⑴ 金属塑性变形在冲压成形中的应用~高手来
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解析:
金属塑性成形：在外力作用下金属材料通过塑性变形，获得具有一定形状、尺寸和力学性能的零件或毛坯的加工方法。
金属塑性成形在工业生产中称为压力加工，分为：自由锻、模锻、板料冲压、挤压、拉拔、轧制等。
常用的压力加工方法
（a）自由锻 b）模锻 c）板料冲压 d）挤压 （e）扎制(f）拉拔
压力加工的特点：
（1）改善金属的组织、提高力学性能 金属材料经压力加工后，其组织、性能都得到改善和提高，塑性加工能消除金属铸锭内部的气孔、缩孔和树枝状晶等缺陷，并由于金属的塑性变形和再结晶，可使粗大晶粒细化，得到致密的金属组织，从而提高金属的力学性能。在零件设计时，若正确选用零件的受力方向与纤维组织方向，可以提高零件的抗冲击性能。
（2）材料的利用率高 金属塑性成形主要是靠金属的体积重新分配，而不需要切除金属，因而材料利用率高。
（3）较高的生产率 塑性成形加工一般是利用压力机和模具进行成形加工的，生产效率高。例如，利用多工位冷镦工艺加工内六角螺钉，比用棒料切削加工工效提高约400倍以上。
（4）毛坯或零件的精度较高 应用先进的技术和设备，可实现少切削或无切削加工。例如，精密锻造的伞齿轮齿形部分可不经切削加工直接使用，复杂曲面形状的叶片精密锻造后只需磨削便可达到所需精度。
材料：钢和非铁金属可以在冷态或热态下压力加工。
用途：承受冲击或交变应力的重要零件（如机床主轴、齿轮、曲轴、连杆等），都应采用锻件毛坯加工。所以压力加工在机械制造、军工、航空、轻工、家用电器等行业得到广泛应用。例如，飞机上的塑性成形零件的质量分数占85%；汽车，拖拉机上的锻件质量分数约占60%~80%。
缺点：不能加工脆性材料（如铸铁）和形状特别复杂（特别是内腔形状复杂）或体积特别大的零件或毛坯。
第一节 金属塑性变形基础
一、 金属塑性变形概念
塑性成形性能：用来衡量压力加工工艺性好坏的主要工艺性能指标，称为金属的塑性成形性能。金属的塑性成形性好，表明该金属适用于压力加工。衡量金属的塑性成形性，常从金属材料的塑性和变形抗力两个方面来考虑，材料的塑性越好，变形抗力越小，则材料的塑性成形性越好，越适合压力加工。在实际生产中，往往优先考虑材料的塑性。
金属塑性变形时遵循的基本规律主要有最小阻力定律、加工硬化和体积不变规律等。
(一)最小阻力定律
最小阻力定律：在塑性变形过程中，如果金属质点有向几个方向移动的可能时，则金属各质点将向阻力最小的方向移动。最小阻力定律符合力学的一般原则，它是塑性成形加工中最基本的规律之一。
通过调整某个方向的流动阻力来改变某些方向上金属的流动量，以便合理成形，消除缺陷。例如，在模锻中增大金属流向分型面的阻力，或减小流向型腔某一部分的阻力，可以保证锻件充满型腔。在模锻制坯时，可以采用闭式滚挤和闭式拔长模膛来提高滚挤和拔长的效率。
利用最小阻力定律可以推断，任何形状的物体只要有足够的塑性，都可以在平锤头下镦粗使坯料逐渐接近于圆形。这是因为在镦粗时，金属流动距离越短，摩擦阻力也越小。图2-2所示方形坯料镦粗时，沿四边垂直方向摩擦阻力最小，而沿对角线方向阻力最大，金属在流动时主要沿垂直于四边方向流动，很少向对角线方向流动，随着变形程度的增加，断面将趋于圆形。由于相同面积的任何形状总是圆形周边最短，因而最小阻力定律在镦粗中也称为最小周边法则。
（二）加工硬化及卸载弹性恢复规律
弹性恢复规律：金属在常温下随着变形量的增加，变形抗力增大，塑性和韧度下降的现象称为加工硬化。表示变形抗力随变形程度增大的曲线称为硬化曲线，如图2-3所示。由图可知，在弹性变形范围内卸载，没有残留的永久变形，应力、应变按照同一直线回到原点，如图2-3所示OA段。当变形超过屈服点A进入塑形变形范围，达到B点时的应力与应变分别为σB、εB，再减小载荷，应力-应变的关系将按另一直线BC回到C点，不再重复加载曲线经过的路线。加载时的总变形量εB可以分为两部分，一部分εt因弹性恢复而消失，另一部分εs保留下来成为塑性变形。
如果卸载后再重新加载，应力应变关系将沿直线CB逐渐上升，到达B点，应力σB使材料又开始屈服，随后应力-应变关系仍按原加载曲线变化，所以σB又是材料在变形程度为εB时的屈服点。硬化曲线可以用函数式表达为：
σ=Aεn
式中 A ——与材料有关的系数，单位为MPa；
n ——硬化指数。
硬化指数n：硬化指数大，表明变形时硬化显著，对后续变形不利。例如，20钢和奥氏体不锈钢的塑性都很好，但是奥氏体不锈钢的硬化指数较高，变形后再变形的抗力比20钢大得多，所以其塑性成形性也较20钢差。
（三）塑性变形时的体积不变规律
体积不变规律：金属材料在塑性变形前、后体积保持不变。根据体积不变规律，金属塑性变形时主应变状态只有三种
结论：
（1）塑性变形时，只有形状和尺寸的改变，而无体积的变化；
（2）不论应变状态如何，其中必有一个主应变的符号与其它两个主应变的符号相反，且这个主应变的绝对值最大。
（3）当已知两个主应变的数值时，第三个主应变大小也可求出。
二、 影响金属塑性变形的内在因素
