MgZnZrY合金固溶强化和第二相强化的理论和实验研究

第二相强化原理及其应用正文1、第二相强化通常，工程中使用的合金主要是两相或多相合金，第二相的存在无疑会对基体相产生不同的影响。

第二相的大小与基体相的大小相同时，两相合金为聚合型合金。

Rao等人通过原位透射电子显微镜研究了热锻后的Al x CoCr-FeNi（x=0.3,0.5,0.7）高熵合金第二相对力学性能的影响，当x=0.3时，FCC相的体积分数为99.9%，BCC的体积分数为得分为0.1%；当x=0.5时，FCC的体积分数为98%，BCC的体积分数为2%；当x=0.7时，BCC的体积分数达34%。

第二相体积增大的直接后果是晶粒尺寸在600μm时迅速降低到26.6μm。

此外，合金内部由于塑性变形而产生大量变形孪晶也会使合金强韧化。

然而当第二相的体积分数超过30%时，对合金的力学性能产生的影响非常明显，使合金强度高而韧性低，Li等人研究了有trip效应的双相Fe50Mn30Ni10Cr10。

热机械处理由于退火时间的不同，合金将获得不同的晶粒尺寸和第二相。

在晶粒尺寸差异不大的情况下，初生HCP相的体积分数尺寸越大，合金的强度和韧性越好。

第二相尺寸远小于基体并均匀分布于基体中时的两相合金为弥散分布型合金。

特别地,根据这些细小的第二相是由于固溶体饱和析出还是人为机械添加进合金可以细分为析出强化和弥散强化。

He等411研究了( FeCoNiCr)。

Ti2Al,经过两种不同的热机械处理之后微观结构的变化及其对力学性能的影响。

结果表明，经过P1(冷轧30%+1273 K退火2 h+1 073 K时效18 h)处理后的合金除了FCC基体之外，还包含了两类析出相,一类是不到40 nm的球形纳米析出相,另一类是尺寸大于100 nm的条形析出相,它们都是Ni,(Ti,AI)型的L12相。

经过P2(70%冷轧+923 K时效4 h)后合金基体中均匀分布着细小的L12纳米析出相。

根据第二相的尺寸确定这些析出相与位锆是以切过机制进行强化的,计算公式如下:合金的拉伸和压缩性能都是最好的,由此证明了第二相形貌上的差异会直接影响合金的力学性能。

含有不同尺度量级第二相的高强①铝合金拉伸延性模型张国君1 ,2 , 刘 刚1 ,丁向东1 , 孙 军1 , 陈康华3( 1 . 西安交通大学 材料科学与工程学院 金属材料强度国家重点实验室 , 西安 710049 ;[ 摘 要 ] 基于合金中不同尺度第二相在其断裂过程中的作用机制及位错理论 , 建立了高强铝合金中结晶相 、沉淀相以及析出强化相性质与其拉伸延性间的多元非线性关系模型 。

结果表明对于 2024 铝合金的拉伸延性 , 该模型的 预测值与相应的实验值吻合良好 。

同时借助于该模型的理论分析 , 可以得到在确保高强铝合金强度不降低的前提下 提高其延性的优化方案 。

[ 关键词 ] 铝合金 ; 多级第二相 ; 拉伸延性 ; 模型 [ 中图分类号 ] T G249 . 9[ 文献标识码 A切模量 , υr 为颗粒体积分数 ; 而在平行和垂直于载 荷方向上微孔洞长大的动力学速率可分别与应变相 基于铝合金高的比强度 、比刚度等特点 , 其在 飞机 、汽 车 、船 舶 制 造 业 等 领 域 的 应 用 已 十 分 广 泛 。

然而在应用中 , 需要铝合金具有高的强度和刚 度的同时 , 亦希望具有一定的延性和韧性 , 以防止 断裂的发生 。

一般地 , 合金的强度和延性是相互矛 盾 、此消彼长的两个方面 , 即 : 强化材料的同时通 常会 降 低 其 延 性 ; 而 延 性 好 的 材 料 , 其 强 度 又 较 低 。

