材料强度及断裂第一章

1、合肥工业大学材料学院合肥工业大学材料学院 刘刘 宁宁材料强度与断裂材料强度与断裂序n断裂问题的研究从来Griffith时代算起至今已有90余年的历史，上世纪70年代初断裂力学传入我国，从国内外发展的趋势来看，以连续介质为基础来研究断裂是不够的，宏观与微观相结合的研究方法重新受到人们的关注。因此，本门课程的设置便应运而生。目的在于培养硕士生了解和掌握材料断裂微观过程，在断裂物理的思想基础上把它们系统化，促进宏观与微观断裂问题研究的结合，以加强从事材料宏观与微观力学性质研究的硕士生分析问题和解决问题能力的培养。n主要参考书n哈宽富.断裂物理基础. 科学出版社.2000n褚武扬，乔利杰，陈奇志，高克

2、玮.断裂与环境断裂.科学出版社，2000n许金泉.材料强度学.上海交通大学出版社，2009n其它文献第一章第一章 材料的微观强化机理材料的微观强化机理第一节第一节 概述概述金属材料强化的两个基本途径金属材料强化的两个基本途径：n一是制成无缺陷的完整晶体，使金属的晶体强度接近一是制成无缺陷的完整晶体，使金属的晶体强度接近理论强度，如理论强度，如晶须或碳纳米管等晶须或碳纳米管等n二是在有缺陷的金属晶体中设法阻止位错的运动，如二是在有缺陷的金属晶体中设法阻止位错的运动，如细化晶粒、引入相界、位错切割等细化晶粒、引入相界、位错切割等n早在二十世纪二十年代人们就利用简单立方晶体的模型进行近似计算，认为金

3、属晶体的理论剪切强度约在/30-/10之间（为切变模量）。二十世纪五十年代制造出的铁晶须，它的屈服强度Y已接近-Fe的理论屈服强度。细晶须中只含有一至数条位错线，受力时位错很容易逸出表面，此后变形过程中晶须内事实上不存在位错线，晶体必须通过均匀的形成位错圈才能变形，均匀形成位错圈的应力远高于位错的晶格阻力，使晶体的屈服强度接近理论屈服强度。晶须的直径变粗，内部位错不容易清除，屈服时只要克服位错的晶格阻力，使强度下降。位错的晶格阻力可以近似看作派-纳（Peierls-Nabarro）力。n一方面晶须的强度极不稳定，有一定数量的位错存在时，强度剧烈下降；另一方面晶须的成本高，工艺复杂。因此，在工程

4、中采用第二种强化方法，即在晶体中引入大量缺陷及阻止位错运动来提高强度。采用各种强化手段使铁的强度提高，这些手段包括固溶强化、晶界强化、加工硬化、第二相沉淀、弥散强化以及相变强化、有序强化和Spinodal分解强化等。形变热处理和冷拔高碳钢丝的强度已接近晶须的强度。金属材料的强化主要由下列几类强化所决定：金属材料的强化主要由下列几类强化所决定： 位错强化位错强化， 固溶强化固溶强化， 晶界强化晶界强化， 沉淀沉淀强化，强化， 弥散强化弥散强化， Spinodal分解分解强化强化， 有序化强化有序化强化， 相变强化相变强化 n例如例如退火态的单晶体纯退火态的单晶体纯Fe的屈服强度为的屈服强度为30

5、MPa；Fe中固溶有中固溶有C、Mn、N等元素并制成多晶体，即普通的低等元素并制成多晶体，即普通的低C钢，屈服强度为钢，屈服强度为100200MPa。n假如通过冷加工变形引入位错并在一定的温度下时效，使碳化物和氮假如通过冷加工变形引入位错并在一定的温度下时效，使碳化物和氮化物在钢中沉淀，则强度还可以进一步提高。化物在钢中沉淀，则强度还可以进一步提高。n强化机理的复合作用，使纯强化机理的复合作用，使纯Fe单晶体的强度提高了单晶体的强度提高了7倍以上。倍以上。第二节第二节 微观强化机理分类微观强化机理分类n金属晶体中的位错是由相变和塑性变形引入的，位错的密度愈高，金属晶体中的位错是由相变和塑性变形