（一）化学成分
纯金属的塑性成形性较合金的好。钢的含碳量对钢的塑性成形性影响很大，对于碳质量分数小于0.15%的低碳钢，主要以铁素体为主（含珠光体量很少），其塑性较好。随着碳质量分数的增加，钢中的珠光体量也逐渐增多，甚至出现硬而脆的网状渗碳体，使钢的塑性下降，塑性成形性也越来越差。
合金元素会形成合金碳化物，形成硬化相，使钢的塑性变形抗力增大，塑性下降，通常合金元素含量越高，钢的塑性成形性能也越差。
杂质元素磷会使钢出现冷脆性，硫使钢出现热脆性，降低钢的塑性成形性能。
（二）金属组织
纯金属及单相固溶体的合金塑性成形性能较好；钢中有碳化物和多相组织时，塑性成形性能变差；具有均匀细小等轴晶粒的金属，其塑性成形性能比晶粒粗大的柱状晶粒好；网状二次渗碳体，钢的塑性将大大下降。
三、 影响金属塑性变形的加工条件
（一） 变形温度
温度升高，塑性提高，塑性成形性能得到改善。变形温度升高到再结晶温度以上时，加工硬化不断被再结晶软化消除，金属的塑性成形性能进一步提高。
过热：加热温度过高，会使晶粒急剧长大，导致金属塑性减小，塑性成形性能下降，这种现象称为“过热”。
过烧：如果加热温度接近熔点，会使晶界氧化甚至熔化，导致金属的塑性变形能力完全消失，这种现象称为“过烧”，坯料如果过烧将报废。
（二） 变形速度
变形速度：单位时间内变形程度的大小。变形速度的增大，金属在冷变形时的冷变形强化趋于严重；当变形速度很大时，热能来不及散发，会使变形金属的温度升高，这种现象称为“热效应”，它有利于金属的塑性提高，变形抗力下降，塑性变形能力变好。
图2-5所示是变形速度与塑性的关系
问题：在锻压加工塑性较差的合金钢或大截面锻件时，都应采用较小的变形速度，若变形速度过快会出现变形不均匀，造成局部变形过大而产生裂纹。
三） 应力状态
实践证明，在三向应力状态下，压应力的数目越多，则其塑性越好；拉应力的数目越多，则其塑性越差。
选择塑性成形加工方法时，应考虑应力状态对金属塑性变形的影响。
（四） 其它
模具和工具：模锻的模膛内应有圆角，这样可以减小金属成形时的流动阻力，避免锻件被撕裂或纤维组织被拉断而出现裂纹。板料拉深和弯曲时，成形模具应有相应的圆角，才能保证顺利成形。
润滑剂：可以减小金属流动时的摩擦阻力，有利于塑性成形加工。
综上所述，金属的塑性成形性能既取决于金属的本质，又取决于变形条件。在塑性成形加工过程中，要根据具体情况，尽量创造有利的变形条件，充分发挥金属的塑性，降低其变形抗力，以达到塑性成形加工的目的。
四、 金属塑性变形对组织和性能的影响
（一）变形程度的影响
塑性变形程度的大小对金属组织和性能有较大的影响。变形程度过小，不能起到细化晶粒提高金属力学性能的目的；变形程度过大，不仅不会使力学性能再增高，还会出现纤维组织，增加金属的各向异性，当超过金属允许的变形极限时，将会出现开裂等缺陷。
对不同的塑性成形加工工艺，可用不同的参数表示其变形程度。
锻造比Y锻：锻造加工工艺中，用锻造比Y锻来表示变形程度的大小。
拔长：Y锻=S0/S（S0、S分别表示拔长前后金属坯料的横截面积）；
镦粗：Y锻=H0/H（H0、H分别表示镦粗前后金属坯料的高度）。
碳素结构钢的锻造比在2~3范围选取，合金结构钢的锻造比在3~4范围选取，高合金工具钢（例如高速钢）组织中有大块碳化物，需要较大锻造比（Y锻=5~12），采用交叉锻，才能使钢中的碳化物分散细化。以钢材为坯料锻造时，因材料轧制时组织和力学性能已经得到改善，锻造比一般取1.1~1.3即可。
表示变形程度的技术参数：相对弯曲半径（r/t）、拉深系数（m）、翻边系数（k）等。挤压成形时则用挤压断面缩减率（εp）等参数表示变形程度。
（二）纤维组织的利用
纤维组织：在金属铸锭组织中的不溶于金属基体的夹杂物（如FeS等），随金属晶粒的变形方向被拉长或压扁呈纤维状。当金属再结晶时，被压碎的晶粒恢复为等轴细晶粒，而夹杂物无再结晶能力，仍然以纤维状保留下来，形成纤维组织。纤维组织形成后，不能用热处理方法消除，只能通过锻造方法使金属在不同方向变形，才能改变纤维的方向和分布。
纤维组织的存在对金属的力学性能，特别是冲击韧度有一定影响，在设计和制造零件时，应注意以下两点：
（1）零件工作时的正应力方向与纤维方向应一致，切应力方向与纤维方向垂直。
（2）纤维的分布与零件的外形轮廓应相符合，而不被切断。
例如，锻造齿轮毛坯，应对棒料镦粗加工，使其纤维呈放射状，有利于齿轮的受力；曲轴毛坯的锻造，应采用拔长后弯曲工序，使纤维组织沿曲轴轮廓分布，这样曲轴工作时不易断裂
三）冷变形与热变形
通常将塑性变形分为冷变形和热变形。
冷变形：再结晶温度以下的塑性变形。冷变形有加工硬化现象产生，但工件表面质量好。
热变形：再结晶温度以上的塑性变形。热变形时加工硬化与再结晶过程同时存在，而加工硬化又几乎同时被再结晶消除。由于热变形是在高温下进行的，金属在加热过程中表面易产生氧化皮，使精度和表面质量较低。自由锻、热模锻、热轧、热挤压等工艺都属于热变形加工。
五、 常用合金的压力加工性能
常用压力加工合金：各种钢材、铝、铜合金都可以锻造加工。其中，Q195、Q235、10、15、20、35、45、50钢等中低碳钢，20Cr，铜及铜合金，铝及铝合金等锻造性能较好。
