材料強(qiáng)化基本原理.doc

第十章材料的強(qiáng)韌化第一節(jié)材料強(qiáng)化基本原理 結(jié)合鍵和原子排列方式的不同，是金屬材料、陶瓷材料、高分子材料力學(xué)性能不同的根本原因。通過改變材料的內(nèi)部結(jié)構(gòu)可以達(dá)到控制材料性能的目的。不同種類的材料，提高其強(qiáng)度的機(jī)理、方法也不同。 一、金屬材料的強(qiáng)化原理 1固溶強(qiáng)化 純金屬經(jīng)過適當(dāng)?shù)暮辖鸹髲?qiáng)度、硬度提高的現(xiàn)象，稱為固溶強(qiáng)化。其原因可歸結(jié)于溶質(zhì)原子和位錯(cuò)的交互作用，這些作用起源于溶質(zhì)引發(fā)的局部點(diǎn)陣畸變。固溶體可分為無序固溶體和有序固溶體，其強(qiáng)化機(jī)理也不相同。 （1）無序固溶強(qiáng)化固溶強(qiáng)化的實(shí)質(zhì)是溶質(zhì)原子的長程應(yīng)力場和位錯(cuò)的交互作用導(dǎo)致致錯(cuò)運(yùn)動受阻。溶質(zhì)相位錯(cuò)的交互作用是二者應(yīng)力場之間的作用。作用的大小要看溶質(zhì)本身及溶質(zhì)與基體之間的交互作用，這種作用使位錯(cuò)截交成彎曲形狀。如圖10l所示 圖中的A、B、C表示溶質(zhì)原子強(qiáng)烈地釘扎了位錯(cuò)。xx，A未被釘扎的乎直位錯(cuò)線，被釘后呈觀曲線形狀。處于位錯(cuò)線上的少數(shù)溶質(zhì)原子與位錯(cuò)線的相互作用很強(qiáng)，這些原子允許位錯(cuò)線的局部曲率遠(yuǎn)大于根據(jù)平均內(nèi)應(yīng)力求出的曲率。釘扎的第一個(gè)效應(yīng)就是使位錯(cuò)線呈曲折形狀。相對于xx的偏離為x在受到垂直方向的外加切應(yīng)力作用下，由于B點(diǎn)位錯(cuò)張力的協(xié)助作用，將使ABC段位錯(cuò)移到ABC，在B處又被釘扎起來。位錯(cuò)之所以能夠這樣彎曲，其原因是因位錯(cuò)長度的增加而升高的彈件能被強(qiáng)釘扎所釋放的能量抵償舊有余，位錯(cuò)的彈性能反而有所降低位錯(cuò)經(jīng)熱激活可以脫釘，因而被釘扎時(shí)相對處于低能態(tài)。在切應(yīng)力的作用下，ABC段移動到ABCABC和ABC是相鄰的平衡位置，阻力最大在位錯(cuò)處于中間位置AC時(shí)產(chǎn)生，外加切應(yīng)力要克服這樣的阻力方可使位錯(cuò)移動。若AC2y，ABC比2y略大，近似地當(dāng)作2y。由ABC變?yōu)锳C方面要脫釘需要能量，另一方面要縮短位錯(cuò)長度釋放能量。總共需要 式中：Eb是位錯(cuò)脫扎所需能量；EI為單位長度位錯(cuò)由于加長而升高的能量，EI與Eb相比小而略去。由ABC變?yōu)锳C，平均位移為x/2，外加切應(yīng)力需要做功為b(2y)x/2，故 從圖101看，沿著xx方向，單位長度上有1y個(gè)溶質(zhì)原子。用柯氏氣團(tuán)的概念，如果位錯(cuò)和溶質(zhì)原子交互作用能為U0，則單位長度位錯(cuò)受溶質(zhì)釘扎將降低的能量為 所以 設(shè)C為溶質(zhì)原子百分?jǐn)?shù)，在滑移面單位面積上有162個(gè)原子，其中有C62個(gè)為溶質(zhì)原子。又注意到面積xy上只攤上一個(gè)原子，所以C/b21/xy，所以式(104)可寫為 此式表明在強(qiáng)釘扎下，推動位錯(cuò)所需的臨界切應(yīng)力既與溶質(zhì)-位錯(cuò)相互作用能U0。成正比也與溶質(zhì)濃度C成正比。實(shí)驗(yàn)表明面心立方合金在常溫下的固溶強(qiáng)化符合這樣的規(guī)律。 (2)有序固溶強(qiáng)化 當(dāng)一個(gè)位錯(cuò)在具有短程有序因溶體中運(yùn)動時(shí)，由異類原子對構(gòu)成的局部有序受到破壞，引起能量升高，必須付出破壞短程有序提高能量的代價(jià)，位錯(cuò)才能運(yùn)動。若位錯(cuò)掃過單位面積而增高的能量為E，則位錯(cuò)運(yùn)動的阻力是 設(shè)固溶體短程有序度為a,N為二元合金的原子總數(shù)，x為B組元的摩爾分?jǐn)?shù)，l-x為A組元的摩爾分?jǐn)?shù)，w是原子對作用能差值，即 對于面心立方結(jié)構(gòu)的短程有序固溶體，位錯(cuò)掃過（111）上的單位面積提高的能量是 式中：a位晶胞參數(shù)。位錯(cuò)所遇到的阻切應(yīng)力應(yīng)等于E/b，故 注意b=a/21/2。這是面心立方結(jié)構(gòu)二元合金具有短程有序度a時(shí)所產(chǎn)生的強(qiáng)化作用。 2細(xì)晶強(qiáng)化 多晶體金屬的晶粒邊界通常是大角度晶界，相鄰的不同取向的晶粒受力產(chǎn)生塑性變形時(shí)，部分施密特(Schmid,E.)