步下降，合金就软化并称为“过时效”。θ相聚集长大而变得粗大。 铝－铜二元合金的时效原理及其一般规律对于其他工业铝合金也适用。但合金的种类不同，形成的G·P区、过渡相以及最后析出的稳定性各不相同，时效强化效果也不一样。几种常见铝合金系的时效过程及其析出的稳定相列于表3－1。从表中可以看到，不同合金系时效过程亦不完全都经历了上述四个阶段，有的合金不经过G·P（Ⅱ）区，直接形成过渡相。就是同一合金因时效的温度和时
复合材料的增强原理 在复合材料中，由于增强体的形态不同，其增强原理也有很大差别，以下简要介绍几种复合材料的增强原理。 （1）弥散强化原理 弥散增强复合材料是由弥散颗粒与基体复合而成。其增强机理与析出强化机理相似，可用Orowan 机理及位错绕过理论来解释，见图1。此时，载荷主要由基体承担，弥散微粒阻碍基体的位错运动。微粒阻碍基体位错运动的能力越大，增强的效果越大。在剪切应力的作用下，位错的曲率半径R 为 i m b G R τ2/= (1) 式中，G m 是基体的剪切模量，b 是柏氏矢量。 若微粒之间的距离为D f ，当剪切应力τi 大到使位错的曲率半径R=D f /2时，基体发生位错运动，复合材料产生塑性变形，此时剪切应力即为复合材料的屈服强度 f m c D b G /=τ (2) 假设基体的理论断裂应力为G m /30，基体屈服强度为G m /100，它们分别为发生位错运动所需剪应力的上、下限。代入式（2）中得出微粒间距的上、下限分别为0.3μm 和0.01μm 。当微粒间距在0.01~0.3μm 之间时，微粒具有增强作用。若微粒直径为d ，体积分数为V p 、微粒弥散且均匀分布，根据体视金相学，有如下关系： )1()/3 2(2/12p p p p V V d D -= (3) 代入式（2）即得： ?? ????-=)1()/32 (/2/12p p p m c V V d b G τ (4) 显然，微粒尺寸越小，体积分数越高，强化效果越好：一般V p =0.01%~0.15%，d=0.01~0.1μm 。 （2）颗粒增强原理 颗粒增强复合材料是由尺寸较大（>1μm ）的坚硬颗粒与基体复合而成。其增强原理与弥散增强有区别，在颗粒增强复合材料中，虽然载荷主要由基体承担，但颗粒也承受载荷并与约束基体的变形、颗粒阻止基体位错运动的能力越大，增强效果越好。 在外载荷的作用下，基体内位错的滑移在基体-颗粒界面上受到阻滞，并在颗粒上产生应力集中，其值为：
镁合金的分类及特点 镁合金的分类 镁合金是以金属镁为基体，通过添加一些其它的元素而形成的合金，镁合金中添加的合金元素主要有Al、Zn、Mn、Si、Zr、Ca、Li以及部分稀土族元素等[10]，一般说来镁合金的分类依据有以下三种：合金化学成分、成形工艺和是否含锆。 镁合金按合金化组元数目可分为二元、三元和多元合金体系。常见的镁合金体系一般都含有不止一种合金元素。但在实际中，为了分析方便，简化和突出合金中主合金元素的作用，可以把镁合金分为Mg-Mn、Mg-Al、Mg-RE、Mg-Th、Mg-Li 和Mg-Ag 等合金系列[11]。 ' 按合金中是否含锆，镁合金可划分为含锆和不含锆两大类。最常见的含锆镁合金系列为：Mg-Zn-Zr、Mg-RE-Zr、Mg-Th-Zr、Mg-Ag-Zr 系列。不含锆镁合金有：Mg-Zn、Mg-Mn和Mg-Al 系列。目前应用最多的是不含锆压铸镁合金Mg-Al 系列。含锆和不含锆镁合金中均既包含着变形镁合金，又包含着铸造镁合金。锆在镁合金中的主要作用就是细化镁合金晶粒。含锆镁合金具有优良的室温性能和高温性能。遗憾的是Zr不能用于所有的工业合金中，对于Mg-Al 和Mg-Mn 合金，由于冶炼时Zr与Al及Mn形成稳定的化合物，并沉入坩埚底部，无法起到细化晶粒的作用[12]。 按成形工艺镁合金可分为两大类，即变形镁合金和铸造镁合金。变形镁合金是指可用挤压、轧制、锻造和冲压等塑性成形方法加工的镁合金。铸造镁合金是指适合采用铸造的方式进行制备和生产出铸件直接使用的镁合金[11]。变形镁合金和铸造镁合金在成分、组织和性能上存在着很大的差异。