6、引入的，位错的密度愈高，金属抵抗塑性变形的能力就愈大。其他因素固定时，金属的金属抵抗塑性变形的能力就愈大。其他因素固定时，金属的流变应流变应力力 和位错密度和位错密度 之间的之间的关系服从关系服从Baily-Hirsch式：式： 所以所以 表示位错密度引起流变应力增量。表示位错密度引起流变应力增量。12bi 12ll-bi 第三节第三节 位错强化位错强化n加工硬化的第加工硬化的第阶段，只有一个分切应力最大的主滑移系开动，阶段，只有一个分切应力最大的主滑移系开动，加工硬化斜率加工硬化斜率 比较小，位错滑移的距离很大，滑移阻力很小比较小，位错滑移的距离很大，滑移阻力很小，因此第一阶段又称为易滑移阶

7、段。，因此第一阶段又称为易滑移阶段。n在第二阶段（滑移），两个滑移系同时开动，此时加工硬化进入在第二阶段（滑移），两个滑移系同时开动，此时加工硬化进入直线硬化阶段，这个阶段的硬化曲线斜率直线硬化阶段，这个阶段的硬化曲线斜率 ，数值上接近常数，数值上接近常数，位错的强化作用最大。，位错的强化作用最大。 n1、根据、根据Seeger理论，随着主滑移面上的平行位错密度增大，次滑理论，随着主滑移面上的平行位错密度增大，次滑移面上的位错密度也同时增加。在主滑移面和次滑移面上（移面上的位错密度也同时增加。在主滑移面和次滑移面上（fcc的的主次滑移面都是主次滑移面都是111面），全位错扩展成两个不全位错。面

8、），全位错扩展成两个不全位错。n主滑移面主滑移面(111)： n次滑移面次滑移面( ) ： - -aaa101112211266-1 11-aaa011121112266第第阶段位错强化理论主要由以下几种：阶段位错强化理论主要由以下几种：n在主次滑移面交线在主次滑移面交线 上有位错反应上有位错反应n所以，所以， 、 、 组成了面角位组成了面角位错错(Lomer-Cottrell位错位错)。-1 1 0 - -a2116-a1216n因为因为Lomer-Cottrell位错是一种不动位错，而主滑移面和次滑移面相位错是一种不动位错，而主滑移面和次滑移面相交的方向有三个可以组成六角形的位错带，包围在

9、位错源的周围，造交的方向有三个可以组成六角形的位错带，包围在位错源的周围，造成滑移面中位错塞积，塞积群的形成使硬化系数变大。成滑移面中位错塞积，塞积群的形成使硬化系数变大。n2.第第阶段的强化还可用阶段的强化还可用Hirsch等提出的位错林硬化理等提出的位错林硬化理论来解释。这种理论认为：主滑移面中的位错源产生论来解释。这种理论认为：主滑移面中的位错源产生的位错和位错林（穿过主滑移面的位错，它们可以是的位错和位错林（穿过主滑移面的位错，它们可以是由原来晶体中的位错网组成，也可以由次滑移系统产由原来晶体中的位错网组成，也可以由次滑移系统产生的位错组成）交截产生割阶。生的位错组成）交截产生割阶。n

10、位错林在变形过程中被多次交截，形成割阶愈多，需位错林在变形过程中被多次交截，形成割阶愈多，需要能量也愈大，因而阻力就大。两个相互垂直的螺型要能量也愈大，因而阻力就大。两个相互垂直的螺型位错相截产生的割阶是一个刃型位错。位错相截产生的割阶是一个刃型位错。n当螺型位错带着这个割阶一起运动时，当螺型位错带着这个割阶一起运动时，割阶就进行非割阶就进行非保守运动，从而在晶体中产生空位保守运动，从而在晶体中产生空位，割阶的非保守运，割阶的非保守运动受到的阻力是非常大的。动受到的阻力是非常大的。n3.Gilman提出了由于位错偶极（提出了由于位错偶极（dipole）和小位错圈（）和小位错圈（debris）的

11、形成而造成第二阶段硬化作用。割阶、位错偶）的形成而造成第二阶段硬化作用。割阶、位错偶极、小位错圈和空位都是位错线进一步移动的阻力。极、小位错圈和空位都是位错线进一步移动的阻力。n加工硬化的第加工硬化的第阶段又叫抛物线硬化阶段阶段又叫抛物线硬化阶段,第第 阶段阶段曲线曲线的斜率的斜率小于第小于第阶段阶段斜率斜率 ，这个阶段中位错进行多重交，这个阶段中位错进行多重交滑移。第滑移。第阶段被面角位错（阶段被面角位错（Lomer-Cottrell位错）塞积位错）塞积的螺位错可以通过交滑移绕过障碍使主要的滑移面上的的螺位错可以通过交滑移绕过障碍使主要的滑移面上的位错线一部分转入其它滑移面，结果主要滑移面上

