材料强化的微观理论

1、Microscopic Theory of Materials Strengthening 强度强度(Strength)：材料抵抗变形和破坏的能力。 塑性塑性(Plasticity)：材料在破坏前产生永久变形的程 度。 韧性韧性(Toughness)：材料变形和破坏过程中吸收能 量的能力，它是强度和塑性的综合表现。绪 论 (Introduction) 原子结合键和原子排列方式的差异是金属材料、陶瓷材料、高分子材料力学性能不同的根本原因。 除此之外，材料的组织结构对力学性能也有重要影响，因此一般通过改变材料的内部组织结构来改善材料的强韧性，以满足实际应用的需要。 通过研究材料的强韧化机理和强韧化

2、方法，提高材料的强韧化水平，充分挖掘现有材料的潜力，不仅可以满足工程结构和技术装备制造中对高强韧性材料的要求，还能达到节约能源和原材料的目的。Example: a typical automobile may contain the following materials:steel: 1530kg, cast iron: 350kg, rubber: 60kg, plastic: 55kg, glass: 52kg,aluminium: 30kg, zinc: 26kg, copper: 16kg, lead: 15kg, ceramics, wood, etc. in smaller qu

3、antities.Example: a typical automobile may contain the following materials:steel: 1530kg, cast iron: 350kg, rubber: 60kg, plastic: 55kg, glass: 52kg,aluminium: 30kg, zinc: 26kg, copper: 16kg, lead: 15kg, ceramics, wood, etc. in smaller quantities.Engineering MaterialsMetallicNon-MetallicFerrousNon-f

4、errousSteelsPlain carbonAlloyCast ironGrayWhiteDuctileMalleableAluminium Copper Magnesium Zinc Lead Nickle, TinOrganicInorganicPlastics Wood Paper Rubber LeatherPetroleumproducts MineralsCementite GlassCeramicsGraphite 位错强化机制位错强化机制 固溶强化固溶强化 细晶强化细晶强化 弥散强化（粒子强化）弥散强化（粒子强化） 相变强化相变强化 形变强化（加工硬化）形变强化（加工硬化）

5、强韧化机制与方法晶晶 体体 缺缺 陷陷 缺陷种类： 1)点缺陷 如空位，间隙原子和异类原子等。 2)线缺陷 主要为位错。 3)面缺陷 如晶界，相界及表面。第一章第一章 位错的基本理论位错的基本理论Theory of dislocation点缺陷(Point defects) 如空位，间隙原子和异类原子等。位错的概念：已滑移区和未滑移区在滑移面上的边界线/交线。1934年由Taylor, Orowan and PolyaniTaylor, Orowan and Polyani 三人几乎同时提出。 位错的基本类型和特征位错的基本类型和特征线缺陷线缺陷 ( (Linear Defects = Dis

6、locations ) )位错的类型：刃型位错和螺型位错(几何结构来看) 。1刃型位错(Edge dislocation) 刃型位错的结构图：含有刃型位错的晶体结构Interatomic bonds significantly distorted in immediate vicinity of dislocation line. (Creates small elastic deformations of lattice at large distances.)Area called dislocation core. Dislocations affect mechanical prope

7、rties. Discovery in 1934 by Taylor, Orowan and Polyani marked beginning of our understanding of mechanical properties of materials. 刃型位错结构的刃型位错结构的特点特点： 1)刃型位错有一个额外的半原子面。一般把多出的半原子面在滑移面上边的称为正刃型位错，记为“”；而把多出在下边的称为负刃型位错，记为“”。其实这种正、负之分只具相对意义而无本质的区别。 2)刃型位错线可理解为晶体中已滑移区与未滑移区的边界线。它不一定是直线，也可以是折线或曲线，但它必与滑移方向相垂

8、直，也垂直于滑移矢量，如图3.2所示。 3)滑移面必定是同时包含有位错线和滑移矢量的平面，在其它面上不能滑移。由于在刃型位错中，位错线与滑移矢量互相垂直，因此，由它们所构成的平面只有一个。 4)晶体中存在刃型位错之后，位错周围的点阵发生弹性畸变，既有切应变，又有正应变。就正刃型位错而言，滑移面上方点阵受到压应力，下方点阵受到拉应力；负刃型位错与此相反。 5)在位错线周围的过渡区（畸变区）每个原子具有较大的平均能量。但该区只有几个原子间距宽，畸变区是狭长的管道，所以刃型位错是线缺陷 。2螺型位错(Screw dislocation螺型位错的结构特点：螺型位错螺型位错 1)螺型位错无额外半原子面，

9、原子错排是呈轴对称的。 2)根据位错线附近呈螺旋形排列的原子的旋转方向不同，螺型位错可分为右旋和左旋螺型位错。柏氏矢量与位错线同向为右旋，反向为左旋。 3)螺型位错线与滑移矢量平行，因此一定是直线，而且位错线的移动方向与晶体滑移方向互相垂直。 4)纯螺型位错的滑移面不是唯一的。凡是包含螺型位错线的平面都可以作为它的滑移面。但实际上，滑移通常是在那些原子密排面上进行。 5)螺型位错线周围的点阵也发生了弹性畸变，但是，只有平行于位错线的切应变而无正应变，即不会引起体积膨胀和收缩，且在垂直于位错线的平面投影上，看不到原子的位移，看不出有缺陷。 6)螺型位错周围的点阵畸变随离位错线距离的增加而急剧减少

