材料的强化与韧化

,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,*,单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,*,材料的强化与韧化,研究材料强韧化的意义,强度和韧性是衡量构造材料的最重要的力学性能指标。由于新型、先进材料的构造的复杂化、多样化，加之其昂贵的本钱，使得传统的材料设计制备方法已远远满足不了材料强韧化的要求。换言之，为了有效地提高材料的强度和韧性，必须对材料的整体构造进展多组分设计，包括材料组分、微构造、界面性能和材料制备工艺等。,2,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,金属的屈服对金属构造件来说，意味着失效。-?如何使其不发生屈服或者提高屈服抗力，从而保障其服役的平安。,介绍金属与合金强化与韧化方面的理论及方法。应该说强化的方法很多，如：加工硬化、淬火及热处理等，但最有效而稳定的方法，实际生产中常用的方法就是合金化。,重点介绍：固溶强化-?均匀强化、非均匀强化理论、细晶强化、弥散强化以及其它的一些强化方法，形变强化即加工硬化的问题已在第2章论及，在此不再阐述。,3,均匀强化,溶质原子混乱地分布于基体中，因为位错线具有一定的弹性，故对同一种分布状态，由于不同溶质原子与位错线的相互作用不同，位错线的运动方式有如(a)和(b)所示的两种情况。(a)为相互作用强时，位错线便“感到溶质原子分布较密；(b)为相互作用弱时，位错线便“感到溶质原子分布较疏。,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,4,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,(a),为强相互作用的结果；,(b),为弱相互作用的结果,图 由于溶质原子与位错线间相互作用的不同对其可弯曲性的影响,5,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,假设以l和L分别表示两种情况下可以独立滑移的位错段平均长度，F为溶质原子沿滑移方向作用在位错线上的阻力，那么使位错运动所需的切应力可表示为,从外表上看，因为间隙式溶质原子固溶后引起的晶格畸变大，对称性低属于情况(a)；置换式固溶所引起的晶格畸变小，对称性高属于情况(b)。但事实上间隙式溶质原子在晶格中，一般总是优先与缺陷相结合，所以已不属于均匀强化的范畴。,6,Mott-Nabarro,理论,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,假设了溶质原子在晶格中产生一长程内应力场了ti，那么位错弯曲的临界曲率半径为Gb/ti。假设溶质原子间距lGb/ti，即位错与溶质原子间的作用为强相互作用时，整个位错便可以分成独立的n段，且n=L/l。根据统计规律知道，作用在长为L位错上的力应等于n1/2倍作用在每一段上的力，故长为L的位错运动的阻力可写成btil(L/l)1/n。假设此时外加切应力为tc，遂得:,位错曲率,溶质浓度,7,铜合金中固溶强化与晶格畸变间的关系,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,8,两个主要的特点：一为溶质原子与基体原子的相互作用中，除了考虑由于大小不同所引起的畸变外，还考虑了由于“软“硬不同，即弹性模量不同而产生的影响；另一为置换溶质原子与位错的静水张压力的相互作用中，除了考虑纯刃型的以外，还考虑了纯螺型的。,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,9,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,弹性模量相互作用示意图,10,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,刃 型,螺 型,大小作用,“,软” “硬” 作用,总 和*,11,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,弹性位错单位长度,L,的定义示意图,12,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,铜合金中固溶强化和溶质原子与螺型位错相互作用的关系,13,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,溶质原子分布示意图,14,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,非均匀强化,由于合金元素与位错的强交互作用，使得在晶体生长过程中位错的密度大大提高，造成与纯金属截然不同的根本构造。这往往成为某些合金非均匀强化的局部原因，如铜中参加少量的镍，银中参加少量的金等。此外，就目前所知非均匀强化的类型大致可分为：浓度梯度强化，Cottrell气团强化，Snoek气团强化, 静电相互作用强化，化学相互作用强化和有序强化等几种。,着重介绍其特点与存在的问题。,15,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,浓度梯度强化,强化机制实质上可分为三局部：一为晶格常数相互作用，即由于合金元素的分布存在浓度梯度，所以晶格常数也就有相应的变化梯度。