冷冲压是在常温下加工，对于分离工序，只要材料有一定的塑性就可以进行；对于变形工序，例如弯曲、拉深、挤压、胀形、翻边等，则要求材料具有良好的冲压成形性能，Q195、Q215、08、08F、10、15、20等低碳钢，奥氏体不锈钢，铜，铝等都有良好的冷冲压成形性能。
都在这里呀：jpkc.cqit.e/jpkc/20/21
lshws.2008red/article.php?workid=41371&articleid=2638
⑵ 金属材料的强化方式有哪几种
金属的强化
strengthening of metals
通过合金化、塑性变形和热处理等手段提高金属材料的强度，称为金属的强化。所谓强度是指材料对塑性变形和断裂的抗力，用给定条件下材料所能承受的应力来表示。随试验条件不同，强度有不同的表示方法，如室温准静态拉伸试验所测定的屈服强度、流变强度、抗拉强度、断裂强度等（见金属力学性能的表征）；压缩试验中的抗压强度；弯曲试验中的抗弯强度；疲劳试验中的疲劳强度（见疲劳）；高温条件静态拉伸所测的持久强度（见蠕变）。每一种强度都有其特殊的物理本质，所以金属的强化不是笼统的概念，而是具体反映到某个强度指标上。一种手段对提高某一强度指标可能是有效的，而对另一强度指标未必有效。影响强度的因素很多。最重要的是材料本身的成分、组织结构和表面状态；其次是受力状态，如加力快慢、加载方式，是简单拉伸还是反复受力，都会表现出不同的强度；此外，试样几何形状和尺寸及试验介质也都有很大的影响，有时甚至是决定性的，如超高强度钢在氢气氛中的拉伸强度可能成倍地下降（见应力腐蚀断裂和氢脆）。
在本文中，强化一般是指金属材料的室温流变强度，即光滑试样在大气中、按给定的变形速率、室温下拉伸时所能承受应力的提高。应强调指出：提高强度并不是改善金属材料性能惟一的目标，即使对金属结构材料来说，除了不断提高强度以外，也还必须注意材料的综合性能，即根据使用条件，要有足够的塑性和韧性以及对环境与介质的适应性。
强化的理论基础 从根本上讲，金属强度来源于原子间结合力。如果一个理想晶体，在切应力作用下沿一定晶面和晶向发生滑移形变，根据计算，此时金属的理论切变强度一般是其切变模量的1/10～1/30。而金属的实际强度只是这个理论强度的几十分之一，甚至几千分之一。例如,纯铁单晶的室温切变强度约为5kgf/mm2,而按铁的切变模量(5900kgf/mm2)来估算,其理论切变强度应达650kgf/mm2。造成这样大差异的原因曾是人们长期关注的课题。直到1934年，奥罗万(E.Orowan)、波拉尼(M.Polanyi)和泰勒 (G.I.Taylor)分别提出晶体位错的概念；位错理论的发展揭示了晶体实际切变强度（和屈服强度）低于理论切变强度的本质。在有位错存在的情况下，切变滑移是通过位错的运动来实现的，所涉及的是位错线附近的几列原子。而对于无位错的近完整晶体，切变时滑移面上的所有原子将同时滑移，这时需克服的滑移面上下原子之间的键合力无疑要大得多。金属的理论强度与实际强度之间的巨大差别，为金属的强化提供了可能性和必要性（见形变和断裂）。可以认为实测的纯金属单晶体在退火状态下的临界分切应力表示了金属的基础强度，是材料强度的下限值；而估算的金属的理论强度是经过强化之后所能期望达到的强度的上限。
强化途径 金属材料的强化途径不外两个，一是提高合金的原子间结合力，提高其理论强度，并制得无缺陷的完整晶体，如晶须。已知铁的晶须的强度接近理论值，可以认为这是因为晶须中没有位错，或者只包含少量在形变过程中不能增殖的位错。可惜当晶须的直径较大时(如大于5μm)，强度会急剧下降。有人解释为大直径晶须在生长过程中引入了可动位错，一旦有可动位错存在，强度就急剧下降了。从自前来看，只有少数几种晶须作为结构材料得到了应用。另一强化途径是向晶体内引入大量晶体缺陷，如位错、点缺陷、异类原子、晶界、高度弥散的质点或不均匀性（如偏聚）等，这些缺陷阻碍位错运动，也会明显地提高金属强度。事实证明，这是提高金属强度最有效的途径。对工程材料来说，一般是通过综合的强化效应以达到较好的综合性能。具体方法有固溶强化、形变强化、沉淀强化和弥散强化、细化晶粒强化、择优取向强化、复相强化、纤维强化和相变强化等,这些方法往往是共存的。材料经过辐照后,也会产生强化效应，但一般不把它作为强化手段。
固溶强化 结构用的金属材料很少是纯金属,一般都要合金化。合金化的主要目的之一是产生固溶强化，另外，也可能产生沉淀强化、细化晶粒强化、相变强化和复相强化等，这要看合金元素的作用和热处理条件而定。合金元素对基体的固溶强化作用决定于溶质原子和溶剂原子在尺寸、弹性性质、电学性质和其他物理化学性质上的差异，此外，也和溶质原子的浓度和分布有关（见合金相）；固溶强化的实现主要是通过溶质原子与位错的交互作用。这些交互作用可分为四种：
①溶质原子与位错的弹性交互作用 在固溶体中,无论是固溶原子或是位错，在其周围都存在着应力和点阵畸变，两个应力场之间的作用就属于弹性交互作用。这种弹性交互作用力代表固溶原子所提供的阻碍位错运动的力。其最大值取决于溶质原子的大小、浓度和分布，特别是使点阵发生畸变的对称程度。