10、，故它也是包含几个原子宽度的线缺陷。螺型位错具有以下特征特征：Burgers Vector Describe Dislocations（1939） Burgers vector, b, describes size + direction of lattice distortion by a dislocation. Make a circuit around dislocation: go from atom to atom counting the same number of atomic distances in both directions. Vector needed to cl

11、ose loop is bbBurgers vector above directed perpendicular to dislocation line. These are called edge dislocations.Screw dislocationlEdge dislocation: Burgers vector perpendicular to dislocation line.lScrew dislocation: Burgers vector parallel to dislocation line.bScrew dislocation 除了上面介绍的两种基本型位错外，还有

12、一种形式更为普遍的位错，其柏氏矢量既不平行也不垂直于位错线，而与位错线相交成任意角度，这种位错称为混合位错。3混合位错(Mixed dislocation)混合位错 由于位错线是已滑移区与未滑移区的边界线。因此，位错具有一个重要的性质：即一根位错线不能终止于晶体内部，而只能露头于晶体表面（包括晶界）。若它终止于晶体内部，则必与其他位错线相连接，或在晶体内部形成封闭线。 形成封闭线的位错称为位错环，如下图所示。图中的阴影区是滑移面上一个封闭的已滑移区。显然，位错环各处的位错结构类型也可按各处的位错线方向与滑移矢量的关系加以分析，如A，B两处是刃型位错，C，D两处是螺型位错，其他各处均为混合位错。

13、 晶体中的位错环 tbt4. 位错的运动 (Motion of Dislocation) ) 位错的最重要性质之一：它可以在晶体中运动，而晶体宏观的塑性变形是通过位错运动来实现的。晶体的力学性能如强度、塑性和断裂等均与位错的运动有关。因此，了解位错的运动的有关规律，对于改善和控制晶体力学性能是有益的。 位错的运动方式有两种最基本形式：滑移和攀移。 位错的滑移是在外加切应力的作用下，通过位错中心附近的原子沿柏氏矢量方向在滑移面上不断地作少量的位移（小于一个原子间距）而逐步实现的. 刃型位错刃型位错的运动方向始终垂直垂直位错线而平行平行柏氏矢量。刃型位错的滑移面就是由位错线与柏氏矢量所构成的平面，

14、因此刃型位错的滑移限于单一的滑移面上。位错的滑移位错的滑移(Slip) SlipBurgers vectorDislocation lineSlip planeb运动方向位错线刃型位错的滑移过程位错的攀移(Climb) 刃型位错除了可以在滑移面上滑移外，还可以在垂直于滑移面的方向上运动，即发生攀移。通常把多余半原子面向上运动称为正攀移，向下运动称为负攀移，如下图所示。 由于攀移伴随着位错线附近原子增加或减少，即有物质迁移，需要通过扩散才能进行。故把攀移运动称为非守恒运动；而相对应的位错滑移为守恒运动。位错攀移需要热激活，较之滑移所需的能量更大。对大多数材料，在室温下很难进行位错的攀移，而在较高

15、温度下，攀移较易实现。位错的攀移 Climb 螺型位错运动时，螺型位错的移动方向与位错线垂直垂直，也与柏氏矢量垂直垂直。对于螺型位错，由于位错线与柏氏矢量平行，故它的滑移不限于单一的滑移面上。对于螺型位错，由于所有包含位错线的晶面都可成为其滑移面，因此，当某一螺型位错在原滑移面上运动受阻时，有可能从原滑移面转移到与之相交的另一滑移面上去继续滑移，这一过程称为交滑移交滑移。如果交滑移后的位错再转回和原滑移面平行的滑移面上继续运动，则称为双交滑移双交滑移。螺位错xy的交滑移a)滑移面为A面 b)交滑移到B面 c)再次交滑移到A面abc5.Where do Dislocations Come Fro

16、m ?Dislocation density dislocation Length/ Volume OR number of dislocations intersecting a unit area. cm/cm3 or 1/cm2.105 cm-2 in carefully solidified metal crystals； 1012 cm-2 in heavily deformed metals.Most crystalline materials have dislocations due to stresses associated with the forming process

17、. Number increases during plastic deformation. Picture is snapshot from simulation of plastic deformation in a fcc single crystal (Cu).6. 位错的观察(Dislocations in Crystals)位错影片位错影片7. 7. 位错的应变能位错的应变能( (Energy of Dislocations) ) Elastic Strain Energy : EXAMPLE-(Screw dislocation)bbDislocation linel2prrqg

18、 = tgq = b/2prt/sg / e W/V =1/2 tg = 1/2 se r0R单位长度螺型位错(Screw dislocation)的弹性应变能：g = b/2r， =G g = G b/ 2rdW=(1/2) g dV，dV= (2r d r)l0W dW = (1/l) (Gb2/4 ) (r0R dr /r) WS = (Gb2/4 ) ln (R/r0) = a Gb2r0-位错中心区的半径，R-位错应力场作用半径。单位长度刃型位错(Edge dislocation)的弹性应变能： W E= Gb2/4 (1-) ln (R/r0) = a Gb2 -Posson ra

19、tio=0.3 0.4 W E= WS / (1-) =1.5 WSW = a Gb2 , a = 0.5 1.0v 位错的能量与柏氏矢量的平方成正比,柏氏矢量越小,位错能量越低,在晶体中越稳定.8. 位错的线张力(Tension force of Dislocation)Surface energy = Surface tension，J m-2 = Nm m-2 = N m-1 dsb ds =2Tsin (dq /2)ds = r dq , sin (dq /2)= dq /2 b = T/r Gb2/2r（ 曲线位错的线张力:T KGb2, 螺位错K=1,韧位错K=1- ） = Gb/

