材料强韧化课件

材料的强韧化

（StrengtheningandTougheningofMaterial

）1概述材料研究最终目的：使用。挖掘材料性能潜力：各种各样处理提高力学性能的处理——强化与韧化。2金属材料强化机理2.1、固溶强化Cu－Ni固溶体的机械性能与成分的关系Al－Mg固溶体的应力－应变曲线无序固溶强化强化机理：

(a)(b)(c)

溶质原子在位错附近的分布示意图固溶强化的特点：不同半径的置换型溶质原子溶入固溶体引起晶格畸变2、有序固溶强化有序固溶体沿某一晶面滑移会引起有序强化。实验结果表明：室温下,晶粒越细小，晶体强度越高；晶粒尺寸与屈服强度的关系：

σs=σ0+Kd-1/2

（Hall-Petch公式），若能细化晶粒，可使σs升高；通过细化晶粒来提高强度的方法——

细晶强化。生产中为细化铸件晶粒，通常采用

1）增大过冷度；2）变质处理；3）振动、搅拌常温下，晶粒越细小→强度越高，塑性、韧性好2.2细晶强化

强韧化机理：晶粒越细，晶界越多，对位错移动阻碍作用越大→强度越高。晶粒越细，变形量可分散在更多晶粒中进行，产生较均匀塑性变形，不至于造成较大应力集中→避免裂纹产生。晶粒越细小→强度高，塑性好。2.3位错强化（加工硬化或变形强化）金属强度与位错密度之间关系密切。

（2）加工硬化

第二相以细小弥散微粒均匀分布在基体相中→强化作用。

第二相通过过饱和固溶体时效处理而沉淀析出产生强化→沉淀强化或时效强化。

第二相借助于粉末冶金方法加入起强化作用→

弥散强化第二相颗粒强化作用：微粒分为：1）不可变形颗粒；2）可变形颗粒两类粒子与位错交互作用方式不同，强化途径不同。2.4弥散强化或沉淀强化1、可变形微粒强化作用2、不可变形微粒强化作用

位错绕过第二相粒子的示意图第二相颗粒周围的位错环2.5强化作用的叠加

韧性：强度与塑性综合

断裂过程：裂纹形核+裂纹扩展通常以裂纹形核和扩展能量消耗或裂纹扩展抗力标志材料韧性。组织结构不同，断裂方式不同，断裂机制不同。

促进裂纹形核和扩展

——

导致材料脆化；

缓和裂纹形核和扩展

——

导致材料韧化。3金属材料的韧化

断裂分：韧性断裂和脆性断裂

韧性断裂：微孔形成、聚集长大，塑性起主导作用。改善金属材料韧性途径：①减少诱发微孔组成相，如减少沉淀相数量；②提高基体塑性，增大裂纹扩展能量消耗；③增加组织均匀性，减小应力集中；④避免晶界弱化，防止裂纹沿晶界形核与扩展；⑤各种强化方法对韧性产生影响。

3.1．固溶强化与塑性

1）保证强度，提高塑性，可提高材料韧性

合金元素：Si、Mn对铁塑性损害较大，且置换固溶量越多，塑性越低；Ni改善塑性；加入Pt、Rh（铑）、Ir（铱）

和Re（铼）

可优化塑性，关于Pt塑化机制尚无确切解释。

2）间隙固溶体：强化效果大于置换固溶体。固溶度和错配度是决定间隙强化两个主要因素。

M组织利用间隙固溶强化。低碳位错型M：强韧性配合较合理。

原因：不出现点阵正方度畸变，溶质偏聚在刃位错线附近，位错可带着气团运动。固溶高碳量，点阵畸变位置多，规则排列区域减小→切变抗力↑，正断抗力减低↓

晶界或障碍前位错塞积引起应力集中→脆性断裂低塑性和韧性3.2.细化晶粒与塑性提高强度，优化塑性和韧性强化方式。原因：略

3.3.位错强化与塑性、韧性位错密度↑，位错间交互作用↑，可动位错↓

→塑性、韧性降低。提高可动位错密度对提高塑性、韧性有利。

3.4．沉淀相颗粒与塑性析出相（沉淀相）强化→塑性下降。原因：常以本身断裂或颗粒与基体间界脱开诱发微孔→塑性降低。①沉淀相颗粒越多，强度越高，塑性越低；

②

呈片状沉淀相对塑性损害大，呈球状损害小；

③

沉淀相颗粒均匀分布对塑性影响小；

④

沉淀相颗粒沿晶界连续分布→降低晶粒间结合力，明显损害塑性。例：过共析钢中Fe3CII。不可变形沉淀相与基体间界面可出现位错或位错环→应力集中，形成裂纹源，韧性降低，提高冷—脆转化温度。

陶瓷材料的强韧化

陶瓷和玻璃的断裂韧性是相当低的，克服陶瓷的脆性和提高其强度的关键是：（1）提高陶瓷材料抵抗裂纹扩展的能力；(断裂能)