12、位错位错线一部分转入其它滑移面，结果主要滑移面上位错密度增加的比例变小。因此，和第密度增加的比例变小。因此，和第阶段相比，第阶段相比，第阶阶段的硬化率变小。段的硬化率变小。n硬化的三个阶段中，位错的引入和位错间的交互作用，在硬化的三个阶段中，位错的引入和位错间的交互作用，在方式上可以是各不相同的，但是随着变形量增加，位错密方式上可以是各不相同的，但是随着变形量增加，位错密度和缺陷在数量上总是增加的。工程上利用位错密度大小度和缺陷在数量上总是增加的。工程上利用位错密度大小来决定金属晶体的强度，这是位错理论的重大成就之一。来决定金属晶体的强度，这是位错理论的重大成就之一。n位错强化本身对金属材料的

13、强度的贡献是很大的，但是它位错强化本身对金属材料的强度的贡献是很大的，但是它的重要性远不是到此为止。位错的运动也是造成固溶强化的重要性远不是到此为止。位错的运动也是造成固溶强化、晶界强化和第二相沉淀及弥散强化的主要原因。、晶界强化和第二相沉淀及弥散强化的主要原因。固溶强化就是利用点缺陷对金属基体进行强化，它分成两类：间隙式固溶强化就是利用点缺陷对金属基体进行强化，它分成两类：间隙式固溶强化和置换式固溶强化。固溶强化和置换式固溶强化。间隙式固溶强化间隙式固溶强化: 碳、氮等溶质原子嵌入碳、氮等溶质原子嵌入 晶格的八面体间隙中，晶格产生晶格的八面体间隙中，晶格产生不对称正方性畸变造成强化效应。铁基

14、体的屈服强度随着间隙原子不对称正方性畸变造成强化效应。铁基体的屈服强度随着间隙原子含量的增加而变大，强化增量和碳原子含量的平方根呈直线关系。含量的增加而变大，强化增量和碳原子含量的平方根呈直线关系。置换式固溶强化置换式固溶强化: 置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是球面对称的，置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是球面对称的，强化效能要比间隙式原子小（约小两个数量级）强化效能要比间隙式原子小（约小两个数量级）。这种强化效应称。这种强化效应称为弱硬化。为弱硬化。-Fe第第四节四节 固溶强化固溶强化 柯氏气团：柯氏气团： 碳、氮等溶质原子在基体中和位错产生弹性交互作用，当它碳、氮等溶质原

15、子在基体中和位错产生弹性交互作用，当它们进入刃型近旁受张区中，可以抵消张应力产生的体积膨胀，使们进入刃型近旁受张区中，可以抵消张应力产生的体积膨胀，使应变能降低，这是一个自发的过程，这种位错线近旁的原子配列应变能降低，这是一个自发的过程，这种位错线近旁的原子配列称为柯氏气团称为柯氏气团 Snock气团：气团： 碳、氮等溶质原子还会和螺型位错的切应力场发生交互作用碳、氮等溶质原子还会和螺型位错的切应力场发生交互作用。根据。根据Snock气团推导出的碳、氮间隙原子强化效应：气团推导出的碳、氮间隙原子强化效应： 式中式中 是由碳、氮原子引起的屈服强度的增量，是由碳、氮原子引起的屈服强度的增量， 是溶

16、质原是溶质原子的原子浓度，子的原子浓度， 是柏氏矢量，是柏氏矢量， 是基体金属的晶格常数。是基体金属的晶格常数。ss C N()C i0abn置换式固溶元素的弱硬化作用可使得基体的强度平缓增加，同时基置换式固溶元素的弱硬化作用可使得基体的强度平缓增加，同时基体的韧性、塑性并不受到损害，这一点非常重要。体的韧性、塑性并不受到损害，这一点非常重要。nMott-Nabarro利用溶质原子造成的应力场进行强化增量的计算，得利用溶质原子造成的应力场进行强化增量的计算，得出强化增量和置换式溶质原子含量之间的关系式：出强化增量和置换式溶质原子含量之间的关系式： 式中式中 A 是常数，当溶质浓度是常数，当溶质