在代位固溶体中，固溶原子与溶剂原子的尺寸差异（原子尺寸错配）愈大，固溶原子与位错的弹性交互作用就愈大，强化作用也愈显著，如钨在钢中的强化作用比钼要高，就是因为钨原子和铁原子尺寸的差异要比钼与铁原子的差异大。在间隙固溶体中，填隙原子会引起晶胞体积的改变（晶胞体积错配），如果填隙原子引起了非对称性点阵畸变，象碳、氮原子溶入体心立方点阵金属时那样，则固溶原子与位错的作用特别强，因而强化作用格外明显；而当填隙原子引起对称畸变时，如碳、氮在具有面心立方点阵的γ-Fe或镍中,所引起的交互作用要弱得多，强化作用也就不明显。
弹性交互作用还可因固溶元素与溶剂金属在弹性模量上存在差异（模量错配）而引起。即用一种弹性模量不同的原子去置换原来的溶剂原子会引起固溶原子与位错所组成的系统的能量改变，从而产生交互作用能并导致交互作用力。计算表明，这种弹性模量错配所引起的交互作用力的最大值和原子尺寸错配所引起的弹性交互作用力大致相近，但其作用力是近程的，随溶质原子与滑移面的距离增大，衰减较快。
②电学交互作用 晶体中的自由电子分布对应力有敏感性,电子会较多地集中到受张应力的区域。例如,在刃位错的受胀区，电子浓度较高,具有电负性；相反,在受压地区，浓度较低，具有电正性。由于电子浓度分布不均而使刃位错相当于电学上的一个电偶极子。这种电偶极子与溶质原子的电荷产生静电作用，从而引起溶质原子与位错的交互作用而产生强化。一般来说，电学交互作用比弹性交互作用要弱，如铜在锌、镓、锗或砷中固溶后,电学交互作用能最多只有弹性交互作用能的1/6～1/3。但在某些情况下,电学交互作用也可以是主要的，如银溶于铝中，点阵变化很小，但银对铝的强化作用却是可观的，反映出此时电学交互作用成为决定性的因素。
③化学交互作用 在密排点阵金属晶体中，经常出现堆垛层错。层错边界为不全位错，层错的宽度和数目由层错能的大小来决定。在层错能较低的金属中层错数目多，层错的宽度大。层错结构与基体不同，在面心立方点阵中，层错为密排六方排列；密排六方点阵中，层错为面心立方排列。一般来说，固溶原子在两种不同的密排点阵结构中的溶解度不相同；在热力学平衡状态下，溶质原子在层错区和正常基体中的浓度也不一样。当晶体发生滑移时，不管是沿着这些层错扩张的平面，或者是这些层错发生束集和截割，都要打破平衡状态；也就是说，位错运动要求外界提供更大的能量，从而表现出强化作用。
④几何交互作用 固溶体中的溶质原子有时会出现有序化现象，当存在短程序时，塑性变形将改变原来的有序排列而增加势能，表现为短程序强化作用。
在有长程序的固溶体中，位错倾向于两两相随地通过晶体。第一个位错通过时，使有序结构中跨越滑移面的不同类原子对A-B改变为同类原子对A-A和B-B,引起能量升高；当后随的一个位错经过时，A-A和B-B原子对又恢复为A-B对,能量又降下来。在前后相随的两个位错之间的这段距离上，A-A和B-B原子对尚未恢复，形成所谓反相畴界(antiphase boundary)。为减少反相畴界的能量，两相随位错倾向于尽量靠近；但是当两个同号位错靠近时，它们之间的斥力急剧上升。在这两个因素的共同作用下，两个位错间有一个平衡距离，它与两个不全位错间存在的层错很相似。在塑性变形过程中，有序合金的反相畴界的面积不断增加，从而提高了体系的能量，表现为长程序引起的强化作用。
此外，无论是代位原子或是填隙原子，在条件合适的情况下，都可能发生原子偏聚而形成气团。对代位点阵来说，当溶质原子比溶剂原子的直径大时，溶质原子有富集在刃位错受胀区的趋向,反之,富集于受压区。填隙原子则总是向受胀区富集。这种靠扩散在位错附近富集的现象,称为柯氏气团(Cottrell atmosphere)。柯氏气团对位错有钉扎作用，特别是填隙原子，对位错的钉扎作用更为强烈，由此成功地解释了低碳钢的屈服现象，因为填隙原子比代位原子容易扩散，所以填隙原子气团的形成温度也较低。
在位错应力场的作用下，引起晶体的非对称点阵畸变而使填隙原子产生有序化的排列称为斯氏气团Snoekatmosphere。例如碳原子在α-Fe中就形成这种应力感生有序化，即当沿c轴方向有拉伸应力时,碳原子处于体心立方点阵与c轴平行的各晶胞棱边的一半处,引起晶胞沿c轴方向膨胀而产生强化作用。因为碳原子的扩散距离较短，而且是在应力作用下进行的，因此斯氏气团的形成温度比柯氏气团更低一些。
形变强化 随着塑性变形（或称范性形变）量增加，金属的流变强度也增加，这种现象称为形变强化或加工硬化。形变强化是金属强化的重要方法之一，它能为金属材料的应用提供安全保证，也是某些金属塑性加工工艺所必须具备的条件（如拔制）。
金属的形变强化可通过应力- 应变曲线来描述。对多晶金属来说，应力-应变曲线可以经验地表示为：
Image:308-01.gif
式中σ表示室温拉伸真应力，φε与ε分别为拉伸过程中的真实面积收缩率和真实延伸率,K为形变强化系数，n为形变强化指数。可以证明，在拉伸过程中，缩颈开始发生时的最大均匀形变量在数值上就等于材料的“形变强化指数”。同时，人们把开始形成缩颈时的强度命名为抗拉强度，也就是材料在塑性失稳时的流变强度。