当然 , 晶粒细化可在一定范围内使材料强度和 延性同时得到提高 , 但其作用有限 。

如何使材料的 强度和延性得到合理优化是令人非常关注 、但又未 能很好解决的难题之一 。

为了了解和掌握金属材料 微观损伤对延性的影响规律 , 已经进行了大量的研 联系8 ,9R zR x 式中 := R 0e xp [ D εp2e xp ( 1 . 5εp ) - = R 0e xp [ D εp2e xp ( 1 . 5εp ) -1 ]2/ 31 ] - 1/ 3 (2a )(2b )R z 和 R x 分别为球形孔洞在平行和垂直于拉伸轴方向的长大速 率 , R 0 为 初 始 的 孔 洞 半 径 , εp为应 变 , D 为 应 力 三 轴 性 水 平 的 函 数 , 即 σH 与Mises 有效应力的比值 ,—D = 0 . 56sin h ( 1 . 5σH / σ) (3)更进一步地 , 还可得到孔洞的体积分数 ( 颗粒 体积分数) 对断裂应变的直接影响16 :究工作 1 ～15 。

《热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料显微组织与力学性能研究》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，轻质合金因其优良的物理性能和机械性能在航空、汽车等领域得到了广泛应用。

镁合金作为其中最具潜力的轻质结构材料之一，其性能的优化与提升一直是研究的热点。

微合金化及复合材料技术是提高镁合金性能的重要手段。

本文针对热挤压微合金化Mg-Zn-Y合金及其复合材料的显微组织和力学性能进行了深入研究，为优化镁合金的性能提供理论依据。

二、实验材料与方法1. 材料制备实验采用微合金化Mg-Zn-Y合金作为研究对象，通过熔炼、铸造、热挤压等工艺制备出复合材料。

2. 实验方法（1）显微组织观察：利用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）观察合金及复合材料的显微组织。