20、2rv曲率半径r与成反比.t brTTdq9. 相互作用 韧型位错的应力场与间隙原子或置换原子发生弹性相互作用，吸引这些原子向位错区偏聚降低晶格的畸变能，同时使位错难于运动造成金属的强化。Interaction between extra-toms and dislocation 运动位错的交截/交割 当一位错在某一滑移面上运动时，会与穿过滑移面的其它位错交割。位错交割时会发生相互作用，这对材料的强化、点缺陷的产生有重要意义。 在位错的滑移运动过程中，其位错线往往很难同时实现全长的运动。因而一个运动的位错线，特别是在受到阻碍的情况下，有可能通过其中一部分线段（n个原子间距）首先进行滑移。若由此

21、形成的曲折线段就在位错的滑移面上时，称为扭折；若该曲折线段垂直于位错的滑移面时，称为割阶。 扭折和割阶也可由位错之间交割而形成。刃型位错的割阶割阶部分仍为刃型位错，而扭折扭折部分则为螺型位错；螺型位错中的扭折和割阶线段，由于均与柏氏矢量相垂直，故均属于刃型位错。 运动位错交割后，每根位错线上都可能产生一扭折或割阶，其大小和方向取决于另一位错的柏氏矢量，但具有原位错线的柏氏矢量具有原位错线的柏氏矢量。所有的割阶割阶都是刃型位错，而扭折扭折可以是刃型也可是螺型的。 另外，扭折扭折与原位错线在同一滑移面上，可随主位错线一道运动，几乎不产生阻力，而且扭折在线张力作用下易于消失。但割阶割阶则与原位错线不

22、在同一滑移面上，故除非割阶产生攀移，否则割阶就不能跟随主位错线一道运动，成为位错运动的障碍，通常称此为割阶硬化割阶硬化。 1)两个韧性位错交截(柏氏矢量相互垂直)2)两个韧性位错交截(柏氏矢量相互平行)把处于位错原滑移面上的割阶称为“扭折”,由于扭折能沿着原滑移面移动,因此不影响位错的滑移.3)韧性位错和螺型位错交截刃位错AB产生割阶PP而螺位错CD产生割阶QQ,显然,PP和QQ都属于刃型.第二章 材料强韧化的位错机制 (Dislocation mechanism of Strengthening and Toughening for materials)pt2Gm=（1） 材料的强度主要取决

23、于构成晶体的原子(还包括离子、分子等，下文一律用原子代替)之间的结合力结合力。这种结合力随原子性质和结合键的性质而有差异。依据原子间的作用能和外加作用力的关系，弗兰克尔(1926年)从分析完整金属晶体中相邻上、下两排原子在切应力作用下发生刚性相对位移刚性相对位移时（图1）原子势能的变化中，推导出晶体的理论剪切强度（Shearing Strength）为：abx原子层相对位移时的作用力 =m sin(2x/b) = m 2x/b; = G= Gx/a; m=(G/ 2)(b/a)= G/ 2; a 原子层的间距，b为位移方向的原子间距(ab) ，切应力， 是原子位移x的正弦函数， m 晶体的理论

24、剪切强度, G为切变模量（shear modulus）。图1 晶体的刚性滑移（rigid slip） 实际试验测量出的剪切强度与理论剪切强度相差4个数量级。（表1）所示为几种金属晶体的理论切应力与实测值的比较。 表1 某些金属晶体的理论切应力与实测值的比较金属切变模量G/MPa理论切应力m/MPa实际切应力/MPaAl2440038300.786Cu4070064800.490-Fe68950109602.75 材料的理论强度和实际强度之间的差异与晶体的结构完整性（即晶体缺陷Crystal defects）有关。 材料的弹性模量（Youngs modulus, elastic ratio）一般

25、不随晶体结构完整性的变化而变化，但材料的强度、塑性、韧性等力学性能除与键的强度有关外，还与晶体结构的完整性密切相关，即受晶粒、亚晶粒尺寸、第二相特征、晶体缺陷密度等因素影响，这些影响都可以用位错作用机制来解释。 图2为在外力作用下位错运动的示意图。位错区周围原子为1、2、3、4、5，位错中心处于2处，3-4，1-5原子对各在其两侧。图2 位错参与的滑移过程(a ) ( b) ( c ) ( d ) 当施加切应力时(图2b)，滑移面上、下方原子沿切应力方向发生相对位移，位错中心处原子2由于能量高，位移量更大些，使原子2与4的距离逐渐接近，而原子3与4则距离拉大，当应力增大时(图2c)，2与4的距

26、离进一步接近，以至结合成为原原子对子对，这样位错中心就被推向相邻的原子位置3，即位错线沿作用力方向前进一个原子间距，在此过程中原子实际的位移距离远小于原子距离，与理想晶体的滑移模型不同。 位错线(Dislocation Line)就是按照这一方式逐渐运动，最终贯穿整个晶体，此时晶体左侧表面形成了一个原子间距大小的台阶(图2d)，同时在位错移动过的区域内，晶体的上部相对于下部也位移了一个原子间距。当很多位错移出晶体时，会在晶体表面产生宏观可见的台阶，使晶体发生塑性变形。 由此可见，减少晶体中位错的数量或控制位错的滑移运动，即可提高材料的强度，金属或合金材料的各种强化机制，就是在此基础上建立的。