当刃型位错的运动方向与浓度梯度方向一致时，或螺型位错的运动方向与浓度梯度方向垂直时，就会在滑移面两边产生类似位错的对不齐现象，从而提高了位错运动的阻力；二为弹性模量相互作用，即由于合金元素的分布存在浓度梯度，弹性模量亦不再可能是常数，结果对位错的运动相当于额外地施加阻力。不过，一般讲这两种力都可以忽略不计；三为具有浓度分布梯度的合金元素与位错间的弹性相互作用，即存在合金元素分布梯度时的Cottrell气团强化作用。,16,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,由正刃型位错形成的,Cottrell,气团,合金元素与位错之间有弹性交互作用能,Cottrell,气团强化,17,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,应变时效对应力,-,应变曲线的影响,18,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,Snoek,气团强化,BCC金属中，间隙原子如C、N绝大局部分布在八面体的间隙位置，造成晶格四方畸变，如钢中C原子进入a-Fe的三个八面体间隙位置的时机是相等的。如果有外力作用，在这三个位置中C原子所产生的应变能各不一样，应变能较大的C原子就要到应变能较小的间隙位置上去，以降低系统的能量，这就是Snoek效应。,Snoek,气团的,主要特点,是其强化作用与温度无关，而与溶质浓度成正比。,19,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,静电相互作用强化,研究发现，刃型位错的静电作用如同一串电偶极子，受到局部屏蔽的溶质原子显然与此刃型位错间存在着静电相互作用。如考虑非线性的弹性效应时，螺型位错中心将带有负电荷，所以螺型位错与溶质原子之间也应有静电相互作用。此外，事实上合金中溶质原子的电荷将完全被导电电子的重新分布所屏蔽。因此，位错和溶质原子间的静电相互作用是作用于溶质原子离子壳的力和作用于屏蔽电子间的力的一个复杂的差效应。,20,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,Suzuki,气团强化,在FCC金属中，一个滑移的全位错可能分解为一对不全局部位错中间夹着一层为密排六方构造的层错区，即形成扩展位错。一对不全位错分开的距离(扩展位错的宽度)与层错能成反比，并服从,扩展位错示意图,已滑移区,21,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,可见：层错能低的金属容易形成扩展位错。并且层错能愈小，扩展位错宽度愈宽。为保持热平衡溶质原子在层错区和基体两局部浓度需不同，这种溶质原子非均匀分布，起着阻碍位错运动的作用。Suzuki称此种作用为化学交互作用，人们称这种组态为Suzuki气氛(团)。当扩展位错运动时，必须连同层错一起运动。此时由于点阵构造不同溶质原子的浓度差表观出对位错有钉扎作用。为使位错运动，那么必须增大外力。即由于Suzuki气团存在，使合金强化了。,Suzuki,气团强化,22,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,Suzuki,气团强化,扩展位错,AB,在,Suzuki,气团中的运动,一对扩展位错AB, A与B之间是层错区，AB之间的距离为d。由于层错区内溶质原子浓度和基体中浓度不同，因而有浓度差。令Dm代表了这个浓度差。当在外加切应力(t)作用下，扩展位错由AB移至。 由于这种移动是瞬时完成的，溶质原子来不与做相应的调整。新的层错区溶质原子浓度仍为原基体中溶质原子的浓度。而已不是层错区，且仍保持原层错区内溶质原子的浓度。由于扩展位错向前移动=d，层错区溶质原子浓度没有到达平衡的要求如，外界必须为此付出代价。即需要外力作功使层错区的溶质原子浓度到达热力学平衡的浓度。,实,例,23,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,化学交互作用对位错的钉扎力比弹性交互作用小。但化学交互作用受温度影响比较小。一般讲，室温条件下很难使Suzuki气氛和扩展位错分解。既使在高温条件下，Suzuki气氛强化作用也是比较稳定的，而且对刃型位错和螺型位错都有阻碍作用。某些镍基合金中参加钴，提高了高温强度，就是因为钴能降低镍的层错能，使位错容易扩展，并形成Suzuki气团而到达强化之目的。扩展位错要脱离Suzuki气团，需要走的距离比全位错脱离Cottrell气团强钉扎所走的距离要远得多。,Suzuki,气团强化的注意问题,24,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,有序强化一般可分短程和长程的两种。短程有序强化的作用大小和Suzuki气团的强化在同一量级。Flinn曾对此强化作用进展过仔细分析，在忽略了熵的变化作用的前提下，当有序度不大时，可将二元固溶体中内能E表示为,有序强化,其中,原子的键能,e,在FCC构造中，位错滑移一柏氏矢量后，每一个原子在横跨滑移面两边的三个最邻近原子的键合中有两个要被破坏，这样滑移面上每个原子增加了2e能量。-?