（2）力学性能测试：通过硬度测试、拉伸试验等手段测定合金及复合材料的力学性能。

（3）性能分析：结合显微组织观察和力学性能测试结果，分析微合金化及复合材料对镁合金性能的影响。

三、结果与讨论1. 显微组织观察结果（1）Mg-Zn-Y合金经过热挤压后，晶粒得到了显著细化，合金组织更加均匀。

（2）在合金中观察到第二相颗粒的析出，这些颗粒对合金的性能具有重要影响。

（3）复合材料的显微组织中，增强相与基体的界面结合良好，无明显的界面反应或缺陷。

2. 力学性能测试结果（1）热挤压后的Mg-Zn-Y合金具有较高的硬度，抗拉强度和延伸率也得到了显著提高。

（2）复合材料的力学性能优于未增强的Mg-Zn-Y合金，且增强相的类型和含量对力学性能具有显著影响。

3. 性能分析（1）微合金化元素Zn和Y的加入，以及热挤压工艺的应用，共同促进了晶粒细化，提高了合金的力学性能。

（2）第二相颗粒的析出对合金的强化作用主要表现为弥散强化和沉淀强化，提高了合金的硬度及抗拉强度。

（3）复合材料中增强相与基体的协同作用，使复合材料具有优异的力学性能。

增强相的类型、尺寸、分布等因素对复合材料的性能具有重要影响。

高强Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的微观组织和力学性能王振东;房灿峰;孟令刚;李乃朴;吴友芳;张兴国【摘要】High-strength Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr alloy was prepared by conventional metal mold casting, subsequently hot extrusion and T5 heat treatment were conducted. The microstructures and mechanical properties of this Mg alloy under different states were studied by using OP, XRD, SEM and TEM. The results show that the as-cast microstructures of Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr alloy consists of a-Mg matrix and lamellar second-phaseMg12Zn(Gd, Y) phase which distributes around a-Mg matrix. After hot extrusion, the grain size of this alloy can be refined dramatically. Tiny little particle Mg3Zn3(Gd, Y)2 phase is precipitated out of the Mg12Zn(Gd, Y) phase during the process of T5 heat treatment. The tensile strength, yield strength and elongation of alloys under T5 condition reach 446 Mpa, 399 Mpa and 6.1%, respectively. The main strengthening methods are considered as fine grain strengthening and second-phase strengthening.%通过金属模铸、热挤压和时效处理(T5)工艺过程制备出高强Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金,并利用光学显微镜、XRD、SEM及TEM分析研究Mg合金不同状态下的显微组织和力学性能.结果表明:Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金的铸态组织主要由a-Mg基体和沿晶界分布的片层状第二相Mg12Zn(Gd,Y)组成,经过热挤压变形后,合金晶粒显著细化,时效处理过程中Mg12Zn(Gd,Y)相上析出少量细小的颗粒状Mg3Zn3(Gd,Y)2相.时效态合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到446 MPa、399 MPa和6.1％,其强化方式主要为细晶强化和第二相强化.【期刊名称】《中国有色金属学报》【年(卷),期】2012(022)001【总页数】6页(P1-6)【关键词】高强镁合金;稀土;热挤压;时效处理;力学性能【作者】王振东;房灿峰;孟令刚;李乃朴;吴友芳;张兴国【作者单位】大连理工大学材料科学与工程学院,大连116024;大连理工大学材料科学与工程学院,大连116024;大连理工大学材料科学与工程学院,大连116024;大连理工大学材料科学与工程学院,大连116024;大连理工大学材料科学与工程学院,大连116024;大连理工大学材料科学与工程学院,大连116024【正文语种】中文【中图分类】TG146.2近年来，镁合金作为最轻的金属结构材料，其应用研究备受瞩目。