17、浓度 Cs=0.1 时，时，A=1 ; 时，时，A=2; 称为错配度，是表示溶质原子半径和溶剂原子半径差别的称为错配度，是表示溶质原子半径和溶剂原子半径差别的参数。若参数。若r0 为溶剂原子半径，则溶质原子的半径为为溶剂原子半径，则溶质原子的半径为 。43sssu b()2 AC s A110Cs310Cs0(1)rn置换式强化和间隙式强化的复合作用置换式强化和间隙式强化的复合作用 间隙式原子在基体金属中的溶解度极限很小，常温下碳间隙式原子在基体金属中的溶解度极限很小，常温下碳在在 中的溶解量只能是中的溶解量只能是0.006%，但是，碳在，但是，碳在 中中的溶解度很大，所以可把的溶解度很大，所

18、以可把Fe加热到加热到 状态使碳大量状态使碳大量溶入，然后淬火成马氏体。溶入，然后淬火成马氏体。 置换式原子引起的强化相对于碳的强化作用可认为是很置换式原子引起的强化相对于碳的强化作用可认为是很小的，不过某些置换元素如钼、钒、铌等在马氏体中和小的，不过某些置换元素如钼、钒、铌等在马氏体中和碳共存时，在回火过程中会沉淀出来造成强化。碳共存时，在回火过程中会沉淀出来造成强化。-Fe-Fe-Fen碳原子在面心立方晶格中造成的畸变呈球面对称，所以碳在奥氏体中的间隙碳原子在面心立方晶格中造成的畸变呈球面对称，所以碳在奥氏体中的间隙强化作用属于弱硬化。强化作用属于弱硬化。 置换式原子在奥氏体中的强化作用比

19、碳原子更小，但是置换式原子会影响奥置换式原子在奥氏体中的强化作用比碳原子更小，但是置换式原子会影响奥氏体的层错能。氏体的层错能。 奥氏体的层错能低，位错容易扩展。层错和溶质原子的交互作用使溶质原子奥氏体的层错能低，位错容易扩展。层错和溶质原子的交互作用使溶质原子偏聚在层错附加，形成铃木气团，铃木气团同样可以钉扎位错造成奥氏体强偏聚在层错附加，形成铃木气团，铃木气团同样可以钉扎位错造成奥氏体强化。化。 固溶强化是钢铁材料主要强化手段之一，基本内容归纳为两点固溶强化是钢铁材料主要强化手段之一，基本内容归纳为两点: （1）间隙式固溶强化对于铁素体基体（包括马氏体）的强化效能最大，但对）间隙式固溶强化

20、对于铁素体基体（包括马氏体）的强化效能最大，但对于韧性、塑性的消弱也很显著。于韧性、塑性的消弱也很显著。 （2）置换式固溶强化对铁素体的强化作用虽然比较小，但却不消弱基体的塑）置换式固溶强化对铁素体的强化作用虽然比较小，但却不消弱基体的塑性、韧性。性、韧性。n奥氏体的固溶强化奥氏体的固溶强化 晶界是位错运动的最大障碍之一。一个晶粒中的滑移带晶界是位错运动的最大障碍之一。一个晶粒中的滑移带不能穿越晶界传播到相邻的晶粒中去，要绕相邻的晶粒不能穿越晶界传播到相邻的晶粒中去，要绕相邻的晶粒产生滑移必须启动它本身的位错源。产生滑移必须启动它本身的位错源。 Hall-Petch根据这个观点总结出下屈服点与

21、晶粒大小的根据这个观点总结出下屈服点与晶粒大小的关系：关系： 如果用硬度表示，关系式为：如果用硬度表示，关系式为： 1-2iKyd1-20HHK d第五节第五节 晶界强化晶界强化n从上个世纪从上个世纪80年代末到年代末到本世纪本世纪初，初，对多种纳米材料的对多种纳米材料的硬度和晶粒尺寸的关系进行了研究。归纳起来有三种硬度和晶粒尺寸的关系进行了研究。归纳起来有三种不同的规律：不同的规律： 1. 正正Hall-Petch关系关系( )。蒸发凝聚、原位加压纳蒸发凝聚、原位加压纳米米 ，用机械合金化（高能球磨）制备的纳米，用机械合金化（高能球磨）制备的纳米Fe和和 等纳米结构材料服从于等纳米结构材料服

