材料物理性能总结.doc

电阻的影响因素由于晶体点阵的不完整性是引起电子散射的根本原因，因此温度、形变与合金化均能影响金属的导电性能。一、外界条件：温度、应力（环境因素）1、温度（1）一般规律：金属电阻率随温度的升高而增大，温度对有效电子数（nef)和电子平均速度几乎没有影响，因为在熔点以下其费米能和费米分布受温度的影响很小，但温度升高，会使离子振动加剧，热振动幅度加大，原子无序度增加，周期性势场的涨落加大，从而使电子运动的自由程减小，散射几率增大而导致电阻率增大（2）过渡族金属与多晶型转变S层电子排满、d层电子未满，传导电子可能由S层电子向d层电子过渡，其电阻可以认为是由一系列具有不同温度关系的成分叠加而成（ Tn, n为25.3（3）铁磁金属与磁性转变在居里点附近时，铁磁金属的电阻率随温度的变化偏离线性关系：反常降低量=Ms2原因：铁磁性金属内d层与外层s壳层电子云交互作用引起（4）熔化 大多数金属熔化成液态时，电阻会突然增大约12倍，这是由于原子长程有序排列遭到破坏，从而加强了对电子的散射所引起，但Bi、Sb、Ga等在熔化时电阻率反而下降，这是由于该类元素在固态时为层状结构，具有小的配位数，主要为共价键型晶体结构，在熔化时共价键被破坏，转以金属键为主，故电阻率下降（可见书p39:图2.4）2、应力在弹性范围内的单向拉应力，使原子间距离增大，点阵动畸变增大，由此导致金属电阻率增大T应力系数， T 0，为拉应力 在压应力作用下，使原子间距变小，点阵动畸变减小，传导电子和声子之间相互作用的变化，电子结构以及电子间相互作用发生改变，金属的费米面和能带结构发生变化，由此导致金属电阻率下降二、组织结构的影响：组织结构与塑性变形、热处理工艺有关1、塑性形变 形变使金属电阻率增大，这是由于晶体点阵畸变和晶体缺陷的增加，造成点阵电场的不均匀性增强而加剧对电子波散射的结果；此外冷塑性变形使原子间距有所改变，也对电阻率有一定影响。（大多数金属电阻率增大26%）2、热处理的影响回复可以显著降低缺陷浓度，电阻率有明显恢复；再结晶：可以消除形变时造成的点阵畸变和晶体缺陷，因而再结晶退火可使电阻率恢复到冷变形前的水平，再结晶后晶粒越小，电阻率越大3、晶粒大小 晶粒越小，晶界（面缺陷）增多，电阻率增大；4、电阻率的尺寸效应 当导电电子的自由程同试样尺寸处于同一数量级时，强烈散射电子波，电阻率急剧增大5、电阻率的各向异性 在对称性较差的六方晶系、四方晶系、斜方晶系和菱面体中，沿各晶向电阻不同三、合金元素及相结构的影响1、固溶体 一般规律：形成固溶体合金时，导电率降低、电阻率升高，主要原因是异类原子的溶入引起溶剂点阵的畸变，增加了电子的散射，因而加大了电阻，同时由于组元间化学交互作用的加强使有效电子数减少和能带结构发生变化，从而使电阻率增加。A：由非过渡族元素组成的连续二元固溶体（液、固态下无限互溶），其电阻率随溶质含量的增加的增大，在大致出现在50%原子浓度处B：当固溶体中的一个组元是过渡族元素时，其电阻率增大得更为显著，其电阻率的最高值出现在过渡族元素为基的一侧，这是由于过渡族元素存在着未填满的d或f电子层，形成固溶体时会使一部分电子进入这些电子层中，使S能带电子数降低，减少了有效电子，从而使电阻增大。2、有序固溶体的导电性 固溶体发生有序化时，其电阻率将明显降低，影响具有双重性： A:有序化使点阵规律性加强，减少了电子的散射而引起电阻率的降低（占主导因素） B:有序化呈现出一定程度的共价结合使原子间结合加强，减少了有效电子数而引起电阻率升高3、不均匀固溶体的导电性（反常）不均匀固溶体：溶质和溶剂原子在微观区域分布不均匀；当含有过渡族元素时，其电阻会出现反常变化：A：固溶体经高温淬火后在加热过程中的某一区间具有反常高的电阻率变化，超过一定温度后才呈线性变化B：经高温淬火后的电阻率比退火后的电阻率低，淬火态经一定温度回火后，其电阻率增加C：退火态固溶体经冷加工后电阻率反而下降，回火后电阻率又反常增加具有这种电阻反常现象的合金状态称为K状态，最早发现于Ni80Cr20中原因：由溶质、溶剂原子不均匀分布造成，固溶体中存在原子的偏聚区域，其成分与固溶体平均成分不同，或者是固溶体中存在着短程有序区域，其原子富集区的尺寸为几个纳米，与电子波波长相当，对电子造成强烈散射，因而具有极高的电阻率。