形变强化是位错运动受到阻碍的结果。目前对金属单晶体的形变强化机制已有一定了解，特别对面心立方纯金属研究较为深入。多晶金属情况比较复杂，除晶界以外，晶粒取向也多种多样，对其形变强化的细节至今还不很清楚。
面心立方金属单晶的典型应力-应变曲线见图1。可以看出，它分为三个阶段。单晶所受应力达到临界分切应力(τ0)时，发生屈服。随着切变量的增加，流变强度缓慢上升，其形变强化率，μ为切变模量, 这就是形变强化的第一阶段，一般称为易滑移阶段。这个阶段的主要特征是单系滑移，在试样表面可观察到滑移线，这些滑移线的间距和长度不变，只是随着应变量的增加，台阶高度变大, 如Cu和Ni-Co合金便是如此。在阶段Ⅰ。位错的分布形式主要是位错偶带。临界切应力的大小(τ0)，与晶体的取向，材料和纯度有关。在阶段Ⅰ的后期, 曲线的斜率增大，直到又变为一条直线而继续升高,这就是形变强化的第Ⅱ阶段,其强化率(θⅡ)最大，典型Image:308-03.gif的数值为Image:308-04.gif，比Image:308-06.gif大几十倍。从结构变化来看，向阶段Ⅱ的过渡是从次系滑移的出现开始的。在阶段Ⅱ新形成的滑移线的长度越来越短，也就是由一个位错源产生的“位错圈”越来越小，位错圈与晶体表面交截部位越来越短，螺位错平均运动距离越来越小，或者说晶体中阻止位错运动的障碍在不断增加，同时流变强度在不断提高。在阶段Ⅱ的初期，由主系位错偶带和联结它们的少数次系位错形成位错栅栏。随着形变量的增加，平行于主滑移面出现了一些位错密度较高的区域称为位错席。如果形变量再提高，晶体中便全形成胞状组织。
为了说明形变强化的物理实质，必须了解在形变过程中位错的产生、分布和运动与流变强度的关系。阶段Ⅰ的强化可以认为是通过形成位错偶使大量位错受到羁绊而阻滞，但是偶中正负号位错的长程应力场在很大程度上互相抵销，因而位错偶只提供很小的阻止位错运动的应力场，导致阶段Ⅰ的强化效应微弱。阶段Ⅱ的强化模型很多，如位错塞积群长程应力强化模型(1952)，位错林强化模型(1959),位错割阶强化模型(1960),网眼长度强化模型(1962)，流变应力统计强化模型(1966)以及高位错密度区强化模型(1967)等等，每一种模型都解释一部分实验现象，但也存在不少问题。其中以西格(A.See-ger)根据莫特(F.Mott)所提出的位错塞积群长程应力强化模型比较经典，可得出流变强度与位错密度的线性关系式,同时推算的Image:308-05.gif和实验结果也比较符合。形变强化的第Ⅲ阶段应力-应变曲线呈抛物线形,亦即强化效应逐渐下降，这是因为在高形变量下出现大量交滑移及异号位错兼并的缘故。由于应力的提高，有些位错可能绕过障碍前进，这些都减少强化效应。也就是说，在阶段Ⅲ有动态回复出现。 在多晶金属的加工硬化过程中，阶段Ⅱ强化起决定性作用。为了保持多晶体塑性变性的连续性和协调性,每个晶粒发生变形时，必须有五个以上的滑移系统同时开动；所以，在多晶体里实际上不存在象单晶那样的阶段Ⅰ单系滑移和强化。
总之，形变强化决定于位错运动受阻，因而强化效应与位错类型、数目、分布、固溶体的晶型、合金化情况、晶粒度和取向及沉淀颗粒大小、数量和分布等有关。温度和受力状态有时也是决定性的因素。
一般来说，退火单晶的位错密度为106cm-2，变形量很大的金属可在1012cm-2以上。层错能低的金属比层错能高的金属加工硬化更为显著。细晶粒、有淀淀相、高速形变和低温形变都表现出较高的形变强化效应。
沉淀强化与弥散强化 过饱和固溶体随温度下降或在长时间保温过程中（时效）发生脱溶分解。时效过程往往是很复杂的,如铝合金在时效过程中先产生GP区,继而析出过渡相（θ"及θ'）,最后形成热力学稳定的平衡相(θ)。细小的沉淀物分散于基体之中,阻碍着位错运动而产生强化作用，这就是“沉淀强化”或“时效强化”。为了提高金属，特别是粉末冶金材料的强度，往往人为地加入一些坚硬的细质点，弥散于基体中，称为弥散强化。从弥散质点引起强化这一点来说，沉淀强化与弥散强化并没有大区别。但是,前一情况是内生的沉淀相,后一情况为外加质点；而且，在时效前期，沉淀相和基体之间往往保持共格或半共格关系，在每个细小沉淀物附近存在着一个较大范围的应力场（图2），与位错发生交互作用，产生十分显著的强化作用。如果时效温度提高或时间延长，则出现非共格产物，强化效应下降，以致于合金强度降低，称为“过时效”；最后产生平衡相。因为沉淀引起合金元素的贫化，此时合金材料的强度甚至低于固溶体状态。弥散强化时，外加的质点在高温使用过程中也会聚集、长大以减少颗粒的表面能，同样会引起软化。
晶体中的位错在外力作用下产生运动，在运动过程中首先遇到的是第二相质点周围的应力场（如果有这种应力场存在的话），对其产生阻碍作用，它属于长程作用。继而有两种可能，一种是位错切割质点而过，一种是位错以某种方式绕过质点（图3），两者都需作功，因而产生强化效应。前者功耗方式主要有:①位错切过质点,使基体和质点之间的界面增大，增加表面能（图3a）；②改变第二相结构，第二相具有长程有序结构时（如高温合金中的(γ'相)，位错通过后增加了反相畴界，对无序系统来说，有可能改变层错宽度；③析出相和基体之间切变模量不同，也会引起强化作用。位错绕过质点的方式是多种多样的：位错可以发生弯曲（弓弯机理）从质点间通过，在质点周围留下位错圈而进一步强化（图3b）；位错可以交滑移进入另外的滑移面，绕过质点；在温度较高时，位错也可以通过攀移绕过质点等等。这些都是当位错靠近第二相质点之后发生的，属于近程作用。