强化,25,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,由多晶体的屈服理论可知，晶界是位错运动的障碍，晶界越多，那么位错运动阻力越大，屈服应力就越高。材料的屈服强度与晶粒直径服从Hall-Petch关系。在此讨论细化晶粒对材料强化的机理，同时介绍细晶韧化以与细化晶粒的方法。,细晶强化,26,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,细晶强化机理,晶粒直径与屈服强度之关系,研究发观，晶界对屈服强度的影响，不只是来自晶界的本身，而与晶界是连接二个晶粒的过渡区有关，由于在此过渡区的两边走两个排列不同位向的晶粒，一个晶粒内的滑移带不能穿过晶界直接传播到相邻晶粒，故构成位错运动的障碍。,27,多晶体中相邻晶粒滑移传播过程的位错模型,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,细晶强化机理,28,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,细晶强化机理,塞积的位错数,n,为,在塞积群头部将产生一个应力集中，其值为：,可见由于位错塞积，这相当于将有效应力放大了,n,倍，,n,为,位错塞积数目,29,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,细晶强化机理,如果晶粒II内位错源S2在晶界附近，开动这个位错源的临界切应力为tr是由位错塞积群的应力集中t1提供。如果位错S2开动并放出位错，那么t1tr，即：,30,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,细晶韧化,细晶强化方法不同于加工硬化,(,形变强化,),与,固溶强化等，其最大的特点就是细化晶粒在使材料强化的同时不会使材料的塑性降低，相反会使材料的塑性与韧性同时提高。,韧化机理：在金属中的夹杂物多在晶界处出现，特别是低熔点金属形成的夹杂物，更易在晶界析出，从而显著降低材料的塑性。合金经细化晶粒后，那么单位体积内的晶界面积增加，在夹杂物一样的情况下，经细化晶粒合金晶界上偏析的夹杂物相对减少，从而使晶界结合力提高，故材料的塑性提高了。另一方面，由于晶界既是位错运动的阻力，又是裂纹扩展的障碍，因此细化晶粒在提高强度的同时，也提高了合金的韧性。,31,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,细化晶粒的常见方法,改善结晶与凝固条件。通过增大过冷度与提高形核率来获得细小的铸态组织，如采用铁模及参加孕育剂(变质剂) 。在现代连铸、连轧方式的生产过程中，通过施加外场包括强电场和强磁场以及控制结晶条件均可实现细晶化。,调整合金成分。添加一些细化晶粒的元素以获得细晶组织。钢中常用的添加元素有Mg、B、Zr及其它稀土金属。,严格控制热处理工艺。尤其是对冷变形后的金属，通过控制其回复和再结晶的进程，到达细化晶粒之目的。,采用形变热处理方法。可获得细小晶粒及亚晶粒。,往复相变细化方法。即在固态相交相变点附近某温度范围内，反复加热冷却，通过相交相变反复形核，以获得细小晶粒。,32,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化,第二相的类型,第二相在冶炼过程中产生。如钢中的氧化物、硫化物、碳化物等。,第二相在热处理过程中产生，如时效硬化型合金，在时效处理时，从基体固溶体中析出第二相，使合金强度提高。这种强化称为沉淀硬化或时效强化。,另一种就是利用粉末冶金方法，在合金基体中形成强化相，称为构成弥散强化。如TDNi等。,33,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化,第二相的作用,在冶炼过程中形成的第二相，一般来说对合金是有害的，它使合金的强度和塑性下降幅度增加低。随第二相数量增加，合金的塑性下降的愈多。主要因为这些第二相(即或夹杂物)与基体结合强度比较低，在外力作用下很容易沿第二相与基体界面产生裂纹，而使合金的塑性和强度降低。另一个原因是这些第二相往往成尖角状，如奥氏合金中氧化物和氰化物就是如此。在外力作用下，在尖角处形成应力集中，使裂纹易于在此形核和长大，从而造成合金的强度和塑性的降低。如果改变合金中第二相几何形状，使其变为球型，那么合金的塑性和强度会提高一些。钢中加稀土可以改善合金塑性，就是稀土元素使一些第二相如MnS发生球化而致的。,34,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化,沉淀强化过程,最根本要求：溶质原子在基体中的溶解度随温度而变化。即高温时第二相溶于基体中,而低温时那么析出第二相。第二相析出按生核、长大规律进展。,沉淀过程：以Al-Cu合金为例，经固溶处理后，第二相溶于基体中，经然后淬火使第二相形成元素在基体中造成过饱和状态。在时效处理时，首先在基体中形成第二相的溶质原子发生偏聚，称GP(I)区，GP(I)区扩大并且铜原子进一步有序化，形成GP(II)区或q“相，硬度进一步提高，紧接着是GP(II)区向与基体共格的Cu2Al2，q相过渡，最后由过渡点阵q相形成平衡相q相(CuAl2)。q相不再与基体共格，此阶段合金硬度比共格的q存在的阶段的低。