4、金属化合物、中间相的电阻 金属化合物或中间相导电能力较差，比各组元小得多，原因在于组成化合物后原子间的金属键部分地改换为共价键或离子键，使传导电子减少，甚至因为形成了化合物而变成了半导体，失去导体性质5、多相合金的电阻（p50) 多相合金的电阻不仅取决于组成相的相对含量，还取决于组成相的形状、大小和分布，例如：片状珠光体电阻粒状珠光体电阻，如果两相形状、大小、导电率相近，则满足线性组合规律，即：=1r1+2r2+6、碳钢的电阻c0.9%,20=（10.5+3c+2c2）cmc0.02%，多余的碳以Fe3C存在，因此碳对电阻的影响减弱 退火态组织：-Fe + Fe3C 淬火态组织：过饱和态固溶体 碳含量增加，电阻系数增大，对同一含碳量的钢，淬火态的电阻系数比退火态高；回火时，由固溶体转变为两相混合物，使电阻降低。电阻分析的应用一、研究Fe-Ni-C合金马氏体的时效过程I 区出现电阻率初始下降：这种变化是由低温马氏体转变时，部分具有很高能量位置的原子运动而引起的，归因于少量残余奥氏体等温转变或马氏体的微量松弛。II区：刚刚淬火的正方马氏体消失，低正方度马氏体出现，时效过程与碳的扩散和马氏体中碳量减少有关。 电阻增大表明：出现了碳原子集团，它们对电子造成了散射。原子集团的周围畸变很大，随着原子集团的粗化，电子散射增强，与此同时，集团之间的平均间距增大，畸变区减少。当平均间距增大到一定尺寸时，电子散射最为强烈，故电阻率达到最高值。原子集团继续长大，导致电阻率下降。二、研究碳钢的回火淬火组织：亚稳态的淬火M+残余A碳钢回火时产生M和残余A体分解，由于固溶体的电阻比较高，故分解过程伴随着电阻的不断降低A:110以下曲线没有明显地变化，说明没有产生组织转变；B：110以上曲线出现拐折，电阻明显下降，是由于马氏体开始发生分解，析出相引起的；回火温度约在230 时，曲线又发生了拐折，电阻率剧烈地降低，表明产生了残余奥氏体分解。C:高于300，固溶体分解已经结束，所以电阻变化很不明显。 还可看到：含碳量愈高，电阻率下降的幅度愈大，表明含碳量愈高，残余奥氏体愈多，淬火马氏体和残余奥氏体中固溶的碳愈多。三、研究Al-Cu合金的时效与回归现象合金时效基本过程是固溶体内溶质原子的偏聚，形成过渡相和稳定相，过渡相和稳定相的析出程度取决于时效温度与时效时间，从而导致电阻变化。Al-Cu合金析出过程：G.P.- “ (与基体共格) - (与基体半共格)(与基体非共格、CuAl2)A：形成G.P.区时，Cu原子聚集，同时与基体共格，增强了电子散射，从而使电阻增加；B:过渡相形成时，与基体的共格关系部分被破坏，降低电子散射，从而使电阻下降；C： 为完全脱溶的新相，与基体的共格关系完全被破坏，故电阻急剧下降四、测定固溶度曲线 根据电阻变化规律：纯金属具有较小电阻率，当纯金属中溶入其它元素而形成固溶体时，固溶体的电阻率随溶质元素含量的增加呈曲线变化；当合金两相呈机械混合时，合金电阻率随第二组元的增多呈直线变化。具体方法：将一系列成分不同的试样加热到略低于共晶转变温度T0以下，保温足够时间，然后淬火；将淬火后的试样再分别加热到低于T0的各个温度，保温足够长时间使组织达到平衡态，然后再淬火下来得到各试样的电阻率，绘制不同温度下的-曲线，找出转折点所对应的浓度，即为各温度下的溶解度。