27、由于实际晶体中存在一定数量的空位、位错等缺陷，使之在外力作用下比完整晶体易于变形而强度相应降低。图3 晶体缺陷与强度的关系 当缺陷数目达到一定值时，晶体强度达到最低值，如图3所示；但当缺陷密度增高到一定值后，由于缺陷（主要是位错）与晶体组织之间以及缺陷本身相互之间的作用，使位错运动受到阻碍，材料变形困难，从而使强度提高。提高材料的强度可以通过两个途径实现: 一是制备缺陷尽可能少甚至没有缺陷的晶体，使材料实际强度接近于理论强度。例如“晶须”就是这类晶体，在新型复合材料中将晶须作为增强体，也是为了利用无缺陷晶体的高强度来大幅度提高复合材料的强度； 二是大大增加晶体缺陷的密度，在材料中造成尽可能多的

28、阻碍位错运动的障碍。目前制备大体积的完整晶体在技术上很难实现，只能制造极细的金属须或丝，而且晶须的性能不稳定，当存在一定数量位错时，强度急剧下降。因此在工业应用中通常采用第二种途径，即阻止阻止材料中的位错运动。 韧性是材料变形和断裂过程的能量参量，是材料强度和塑性的综合表现。 断裂过程包括裂纹形核所要求的塑性变形，以及裂纹的形核和扩展。 材料的组织结构直接影响裂纹形成和裂纹扩展的难易，它涉及到位错的运动、位错间的弹性相互作用、位错与溶质原子和沉淀相的弹性交互作用以及组织和晶界的作用。 试验观察可知，显微裂纹大都在局部塑性变形处产生，这显然与塑性变形过程中位错的运动有关。 图4表示裂纹形成的位错

29、塞积（Pile-up of dislocation）模型模型。在外加切应力的作用下，位错在滑移面上移动，位错运动中又难免遇到不同的障碍而受到阻碍，造成位错塞积，形成大位错。 大位错的弹性应力场可能产生大的正应力而使材料开裂。如图所示裂纹向前扩展就相当于塞积的位错向前攀移。图4 裂纹形成位错塞积示意图 位错数目: n=kaL /Gb, k=1(螺位错), k=1-(韧位错);作用于障碍的应力: =na 垂直于OP的张力: =1.5(L/r) 0.5sincos /2 在塞积群前端处的应力集中可达到很高的程度, 导致晶体 发生开裂. 位错一般在晶界、相界、孪晶界、夹杂或第二相与基体界面处塞积，因而

30、裂纹也常在这些地方产生。 裂纹的扩展除了与应力状态、应力大小和环境、介质等外界因素有关外，主要受材料本身和组织结构参量的影响。 在裂纹形成后的扩展过程中，裂纹将受到晶界、相界和韧性相的阻碍而使扩展受阻。改善材料韧性断裂韧性断裂的途径有很多：比如细化晶粒和组织、改善基体和强化相形态、引入韧性相以及减少诱发微孔的组成相等。提高材料强韧性的方法主要有：固溶强化、细晶强化、弥散强化、形变强化以及相变强化等。下面分别加以介绍。第三章第三章 固溶强化固溶强化Solution Strengthening 固溶强化是利用点阵缺陷（lattice defect）对晶体进行的强化。溶质原子溶入基体中产生原子尺寸效

31、应、弹性模量效应和固溶体（solid solution）有序化作用（ordering effect）而导致材料强化。图5反映了常用合金元素对铁的固溶强化效应。固溶体固溶体和纯金属都是单相组织，但是它们的强度不同，固溶体高于纯金属。图3-5表示的是碳对-Fe屈服强度的影响 ，可以看到很少量的碳（几个ppm）就使屈服强度由50MPa升到100MPa，提高了一倍。图3-6表示的是一些置换式合金元素对-Fe拉伸强度的影响，纵座标为拉伸强度增加值 。可以看到若要提高50MPa，大约需要1%(at)的Mo、Ni，而对于Cr、Co、V则就要大约10%(at) ，这种加入合金元素形成固溶体而这种加入合金元素形

32、成固溶体而使强度增加的现象叫作使强度增加的现象叫作固溶强化固溶强化。由图3-5和图3-6所示结果的比较可知，间隙元素固溶强化的效果大于大于置换式固溶元素的强化效果。 图5 屈服强度增加量与固溶元素之间的关系（一）原子尺寸效应 由于溶质原子和溶剂原子之间的尺寸差异，在溶质原子周围晶体内会产生晶格畸变，形成以溶质原子为中心的弹性应变(力)场。该应变场会和位错应力场发生弹性交互作用弹性交互作用。 溶质原子移向位错线附近时，小于小于溶剂原子的溶质原子移向位错周围的受压区域受压区域；大于大于溶剂原子的溶质原子移向受张区域受张区域，形成原子气团原子气团。位错的运动将会受到原子气团的钉扎钉扎作用，从而提高材

33、料的强度。 （二） 弹性模量效应 固溶体中的溶质元素与基体材料的弹性模量不同时，在溶质原子周围会形成一个半径约两倍于溶质原子的区域，此区域的弹性模量Gp与基体的弹性模量G不同。在产生相同的应变时，此区域与基体所需要的外加应力将不同，外力所做的功（能量）也不一样。二者之间存在一个能量差值，此能量差将对位错线产生一定的力。 当GpG时，该力为阻力，将使通过溶质原子区域的位错受到阻碍；当GpG时，该力为吸力，将促使位错线向溶质原子区域运动。不论哪种情况都需要增大外力才能使位错脱开此区域而继续向前运动，相应地提高固溶体的强度。（三） 固溶体的有序化及强化 当材料中同类原子的结合力比较弱而异类原子间的结