2006年12月重庆大学学报(自然科学版)Dec.2006　第29卷第12期Journal of Chongqing University(N tur l Science Editi on)Vol.29　No.12 文章编号:1000-582X(2006)12-0068-04Mg-Zn合金的热力学性质计算3周鸿翼,刘天模,王金星(重庆大学材料科学与工程学院,重庆　400030)摘　要:组元活度的获得是合金热力学性质研究的一个重要方面.在各种预测合金热力学性质的模型中,M iede ma模型是近年来发展得较为完善和准确的模型.文中根据M iede ma合金生成焓模型,计算了Mg-Zn合金的生成焓,进而计算出了1000K时Mg-Zn合金熔体中Zn的活度曲线.计算结果表明,由于Mg-Zn合金的生成焓值较小,在计算活度的过程中,过剩熵值对计算结果的影响较大,在引入过剩熵值后的活度计算值与实验值吻合较好.关键词:Mg-Zn合金;活度;热力学 中图分类号:TG146.4文献标识码:A 镁合金具有重量轻,较高的比强度和比刚度,优良的阻尼防震性能和铸造性能,较高的尺寸稳定性,良好的机械加工性能等优点,已经逐渐成为工程材料研究领域的一个热点课题[1-2].近10年来,镁合金在汽车工业、航空工业、电子通讯工业中已有广泛的应用,并取得了很好的效果,但是其合金化理论研究还很薄弱,一些重要的基础热力学数据还很缺乏[3],因此,很有必要对镁合金的热力学性质进行研究,用以指导镁合金的开发与利用.由于金属合金系的数量非常巨大,热力学数据完全依靠实验测定已经不可能,而且目前高温实验存在很大的困难,用以实验的设备在高温下很难保证良好的准确性,因此,通过热力学计算获得合金的热力学数据是很有必要的.M iede ma模型自上世纪70年代提出以来,到目前为止已经发展得较为成熟.欧阳义芳[4]、Goncalves[5]等人将其应用于非过渡族合金系的热力学计算并加以扩展,均取得了很好的效果.文中将M iede ma模型应用于Mg-Zn合金,计算了该合金的生成焓、过剩熵、活度、活度系数等热力学数据.1　计算模型和理论1.1　M iede ma模型M iede ma合金生成焓模型是一个宏观的半经验模型.M iede ma等人认为二元合金组元间相互结合时,原子外层电子将会发生再分配,W igner-Seitz原子胞边界的电子密度差的平方项,将对合金生成焓有正的贡献;而纯金属元素的电负性参数的平方项,将对生成焓有负的影响.最初,该模型是用以计算过渡族金属二元合金和以过渡族金属作为组元之一的所有二元合金系生成焓的,计算结果与实验值符合很好.张邦维等人将其推广用以预测镁基碱金属二元合金热力学性质,同样取得了不错的效果[6].并且,Kauf man等人研究表明,一般情况下该模型的计算值与实验值偏差一般不超过8kJ/mol[7].M iede ma认为二元合金的生成焓可以表示为:ΔH forca lc(jper m ole of a to m s)=x A f A BΔH°in t erfaceA in B.(1)其中xA为组元A的摩尔分数,f AB表示组元A的原子被组元B的原子包围的程度,其表达式为:f A B=x s B 无序合金x s B[1+8(x s A x s B)2]有序合金.(2)式中x sA、x sB为组元A、B的表面浓度,定义如下式表示:x s A=x A v2/3A ax A V2/3A a+x B V2/3B ax s B=x B v2/3B ax A V2/3A a+x B V2/3B a.(3) V A a、V B a分别为纯组元A、B在形成合金后的原子体积.3收稿日期:2006-06-23基金项目:重庆市自然科学基金资助项目(CSTC,2005BA4015)作者简介:周鸿翼(1980-),男,汉族,重庆铜梁人,重庆大学硕士研究生,从事镁合金热力学方面的研究工作.在M iede ma 模型中表示为:V 2/3A a=V 2/3A [1+aB f AB (Φ3A -Φ3B )]V 2/3B a=V 2/3B [1+a A fB A(Φ3B-Φ3A )].(4)式中V A 、V B 则为纯组元A 、B 的原子体积,a A 、a B 为经验常数.H °in t erfaceA inB 为界面焓,其定义式如下:ΔH °in t erfaceA in B=p V 2/3A a [-(ΔΦ3)2+q p (Δn 1/3w s )2-R 3p]12[(n A w s )-1/3+(n B w s )-1/3](5)其中,q p 为经验常数,一般情况下取q p =9.4.R3p在计算时一般表示为a (Rp),a 为经验常数,当二元系为固态时取值为0.73,当为液态时取值为1,(Rp)为过渡族和非过渡族元素形成二元合金时的修正值.ΔΦ3为组元的电负性差,Δn 1/3w s 为组元原子胞边界上的电子密度差,p 为常数,视不同族元素形成合金取不同值.以上各参数在文献[8]中都有详细记载.结合式(1)～式(5),运用两次迭代,便可以较准确计算出二元合金的生成焓.由于两次迭代的复杂性,综合上述各式将生成焓计算式简化,对于无序合金,可表示为:ΔH for d isordereda lloys =ΓABx A V 2/3A [1+a A xB (Φ3A -Φ3B )]x B V 2/3B [1+a B x x (Φ3B -Φ3A )]x A V 2/3A [1+a A xB (ΦA -ΦB )]+x B V 2/3B [1+a B x x (ΦB -ΦA )](6)运用式(6)便可以计算液态二元合金的生成焓.1.2　活度和活度系数的计算在二元系中,体系的过剩吉布斯自由能G EAB ,过剩熵S EAB 和过剩焓H EAB 之间存在如下关系式:GEAB=HE AB-TS E AB.(7) 在通常情况下,S E AB的绝对值比H E AB小的多.一般情况下,在二元系中,令S EAB=0对计算结果影响不大[9-10],所以,在本计算中暂假设SE AB=0.由于理想溶液的混合焓为零,所以用ΔH forAB 代替H EAB 可得表达式:G EAB =ΔH forAB .(8) 二元系中,组元的活度系数γA 与体系的过剩吉布斯自由能G EAB 之间的关系式为:R T ln γA=9G EA9x A.(9)所以,将式(6)代入式(8),并将得到的体系过剩吉布斯自由能G EAB 代入式(9),求导变形得到如下关系式:R T ln γA =ΔH AB -(1-X A )・ΓAB ・V 2/3A {x -1A a A (Φ3A-Φ3B )[1+a Ax B (Φ3A-Φ3B )]-2-x -2A [1+a A xB (Φ3A-Φ3B )]-1}+V -2/3B{x -2B [1+a B x A (Φ3B-Φ3A )]-1-x -1B a B (Φ3B-Φ3A )[1+a B x A (Φ3B -Φ3A )]-2}{x -1A V -2/3A[1+a A x B (Φ3A-Φ3B )]-1+x -1B V -2/3B[1+a B x A (Φ3B-Φ3A )]-1}-2(10) 根据式(10)便可以求出二元系中组元A 的活度系数γA .