原理：在固溶线以左，溶质全部溶入溶剂形成单相固溶体，该区内随成曲线增大，在固溶线以右，继续增大溶质浓度，则形成+两相区，两相区内随溶质浓度的增加， 、向成分不变，只改变相对量，类似于机械混合，故此时-为直线关系五、研究合金的有序无序转变有些合金在加热和冷却过程中存在着有序无序转变，由于有序相的电阻比无序相低，故转变时电阻有很明显的变化。曲线1：为无序状态合金，加热时因单纯受温度的影响，电阻增大，当加热到300时，电阻曲线发生了明显的向下拐折，表示由于热激活原子开始向有序化排列，曲线随温度增高继续降低，说明有序进一步得到了发展，但由于这时加热的温度范围较高，只能获得部分有序状态，随后便转变为无序结构。 曲线2：从高温的无序状态将合金缓慢地冷却，从无序转变为有序时，合金的电阻将发生向下拐折，电阻曲线随温度下降，有序化在不断发展，由于冷却的速度很小，合金的有序化得以充分进行。 曲线3：将高温无序态合金快冷至某一有序化温度，使其来不及转变，然后再进行缓慢冷却，则获得部分有序状态，并且还能控制有序区的大小。六、研究碳钢过冷奥氏体的等温转变过冷奥氏体含有较多的碳，因而电阻较高，其等温产物珠光体、贝氏体、索氏体等具有较小电阻，因而电阻发生较大变化，从而可定性确定过冷奥氏体转变的孕育期与结束时间七、研究材料的疲劳过程 材料的应力疲劳是内部位错的增殖、裂纹的扩展等一系列微观以致宏观缺陷的发展过程第1、2阶段电阻变化不大；第3阶段电阻值有缓慢增加的趋势，这对应于材料内部缺陷的密度不断的增高；第4阶段的电阻变化更加明显，这时试样内部缺陷急剧增加，原有的内部裂纹已发展到表面出现微裂纹，故引起电阻大幅度提高。八、研究马氏体相变对热弹马氏体相变研究表明：在降温进行正马氏体相变及升温进行反马氏体相变过程(奥氏体化)中，发现电阻有反常变化：形成马氏体时，合金电阻急剧增加；马氏体消失，电阻下降。因此从电阻变化的特点可以确定热弹马氏体相变的温度范围。热容的影响因素（一）、合金相的热容：取决于合金组成相的性质1、低温下合金相的热容 低温时所有化合物、固溶体、中间相的热容Cv=Cvi+Cve=T3+T：离子振动热容系数，电子热容系数，其大小因组元不同有差别，生成共价键、离子键化合物时，电子热容下降显著2、高温下合金相的热容，服从NeumanKopp Law Cm=m1Cm1+m2Cm2+.=miCmimi为第i个组元的摩尔百分数，适用于金属与非金属化合物、中间相、固溶体及由它们所组成的多相合金，但不适用于低温条件或铁磁合金（二）、组织转变对热焓及热容的影响：突变性 金属及合金组织发生转变时会产生附加的热效应，由此使热焓和热容出现异常变化。1、一级相变与二级相变定义：当系统发生相变时，化学势相等，而化学势的一级偏微商不相等，称为一级相变：在一级相变时发生体积突变的同时还发生熵的突变1= 2当系统发生相变时，化学势相等，且化学势的一级偏微商也相等，而化学势的二级偏微商不相等称为二级相变；一级相变通常在某一个特定温度下完成，加热到临界点Tc时热焓曲线出现跃变，同时热容曲线呈现不连续变化，相变时熵与体积呈不连续变化，即相变进行时有相变潜热和体积突变，如纯金属的凝固及熔化、同素异构转变、共晶、包晶转变等； 二级相变通常在一个温度范围内逐步完成，热焓随温度的升高逐渐增大，即焓无突变，没有熵和体积的突变，只有热容的连续变化而无突变，如有序无序转变，铁磁顺磁转变等。 其变化趋势如左图：2、熔化和凝固：在加热温度低于熔点或高于熔点时，加热所需热量随温度缓慢升高，在熔点Tm处，由于熔化金属需要熔化热，热焓曲线产生拐折并徒直上升。液态和固态金属的热量变化曲线L和S相比，曲线L的斜率比S大，这说明液态金属的热容比固态金属的大。若自液态快冷而获得非晶态金属，则其焓沿虚线变化，故在低于熔点的任意温度下，非晶态金属热容晶体金属热容3、亚稳态组织转变：过饱和固溶体的时效、M体和残余A体的回火转变、形变金属的回复与再结晶普遍规律：温度在室温以上某一温度范围内，如不发生相变，合金的热容与温度间呈线性关系，如发生相变，则热容偏离直线规律。