22、从于正正Hall-Petch关系式。关系式。 2.反反Hall-Petch关系关系( )。蒸发凝聚原位加压制成蒸发凝聚原位加压制成的纳米的纳米Pd(Palladium 钯钯)晶体以及非晶晶化法制备的晶体以及非晶晶化法制备的Ni-P纳米晶体服从于反纳米晶体服从于反Hall-Petch关系关系。 3.正正-反混合反混合Hall-Petch关系关系.蒸发凝聚原位加压制成的蒸发凝聚原位加压制成的纳米晶纳米晶Cu。0K2TiO3NbSn0K Hall-Petch关系式适用于各种微米级粗晶材关系式适用于各种微米级粗晶材料，不仅适用于金属，也适用于陶瓷材料料，不仅适用于金属，也适用于陶瓷材料n目前，对于纳米

23、结构材料的反常目前，对于纳米结构材料的反常Hall-Petch关系关系从以下几个方面进行了从以下几个方面进行了解释解释：（1）三叉晶界）三叉晶界 三叉晶界处原子扩散快、动性好，三叉晶界三叉晶界处原子扩散快、动性好，三叉晶界实际上就是旋错，旋错的运动就会导致界面区的实际上就是旋错，旋错的运动就会导致界面区的软化，对无晶体材料来说，这种软化现象就使纳软化，对无晶体材料来说，这种软化现象就使纳米晶体材料的整体的延展性增加，用这样的分析米晶体材料的整体的延展性增加，用这样的分析很容易解释纳米晶体材料具有的反很容易解释纳米晶体材料具有的反Hall-Petch关关系，以及系，以及K值变化。值变化。n三叉晶

24、界是三个或三个以上相邻的晶粒之间形成的交叉“线”，由于纳米材料界面包含大量的体积百分数，三叉晶界的数量也是很高的。随着纳米晶粒直径的减小，三叉晶界数量增值比界面体积百分数的增值快得多。根据Palumbo等人的计算，当晶粒直径由100nm减小到2nm时三叉晶界体积增值速度比界面增值高约2个数量级。n（2）界面的作用）界面的作用 随纳米晶粒直径的减小，随纳米晶粒直径的减小，晶界数量增加晶界数量增加，从而使得界面，从而使得界面能量增加，这时界面原子的动性大，这就增加了纳米晶能量增加，这时界面原子的动性大，这就增加了纳米晶体材料的延展性（软化现象）。体材料的延展性（软化现象）。n（3）临界尺寸）临界尺

25、寸 Gleiter等人认为，在一个给定的温度下纳米材料存在一等人认为，在一个给定的温度下纳米材料存在一个临界的尺寸，低于这个尺寸，界面粘滞性增强，这就个临界的尺寸，低于这个尺寸，界面粘滞性增强，这就引起了材料的软化；高于临界尺寸，材料硬化。他们把引起了材料的软化；高于临界尺寸，材料硬化。他们把这个临界尺寸成为这个临界尺寸成为“等粘合晶粒尺寸等粘合晶粒尺寸”（Equicohesive Grain Size）。）。 总之，上述看法都不够成熟，尚未形成比较系统的理总之，上述看法都不够成熟，尚未形成比较系统的理论，对这一问题的解决在实验上尚须做大量的工作。论，对这一问题的解决在实验上尚须做大量的工作。

26、n第二相质点沉淀时，沉淀相在基体中造成应力场，应力第二相质点沉淀时，沉淀相在基体中造成应力场，应力场和运动位错之间的交互作用使基体强化。场和运动位错之间的交互作用使基体强化。 假设在第二相质点应力场的作用下，位错线的曲率半径假设在第二相质点应力场的作用下，位错线的曲率半径为为，使位错线运动的切应力增量为，使位错线运动的切应力增量为 ， 将由将由 和第二相质点的间距大小和第二相质点的间距大小 来决定。来决定。 (a) 当当时时，很小很小，局，局部应力场不足以使位错线部应力场不足以使位错线沿着第二相质点弯曲，沿着第二相质点弯曲， 可以根据可以根据Mott-Nabarro公式公式计算：计算： 式中式

27、中f是第二相质点体积分数，是第二相质点体积分数，是错配度。是错配度。 p43p2 .5f n第第六节六节 沉淀和弥散强化沉淀和弥散强化pp（b）当 时，第二相质点和基体之间大都处于半共格状态，位错线第二相质点弯曲形成半环形，根据Mott-Nabarro公式计算： （c）当 时，第二相质点粗化，数量减少，基体和质点间不存在共格关系，位错线可绕过质点并在它上面留下位错环。 p2fp2bn在产生切断的情况下第二相粒子造成的强化，可用下列在产生切断的情况下第二相粒子造成的强化，可用下列四种方法进行计算：四种方法进行计算： (1)Mott-Nabarro 从基体和第二相粒子间的应变场造成强从基体和第二相