根据热力学关系式:G EAB =x A ln γA +x B ln γB .(11)变形,可得ln γB =1x B(G EAB -x A ln γA ).(12)根据式(12)便可以求出另一组元B 的活度系数γB .各组元的活度则可以根据下式求出:a n =γn x n 其中n =A,B .(13)2　计算与讨论Mg 和Zn 的相关M iede ma 模型参数如表1所示[8].表1　M g 和Zn 的参数值Ele ment n 1/3w sΦ3V2/3aMg 1.173.455.80.10Zn1.324.104.40.10 Mg -Zn 合金虽然是由非过渡族元素和过渡族元素组成的合金系,但是根据M iede ma 的研究,该合金系不必考虑电子杂化效应,其(R /p )值不需要修正,所以,取R =0,p =10.6.将表1的各参数代入式(6),计算得到的Mg -Zn 合金生成焓ΔH 的曲线如图1所示.从图中可以看出,在整个成分范围内生成焓均为负值,这说明Mg -Zn 合金组元之间相互结合的引力较大,具有自发形成金属间化合物的倾向,实验也证明在Mg -Zn 合金中存在Mg 7Zn 3、MgZn 、MgZn 2等金属间化合物.并且,生成焓曲线具有轻微的不对称性,最大值偏向原子半径和原子序数较小的Mg 端,这也符合M iede ma 生成焓模型的计算规律.图1　Mg -Zn 合金生成焓曲线96第29卷第12期 周鸿翼,等:　M g -Zn 合金的热力学性质计算将各参数代入式(10),变形后结合式(13)可以计算得到Zn 的活度.计算得到的a zn 在T =1000K 时的曲线如图2所示.图中所示的活度为一向下凹的曲线,大大偏离了拉乌尔定律,形成了很大的负偏差.这与Mg -Zn 二元相图[11]所展示的信息是一致的.由Ther 2mo 2Calc 软件计算的a zn 曲线和在923K 时的实验数据[12]如图2所示.可以比较计算预测得到的曲线比由Ther mo 2Calc 软件计算预测的曲线的准确性稍差,这可能是因为Mg -Zn 合金的生成焓较小,过剩熵S EM g -zn 产生了较大的影响造成的,但是计算预测得到的曲线的变化规律和实验值的变化是一致的,完全遵循了拉乌尔和亨利定律.所以,以M iede ma 模型为基础计算得到的Zn 的活度曲线是较为合理的.图2　1000K 时Mg -Zn 合金中Zn的活度曲线图3　Mg -Zn合金过剩熵曲线图4　SEMg -Zn≠0,1000K 时M g -Zn 合金中Zn 的活度曲线现在对S EAB ≠0时的情况做一个讨论.Tanaka 、Gokcen[13]等人在自由体积理论的基础上推导出的过剩熵S E AB 与生成焓ΔH forAB 之间的关系为:S E AB =110・ΔH forAB ・(1T A +1T B).(14)其中,T A 和T B 分别表示组元A 和B 的熔点.对于Mg -Zn 合金来说,T M g =922K,T Z n =693K,代入式(14),可得Mg -Zn 合金过剩熵S E M g -Z n 的曲线如图3.从图中可知,过剩熵S EM g -Z n 值虽然始终较小,但由于Mg -Zn 合金的生成焓相对也较小,在较高温度下S EM g -Zn 不能忽略,将其视为零将会对计算产生较大大的偏差.在考虑S EM g -Z n ≠0且T =1000K 时,由计算得到的a Zn 曲线、Ther mo 2Calc 软件计算预测的曲线和在923K 时的实验数据(如图4).从图4中可知,此时计算预测的曲线与实验值吻合程度有了一定的改善,并且完全体现了活度的变化趋势,优于由Ther mo 2Calc 软件预测的曲线.3　结　论文中以M iede ma 生成焓模型为基础,计算了Mg -Zn 合金的生成焓进而得到在1000K 时Mg -Zn 合金中Zn 的活度曲线.讨论计算了S E≠0时的情况,表明Mg -Zn 合金生成焓较小,S E的值对计算结果是有影响的,必须加以考虑.S E≠0在时的情况下,计算的Zn 的活度曲线与实验值吻合较好,这说明M iede ma 生成焓模型对Mg -Zn 合金是适用的.参考文献:[1]　陈振华.镁合金[M ].北京:化学工业出版社,2004.[2]　张静,潘复生,郭正晓,等.不含锆的镁合金系中合金相研究进展[J ].金属热处理,2003,28(11):6-11.[3]　郝士明.镁的合金化与合金相图[J ].材料与冶金学报,2003,1(3):166-170.[4]　欧阳义芳,张邦伟,廖输帜,等.稀土镁合金的热力学性质研究[J ].稀有金属材料与工程,1995,24(6):32-36.[5]　G ONC ALVES A P,ALME I D A M.Extended M iedema Mod 2el:Predicting the For mati on Enthal p ies of I nter metallic Pha 2ses with More than t w o Ele ments[J ].PHYSI CA B,1996,288:289-294.[6]　张邦维,欧阳义芳,廖输帜,等.镁基碱金属二元合金热力学性质的理论计算[J ].湖南大学学报,1995,22(3):36-40.[7]　D I N S DALE A T .SGTE Data f or Pure Ele ments[J ].C ALPH 2AD,1991,15:317-425.[8]　BOER F R DE,M I E DE MA A R,CHATE L P F DE,et al .Cohesi on in metals:transiti on metal all oys [M ].Am ster 2da m:North 2Holland,1988.[9]　路贵民,刘学山,蒋冬梅,等.A l -M g 合金热力学性质的07重庆大学学报(自然科学版) 2006年计算[J ].中国有色金属学报,1999,9(2):381-384.[10]　丁学勇,王文忠.二元系熔体中组元活度的计算式[J ].金属学报,1994,30(10):444-447.[11]　AVE DESI A N M I CHAE L M,BAKER H .AS M S pecialty Hand 2book 2Magnesiu m and Magnesiu m A ll oys [M ].Ohi o:The M aterial I nf or mati on Society,1999.