由于亚稳态固溶体的能量较高，从亚稳态转变为稳定态时要放出热量，因此试样温度升高时所需热量小于无相变时的热量，从而导致热容曲线向下拐折。七、热学性能分析的应用 常用于研究钢在加热或冷却过程中的相变、合金亚稳组织转变、有序无序转变等1、建立合金相图：确定液相线、固相线、共晶线、包晶线等2、研究钢的相变过程A：测量过冷奥氏体的等温转变曲线(TTT)：测试不同温度下等温转变的开始时间与结束时间（孕育期、结束期）B：测定连续转变曲线（CCT）测试装置同前，改变冷却介质，试样加热后可用不同的速度冷却（炉冷、空冷等）C：测定相变临界点（Ms）马氏体转变的特点是，当试样冷却到Ms点以下的温度时，马氏体转变即瞬时完成。根据这一特点，若将盐浴炉的温度取在Ms点以下，当试样投入盐浴之厄，过冷奥氏体便有一部分转变为马氏体。由于奥氏体转变为马氏体要放出热量，试样的温度将高于标准样，从而导致热电势差向着正向变化，如图示。盐浴温度愈接近Ms点，马氏体转变量就愈少，热效应愈小，热电势差的变化也愈小。马氏体转变引起的正向电势差所对应的最高温度即为Ms点3、研究有序-无序转变Cu-Zn合金成分接近CuZn时，形成具有体心立方点阵的固溶体，在低温时为有序态，随温度升高逐渐转变为无序，此为吸热过程：加热到150以上时，CuZn相的有序度开始下降，并向无序化转变，合金产生的吸热效应使比热容升高，在到达有序化温度时，比热容达最大值，然后急剧下降，更高温度下的比热容还在有序化曲线的延伸线上，说明在高温下保留了短程有序。4、研究淬火钢的回火从图看到：若不发生转变，比热容应该沿着直线变化，但由于加热过程个产生了组织转变，所以不同的温度区间产生了三种不同的热效应，其中热效应对应于淬火马氏体转变为回火马氏体，这时马氏体的正方度减小，并从固溶体中析出碳化物相，热效应是残余奥氏体分解引起的，即残余奥氏体转变为回火马氏体和析出碳化铁，热效应是由碳化铁转变为渗碳体以及位错大量减少引起的。 如预先将试样在250回火2h，使残余奥氏体发生分解，则热效应已全部消失，它说明回火时马氏体己转变为回火马氏体。热效应显著减小，意昧着250回火时已有部分残余奥氏体产生了分解，尚未分解的残余奥氏体这时继续分解为铁素体和碳化铁。曲线2和曲线1的热效应表明：250回火对碳化铁转变为渗碳体没有影响5、测定钢在加热或冷却过程中的组织转变温度由于珠光体转变为奥氏体是吸热过程，奥氏体分解为珠光体是放热过程，曲线1上放热峰的拐折点a1，所对应的温度为Ar1点，吸热峰的拐折点a对应的温度为Ac1点。简单热分析曲线在加热或冷却过程个出现了停留，停留温度分别为Ac1点和Ar1点，两者从理论上讲应该相等(Ac1=Ar1)，但由于加热和冷却速度较快，以非平衡态进行，发生了相变滞后，使Ac1Ar16、研究冷变形后金属的回复与再结晶 金属冷变形后存在弹性储存能，使组织结构处于亚稳态，储存能主要表现为晶体缺陷增加所造成的点阵畸变能。在回复和再结晶过程中，点缺陷浓度和位错密度逐渐降低，其储存能以随之以热量形式释放，测试其热效应，可了解回复与再结晶过程二、热膨胀与其它物理性能的关系1、热容：均为原子热振动增加而引起的振幅增大和振动能量增大的结果式中：r是格律乃森常数，是表示原子非线性振动的物理量，一般物质r在1525，K为体积弹性模量，V为体积，C为等容热容2、原子间结合力 A：熔点：原子间结合力越大，金属熔点（Tm）越高，升高相同温度使原子间距增量减小，膨胀系数越小，满足极限方程： Tmv=（VTm-V0）/ V0=Const 对于立方、六方金属，C0.060.076， 正方金属： C0.0276B：Debye特征温度：原子间结合力与Deby特征温度的平方成正比，故Deby特征温度越高，膨胀系数越小C：硬度：原子间结合力越大，切变模量G越大，位错运动阻力越大，塑性抗力越大，硬度越高，因而膨胀系数越小3、原子序数：热胀系数是原子序数的周期性函数； 同一族IA族元素原子序数增加，线胀系数增大； 其它A族元素随原子序数的增大，线胀系数下降；同一周期中过渡族金属膨胀系数最小，碱金属膨胀系数最大，原因在于碱金属原子间结合力小，熔点低，而过渡族元素熔点高，同时存在未排满的d、f层电子，结合力大，从膨胀系数小。