目前，铸造镁合金比变形镁合金的应用要广泛，但与铸造工艺相比，镁合金热变形后合金的组织得到细化，铸造缺陷消除，产品的综合机械性能大大提高，比铸造镁合金材料具有更高的强度、更好的延展性及更多样化的力学性能[13]。因此，变形镁合金具有更大的应用前景。 主合金元素的作用 根据镁合金的强化效果，其合金的元素可以分为三类[14,15]： 1)既提高强度又提高韧性的合金元素，按作用效果顺序为： ( 强度标准：Al、Cn、Ag、Ce、Ga、Ni、Cu、Th；韧性标准：Th、Ga、Zn、Ag、Ce、Ca、Al、Ni、Cu； 2)强化能力较低，提高韧性的元素：Cd，Ti和Li； 3)强化效果较好，但使韧性降低的元素：Sn、Pb、Bi和Sb。 Mg-Zn-RE系合金的研究现状 Mg-Zn系合金 》 纯粹的Mg-Zn二元合金在实际中几乎没有得到应用，因为该合金的铸造性差，合金组织粗大，容易出现偏析和热裂等铸造缺陷，对显微疏松非常敏感。但Mg-Zn合金有一个最为明显的优点，就是可以通过时效处理来提高合金的强度。所以该合金的进一步的发展就是寻找新的合金添加元素，达到细化晶粒，使组织均匀化，减少合金显微疏松[1,16,17]。在Mg-Zn 合金中加入Cu元素，会使合金的韧性和时效硬化明显增加，这是因为Cu元素能提高Mg-Zn 合金的共晶温度，因而可在较高的温度固溶，使更多的Zn、Cu溶于合金中，增加了合金随后的时效强化效果[16]。Mg-Zn合金中引入Cu元素的缺点是导致合金的耐蚀性降低;Zr是对
铝合金的时效强化是如何进行和完成的 经淬火后的铝合金强度、硬度随时间延长而发生显著提高的现象称之为时效，也称铝合金的时效硬化。这是铝合金强化的重要方法之一。 由定义可知，铝合金时效强化的前提，首先是进行淬火，获得饱和单相组织。在快冷淬火获得的固溶体，不仅溶质原子是过饱和的，而且空位(晶体点缺陷)也是过饱和的，即处于双重过饱和状态。以Al -4%Cu 合金为例，固溶处理后，过饱和α固溶体的化学成分就是合金的化学成分，即固溶体中钢含量为4%。由Al-Cu 相图可知，在室温平衡态下，α固溶体的含铜量仅为0.5%，故3.5%Cu过饱和固溶于α相中。当温度接近纯铝熔点时，空位浓度接近10-3数量级，而在常温下，空位浓度为10-11数量级，二者相差10-8级。经研究可知；铝合金固溶处理温度越高，处理后过饱和程度也越大，经时效后产生的时效强化效果也越大。因此固溶处理温度选择原则是：在保证合金不过烧的前提下，固溶处理温度尽可能提高。 固溶处理后的铝铜合金，在室温或某一温度下放置时，发生时效过程。此过程实质上是第二相Al2Cu 从过饱和固溶体中沉淀的过程。这种过程是通过成型和长大进行的，是一种扩散型的固态相变。它依下列顺序进行：a过→G.P区→θ’’相→θ’相→θ相 G.P区就是指富溶质原子区，对Al-Cu合金而言，就是富铜区。铝钢合金的G.P区是铜原子在(100)晶面上偏聚或从聚而成的，呈圆片状。它没有完整的晶体结构，与母相共格。200℃不再生成G.P 区。室温时效的G.P区很小，直径约50A，密度为1014-1015/mm3，G.P区之间的距离为20-40 ?。130℃时效15h后，G.P 区直径长大到90 ?，厚为4-6 ?。温度再高，G.P区数目开始减少。它可以在晶面处引起弹性应变。θ’’相是随时效温度升高或时效时间延长，G.P区直径急剧长大，且铜、铝原子逐渐形成规则排列，即正方有序结构。在θ’’过渡相附近造成的弹性共格应力场或点阵畸变区都大于G.P区产生的应力场，所以θ’’相产生的时效强化效果大于G.P区的强化作用。θ’相是指当继续增加时效时间或提高时效温度，θ’’相转变成为θ’相。θ’相属正方结构，θ’在(001)面上与基体铝共格，在z轴方向由于错配度过大，在(001)和(100)面上共格关系遭到部分破坏。θ相是平衡相，θ相的成分是Al2Cu，为正方有序结构。由于θ相完全脱离了母相，完全丧失了与基体的共格关系，引起应力场显著减弱。这也就意味着合金的硬度和强度显著下降。 影响时效强化效果的因素有哪些？ 时效是按一定顺序进行的，强化效果受以下因素影响： (1) 时效温度。固定时效时间，对同一成分的合金而言，时效温度与时效强化效果(硬度)之间关系。