上述质点强化随质点大小、分布、数量和质点性质而不同。研究结果指出，在以切割机理强化时，因强化而产生的剪切屈服应力τ的增加，与质点半径r,质点体积分数f的关系为Δτ∝f(1～1/3)r1/2,f幂次随合金中质点结构的不同，取不同数值（1～1/3）。在以弓弯机理强化时,Δτ∝f1/2r-1。由此可以看出,在质点半径很小时，位错以切割质点的方式通过，此时的强度取决于切割机理。在时效(脱溶)的初期,随f和r不断增加，合金强度相应地升高。当脱溶接近完成时，f增长变缓,但r继续增大，这时合金强度仍有提高，而强化的趋势下降。随着时效进一步发展，质点进一步增大，位错主要绕过或按弓弯机理越过质点；第二相质点继续变大，强度相应明显下降，这就是合金的过时效阶段。
细化晶粒强化 从位错塞积或其他模型可以推导出多晶金属的屈服强度（σy）与晶粒直径(d)的关系,表示为：
σy＝σ0＋kyd剧?/center>
称为霍耳-派赤（Hall-Petch）关系式。式中σ0、ky均为材料常数。对α-Fe来说,ky值与位错钉扎情况有关,位错被钉扎得愈牢, ky值愈大；在严重钉扎情况下，ky可达2kgf/mm2。据此进行计算,低碳钢的晶粒度每提高两级(即晶粒直径减少一半)，屈服强度可提高约2.8kgf/mm2。如果低碳钢的晶粒度从ASTM标准的0级细化到12级,即其平均直径由0.359mm降至0.00561mm，则屈服强度可提高16kgf/mm2左右。而且，随着晶粒的细化,断裂强度比屈服强度有更大幅度的提高,同时冲击韧性也得到改善,如同属体心立方金属的低碳钢和钼，晶粒每细化一级，韧性－脆性转变温度可分别降低10～20℃及24℃。
在所有金属强化方法中，细化晶粒是目前唯一可以做到既提高强度，又改善塑性和韧性的方法。所以近年来细化晶粒工艺受到高度重视和广泛应用。当前正在发展中的快冷微晶合金便是其中一例。有上述优异性能的原因可以从两方面考虑：①晶界所占比例较大，晶界结构近似非晶态，在常温下具有比晶粒更高的强度；②细小晶粒使位错塞积所产生的正应力随之降低，不容易产生裂纹，从而表现为提高强度而不降低塑性。但细晶粒金属的高温强度下降，这是因为在高温下晶界强度降低了，特别在变形速度很低的情况下（蠕变），这种效应更为突出。
相变强化 通过相变而产生强化效应也是常见的金属强化方法。相变的种类很多，上述的沉淀相的形成和析出就是其中之一。现以应用最普遍的马氏体相变强化为例，说明相变强化机理。
马氏体相变是一种以剪切方式进行的非扩散型相变，相变产物与基体间保持共格或半共格联系，在其周围也存在很大的内应力，甚至使周围的奥氏体发生形变而出现形变强化。
从马氏体本身来看，其结构有两种类型：一种常见于低碳钢和18-8不锈钢中,主要是板条马氏体(或称位错马氏体)。这种马氏体中存在大量位错，其密度在1011～1012cm-2,与经过大量冷加工的金属的位错密度相近。另一种常见于高碳和Fe-Ni-C合金中,主要是针状马氏体（或称孪晶马氏体），马氏体针由大约100┱大小的孪晶所构成。这种孪晶组织随碳含量而增加，当铁中的碳含量为0.1％时,没有孪晶组织,碳为0.8％时,孪晶达100％。马氏体中的位错或孪晶的出现，与相变过程中的形变量和温度有关。一般来说，由于马氏体相变而产生的局部形变量可高达10％。这种形变如发生于较高温度(即Ms高时),则增殖位错以缓和内应力；如发生在较低温度（即Ms低时）,再加形变速度又高，就会产生孪晶。碳含量愈高，相变应力愈大，孪晶量也愈多。细小的孪晶相当于晶粒的细化，产生强化效应。
钢中马氏体相变强化的另一个主要原因是碳原子在相变过程中的有序化，即碳原子转移到体心立方Image:310-01.gif的0位置使其沿一个方向(c)伸长而成为体心正方结构。碳原子所引起的强化作用，可用下式表示：
σ＝2.1×102(％C)1/2 (kgf/mm2)
钢经形变热处理后，强度进一步提高，而韧性却不下降,这主要是因为奥氏体在Ms点以上形变后，马氏体针更为细小；同时，马氏体点(Ms)明显下降，马氏体中的孪晶大幅度增加，从而使钢在形变热处理后的强度明显提高，而韧性却不下降，这是细化晶粒强化的效应。此外，如含碳量为0.48％的钢在形变热处理后全部是孪晶马氏体，经一般热处理的同一钢种却只有一半孪晶马氏体。如前所述，含碳量为0.8％的钢,经一般热处理后，才可使孪晶达100％。根据这个情况,碳含量低的钢在形变热处理后强度的提高比高碳钢更为明显，主要是因为后者孪晶增加的幅度不大。
纤维强化 根据断裂力学观点，高强度材料可容许存在的临界裂纹尺寸很小,一旦出现裂纹就很快扩展,容易发生断裂。而将细纤维排在一起，粘结起来，可免除上述缺点，是解决脆性高强材料用于实际结构的一个重要途径。因为经过复合之后，不但解决了纤维的脆性问题，也提高了材料的比强度、比模量和疲劳性能。纤维强化复合材料，是当前很有发展前途的一类材料。