三、热膨胀的影响因素（一）、相变的影响1、多晶型转变（同素异构）：由于点阵结构重排，金属比容突变，导致膨胀系数不连续变化，具备一级相变的特征；2、有序无序转变：二级相变，相变时体积无突变，但膨胀系数在相变温度区间有改变，从而在膨胀曲线上出现拐折3、磁性转变：居里点T处，随温度的升高，由铁磁-顺磁，从而产生磁致伸缩的逆效应，即出现一附加的伸长或缩短（由相变引起），体现在膨胀系数与温度的关系上，则出现反常：Ni、Co的热膨胀峰向上，为正反常；Fe热膨胀峰向下，为负反常（二）、合金成分和组织的影响1、固溶体：绝大多数金属形成单相固溶体时，其膨胀系数介于组元的膨胀系数之间，溶剂中溶入低膨胀系数的溶质时，固溶体膨胀系数降低，反之升高；随溶质浓度的增加，其变化规律稍低于按算术相加规律的计算值，成凹曲线例：一般情况：在Al中溶入Cu、Si、Ni、Fe、Be；Cu中加Pd、Ni、Au均降低其热膨胀系数；Cu中溶入Zn、Sn使其热膨胀系数增大特殊情况：SbTN时： 随温度升高，磁化率下降；当T3，但不能太大二、技术磁化：铁磁金属在外加磁场作用下产生的磁化（畴壁的迁移与磁畴的旋转）1、起始磁化阶段：对应磁化曲线上的OA，磁化强度M随外加磁场的增大缓慢增大，宏观上表现为较弱的磁化强度，这是由于在较弱的外磁场作用下，畴壁仅作较小的位移造成：锐角磁畴扩大，钝角磁畴减小，从而使磁体沿外场方向表现出磁性；畴壁的位移不大，故磁体磁化强度不大，且这种壁移为弹性壁移，若将外磁场减小到0，畴壁又会退回到起始位置而使磁化强度降为0，称为可逆壁移2、急剧磁化阶段：磁化强度随外磁场的增加急剧上升，主要是在外磁场的驱动下，磁畴发生了不可逆壁移及磁矩不可逆转向；由于此时磁场驱动力足够大，使壁移得以克服内应力和杂质等阻力迅速位移，并导致所有钝角磁畴瞬时转变为锐角畴，从而使磁化强度剧增；由于畴壁克服较大的阻力得以迁移，即使去除外磁场，畴壁也不再退回原位，为不可逆壁移；3、缓慢磁化并趋于磁饱和阶段：磁化强度随外加磁场的增加而缓慢增加并趋于磁饱和，对应的为锐角磁畴进一步转向外磁场方向的过程。由于磁畴转动必须克服磁各向异性能，故磁矩转动困难，导致磁化强度缓慢上升；造成畴壁可逆与不可逆壁移的临界磁场即为矫顽力。3.6 影响金属铁磁性的因素总体趋势：凡是与自发磁化过程有关的参量如：饱和磁化强度（Ms）、饱和磁致伸缩系数s、磁晶各向异性常数K1、居里温度Tc均属于组织不敏感参量，主要取决于金属与合金的成分、原子结构、晶体结构、组成相的性质与相对含量，与材料的组织形态几乎无关； 凡是与技术磁化过程有关的参量如磁导率、矫顽力Hc、剩余磁感应强度Br为组织敏感参量，除受上述因素影响外，还受晶粒大小、第二相形状、大小、分布以及晶体缺陷的影响。一、温度 温度低于居里点时，由于温度升高使原子的热运动加剧，原子磁矩无序倾向增大，导致Ms下降。接近居里点时，原子磁矩无序倾向急剧增大，因此Ms急剧降低，在居里点处下降为零，即铁磁性消失，呈现顺磁性，这是由于温度升高，原子无规则的热运动加剧，逐渐削弱了自旋磁矩同向排列直至丧失自旋有序的结果。 Bmax随温度的升高而下降，与Ms和温度的关系基本相似。温度对Br的影响比较复杂，-200-20区间，Br随温度升高而增大，但温度继续升高，则Br降低（与Ms线类似）； 的变化也比较复杂， 在强磁场中，由于温度升高会导致B值降低，故随之降低。