28、粒子间的应变场造成强化得出：化得出：（2）Kelly-Nicholson 从切割后形成新界面必须做功造成从切割后形成新界面必须做功造成的强化得出：的强化得出： 2pf13226 ()( )prfb2 6spfrr以上以上讨论的都是第二相质点本身强度较大的情讨论的都是第二相质点本身强度较大的情况，位错线扫过时，不会产生切断作用。当质况，位错线扫过时，不会产生切断作用。当质点强度不足，就会产生切断，问题较复杂。点强度不足，就会产生切断，问题较复杂。n(3)基体和第二相质点的弹性模量有差别会影响位错的线基体和第二相质点的弹性模量有差别会影响位错的线张力，必须附加一个应力以便切割第二相质点，这个应张力

29、，必须附加一个应力以便切割第二相质点，这个应力：力： (4)第二相和基体二者的第二相和基体二者的Peirels力不同，造成基体和第二力不同，造成基体和第二相强度不同，此时相强度不同，此时 1212220.8(1)pEbE11321225.2()ppMr fbn总的说来，沉淀和弥散强化效应可以总结成如下三点：总的说来，沉淀和弥散强化效应可以总结成如下三点：n（1）沉淀相的体积比越大，强化效果越显著。要使第二）沉淀相的体积比越大，强化效果越显著。要使第二相有足够的数量，必须提高基体的过饱和度。相有足够的数量，必须提高基体的过饱和度。n（2）第二相质点弥散度越大，强化效果越好。共格第二）第二相质点弥

30、散度越大，强化效果越好。共格第二相比非共格第二相的强化效能大。相比非共格第二相的强化效能大。n（3）第二相质点对位错运动的阻力越大，强化效果也越）第二相质点对位错运动的阻力越大，强化效果也越大。大。n 在某些二元合金中，同类原子之间的结合力比较强，异类原子间在某些二元合金中，同类原子之间的结合力比较强，异类原子间的结合力较弱时，合金从高温单向区快冷到某一温度，他们的自由能的结合力较弱时，合金从高温单向区快冷到某一温度，他们的自由能-浓度（成分）曲线会出现溶解度间隙，单相固溶体便发生二相分解。浓度（成分）曲线会出现溶解度间隙，单相固溶体便发生二相分解。 Spinodal分解没有形核过程，因而也没

31、有孕育期。分解没有形核过程，因而也没有孕育期。Spinodal分分解时浓度是渐变的，溶质原子扩散的方向是从低浓度向浓度扩散，扩解时浓度是渐变的，溶质原子扩散的方向是从低浓度向浓度扩散，扩散系数为负值，即上坡扩散。扩散过程中，浓度沿距离方向成正弦曲散系数为负值，即上坡扩散。扩散过程中，浓度沿距离方向成正弦曲线分布，每一浓度间隔（浓度波长）的大小随浓度振幅变大而减小。线分布，每一浓度间隔（浓度波长）的大小随浓度振幅变大而减小。浓度波长很小时，界面能增大，使浓度波长很小时，界面能增大，使Spinodal分解不易产生；相反浓度分解不易产生；相反浓度波长很大时，溶质原子扩散距离太长也不能产生波长很大时，

32、溶质原子扩散距离太长也不能产生Spinodal分解。一般分解。一般在浓度波长时才出现在浓度波长时才出现Spinodal分解。带有上述特征的分解。带有上述特征的Spinodal分解分解产物称为调幅组织（产物称为调幅组织（modulated structure）。）。 n第七节第七节 Spinodal分解引起的强化分解引起的强化nSpinodal分解可以造成钢和合金强化，与其他各种强化机理相比，它的强化作用对韧性削弱较小。n马氏体时效钢是通过加入大量置换型元素形成超低碳的马氏体作为钢的基体的，在时效初期发生Spinodal分解，造成强化，获得满意的强韧配合。n固溶体固溶体产生有序化后能使强度提高。产生有序化后能使强度提高。在二元合金中，同类在二元合金中，同类原子间的结合力比较弱，异类原子间结合力比较强时，固原子间的结合力比较弱，异类原子间结合力比较强时，固溶体就会产生有序化。有序固溶体和原固溶体晶格相同，溶体就会产生有序化。有序固溶体和原固溶体晶