34、合力比较强时，固溶体就会产生有序化。当位错从这种有序化区域移动时，有序度受到破坏，使位错滑动面两侧原来为A-B对的“原子对”变为A-A对和B-B对的“原子对”，从而形成“反相畴”。 图6是一有序固溶体的反相畴。一个刃型位错在有序固溶体中就可以产生一条反相畴界。反相畴界的形成使固溶体能量增加，必须增加外力促使位错移动。有序化造成了位错移动的阻力。图6 有序固溶体中的反相畴Antiphase domain（虚线表示畴界）畴块内的原子呈有序排列,各畴块的原子排列取向也是一致,但原子排列顺序却不越过畴块而中断于畴间.因此,各畴块之间有分界面,称为反相畴界.(有序畴又称为反相畴.)固溶体从无序到有序的过

35、程是在晶体的各部分许多地点同时发生的,这些小区域扩大到彼此相遇而停止,由于它们都是独立形核,故在相遇时其原子排列顺序往往不能一致,产生了反相畴界. 当两个位错成对成对通过有序化区域时，可以使反相畴界达到的面积很小，从而减小对位错的阻力。 对于存在很多反相畴界的有序合金，当位错横切这些反相畴界时，又会产生新的反相畴界，使位错移动受到附加阻力，从而提高材料的屈服强度。简单地说，溶质元素溶质元素可以使材料得到强化的微观机制在于无论是间隙式固溶原子还是置换式固溶原子都会使溶剂金属的晶格产生畸变，产生一内应力场，位错在这内应力场中运动会受到阻力。应力场的大小一方面与溶质原子和溶剂原子的尺寸差别有关，尺寸

36、相差越大，应力场越强；另一方面也与它们二者弹性模量的大小有关。可以说，置换式或间隙式溶质原子对位错的运动，起着原子尺寸障碍的作用。 溶质原子固溶到基体材料中，分为间隙固溶和置换固溶两种方式。固溶强化也分为间隙固溶强化和置换固溶强化两种方法。1间隙固溶强化 一些原子半径较小的非金属元素受原子尺寸因素的影响，可进入溶剂晶格结构中的某些间隙位置，形成间隙固溶体。对金属铁而言，其间隙固溶体是Fe与较小原子尺寸的C C、NN等间隙元素所组成的。间隙元素的原子半径(rx )通常小于0.1nm（如表2）。 间隙固溶体的形成条件必须满足Hgg定则，即rx / rM1%MnMg-Mn Ca+N2 Mild Zr

37、 Increases with Nucleation by Zr Al,Si,Fe,H,Sn,Sb,Co,Ni Lower Mn or Zr-enriched MgMg-Y(-Zn) Ca+ Zr growth restriction or nucleation by Zr particles钢与铸铁晶粒细化:碳钢及低合金钢V, Ti, B形成TiC, TiV, VN, VC高锰钢(Mn13)CaCN2高铬钢(Cr25)Ti硅钢(3%Si)TiB2铸铁石墨粉, Ca, Sr,Ba, FeSi铜合金晶粒细化:CuLi, Bi, Li+Bi一般Cu合金Fe铝青铜(Cu-Al-Fe)V,B,Zr,T

38、i, V+BCu-Sn, Cu-Zn, Ti + B, V+BCu-Zn-Pb混合稀土钛合金晶粒细化:钛合金BB+Zr 问题： 1. 如何获得超细钢？ 2. 不锈钢的晶粒细化？ 3. 铝合金晶粒细化？ 4. 镁合金的晶粒细化？ 5. 铜合金，钛合金的晶粒细化？ 6. 其它？第五章 弥散强化 (第二相强化 ) Dispersion Strengthening 弥散强化：弥散分布于基体中的第二相粒子可成为阻碍位错运动的有效障碍，从而起到强化作用。按第二相粒子特性不同，弥散强化分为可变形粒子强化和不可变形粒子强化。 所谓第二相强化是指在金属基体（通常是固溶体）中还存在另外的一个或几个相，这些相的存在

39、使金属的强度得到提高。金属中有第二相的方法很多，可以在浇铸时的熔融状态下加入异相颗粒制成复合材料，也可以通过合金化使得冷却过程中有第二相析出，等等。由于主要是第二相和基体的性质决定材料的性能，所以在研究强化机理时可不考虑材料的加工过程。 主要考查第二相的本性，可以将其分成二类，一类是很硬很强的第二相颗粒，它不会由于位错线的作用而变形；还有一类是第二相颗粒也参与变形。这二种情况强化的效果不同，微观机制也不一样 。图3-14a是一张照片，材料是30%Zn的铜锌合金，其中有一个Al2O3的硬颗粒，可以看到当位错运动滑移到这颗粒周围时，由于这个颗粒很硬，不易变形，所以位错是经过它以后再继续运动，在它周

40、围留下了一个位错环，这个过程的示意图见图3-14b。与这个颗粒发生作用的位错线越多，留下的位错环越多，材料便得到了强化。图3-15a是一张Ni基高温合金的照片，其中的第二相是一种金属间化合物Ni3Al,它的强度相对Al2O3要低 ,而且有一定的塑性,这时运动的位错便可以穿过这个第二相,并使这个第二相变形,但所需应力要比没有这种第二相时高,所以合金的屈服应力要为这个第二相变形所限制,关于位错切过第二相的示意图表示在图3-15b。 1可变形粒子强化 可变形沉淀相粒子自固溶体中沉淀或脱溶析出引起的强化效应，常称作沉淀强化，又称析出强化或时效强化。沉淀强化的条件是第二相粒子能在高温下溶解，并且其溶解度