但在较弱的磁场中，温度升高可引起应力松弛，有利于磁化，由此可以减小磁化过程的阻力，因此值不但没有下降，反而随温度升高而增大，当温度接近居里点时，急剧下降； Hc随着温度的升高而下降，这是由于温度升高会引起K和s降低以及应力松弛所造成的(降低了壁移阻力)。 二、应力 当应力的方向与金属的磁致伸缩系数为同号时，应力促进磁化、反号则对磁化起阻碍作用：即压应力有利于Ni、Co（负磁致伸缩材料）的磁化、拉应力有利于Fe（正磁致伸缩材料）的磁化三、形变、晶粒及杂质的影响 形变使磁导率显著降低，形变量越大，值下降显著、Hc越高，原因在于形变引起的点阵畸变和内应力的增高使壁移阻力增大，同时内应力也不利于磁矩的转动，因而磁化和退磁过程困难。 Br在压缩量为58%以下时，随压缩量的增大急剧降低，当压缩量8%，Br随加工硬化程度的增大而逐渐增高； 晶粒细化、晶界增多，磁化阻力增大，难以磁化(磁导率越低、矫顽力越大、磁致损耗越大）； 夹杂物固溶于铁中会造成点阵扭曲，呈夹杂物存在时则使畴壁穿孔，增大畴壁移动阻力， 值下降、Hc上升（间隙固溶影响置换固溶）四、合金成分和组织的影响（一）、形成固溶体1、抗磁或顺磁金属溶入铁磁金属中形成固溶体，由于溶质原子的外层电子进入了铁磁金属的d层电子，导致波尔磁子数减小，铁磁金属的饱和磁化强度随溶质浓度增加而降低；2、过渡族金属与铁磁金属组成固溶体时，改变了点阵常数，增强交互作用，对自发磁化有促进作用，当溶质浓度不高时，Ms增加，浓度较高时，由于溶质原子的稀释作用，Ms下降；3、两种铁磁金属组成固溶体时，Ms变化较为复杂；4、固溶体合金发生有序化时，Ms上升（如Ni-Mn合金形成有序度很高的Ni3Mn时，Ms达最高值。（二）、形成化合物 铁磁金属与顺磁或抗磁金属所组成的化合物和中间相（如FeZn7、Fe3Au、FeSb2等），改变了铁磁金属中3d层的电子交互作用，呈顺磁性； 铁磁金属与非金属所组成的化合物如Fe3O4、FeSi2、FeS等，由于两相邻原子的自旋磁矩呈反向平行排列，又没有完全抵消，因而呈亚铁磁性；常见的Fe3C、Fe4N属于弱铁磁相；（三）形成多相合金（如各相均为铁磁相、满足线性相加法则） Ms=Ms1V1%+Ms2V2%+（四）、钢中组织（F、P、A、B、M、Fe3C）其中：F、P、B、M均为强铁磁相； Fe3C微弱铁磁相； A、合金碳化物为顺磁相。随碳含量的增加，退火、淬火态下的Ms下降，原因在于退火时弱铁磁相Fe3C增大、淬火时顺磁相残余奥氏体量增大；矫顽力随碳含量的增加而增加，且淬火态高于退火态，这是由于淬火形成马氏体（共格切变）时具有很高的内应力。Hc 细片状P粗片状P粒状P一、测定淬火钢中残余奥氏体含量：冲击测量法 含碳量比较高的钢经过淬火之后，在室温下的组织中都或多或少存在着一部分残余奥氏体，从而影响钢的工艺性能和机械性能。 例如：对工具钢来说，残余奥氏体存在可以减小淬火过程中的变形；超高强度钢中，保留一定量的残余奥氏体能显著改善断裂韧性；近年来研究认为，GCrl5轴承钢中的残余奥氏体有利于提高接触疲劳强度和寿命。1、碳钢和低合金钢：淬火M+残余A在强磁场下，根据线性相加的原则： (Ms)试样=(Ms)MVM%+(Ms)AVA%M体为强铁磁相，A体为顺磁相，则(Ms)A0 则VM%= (Ms)试样/ (Ms)M100%VA%=1- VM%= (Ms)M- (Ms)试样/ (Ms)M 100% 对于标准样的要求如下： 一是成分、形状、尺寸要和待测试样完全相同，二是要具有100的马氏体组织。2、高碳高合金钢：淬火M+残余A+合金碳化物M体为强铁磁相，A体、合金碳化物为顺磁相，仍满足：VM%= (Ms)试样/ (Ms)M100% 但此时：VM%+VA%+Vcm%=100% 故VA%= (Ms)M- (Ms)试样/ (Ms)M 100%- Vcm%其中Vcm%可用电解萃取法或定量金相的方法确定。