（2）减缓裂纹尖端的应力集中效应。(减小缺陷尺寸)**陶瓷增韧机理:(1)在裂纹尖端周围分布着非弹性变形的区域，它们由于相变或微裂纹所引起的。

(2)由纤维或晶须，或未破坏的带状第二相所引起的裂纹桥联。

**韧化方法：（1）氧化锆相变增韧当材料受到外力作用时，裂纹扩展到亚稳的四方t-ZrO2粒子，裂纹尖端的应力集中使基体对t-ZrO2的压抑作用首先在裂纹尖端得到松弛，促发t-ZrO2→单斜m-ZrO2的相变，产生体积膨胀形成相变区。由此产生的相变应力又反作用于裂纹尖端，降低了裂纹尖端的应力集中程度，发生所谓的钝化反应，减缓或完全抑制了裂纹的扩展，从而提高断裂韧性。下图表示含有亚稳t-ZrO2中裂纹扩展时，其顶端附近，由应力应变诱发t→m相变的示意图。裂纹顶端应力诱发t

→m相变增韧机理

（2）微裂纹增韧在陶瓷基体相和分散相之间，由于温度变化引起的热膨胀差或相变引起的体积差，会产生弥散均布的微裂纹[图(a)]，当导致断裂的主裂纹扩展时，这些均匀分布的微裂纹会促使主裂纹分叉(图(b))，使主裂纹扩展路径曲折前进，增加了扩展过程中的表面能，从而使裂纹快速扩展受到阻碍，增加了材料的韧性。微裂纹增韧示意图

（3）裂纹偏转增韧机制裂纹在扩展过程中遇到晶界、第二相颗粒或残余应力场时，将偏离原来运动方向产生非平面型裂纹，称之为裂纹偏转。这时，裂纹平面在垂直于施加张应力方向上重新取向。这种方向上的变化意味着裂纹扩展路径将被增长，同时，由于裂纹平面不再垂直于张应力方向而使得裂纹尖端的应力强度降低，因而裂纹偏转将增大材料的韧性。

典型的裂纹偏转示意图

a）裂纹倾斜θ角；

b）裂纹扭转φ角

（4）裂纹弯曲增韧机制裂纹弯曲是由于裂纹障碍形成的。裂纹障碍是指由于基体相中存在断裂能更大的第二相增强剂如颗粒、晶须时，裂纹在扩展过程被其阻止的情况。而裂纹障碍的主要形式就是裂纹前沿的扩展已越过第二障碍相而形成裂纹弯曲。与前面所讨论的裂纹偏转机制不同，裂纹弯曲是在障碍相的作用下产生非线性裂纹前沿。如图所示，其中d为粒子间距。裂纹弯曲的线张力增韧模型

（5）

裂纹桥联增韧机制

所谓桥联增韧是指由增强元连接扩展裂纹的两表面形成裂纹闭合力而导致脆性基体材料增韧的方法。裂纹表面桥联作用可以分为两种形式，一种为刚性第二相导致裂纹桥联，而另一种则是由韧性第二相导致裂纹桥联。

当桥联相为刚性时，也就是第二相的韧性和陶瓷基体相的韧性相类似的情况下，桥联增韧的发生需要第二相增强组元与基体相有显微结构特征要求以及残余热应力的存在或适当的相界面结合状态。显微结构特征指第二相具有一定的长径比，它们可以是纤维或者晶须、柱状粒子、片状粒子、甚至具有大长径比的基体相颗粒同样可以发挥桥联作用。由热膨胀性能失配引起的较大残余应力可能在裂纹尖端的尾部上形成一个压应力区作为一个完整的韧带存在（见图）。而弱的界面结合可以通过界面滑动、解离甚至第二相拔出来形成裂纹表面桥联作用而增韧（见图）。通过桥联相的拔出效应通常可以极大地强化裂纹桥联增韧过程。

由残余应力形成的桥联韧带图

由非连续刚性第二相所形成的桥联力

（6）韧性相增韧如果在陶瓷材料中分布着韧性相，韧性相会在裂纹扩展中起附加吸收能量的作用。按能量平衡观点，当裂纹尖端附近韧性相出现较大范围的塑性变形，就有不可逆的原子重排并以塑性功形式吸收可观的变形能，使裂纹进一步扩展所需的能量远远超过生成新裂纹表面所需的净热力学表面能。同时，裂纹尖端高应力区的屈服流动使应力集中得以部分消除，抑制了原先所能达到的临界状态，相应地提高了材料的抗断裂能力。（7）纤维、晶须增韧纤维或晶须具有高弹性和高强度，当它作为第二相弥散于陶瓷基体构成复合材料时，纤维或晶须能为基体分担大部分外加应力而产生强化。当有裂纹时，裂纹为避开纤维或晶须，沿着基体与纤维或晶须界面传播，使裂纹扩展途径出现弯曲从而使断裂能增加而增韧。在裂纹尖端附近由于应力集中，纤维或晶须也可能从基体中拔出。拔出时以拔出功的形式消耗部分能量，同时在接近尖端后部，部分未拔出或末断裂的纤维或晶须桥接上下裂纹面，降低应力集中，提高韧性。在裂