,35,Al-Cu,合金典型时效硬化曲线,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,36,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化,沉淀强化效果,强化效果与其类型、形状、数量、大小以与分布均有关，而且诸因素是互相关联的，难以只改变某个因素而不改变其它因素。,如在Al-Cu合金中，随着第二相形成元素Cu含量的增加，其强化效果愈大，这主要因Al-Cu合金中随铜含量增加，第二相数量增加，因此强化效果增大。从合金的综合性能考虑，第二相形成元素含量也不能说愈多愈好。含量多强化效果显著，但合金塑性要降低。因此第二相形成元素含量在某一个成分范围之内，综合效果最正确。,第二相的形状对合金强度影响也比较大，对于共析钢，合金元素含量一样，一个是片状珠光体，一个是粒状珠光体，其强化效果大不一样。粒状珠光体塑性比片状珠光体高，对强度影响比较复杂。,37,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化,沉淀强化效果,第二相与基体结合强弱对强化效果影响最大，起强化作用的第二相必须与基体结合结实，否那么易在界面形成裂纹而导致断裂。一般来说在冶炼过程中形成第二相与基体结合力较弱而从固溶体中析出第二相与基体结合比较牢，因此同样都是渗碳体，固溶沉淀出渗碳体强化效果较好。,沉淀强化一般是在固溶强化根底上，通过热处理方法析出第二相，到达强化基体的目的。所以第二相存在保证了最大固溶强化。第二相强化的合金强度比固溶强化合金强度高，细小第二相强化比粗大第二相强化效果好。,38,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,弥散强化的特点,为形成更稳定的第二相，人为向基体金属中参加惰性氧化物之类粒子，并使这类粒子在基体中高度弥散分布，来强化合金。这类合金强化效果较好，工作温度可达。这类合金高温强度很高，但低温时强度并不很高，因此又开展了如以g相强化合金为基体，以Y2O3进展弥散强化的合金，这类合金低温和高温性能都比较好。,39,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,弥散强化的特点,弥散强化合金的强化除了与第二相的数量、大小分布有关外，还与基体和氧化物本身性质有关，基体强度愈高，而且那么热稳定性好。弥散相本身熔点高、硬度大，化学稳定性也高，在基体中不易扩散，与基体界面能要低，这样才有良好的稳定性。由于限制了再结晶，从而维持了较高的位错密度。因此弥散强化合金高温强度除了位错与氧化物之间交互作用外，很大一局部可能由变形机构的改变所致。有时为了使弥散强化合金具有最正确的综合性能，也往往采取一些变形和回复处理，这也是实践中常用的一种改善合金综合性能的方法。,40,温度对,TD-Ni,与,两种高温合金断裂应力的影响曲线,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,41,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,由于第二相成分、性质,与,大小不同，因此强化理论也不同，但合金的强度主要是第二相质点与位错之间交互作用所决定。阻碍位错运动因素主要有：第二相粒子周围应变区；偏聚区；或第二相本身。,强化机制主要分四种：,1,、共格应变强化理论；,2,、化学强化,(,切过机制,),理论；,3,、,Orowan,绕过机制。,4,、间接强化。,42,共格应变模型示意图,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,共格应变强化,43,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,根本思想：将合金的屈服应力，看成由于第二相在基体中，使晶格错配而产生弹性应力场，对位错运动所施加的阻力。为计算方便，把合金按弹性介质考虑，在合金基体中挖去一个半径为r0的球形局部，然后在此空间再放进一个半径为r(r0r)的球。半径r处与基体共格，由此产生弹性应力场。对于时效硬化型合金，由于第二相与基体的比容不可能完全一样，由此比容差而引起弹性应力场。使基体中在某一区域内，每个质点都可能发生位移，愈靠近析出粒子，位移量愈大。由弹性力学可知，一个半径为r而错配度为的球型粒子在半径为R处产生切应变-内应力场，运动位错在基体中遇到内应力场抵抗，要通过这些区域必须抑制内应力。,共格应变强化,44,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,Orowan(,绕过,),强化机制,条件：当第二相粒子间距比较大时，或者第二相粒子本身很硬，位错切过第二相粒子很困难，只能绕过第二相质点而运动。,45,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,Orowan(,绕过,),强化机制,46,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,Orowan(,绕过,),强化机制,对弥散硬化型合金，因第二相质点很硬，根本不允许位错切过。因此第二相粒子愈小，粒子间距愈小，那么强化效果愈大，服从Orowan机制。此外，运动位错遇到第二相硬质点时，因切不动这些硬粒子，在外力作用下，位错可能通过攀移方式越过弥散相粒子。