理想标样的的热处理工艺：A：淬火后进行冷处理(液氮或液氦)：深冷处理B：选用“回火标样”：试样淬火后进行某温度的适当时间的回火，使残余奥氏体尽量分解为回火马氏体。C：对低碳钢和低合金钢，也可选用“铁素体标样”D：采用退火试样作标样二、研究淬火钢的回火：热磁仪法 在回火过程中残余奥氏体分解的产物都是铁磁性相，会引起饱和磁化强度的升高；马氏体分解析出的碳化物是弱铁磁相，会引起饱和磁化强度的下降。由于多相系统的磁化强度服从相加原则，故可采用饱和磁化强度随回火温度的变化作为相分析的根据，确定不同相发生分解的温度区间，判断生成相的性质。 （温度、相变的综合作用）1、20-200回火时：在20-200区间回火时，饱和磁化强度随温度升高缓慢下降。从饱和磁化强度和加热温度的关系考虑，曲线下降的原因首先是由于温度的影响，同时实测曲线冷却时表现出明显的不可逆性，表明在此阶段中发生了组织转变，析出了碳化物（：弱铁磁相），由此而导致曲线降低。 2、在200一300区间饱和磁化曲线随温度升高而急剧增高：温度的影响依然存在，回火组织中的、碳化物，由于回火温度已接近它们的居里点，也要引起磁化强度下降。但残余奥氏体分解引起饱和磁化强度增高，因此，可以推断在此温度区间发生了奥氏体分解 ；3、300-350区间，在此范围内饱和磁化曲线明显下降，温度仍然是影响因素，但与工业纯铁的饱和磁化曲线4相比，可以看到，淬火钢饱和磁化强度的下降值远大于工业纯铁的下降值。后者只是温度影响的结果，因此可以判断，淬火钢饱和磁化强度降低主要是由组织变化而引起的，曲线下降可以说明马氏体分解仍在继续进行。 4、350以上磁化曲线随回火温度升高继续下降，并且在350-500之间与退火状态相比还存在着一定的差别，它说明回火组织仍末达到稳定的平衡状态，曲线下降是由于相与铁作用生成Fe3C，从而造成铁素体数量减少所致。5、温度高于500时，曲线在加热和冷却时的变化是可逆的。它说明在此温度以下已经完成回火过程中的所有组织转变。温度进一步升高将产生渗碳体的聚集与球化，但这些变化不能影响组织不敏感参数。 三、研究过冷奥氏体的等温转变：热磁仪法 钢的过冷奥氏体等温转变后的组织均为强铁磁性，转变前后磁性的变化十分明显，而且转变产物的数量与饱和磁化强度成正比。因此，铁磁测量适合于研究奥氏体等温转变的动力学问题。 四、确定合金最大固溶度 置换式固溶体合金的成分对矫顽力基本上无影响，但组织对其影响较大。当合金成分超过最大固溶度而生产第二相时，起钉轧作用，矫顽力显著增加，因此可根据矫顽力的突变确定合金最大固溶度。4.2 弹性模量的影响因素1、原子结构 由于金属的弹性与原子间的结合力有关，弹性模量取决于金属元素的价电子数和原子半径的大小，即取决于原子结构： 同一周期中的元素随原子序数增加，价电子数增多，弹性模量增高； 同一族元素，如Be、Mg、Ca、Sr、Ba等，价电子数相等，由于原子半径随原子序数增加而增大，弹性模量减小；过渡族金属有特殊规律性，具有较高的弹性模量，单晶体不同晶向原子排列不同，结合力不同，弹性模量呈各向异性，除与原子结构有关外，与点阵结构有关，同种金属点阵越致密，弹性模量越高。2、温度温度升高，原子热运动加剧，原子间距增大（膨胀），导致原子间结合力减弱，导致弹性模量随温度升高而降低；无相变且T0.5Tm，呈线性下降； 0.5Tm T Tm，呈指数下降；3、相变：发生相变时，弹性模量偏离随温度变化的规律 铁于910、发生-的同素异构转变，点阵致密度增大，从而使E发生跃变。在768发生磁性转变时，曲线产生拐折。 钴于480即由转变为，因此弹性模量也急剧增大。 镍的弹性模量随温度的变化比较复杂，退火状态的镍，在200以下，随着温度的升高而降低，但在200以上E的变化反常，即随着温度升高，E值反而增大。