[12]　HULTGRE N R,DES A I P D,HAW KI N S D T,et al .Se 2lected Values of the Ther modyna m ic Pr operties of B inary A ll oys[M ].Ohi o:AS M ,Metal Park,1973.[13]　T ANAK A T,G OKCE N N A,MOR I T A Z,et al .Relati on 2shi p bet w een enthal py of m ixing and excess entr opy in liq 2uid binary all oys[J ].Z .Metallkunde ,1990,81(1):49-54.Calcul ati on of the Ther modynam i c Properti es of M g 2Zn AlloyZHOU Ho ng 2yi,L I U Ti a n 2m o ,WAN G J i n 2xi ng(College of Material Science and Engineering,Chongqing University,Chongqing 400030,China )Abstract:Getting activity of component is an i m portant as pect of researching the ther modyna m ic characters of all oy .Un 2der each model of p redicting the ther modyna m ics characters of all oy,M iede ma model has been devel op ing as compara 2tively a good and accurate model in recent years .I n this work,the f or mati on enthal py ofMg -Zn all oy has been calcu 2lated,according t o the M iede ma model .Further,the activity curve of Zn in Mg -Zn all oy at 1000K is calculated .The calculating result is that,as the for mati on enthal py ofMg -Zn all oy is s mall,and in the p r ocedure of calculating activi 2ty,excess entr opy attributes a l ot t o the result,after considering excess entr opy,calculating results and experi m ental values match each other very well .Key words:Mg -Zn all oy;activity;ther modyna m ics(编辑　陈移峰)(上接第67页)[6]　彭家惠,彭志辉,瞿金东,等.缓凝剂对建筑石膏结构与强度的负面影响[J ].哈尔滨工业大学学报,2004,36(9):1177-1181.[7]　叶蓓红,王瑞麟.抹灰石膏用复合缓凝剂[J ].新型建筑材料,1999,(6):20-22.[8]　ODLER I,R ;BLER M.Relati onshi p s Bet w een Pore Structureand Strength of Set Gyp su m Pastes,Part Ⅱ:I nfluence of Chem ical Adm ixtures [J ].Ze ment 2Kalk 2Gi p s,1989,(10):266-268.I nfluence of Macro molecule 2type Ret arders on the Hydrati on andM i crostructure of Hardened PasteP EN G J i a 2hu i,X I E Ho u 2li,CHEN M i ng 2fe ng,ZHAN G J i a n 2xi n,QU J i n 2do ng(College of Material Science and Engineering,Chongqing University,Chongqing 400030,China )Abstract:I nfluence of one macr omolecule 2ty pe retarder bone glue on the setting ti m e,strength,i on concentrati on in liq 2uid phase and supersaturati on degree,crystal mor phol ogy of dehydrate and m icr ostructure of hardened paste of building gyp su m is investigated .Further more,internal cause of strength l oss of building gyp sum with additi on of retarder is ana 2lyzed .The results indicate that bone glue could retard the hydrati on of building gyp su m markedly,but its negative influ 2ence on the strength of building gyp sum is far l ower than that of l ow molecule 2type retarders .Bone glue has a m inor effect on crystal mor phol ogy of dehydrate and por osity of hardened paste,but it causes the large crystal size and coarse 2ning of pore size distributi on of hardened gyp su m paste,which is the very intrinsic reas on of strength l oss of building gyp su m.Key words:gyp su m;retarder;crystal mor phol ogy;pore structure(编辑　李胜春)17第29卷第12期 周鸿翼,等:　M g -Zn 合金的热力学性质计算。