41、随温度降低而下降。沉淀强化的基本途径是合金化加淬火（固溶）时效，合金化可以为理想的沉淀相提供成分条件。 式中，G为切变模量，是粒子界面能，b为柏氏只量，rc为可变形粒子半径。pg=Gb2rc 沉淀过程中第二相粒子会发生由与基体共格向非共格过渡，使强化机制发生变化:当沉淀相粒子尺寸较小并与基体保持共格关系时，位错以切过的方式切过的方式同第二相粒子发生交互作用；而当沉淀相粒子尺寸较大并已丧失与基体的共格关系时，位错以绕过方式绕过方式通过粒子。位错切过沉淀相粒子的最大临界尺寸为： 一般对共格粒子而言，粒子直径小于15nm，位错绕过粒子滑移；对非共格粒子而言，粒子直径大于1m时，位错绕过粒子滑移。 非

42、共格粒子强化方式同不可变形粒子的强化机制有共同之处，故常将过时效状态下非共格沉淀相粒子的强化作用归于不可变形粒子强化一类。 可变形粒子强化机制取决于粒子本身的性质及其与基体的关系，主要通过共格应变效应、化学强化、有序强化、模量强化、层错强化、派-纳力强化等效应产生强化作用。 沉淀强化时第二相粒子与基体之间的共格关系，将产生共格应变场，并与位错发生交互作用。同固溶强化中溶质原子与位错的交互作用相似，引起基体点阵膨胀的沉淀相粒子与刃型位错的受拉区相吸引，而引起基体点阵收缩的沉淀相粒子与刃型位错的受压区相吸引。 因此，即使滑移位错不直接切过沉淀相粒子，也会通过共格应变场阻碍位错运动。 化学强化是当滑

43、移位错切过沉淀相粒子时，会在粒子与基体间形成新的界面（如图10），形成新界面使系统能量升高，产生强化效应。图10 位错切过沉淀相粒子形成新界面示意图 许多沉淀相粒子是金属间化合物，呈有序点阵结构并与基体保持共格关系。当位错切过这种有序共格沉淀粒子时，会产生反相畴界而引起强化效应。 模量强化、层错强化、派-纳力强化分别是由于沉淀相粒子的弹性模量、层错能、派-纳力与基体相的不同，使位错难于切过沉淀相粒子而导致的强化效应。 沉淀强化是多种强化效应综合作用的结果。在一般情况下，常以共格应变强化为主。 综上所述，沉淀相可变形粒子的强化效应可变形粒子的强化效应与以下几方面因素有关(综合作用使合金的强度提高

44、)： 1）第二相粒子具有与基体不同的点阵结构和点阵常数，当位错切过共格粒子时在滑移面上造成错配的原子排列，增大位错运动的阻力； 2）沉淀相粒子的弹性应力场与位错的应力场之间产生交互作用，对位错的运动有阻碍作用； 3）位错切过粒子后形成滑移台阶，增加界面能，阻碍位错的运动； 4）当粒子的弹性切变模量高于基体时，位错进入沉淀相时，增大位错自身的弹性畸变能，引起位错的能量和线张力变大，位错运动受到更大的阻碍。 5) 如果粒子是有序结构,则位错切过粒子时将在滑移面上产生反相畴界，反相畴界能高于粒子与基体间的界面能. 与基体完全共格的沉淀相粒子具有更为显著的强化效应。Al-0.4Cu合金是通过时效处理获

45、得弥散强化效果的典型例子。时效处理要经过三个步骤（图11）。 第一步是将合金加热至溶解度曲线以上的单相区保温，以获得均匀的固溶体； 第二步采取急冷的方法使原子来不及扩散，不能形核形成相，急冷后合金中只含相，但相中的含Cu量大大超过了其溶解度，形成非平衡结构的过饱和固溶体。 第三步将过饱和加热至低于溶解度曲线的某一温度进行保温时效，形成析出相。图12反映了时效强化的效果。图11 Al-0.4Cu合金的时效处理与弥散强化 图12 时效时间与温度对Al-0.4Cu合金屈服强度的影响2601901501072不可变形粒子强化 弥散强化时，位错难于切过弥散分布的不可变形硬粒子时，将以绕过的方式与粒子发生

46、交互作用。第二相硬粒子的强化机理以图13说明。基体与第二相的界面存在点阵畸变和应力场，从而成为位错滑动的阻碍。滑动位错遇到这种阻碍后变得弯曲。随着外加切应力的增大，位错弯曲程度加剧，并逐渐形成环状。由于两个粒子间的位错线的符号相反，它们将互相抵消形成包围小颗粒的位错环，原位错则从此越过第二相粒子而继续向前滑动。每个越过第二相颗粒的位错有一定的斥力，使滑动位错所受阻力增大。颗粒周围积累的位错环越多，位错通过的阻力越大。这一机制是由奥罗万（Orowan）首先提出，通常称为奥罗万机制。图13 弥散强化奥罗万(E.Orowan)机制位错线绕过间距为的粒子时,所需的切应力: =2T/b , T=1/2G

47、b2, =G b / , 越小, 越大.减小粒子尺寸或提高粒子的体积份数可使合金的强度提高. 要使弥散相粒子有较好的强化效果，弥散强化型材料应具有下述微观特征（图14）： 1）基体具有较低的硬度和良好的塑性，而弥散相具有较高的硬度。硬的弥散相可以强烈阻碍基体中位错的滑移，而软的基体保证合金有一定的塑性； 2）软基体呈连续分布，硬弥散相分布不连续。若弥散相连续分布则裂纹易于扩展导致断裂。弥散相分布不连续时，析出相与基体之间的界面可有效阻止裂纹扩展； 3）弥散相具有球形或圆形，而不是针状或其它有尖锐边角的形状，因为后者易于引入裂纹，或者其本身就具有类似于缺口的作用； 4）弥散相颗粒要细小且数量多，