位错攀移显然要比在滑移面上运动困难，因此弥散相是位错运动的障碍，而使合金强化了。,47,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,位错切过第二相强化机制,位错切过第二相的条件,：基体与第二相有公共的滑移面。只有第二相与基体保持共格或半共格时，才能满足此条件。基体与析出相中柏氏矢量相差很小，或基体中的全位错为析出相的半位错。第二相强度不能太高，即第二相可与基体一起变形。,48,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,位错切过第二相强化机制,位错切过第二相形成强化的原因：,当一个柏氏失量为b的位错切过第二相之后，两边各形成一个宽度为b的新外表，显然要增加外表能。,如果第二相是有序的(如g相)，位错切过第二相粒子时，那么增加反相畴界和反相畴界能。,假设第二相质点弹性模量与基体的弹性模量不同，这种模量差会使位错进入第二相质点前后线张力发生变化。,假设第二相与基体之间比容不同，那么在第二相界面附近形成弹性应力场。,上述这些均构成位错运动的阻力。,49,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,强化效果的控制,根本思路：(1)增加第二相体积百分数，即增加第二相形成元素。但f不能无限大，因此增大f亦是有限的。(2)控制第二相尺寸，即控制热处理工艺可以得到适宜的第二相粒子。有时为了得到最正确的强化效果，往往经多段热处理工艺，使第二相尺寸有适当配合，如在Ni基高温合金中常常采用多段式时效处理来调整g的粒子尺寸，即为此目的。,50,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,间接强化,间接强化是指有些第二相本身对强度奉献不大。但可以改变组织构造，而使合金强度提高，如钢铁材料中钛的碳化物或钒的氧化物均能使晶粒细化而提高合金强度。再如用于灯泡发光的钨丝，钨丝的工作温度极高，极易发生晶粒长大，大晶粒的钨丝在加热和冷却过程中热应力影响下而断裂。如钨丝中参加ThO2，由于ThO2自身的稳定性，限制钨丝晶粒长大，可大大提高钨丝的寿命。,51,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,第二相强化对合金塑性和韧性的影响,第二相的性质、含量、大小、分布与与基体结合强弱等都影响合金的性能，特别是塑性和韧性。通常将较脆的第二相称为脆性相，如钢中氧化物、硫化物、铝酸盐、氰化物、碳化物、氮化物和金属间化合物，均属于此类等。还有一些第二相较基体韧性好，称为韧性相。如合金构造钢中剩余奥氏体或b-Ti-Al合金中少量a相都属于韧性相。,第二相类型,与,含量对光滑试样其实断裂应变,e,f,的影响,a.,强结合的脆性相；,b.,强结合的韧性相；,c.,弱结合的脆性相,52,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,第二相强化理论,第二相形状的影响,氰化物体积百分数对奥氏体不锈钢断裂时总应变的影响,脆性相体积百分数对,K,Ic,的影响,53,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,其他强化方法,纤维强化,54,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,其他强化方法,相变强化,马氏体中位错通过孪晶时产生的位错反响,55,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,相变强化,其他强化方法,56,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,形变热处理强化,其他强化方法,M,f,57,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,形变热处理强化,其他强化方法,s,s,58,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,形变热处理强化,其他强化方法,59,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,形变热处理强化机制,其他强化方法,固溶强化,细晶强化,形变强化,第二相强化,60,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,形变热处理强化,其他强化方法,61,3.1,金属,与,合金的强化与韧化,界面强化,其他强化方法,在金属材料中常见的界面有晶界、亚晶界、相界和外外表等。强化这些界面的意义显然是不言而喻的，然而由于这些问题涉与的内容很多，目前已返逐渐形成了一个独立的领域，如MMC(Metal Matrix Composite Materials, 金属基复合材料)中的界面强化，各种介质对金属材料长期强度的影响及材料保护问题等,合金元素与晶界的作用：气团作用、外表吸附作用。,62,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,陶瓷材料的强度特点,需要强调指出：,陶瓷由于是以离子键和共价键组成的材料，与金属材料相比具有更高的强度、硬度、弹性模量、耐磨性、耐蚀性和耐热性，但是与此同时呈现低韧性、塑性变形差、耐热冲击性和可靠性低。