当镍被磁化到饱和状态时，这种反常现象即行消失（铁磁性反常：磁致伸缩+力致伸缩）。4、合金元素A：形成固溶体，溶质原子对弹性模量的影响存在三个方面：造成点阵畸变，E下降；阻碍位错运动与弯曲，使E增大；溶质原子与溶剂原子间结合力大于溶剂间原子结合力，E增大，反之E减小； 两种金属形成无限固溶体时（价电子数与原子半径相近）：弹性模量与溶质浓度间呈线性关系，若其中一组元为过渡族金属时，则呈凸形曲线变化，这与过渡族元素未填满的内电子层影响原子间的结合力有关；形成有限固溶体时，E与溶质原子浓度呈线性关系，变化程度取决于电子浓度、组元间的原子半径差；总体上：当弹性模量（熔点）比溶剂金属低的组元加入时，使固溶体E下降；反之则增加；合金的有序化或生成不均匀固溶体时，由于原子间结合力增强，从而使E值增大。B：化合物、中间相与多相合金 形成化合物相熔点越高，组织稳定性越高，则弹性模量越大； E为组织不敏感参量，与单相合金的晶粒大小、形状、相弥散程度、分布无关，与组成相各相的体积分数呈直线关系5、晶体结构（晶体对称性与缺陷）晶体对称性：单晶体由于各晶向原子排列致密度不同，导致各向异性；大变形：通过大变形形成织构（择优取向），导致各向异性，沿着拉拔方向的弹性模量将增大；再结晶织构：淬火使碳钢E下降，可能与碳的溶入减弱了铁原子间的结合力有关。一、点缺陷引起的内耗1、斯诺克峰（Snoek）体心立方晶体中间隙原子引起的内耗 无外加应力时，间隙原子在固溶体中的呈无序分布。在外加应力作用下，这些原子所处位置的能量即出现差异，因而原子要发生重新分布，即产生有序排列。由于应力引起的原子偏离无规则状态分布叫应力感生有序。 溶质原子的有序是通过微扩散过程来实现的，并由此而产生滞弹性行为，引起内耗。当应力频率很高时，间隙原子来不及跳动，也就不能产生弛豫过程，所以不能产生内耗。当应力频率很低时，应变和应力完全同步变化，也不能引起内耗。在一定的温度下，由间隙原子在体心立方点阵中应力感生微扩散产生的内耗峰与溶质原子浓度成正比，浓度愈大，内耗降就愈高 2、Rozin洛辛峰面心立方晶体中间隙原子引起的内耗 一般认为：由于在面心立方晶体中间隙原子处于(111)面所组成的八面体中心，间隙原子不会使溶剂的点阵产生不对称畸变，在交变应力作用下不会产生应力感生微扩散，所以不能引起内耗。 但实际晶体点阵中往往存在着合金元素的原子或着空位，在这两种情况下间隙原子的溶入都会产生不对称畸变而引起内耗。3、Zener峰-置换原子引起的内耗 根据诺维克对AgZn合金的研究得到，内耗峰的高度与溶质原子浓度的平方成正比。对于不同的合金，这种内耗的弛豫强度随溶质和溶剂原子半径之差的增大而增大。在置换式固溶体中单个的溶质原子所能引起的点阵畸变完全是对称性的，对于对称性畸变不存在应力感生有序倾向，不能引起内耗。但C. Zener首先提出，当溶质原子的浓度足够高时，两个相邻的洛质原于会组成原子对这样便会产生不对称畸变，从而引起内耗。二、位错内耗 其内耗可以分为两部分，即低振幅下与振幅无关的内耗I (也称背景内耗)以及高振幅下与振幅有关的内耗H，总内耗： I十H 若内耗对冷加工敏感，可以肯定这种内耗与位错有关。H部分与振幅有关而与频率无关，可以认为是静滞后型内耗。I与振幅无关而与频率有关； Koehler最先提出了钉扎位错弦的阻尼共振模型，认为I是由于位错被钉扎时阻尼振动引起的； H是位错脱钉过程引起的。这一模型随后经 Granano和Luck进一步完善后，形成了KGL理论； 位错线的两端由位错网络的结点和析出相的粒子所钉扎，这种钉扎称为强钉扎，即不能产生脱钉。被点缺陷(杂质原子)钉扎时为弱钉扎，即受力时可脱钉 。三、晶界内耗 当温度较低时，晶界的粘滞性较大，即滑动的阻力较大，而相对位移很小，所以能量损耗较小。高温时晶界的粘