纤维强化的复合材料的力学性质，可根据纤维和基体（粘合剂）的体积分数计算出来,如弹性模量（E），
Ec＝EfVf＋EmVm
其中Ec、En和Em分别为复合材料、纤维和基体的弹性模量, Vn和Vm为两相的体积分数。由于纤维和基体的泊松比不同,可引起的误差达百分之几。对抗拉强度来说,也可得出类似方程。但由于纤维和基体的强度和塑性不同，其间的结合力也不一样，还有其他许多影响因素使问题复杂化。关于复合材料的强度问题，已形成专门的学问。
在高温下使用的纤维强化复合材料，必须要考虑纤维和基体间的热稳定性;因在高温、长期工作过程中,两相发生互扩散，最后纤维被溶解，失去强化作用。目前改善的途径有二：①在纤维与基体间涂上一层防扩散层，如铂、钽等；②采用定向共晶生长，使纤维在热力学平衡状态生长出来，增加热稳定性。这种途径受合金系统的限制，局限性很大。
择优取向强化 金属在凝固过程、冷加工或退火过程中都会发生晶体的择优取向，力学性质因取向不同而有区别。金属可以利用择优取向而得到较高的强度，这在工业上已得到应用，但不如利用磁性能的择优取向硅钢片那样普遍。
辐照强化 由于金属在强射线条件下产生空位或填隙原子,这些缺陷阻碍位错运动,从而产生强化效应（见金属的辐照损伤和辐照效应）。
参考书目
徐祖耀：《马氏体相变与马氏体》，科学出版社，北京，1980。
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⑶ 超塑性产生的原因是什么
超塑性（Superplastic forming）是指金属材料在某些特定的条件下，呈现出异常好的延伸性，这种现象称为超塑性。在特定的条件下，即在低的应变速率（ε=10-2～10-4s-1），一定的变形温度（约为热力学熔化温度的一半）和稳定而细小的晶粒度（0.5～5μm）的条件下，某些金属或合金呈现低强度和大伸长率的一种特性。其伸长率可超过100%以上，如钢的伸长率超过500%，纯钛超过300%，铝锌合金超过1000%。
超塑性成形就是利用金属材料的超塑性，对板料进行加工以获得各种所需形状零件的一种成形工艺。常用的超塑性成形的材料主要有铝合金、镁合金、低碳钢、不锈钢及高温合金等。
金属材料在某些特定的条件下，呈现出异常好的延伸性，这种现象称为超塑性。超塑性材料的伸长率可超过100%而不产生缩颈和断裂。而一般钢铁材料在室温条件下的伸长率只有30%～40%，非铁金属材料如铝、铜及其合金，也只能达到50%～60%。超塑性成形就是利用金属材料的超塑性，对板料进行加工以获得各种所需形状零件的一种成形工艺。
由于超塑性成形可充分利用金属材料塑性好，变形抗力小的特点，因此可以成形各种复杂形状零件，成形后零件基本上没有残余应力。
对材料进行超塑性成形，首先应找到该材料的超塑性成形条件，并在工艺上严格控制这些条件。金属超塑性条件有几种类型，应用最广的是微细晶粒超塑性（又称恒温超塑性）。
微细晶粒超塑性成形的条件如下：
1）温度：超塑性材料的成形温度一般在（0.5～0.7）Tm（Tm为以热力学温度表示的熔化温度）。
2）稳定而细小的晶粒：超塑性材料一般要求晶粒直径为0.5～5μm。
3）成形压力：一般为十分之几兆帕至几兆帕。
此外，应变硬化指数、晶粒形状、材料内应力对成形也有一定的影响。
成形方法
超塑性成形的基本方法有：真空成形法、吹塑成形法和模压成形法。
真空成形法是在模具的成形型腔内抽真空，使处于超塑性状态下的毛坯成形。其具体方法可分为凸模真空成形法和凹模真空成形法。
凸模真空成形是将模具（凸模）成形内腔抽真空，加热到超塑性成形温度的毛坯即被吸附在具有零件内形的凸模上。该法用来成形要求内侧尺寸准确、形状简单的零件。
凹模真空成形用来成形要求外形尺寸精确，形状简单的零件。真空成形由于压力小于0.1 MPa．所以不宜成形厚料和形状复杂的零件。
⑷ 镀锌铝板的材料标准是什么
镀铝钢板是铝硅合金镀层的钢板，其中铝含量为90％，硅10％。镀铝钢板有良好的耐热性、热反射性、耐腐蚀性，其机械性能与物理性能优于冷轧钢板。由于镀铝钢板的性能优越，已被广泛应用于我们的日常用品之中。如汽车消声器、家用电器等。
镀铝板的特性
1、耐高温性：由于钢板基材和镀层组织的特定组合，形成一种铁铝合金,使镀铝板具有极佳的耐高温性。在450℃时,可保证极高的反射率。在高于480℃时,镀层外观发灰。在高达650℃时，防止钢板氧化的保护层仍保存完好，未见任何脱落。
2、热反射性：在480摄氏度的高温下，镀铝板可反射80%的进射热量。因此镀铝板可制成高效的隔热屏障或者在高温应用中的热反射器，通过有效的热反射使炉内温度迅速升高。
3、机械强度：在室温下,镀铝板的机械强度与其基材的机械强度一致。在同样的480℃的高温下,镀铝钢板的强度是铝板强度的10倍因此钢板厚度可至少减少30%。
4、耐蚀性：在热浸镀加工过程中,熔融的铝立即与空气中的氧反应形成一层Al2O3保护层,使钢板表面立即钝化。这个保护层非常稳定且不溶于水，即使后来钢板表面被划伤，这个保护层也具有自愈功能。因此，镀铝板对化学腐蚀有极强的耐蚀性.