金属的五种强化机制及实例1 固溶强化(1)纯金属加入合金组元变为固溶体,其强度、硬度将升高而塑性将降低, 这个现象称为固溶强化。

（2）固溶强化的机制是: 金属材料的变形主要是依靠位错滑移完成的, 故凡是可以增大位错滑移阻力的因素都将使变形抗力增大, 从而使材料强化。

合金组元溶入基体金属的晶格形成固溶体后, 不仅使晶格发生畸变, 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“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）实例：表1 列出了几种普通黄铜的强度值, 它们的显微组织都是单相固溶体, 但含锌量不同, 强度有很大差异。

在以固溶强化作为主要强化方法时, 应选择在基体金属中溶解度较大的组元作为合金元素, 例如在铝合金中加入铜、镁; 在镁合金中加入铝、锌; 在铜合金中加入锌、铝、锡、镍; 在钛合金中加入铝、钒等。

表1 几种普通黄铜的强度(退火状态)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911 %;H90 的含锌量为10 % , σb 为260MPa , 与H96 相比强度仅提高813 %。

2 细晶强化(1) 晶界上原子排列紊乱, 杂质富集,晶体缺陷的密度较大, 且晶界两侧晶粒的位向也不同, 所有这些因素都对位错滑移产生很大的阻碍作用, 从而使强度升高。

晶粒越细小, 晶界总面积就越大, 强度越高, 这一现象称为细晶强化。

(2) 细晶强化机制：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。

金属的五种强化机制及实例1 固溶强化(1)纯金属加入合金组元变为固溶体,其强度、硬度将升高而塑性将降低, 这个现象称为固溶强化。

（2）固溶强化的机制是: 金属材料的变形主要是依靠位错滑移完成的, 故凡是可以增大位错滑移阻力的因素都将使变形抗力增大, 从而使材料强化。

合金组元溶入基体金属的晶格形成固溶体后, 不仅使晶格发生畸变, 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“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）实例：表1 列出了几种普通黄铜的强度值, 它们的显微组织都是单相固溶体, 但含锌量不同, 强度有很大差异。

在以固溶强化作为主要强化方法时, 应选择在基体金属中溶解度较大的组元作为合金元素, 例如在铝合金中加入铜、镁; 在镁合金中加入铝、锌; 在铜合金中加入锌、铝、锡、镍; 在钛合金中加入铝、钒等。

表1 几种普通黄铜的强度(退火状态)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911 %;H90 的含锌量为10 % , σb 为260MPa , 与H96 相比强度仅提高813 %。

2 细晶强化(1) 晶界上原子排列紊乱, 杂质富集,晶体缺陷的密度较大, 且晶界两侧晶粒的位向也不同, 所有这些因素都对位错滑移产生很大的阻碍作用, 从而使强度升高。

晶粒越细小, 晶界总面积就越大, 强度越高, 这一现象称为细晶强化。

(2) 细晶强化机制：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。