为此，对于陶瓷材料而言，与其说强化问题不如说韧化问题更加重要。,63,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,陶瓷材料的强度特点,陶瓷为何脆？,金属材料出现高度应力集中或微小颗粒周围出现过负荷，一旦发生屈服那么应力集中即可缓解。可是对于陶瓷材料，在常温下即使不发生屈服即可产生断裂。其原因有：一，结晶结合方式中主要分为离子键、共价键、金属键与分子键，陶瓷材料主要以离子键和共价键的方式构成。二，具有方向性强的特点，同时其大多晶体构造复杂，平均原子间距较大，从而使得外表能很小。故此，与金属材料相比位错的运动与增殖难以发生，当外表或内部有缺陷出现时那么极容易在其周围引起应力集中，导致陶瓷材料的脆性断裂。,64,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,陶瓷与金属拉伸变形曲线的比较,陶瓷材料的强度特点,65,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,陶瓷材料的强度特点,陶瓷与金属拉伸变形断裂形态的比较,66,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,陶瓷材料的强度特点,陶瓷与金属扭转变形断裂形态的比较,67,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,陶瓷材料的强化,影响陶瓷材料室温断裂强度的因素：,1 气孔率；2 气孔的形状；3 最大缺陷的尺寸；,4 晶粒直径；5 晶界玻璃相。,通过材料组织的复合化改变E和g0以与通过改变断裂的形式到达改变g0的效果，从而实现陶瓷材料的强化。第一，借用金属材料的弥散强化思想，采用弥散粒子增强方法。第二，粒子增强复合材料。第三，纤维增强法。,68,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,提供陶瓷材料韧性的机制,陶瓷材料的韧化,69,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,各种强韧化机制引起的断裂韧性值增加的预测,陶瓷材料的韧化,机制,最高断裂韧性值,典型材料,限制条件,相转变,20,ZrO,2,(MgO), HfO,2,T900K,微裂纹,10,Al,2,O,3,/ZrO,2, Si,3,/N,4,/SiC,SiC/TiB,2,T1300K,金属,/,陶瓷复合材料,25,Al,2,O,3,/Al, ZrB,2,/Zr,Al,2,O,3,/Ni, WC/Co,T1300K,晶须或板条分散相,15,Al,2,O,3,/SiC, Si,3,/N,4,/SiC,Si,3,/N,4,/ Si,3,/N,4,T1500K,纤维,30,CAS/SiC, LAS/SiC, Al,2,O,3,/SiC, SiC/SiC,SiC/C, Al,2,O,3,/ Al,2,O,3,带有涂层的纤维,70,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,影响陶瓷材料韧性的因素,单晶陶瓷材料的断裂韧性与弹性模量之关系,71,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,陶瓷材料的断裂机制,影响陶瓷材料韧性的因素,72,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,晶粒直径与断裂韧性,影响陶瓷材料韧性的因素,实际上，导致上述结果的原因主要是晶粒直径以外的因素，如：材料的气孔率、晶界特性等等。伴随晶粒直径的变化，气孔率、晶界构造以与晶界杂质浓度等均要发生变化，很有可能这些因素成为影响材料断裂韧性的主要原因。,根本上：随晶粒直径的增加断裂韧性升高，但当到达某临近尺寸以上反而开场降低,73,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,影响陶瓷材料韧性的因素,晶粒形状与断裂韧性,如果将结晶形状制成柱状或板状等长短比大的材料，那么裂纹扩展的路径变得复杂化，一般材料的断裂韧性升高。,如果界面的结合强度较假设那么以裂纹的偏转或架桥机制；假设界面的结合强度较强那么以裂纹的止裂或弯曲机制为主。,相对裂纹偏转和架桥机制这种以粒子周围界面优先破坏为前提的机制，裂纹的止裂和弯曲那么是以界面不破坏强结合界面为前提的。,74,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,影响陶瓷材料韧性的因素,晶界与断裂韧性,多晶陶瓷材料的晶界上由于添加烧结助剂往往存在第二相或杂质，即使晶界上没有其它相，但因为晶界处的原子排列的混乱，一般较晶内对断裂的抵抗能力低。此外，由气孔的残留与热膨胀系数的各向异性所引起的剩余应力等，使得断裂抗力降低。如果用特殊烧结方法除去晶界相或使其晶化，那么可获得高强晶界，从而陶瓷材料的高温特性提高。,根据考虑到陶瓷多晶体晶界三维空间构造的解析，晶内破坏几率的晶界断裂韧性的依赖性与两维的情况没有多大差异，但获得了晶内韧性值的约倍的断裂韧性值。