5、生态特性：未化学钝化的镀铝板对健康无影响,因而可用于食品加工。很多专业团体的测试报告证实其对人体无害属环保产品。镀铝板完全可以循环利用。 镀铝板可以和不锈钢媲美但是价格仅为不锈钢的三分之一左右，被广泛用于：1，汽车、摩托车消声器、排气管、油箱。2，燃烧炉、热交换器、干燥机、空调等。3，家庭用热水器、煤气炉、面包箱、烟囱、微波炉、食品加工机械、电烤箱、炊具。还可以用于建筑物的盖板、墙壁、顶棚及其它隔热部件等。
6、其他：可用标准 MAG 和TIG 焊接加工。可进行拉伸、冲压、拉管等成形加工。涂层具有持久的光泽、更优秀的耐蚀性和抗风化性性能。镀铝锌钢板是日常生活中经常应用到的一种重要的合金材料。镀铝锌钢板是铝锌合金结构组成，由55%铝、43%锌与2%硅在600℃高温下凝固而组成，其整个结构由铝－铁－硅－锌，形成致密的四元结晶体的一种合金。
⑸ 18ni250马氏体时效钢
马氏体时效钢是超高强度钢之一，其优点在于热处理工艺简单方便，固溶后机械加工后及时热处理变形小，加工性能和焊接性能好。该钢种的热处理工艺和性能表现如下表所示。近年来，马氏体时效钢在制作模具上较为广泛使用，尤其是在国内，主要用于精密锻模和塑料模具制作。
18Ni250作为马氏体时效钢的一种，其主要成分需考虑减少碳含量以避免成为有害杂质元素，一般不超过0.03%，重要用途应低于0.01%。主要合金元素为镍、钴、钼、钛等。铬和锰可以部分替代镍和钴，而无钴钢种中则使用钨代钼或钒代钴。硅为杂质元素，含量不超过0.1%，铝作为脱氧剂加入，残留量在0.05%~0.2%之间。微量元素如硼、锆、钙、镁和稀土元素则用于改善钢的某些性能。
18Ni250按照强度等级分类，广泛应用于18Ni(200)、18Ni(250)、18Ni(300)和18Ni(350)等钢种。这种钢种具有高延性、高韧性和超高强度，其开发理念为高纯度、高镍、超低碳钢。在较小的冷却速度下，马氏体组织可以淬火，具有优异的冲击抗力和断裂韧性。
18Ni250的生产工艺包括冶炼、热加工、冷加工、焊接、热处理和表面处理等。主要采用真空感应炉熔炼和真空自耗炉重熔双真空冶炼工艺，对于高强度等级和重要用途的钢种，必须采用双真空冶炼技术。马氏体时效钢在高温下具有良好的热塑性，热加工性能与1cr18Ni9Ti大致相同。为减少或消除微观偏析，需选择合适的钢锭尺寸和进行充分的高温均质化处理。为防止Ti(C,N)等化合物沿奥氏体晶界沉淀产生的高温缓冷脆性，热加工后应避免工件在1100~750C温度范围内缓冷或停留。
18Ni250的冷加工性能在固溶状态下非常好，易于进行拉拔、冷轧、弯曲、深冲等加工。其加工硬化指数为0.02~0.03，低于普通钢。因此，在加工过程中不需要软化退火就可以进行90%以上的冷加工。
18Ni250具有良好的焊接性能，几乎所有焊接工艺都可以应用。焊丝成分与被焊钢成分基本相同，焊前无需预热，焊后无处理也无裂纹，直接时效后，接头系数可超过90%。
马氏体时效钢的热处理工艺简单，只需在冷加工和时效强化前进行固溶处理，目的是溶解热加工后剩余的沉淀物，使基体溶解有足够的强化元素，获得均匀的高位错密度全马氏体组织。固溶温度一般为820~840℃，固溶时间为每25mm厚度1小时，固溶后空冷。马氏体时效钢的高强度是通过时效处理获得的，时效性温度一般为480℃，强度等级高的钢种可采用510℃，时效性时间为3~6小时，时效性后空冷。时效性后，在马氏体基体上沉淀出大量弥散和超显微的金属间化合物，使材料强度翻倍，韧性损失小。
马氏体时效钢的性能也可以通过奥氏体变形、马氏体变形或两者结合来提高。奥氏体变形处理将奥氏体晶粒尺寸减小到10μm以下，从而获得具有一定延性、强度大于3500MPa的马氏体时效钢。马氏体变形处理在固溶后和时效前进行，由于更多的位错，通常可以使强度提高200MPa。固溶前的马氏体变形可以细化奥氏体晶粒，提高钢时效后的强度。
对于18Ni250钢，如果不进行表面处理，其耐磨性和疲劳强度不如普通高强度钢。因此，这种用途的零件必须进行表面处理，如气体渗氮、离子氮化或离子注入等。离子氮化可使18Ni(250)钢滚动轴承的接触疲劳寿命提高1倍以上。
马氏体时效钢广泛应用于火箭发动机外壳、导弹外壳、铀同位素离心分离器、直升机起落架、高压容器、转轴、齿轮、轴承、高压传感器、紧固件、弹簧、铝合金挤压模具和铸件模具、精密模具、冷冲压模具等工模领域。