48、这样能有效增加对位错滑移的阻碍作用。图14 弥散强化型合金的微观特征 上述要求对可变形粒子沉淀强化材料同样有效。 不可变形粒子强化时，第二相粒子与基体是非共格关系。由于共格弥散相原子面与基体原子面是连续过渡的（图15），基体晶格在很大区域中发生畸变，当位错移动时，即使通过共格弥散相的附近区域，也会大大受阻，因此共格弥散相的强化效果比非共格相的强化效果更强。图15 弥散相的共格界面（coherent interface）与非共格界面（incoherent interface ） 获得弥散强化相的方法: 有内氧化、烧结以及人为地在金属基体中添加弥散分布的硬粒子等方法。此外常将合金时效或进行回火，产

49、生弥散强化。 在上述第二相粒子强化基础上，还有一种复合强化方式。复合强化是将具有高强度的金属或非金属的颗粒纤维、晶须等引入基体材料中，获得各种复合材料。同前述两种强化方式不同，增强相（颗粒、纤维、晶须）等已不单纯作为阻碍金属基体中位错运动的障碍，其本身要能直接承受载荷。 在外力作用下，基体产生弹性乃至塑性变形时，会发生应力由基体向增强相转移现象，从而产生强化效应。金属、陶瓷等各种材料都可通过复合强化方式，形成高强韧性的多种复合材料。 总的说来，弥散强化将降低塑性。弥散相颗粒常以本身的断裂或颗粒与基体间界面的脱开作为诱发微孔的地点，从而降低塑性应变，直至断裂。 一般来说：析出相颗粒越多，提高流变

50、应力越显著，则塑性越低；呈片状的弥散相对塑性损害大，呈球状的弥散相损害小；均匀分布的第二相对塑性损害小；弥散相沿晶界的连续分布，特别是网状析出时降低晶粒间的结合力，明显危害塑性。 不可变形的弥散相与基体间界面可出现位错或位错圈，造成应力集中，极易形成裂纹源，导致断裂韧性降低，提高冷脆转化温度。弥散相颗粒尺寸越大韧性降低越明显。如图16所示，当碳化物厚度大于4m时，冷脆转化温度明显升高。图16 碳化物对脆性转变温度的影响 马氏体时效钢是运用弥散强化理论的一个典型例子。这类钢的一个重要特点是不依靠碳来强化。研究表明，当C含量超出0.03%时这类钢的冲击韧性陡然下降。 马氏体时效钢的强韧化思路是：以

51、高塑性的超低碳位错型马氏体和具有高沉淀硬化作用的金属间化合物作为组成相，将这两个在性能上相差甚远的相组合起来就构成了具有优异强韧性配合的钢种。 马氏体时效钢加入Ni、Mo、Ti和Al等元素，可形成AB3型的-Ni3Mo或Ni3Ti、-Ni3（Al、Ti）和Ni3Nb等金属间化合物，在时效过程中沉淀析出起到强化作用。加入Co有利于促进沉淀相形成，而且能够细化沉淀相颗粒，减小沉淀相颗粒间距。 由于低碳马氏体时效钢消除了C、N间隙固溶对韧性的不利影响，可使基体保持固有的高塑性性质。Ni能使螺型位错不易分解，保证交叉滑移的发生，提高塑性变形性能；同时Ni降低位错与杂质间交互作用的能量，使马氏体中存在更

52、多的可动螺型位错，从而改善塑性，降低解理断裂倾向。需要指出的是第二相对强度的影响除与其本性（第二相的成份、结构）有关外 ,还与第二相颗粒的尺寸、形状、数量、分布有关。当第二相颗粒本身十分细小，彼此间距离也很小时，这种第二相的强化作用就比较大；若第二相颗粒尺寸变大，间距也变大，第二相颗粒的强化作用就有所下降了。材料中位错切过第二相颗粒与绕过第二相颗粒相比，前者，材料的屈服强度是比较低的。概括来说，提高第二相强化的效果有三种途径： (1)增加材料中第二相量； (2)获得高度弥散分布的第二相； (3)选用阻力高的硬质点。第六章 形变强化 Deformation Strengthening 在冷变形过

53、程中，金属内位错密度增加，位错之间的交互作用加剧，位错运动阻力增大，使得金属的强度、硬度增加。这种现象称为形变强化或加工硬化。 经过冷变形晶粒被拉长、且得到强化的材料还可以再变回到原来的组织结构，图3-10就展示了这样一个过程。图3-10a是经33%冷变形后的黄铜的组织照片，从中可以看到晶内有许多滑移台阶和孪晶 ；图3-10b是在580加热3秒钟后的情况，可以看到在晶内孪晶界上，滑移台阶上，有许多细小的晶粒，随着加热时间的延长，这些小晶粒增多且变大（图3-10c）直到8秒后全部变成细小的等轴晶（图3-10d），再继续在580保温，15分钟后可见平均晶粒尺寸由约40m 变成了120m ，长大了三