,75,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,影响陶瓷材料韧性的因素,Al,2,O,3,多晶陶瓷中裂纹扩展路径的计算机模拟结果,K,cb,为晶界断裂韧性；,K,cg,为晶内断裂韧性；,裂纹由左向右扩展,76,3.2,陶瓷材料的强化与韧化,影响陶瓷材料韧性的因素,气孔与断裂韧性,在烧结过程中形成的晶内与晶界的气孔，将使单位面积上的断裂吸收功和弹性模量降低，进而使材料的断裂韧性下降。如对Si3N4的研究说明随气孔率的增加其断裂韧性呈指数关系降低。但是，如果气孔的存在可导致裂纹呈复杂的偏转形式扩展的话，那么有时断裂韧性有可能反而升高。此外，也有报道讲如果气孔呈球状，那么对局部形成的裂纹尖端会起钝化作用，从而抑制裂纹的扩展，这如同在复合材料中的增强粒子的成效。总之，依据气孔的形状及分别，有可能在局部引起断裂韧性的升高，但总体上伴随气孔率的增加，由于破坏吸收功以及弹性模量的降低，材料的断裂韧性会降低。,77,高分子材料的强度特点,总体上大多高分子材料的强度还是较低的，尤其是在高温下的强度问题一直在困扰高分子材料在高温条件下的应用。这是因为，高分子材料的强度具有十分敏感的温度特性,。,3.3,高分子材料的强化与韧化,78,3.3,高分子材料的强化与韧化,高分子材料的强度特点,高分子材料强度低的主要原因：,1)实际高分子材料中的分子链未能充分地伸展，并且其取向也各异，由此使得仅仅有一局部分子链承受了载荷；,2)实际高分子材料未能到达充分的晶化，换言之，未晶化局部中单位断面积中共价键的数目很少，并且断裂发生在球晶中非晶的层或球晶的间隔等，即构造最薄弱的环节；,3)高分子材料的链较短(一个链长充其量数千)，分子链的端部数量甚多，同时分子链间的物理相交点很少。,79,3.3,高分子材料的强化与韧化,高分子材料的强化方法,1.,使分子链充分地伸展,拉伸对聚乙烯纤维构造的影响,80,高分子材料的强化方法,2,.,合金化方法类似金属材料,根本原理：通过增加高分子材料的分子链的长度或三维构造的复杂性，由此增加抵抗变形的能力，到达提高材料强度和弹性模量之目的。这种方法又因为多是将多种高分子进展有控制的混合，故又成为混杂技术(blend technology)。,3.3,高分子材料的强化与韧化,81,高分子材料的强化方法,3.,高分子复合材料,(Molecular Composite: MC,),根本原理：与金属基复合材料的原理相近，即使用较韧性的高分子材料为基体，使其承担对裂纹扩展的阻力，而利用高强度高弹性模量的纤维承担载荷。该技术可视为纤维增强高分子基复合材料(Fiber Reinforced Plastic-matrix composite: FRP)技术的延伸。,3.3,高分子材料的强化与韧化,82,高分子材料的强化方法,材 料,弹性模量,(GPa),强度,(GPa),密度,(g/cm,3,),金属纤维,钢纤维,Al,合金纤维,Ti,合金纤维,B,纤维,无机纤维,Al,2,O,3,纤维,SiC,纤维,玻璃纤维,有机纤维,碳素纤维,PBT,纤维,PBO,纤维,PE,纤维,POM,纤维,PVA,纤维,200,71,106,400,250,196,73,392,330,480,232,58,121,2.8,0.6,1.2,3.5,2.5,2.9,2.1,2.4,4.2,4.1,6.2,2.0,5.1,7.8,2.7,4.5,2.6,4.0,2.6,2.5,1.8,1.6,1.6,1.0,1.4,1.3,各种高强度、高弹性模量纤维的特征,3.3,高分子材料的强化与韧化,83,高分子材料的韧化方法,各种高分子材料的强度与断裂韧性的关系,3.3,高分子材料的强化与韧化,84,高分子材料的韧化方法,固体液体间的外表说明能是根据高分子材料的二次结合力范德华力求得的，实际上高分子材料有大量一次结合力的破坏，即有大量分子主链的断裂发生。,在裂纹尖端出现的跳跃裂纹Craze以与塑性变形均消耗不可逆的能量。,变形过程中有相当数量的滞弹性能消耗。,脆性断裂理论的偏差原因,3.3,高分子材料的强化与韧化,85,高分子材料,的韧化方法,高分子材料的独特韧性问题,高分子材料的显微构造问题。在很大程度上可以通过控制其微观构造到达增韧之目的。,高分子材料亦可通过材料设计高分子设计的方法使其到达韧化。,通过将这些构造各异的单体聚合、成形、加工，来实现对其韧性的控制。高分子材料的二维乃至三维的分子设计正成为当今高分子材料强韧化与各项性能控制的研究热点，可以预言不久的将来，考虑高性能、多功能化的同时，兼顾资源与环境问题，乃至再生利用的综合材料设计将在高分子材料领域率先实现。,3.3,高分子材料的强化与韧化,86,3.4,复合材料的强化与韧化,复合韧化原理与工艺,复合材料韧性的定义,复合材料与传统材料不同，是由两种或两种以上不同材料复合而成。然而，作为考察材料韧性的指标-断裂韧性、断裂吸收功均有严格的定义和规定的测定方法。换言之，至今对复合材料的韧性仍未有确切的定义。在大多条件下，沿用了组成复合材料的基体材料的评价方法与相应的概念。,：长纤维增强陶瓷基复合材料的断裂韧性的评价标准中有这样的记述“由于这样的长纤维增强复合材料的裂纹扩展的临界开场点无法测得，故只能用应力-应变曲线上的弹性极限所对应的载荷作为裂纹扩展的临界开场点的载荷。,87,3.4,复合材料的强化与韧化,复合韧化原理与工艺,复合材料韧性的测量方法,对于颗粒增强复合材料，尤其是较脆的复合材料而言，采用传统的的方法对其韧性进展评价似乎已被大多数研究者所承受。