在某一时效温度时，能获得最大硬化效果，这个温度称为最佳时效温度。不同成分的合金获得最大时效强化效果的时效温度是不同的。统计表明，最佳时效温度与合金熔点之间存在如下关系： T0 = (0.5 – 0.6)T (2) 时效时间。硬度与强度峰值出现在θ’’相的末期和θ’过渡相的初期，θ’后期已过时效，开始软化。当大量出现θ相时，软化已非常严重。故在一定的时效温度内，为获得最大时效强化效果，应有一最佳时效时间，即在θ’’产生并向θ’转变时所需的时间。 (3) 淬火温度、淬火冷却速度和淬火转移时间。实践证明，淬火温度越高，淬火冷郄速度越快，淬火中间转移时间越短，所获得的固溶体过饱和程度越大，时效进行后强化效果越大。 (4) 时效工艺。时效可选单级或分级时效。单级时效指在室温或低于100℃温度下进行的时效过程。它工
镁合金热处理工艺及研究现状 摘要：镁合金具有较高的比刚度、比强度、良好的电磁屏蔽性、减振性能和散热性能，是最轻的结构金属材料之一，在航空航天领域具有广泛的应用前景。本文综述了镁合金热处理工艺及其研究现状。 关键词：镁合金热处理研究现状 多数镁合金都可通过热处理来改善或调整材料的力学性能和加工性能。镁合金能否通过热处理强化完全取决于合金元素的固溶度是否随温度变化。当合金元素的固溶度随温度变化时，镁合金可以进行热处理强化。镁合金的常规热处理工艺分为退火和固溶时效两大类。 镁合金热处理强化的特点是：合金元素的扩散和合金相的分解过程极其缓慢，因此固溶和时效处理时需要保持较长的时间。另外，镁合金在加热炉中应保持中性气氛或通入保护气体以防燃烧。 一、退火 退火可以显著降低镁合金制品的抗拉强度并增加其塑性，对某些后续加工有利。变形镁合金根据使用要求和合金性质，可采用高温完全退火（O）和低温去应力退火（T2）。 完全退火可以消除镁合金在塑性变形过程中产生的加工硬化效应，恢复和提高其塑性，以便进行后续变形加工。完全退火时一般会发生再结晶和晶粒长大，所以温度不能过高，时间不能太长。当镁合金含稀土时，其再结晶温度升高。AM60、AZ31、AZ61、AZ60 合金经热轧或热挤压退火后组织得到改善。去应力退火既可以减小或消除变形镁合金制品在冷热加工、成形、校正和焊接过程中产生的残余应力，也可以消除铸件或铸锭中的残余应力。 二、固溶和时效 1、固溶处理 要获得时效强化的有利条件，前提是有一个过饱和固溶体。先加热到单相固溶体相区内的适当温度，保温适当时间，使原组织中的合金元素完全溶入基体金属中，形成过饱和固溶体，这个过程就称为固溶热处理。由于合金元素和基体元素的原子半径和弹性模量的差异，使基体产生点阵畸变。由此产生的应力场将阻碍位错运动，从而使基体得到强化。固溶后屈服强度的增加将与加入溶质元素的浓度成二分之一次方比。 根据Hmue-Rothery规则，如果溶剂与溶质原子的半径之差超过14%～15%，该种溶剂在此种溶质中的固溶度不会很大。而Mg的原子直径为3.2nm，则Li，Al，Ti，Cr，Zn，Ge，Yt，Zr，Nb，Mo，Pd，Ti，Pb，Bi等元素可能在Mg中会有显著的固溶度。另外，若给定元素与Mg的负电性相差很大，例如当Gordy定义的负电性值相差0.4以上（即∣xMg－x∣>0.4）时，也不可能有显著的固溶度。因为此时Mg和该元素易形成稳定的化合物，而非固溶体。 2、人工时效 沉淀强化是镁合金强化(尤指室温强度)的一个重要机制。在合金中，当合金元素的固溶度随着温度的下降而减少时，便可能产生时效强化。将具有这种特征的合金在高温下进行固溶处理，得到不稳定的过饱和固溶体，然后在较低的温度下进行时效处理，即可产生弥散的沉淀相。滑动位错与沉淀相相互作用，使屈服强度提高，镁合金得到强化： Tyield=(2aGb)/L+τ a （1） 式中Tyield为沉淀强化合金的屈服强度；τa为没有沉淀的基体的屈服强度；(2aGb/L)为在沉淀之间弯出位错所需的应力。 由于具有较低的扩散激活能，绝大多数镁合金对自然时效不敏感，淬火后能在室温下长期保持淬火状态。部分镁合金经过铸造或加工成形后不进行固溶处理而是直接进行人工时效。这种工艺很简单，可以消除工件的应力，略微提高其抗拉强度。对Mg-Zn系合金就常在热变