54、倍(图3-10e) ，若再把温度增加到700保温10分钟，平均晶粒尺寸长大到了约200m 。这种变形的金属又形成相当完整的基本无位错的新晶粒的过程叫做再结晶。再结晶需要在一定的温度下进行，也需要一定的时间，而且温度的改变对再结晶过程的影响比在某一恒定温度下时间的影响更显著。冷加工变形的材料经再结晶以后强度显著降低，几乎又回到了冷加工前的状态（图3-11）。这种特性在工程应用上非常有意义。一方面表明使用加工硬化的材料制作的另件其工作温度是有限制的，在这个工作温度下不能使其发生再结晶；另一方面也提示人们，当一种合金冷加工成形时，若变得很硬、很难加工，可以将其加热到一定温度，使其产生再结晶变软后再继

55、续冷加工。 我们已可以体会到，对于再结晶来说，再结晶温度十分重要。应该说这个温度是个温度范围。为了衡量不同材料的再结晶行为，人们将在1小时内可以完成再结晶的温度定义为再结晶温度。通过大量实验数据的归纳发现这个温度与材料的熔点有一定的相关性，一般在熔点的(K)1/2到1/3之间,还与冷加工变形量和材料的纯度有关。变形量越大,再结晶温度越低。对冷变形金属经加热发生再结晶这样一种处理叫做再结晶退火。在退火过程中之所以会发生再结晶是因为经过强烈塑性变形的金属和合金,处于一种亚稳的高能量状态.这样的金属力求转变为更稳定的组态。加热使得金属原子更易扩散,进行重新排列,结果冷加工造成的缺陷消失,变成了变形前

56、的稳定状态。 加工硬化效应可以通过其应力应变曲线表现出来，如图17所示，当切应力达到晶体的临界切应力时变形开始，并经历三个阶段。第阶段接近于直线，加工硬化速率或称加工硬化系数（即d/d或d/d） 很小，一般为切变模量G的10 ，被称为易滑移阶段。第阶段应力急剧升高，很大，几乎恒定地达到约G/300，加工硬化效应显著，称为线性硬化阶段。第阶段加工硬化率随应变的增加而下降，曲线呈抛物线状，故称抛物线型硬化阶段。 金属加工硬化效应是由于位错在形变过程中增殖以及位错间复杂的相互作用造成的。图17 晶体的切应力-切应变曲线 图18可说明位错增殖过程: 当所施加的应力超过材料的屈服强度时位错开始运动。 位

57、错在运动过程中被外来杂质粒子等障碍物钉扎时，位错的运动受到强烈阻碍（图18a）；继续施加压力，位错线的一部分运动而两端不动，造成位错线的弯曲（图18b）；应力不断增大，使位错线愈加弯曲，并形成两个半环（图18c）；两个位错半环碰到一起时就产生一个新的位错环，而原来的位错线仍被钉扎在原处（图18d）。 整个过程反复进行，位错数量不断增加，该位错增殖机制成为Frank-Read机制。图18e是F-R位错源电镜照片。 图18 F-R位错源(弗兰克-瑞德源)弗兰克-瑞德源发生作用所需的临界切应力c:位错弯曲的切应力公式: =Gb/2r, r=L/2, c= Gb/LL 整个过程反复进行，位错数量不断增

58、加，该位错增殖机制成为Frank-Read机制。图18e是F-R位错源电镜照片。 第阶段主要发生位错增殖，但位错运动所受阻力不够大，所以硬化效果不明显。 第阶段中，已有许多位错彼此交割被钉扎住。一个被钉扎的位错，对后面的位错存在斥力，阻止了同一滑移系上其它同号位错的运动，造成塞积。位错塞积群对位错源有反作用，这种反作用力会迫使位错源停止动作，继续塑性变形必须进一步提高外应力。由于第阶段位错的交割、钉扎及互相缠结，同时新的位错源不断增殖，使位错密度增加，故变形抗力明显增加，有较高的加工硬化率。 第阶段: 由于相交滑移系上的位错的交互作用,生成了割阶/固定位错(罗麦-柯垂尔位错)等障碍,晶体中位错

59、密度迅速增高,产生塞积群或形成缠结和胞状亚结构,使位错不能越过这些障碍被限制在一定范围内移动,因此,继续变形所增加的应力与位错的平均自由程L有关: Gb/L, Gb1/2 ( 1/L2) = 0+Gb 1/2 , =0.30.5, 0 无加工硬化时所需的切应力. 第阶段时，应力高到足以使被钉扎的位错开始运动，加工硬化率逐渐下降。被钉扎的位错重新启动主要是依靠螺型位错的双交滑移，即被阻塞的位错通过连续两次交滑移过渡到另一平行的滑移面上，避开障碍，恢复可动性。螺位错在这个平行面上遇到异号螺型位错时，会互相吸引而湮灭。由于交滑移和位错互毁，促使位错源再度开动。刃型位错不能发生双交滑移，随着位错源的继

60、续开动，位错环的刃型部分将驻留在晶体中，导致位错密度增加。 金属经冷变形加工后会变得很脆。加工硬化后难于进一步加工，可通过加热产生“再结晶”退火来消除形变强化效果。 图19是冷变形对工业纯铜性能的影响。随变形量的增加，铜的屈服强度与抗拉强度提高，而塑性下降。图19 形变对铜性能的影响 形变强化主要是通过位错增殖(提高位错密度)实现的。金属材料的位错密度对其塑性和韧性的影响是双重的。 一般来说，位错密度提高，材料的塑性和韧性都降低。均匀分布的位错比位错列阵对韧性的危害要小。可动的位错对韧性损害小于被沉淀物或固溶原子锁住的位错。位错被钉扎，表明塑性变形受到抑制，塑性就会降低。 当位错密度增大时，位