不过，对于韧性稍高些的复合材料那么应引起足够的注意。因为这样的复合材料当发生断裂时裂纹的尖端实际上已经进入了塑性区, 对于这样条件下的复合材料的韧性的评价，普遍认为应采用类似传统的积分评价方法。当然，亦可应用能量区分技术，将积分中的弹性应变能与其在裂纹扩展中的释放量和塑性应变能在裂纹扩展中的消耗量区分开来。,88,3.4,复合材料的强化与韧化,复合韧化原理与工艺,复合材料韧性的测量方法,-,注意点,近年根本上达成的共识就是不可一概而论。大多纤维增强的复合材料似乎采用断裂能的方法评价更为合理，因为如果采用断裂韧性的评价标准那么有过低估算了纤维在断裂过程中的作用尤其是在裂纹扩展过程中的作用。另一方面，由于纤维增强的复合材料具有较强的方向性各向异性，初始裂纹与纤维长度方向的相对取向对材料的韧性值将有较大的影响，这一点应该充分的注意。,89,3.4,复合材料的强化与韧化,复合韧化原理与工艺,复合材料韧性的优化方法,不同材料的冲击载荷,-,时间曲线,90,3.4,复合材料的强化与韧化,复合韧化原理与工艺,复合材料韧性的优化方法,增强失效应变对复合材料韧性的影响,91,3.4,复合材料的强化与韧化,三大材料强韧化的比较,各种材料的仪表化Charpy冲击试验的载荷比较,92,3.4,复合材料的强化与韧化,三大材料强韧化的比较,各种材料的强度,-,断裂韧性相关图,93,3.4,复合材料的强化与韧化,三大材料强韧化的比较,各种铁基材料的强度,94,3.4,复合材料的强化与韧化,三大材料强韧化的比较,陶瓷材料的断裂应力对晶粒直径的依赖性,95,3.4,复合材料的强化与韧化,三大材料强韧化的比较,晶粒直径对含有显微裂纹的陶瓷材料韧性的影响,96,3.4,复合材料的强化与韧化,三大材料强韧化的比较,可用于增强脆性材料韧性的因素,97,3.5,材料强韧化过程的力学计算,宏、细观平均化计算,包括单一层次的梯度塑性计算方法和宏细观跨尺度计算方法,胞元模型。胞元定义为材料的一个根本构元，它嵌含材料细观几何和相构造的要素。取颗粒增强复合材料的细观力学计算为例。胞元应嵌含颗粒形状、颗粒百分比、颗粒分布几何、基体本构、界面状况等要素。颗粒分布可以是各种确定性分布，也可以是计算机按一定体积百分比随机生成。界面状况包括理想粘接与完全脱粘的情况。,自洽方法。是一种直接考虑宏细观交互作用的研究方法，广义自洽方法那么将平均化的胞元与宏观等效介质进展自洽连接。该方法可处理具有复杂细观构造的复合材料，处理非线性的基体本构关系，处理不同的界面几何和物理特征。并运用这一计算方案成功地对Si/Al和B/Al等金属基复合材料进展了分析，预报了该两类材料的弹性模量、比例极限、屈服极限、后继强化和粘弹性性能。,98,3.5,材料强韧化过程的力学计算,层状构造的细观模拟计算,唐立民等以HellingerReissner变分原理为根底，并引入混合边界项使之成为真正意义的混合变量变分原理。改进了Hamilton元的生成原理，在不改变系统方程为Hamilton正那么方程的前提下，用本构关系把不非独立的应力分量表示成独立分量函数。提出并逐步完善丁了可对层合构造进展精细应力分析的混合状态牛半离散半解析方法(Hamilton层状元)，抑制了传统有限元方法求解这类问题时遇到的层间应力不连续、单元网格奇异、计算效率低等困难。提出了一种以位移和层间连续应力分量为变量，沿膜面方向离散，沿膜厚方向解析展开的计算方案，来解决单元网格奇异和不同介质间应力张量既有连续分量(层间应力)又有连续分量所造成的计算困难。,99,3.5,材料强韧化过程的力学计算,强度的统计计算,目的：解决强度数据的分散性问题,(1),脆性材料的统计强度遵循,Weibull,分布；,(2),裂纹长度和中心距的方差越大，材料的统计强度越差；,(3),材料的尺度越大，由于缺陷的涨落效应，材料的统计强度越差；,(4)Weibull,模量仅与裂纹长度和中心距的方差有关，与其平均值无关。,100,3.5,材料强韧化过程的力学计算,宏、细、微观三层嵌套模型,宏观、细观、微观三个层次的结合需要开展多层次交叠的空间离散技术和时间加速计算技术。多层次的空间离散技术包括空间分域技术(即分为具有宏观、细观、微观特征的区域)与不同层次区域的嵌合技术。其技术内涵包括：以嵌盖层与吸收层为特征的缺陷构造透越技术、原子/连续介质的嵌套算法、细微观统计数值计算技术、破坏过程区移动时不同层次区域的跟随转换技术，等等。多层次计算的一个更艰巨的任务是在不同时间尺度下的时间加速技术。原子运动的特征时间在飞秒(10-15秒)量级，它与宏观运动的时间相差十几个量级。需要开展在神经网络算法支持下具有跨层次逐步学习功能的计算技术。,101,3.5,材料强韧化过程的力学计算,宏、细、微观三层嵌套模型,用原子镶嵌模型和分子动力学理论模拟裂尖附近的纳观区 10nm尺度的区域行为；,用弹性基体加离散位错来描述细观10mm区行为，位错的运动由位错分解剪应力和位错动力学曲线来支配；,在纳观区与细观区的交界上采用原子连续介质交叠环和缺陷构造的透越技术，实现了裂尖发射位错的跨层次传递；,在宏观10mm10mm 区采用超弹性粘塑性大变形本构关系和有限元计算方案；,在纳观区与细观区的交界上采用位错吸收的界面条件。,宏细微观三层嵌套模型主要构成方案,102,3.5,材料强韧化过程的力学计算,宏、细、微观三层嵌套模型,裂纹尖端位错发射的微、细观过程,103,谢谢,104,谢谢大家！,