因子大的晶粒內(nèi)位錯(cuò)源先開動，并沿一定晶面產(chǎn)生滑移和增殖?；浦辆Ы缜暗奈诲e(cuò)被晶界阻擋。這樣一個(gè)晶粒的塑性變形就無法直接傳播到相鄰的晶粒中去，且造成塑變晶粒內(nèi)位錯(cuò)塞積。在外力作用下，晶界上的位錯(cuò)塞積產(chǎn)生一個(gè)應(yīng)力場，可以作為激活相鄰晶粒內(nèi)位錯(cuò)源開動的驅(qū)動力。當(dāng)應(yīng)力場作用于位錯(cuò)源的作用力等于位錯(cuò)開動的臨界應(yīng)力時(shí)，相鄰晶粒內(nèi)的位錯(cuò)源開動、滑移與增殖，造成塑件形變。塞積位錯(cuò)應(yīng)力場強(qiáng)度與塞積位錯(cuò)數(shù)目和外加切應(yīng)力值有關(guān)，而塞積位錯(cuò)數(shù)目正比于晶粒尺寸，因此當(dāng)金屬材料的晶粒變細(xì)時(shí)，必須加大外加作用力以激活相鄰晶粒內(nèi)位錯(cuò)源，這就意味著，細(xì)晶粒產(chǎn)生塑性受形要求更高的外加作用力，也就體現(xiàn)了細(xì)晶粒對金屬材料強(qiáng)化的貢獻(xiàn)。 在霍爾佩奇(Hall,E,O-Petch,N.J.)公式。中為晶粒平均直徑，Ky反映了位錯(cuò)被溶質(zhì)原子特別是C、N等原子的訂扎程度和塑性形變時(shí)可以參加滑移的滑移系數(shù)目，滑移系少則Ky大。 應(yīng)該指出，霍爾佩奇(Hall,E,O-Petch,N.J.)公式適用的晶粒尺寸有一個(gè)界限，例如03400m。因?yàn)閐03m的非常細(xì)小的晶粒內(nèi)提供不出足夠數(shù)量的位錯(cuò)，以構(gòu)成足夠強(qiáng)度的應(yīng)力集中應(yīng)力場，而比400m更為粗大的晶粒再多些塞積位錯(cuò)數(shù)目，對應(yīng)力集中應(yīng)力場強(qiáng)度的影響也不大。 3.位錯(cuò)強(qiáng)化 從金屬晶體完整的概念出發(fā)提高強(qiáng)度最為直接的方法是消除其中所存在的缺陷，主要是消除位錯(cuò)，制造完整晶體。但金屬晶體的缺陷理論又指出，晶體中的位錯(cuò)密度達(dá)到一定值后也可以有效地提高金屬的強(qiáng)度。位借間的彈性交互作用可造成位錯(cuò)運(yùn)動的阻力，表現(xiàn)為強(qiáng)度的增高。通過熱處理和冷塑性變形以提高位錯(cuò)密度是鋼材強(qiáng)化的重要手段之一。 當(dāng)晶體中的位錯(cuò)的分布比較均勻時(shí)，流變應(yīng)力和位錯(cuò)密度間存在培萊赫許(Bailey，JE-Hirsch，PB)關(guān)系式即 (1013)式中：為位錯(cuò)密度；G為切變模量；b為柏氏矢量；a為系數(shù)，多晶體鐵素體a04；參量0表示位錯(cuò)交互作用以外的因素對位錯(cuò)運(yùn)動所造成的阻力。由上式可見當(dāng)增高時(shí)，也增大。在金屬晶體受到外力作用時(shí)，內(nèi)部增殖大量位錯(cuò)。位錯(cuò)的增殖是塑性變形造成的，所以流變應(yīng)力的增大率與塑性應(yīng)變的增大率有關(guān)，即流變應(yīng)力的增大率取決于塑性形變引起的位錯(cuò)密度的增大率。 4沉淀相顆粒強(qiáng)化 多相合金的高強(qiáng)度基礎(chǔ)是由位錯(cuò)與沉淀析出相的交互作用而產(chǎn)生的，彌散分布的沉淀相顆粒是阻礙位錯(cuò)運(yùn)動的最有效的障礙物。當(dāng)強(qiáng)化效果等效于固溶強(qiáng)化時(shí)，它對塑性的削弱作用用比較小。 沉淀相顆粒強(qiáng)化效果視顆粒在鋼材屈服時(shí)本身可否塑變而定，另外，第二相的分布方式也可有不同的強(qiáng)化效應(yīng)。 (1)可形變顆粒的強(qiáng)化作用 所謂可形變顆粒系指這沉淀相通常處于與母相共格狀態(tài)。顆粒尺寸小15nm，可為運(yùn)動的位錯(cuò)所切割。因此可變形顆粒的強(qiáng)化效應(yīng)與以下幾個(gè)方面有關(guān)： 第二相顆粒具有不同于基體的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)和點(diǎn)陣常數(shù)，當(dāng)位錯(cuò)切過共格顆粒時(shí)，在滑移面上造成錯(cuò)配的原子排列，因而增大位錯(cuò)運(yùn)動的作功； 沉淀相顆粒的共格應(yīng)力場與位錯(cuò)的應(yīng)力場之間產(chǎn)生彈性交互作用，位錯(cuò)通過共格應(yīng)變區(qū)時(shí)，會產(chǎn)生一定的強(qiáng)化效應(yīng)； 位錯(cuò)切過顆粒后形成滑移臺階，增加界面能，加大位錯(cuò)運(yùn)動的能量消耗； 當(dāng)顆粒的彈性切變模量高于基體時(shí)，位錯(cuò)進(jìn)入沉淀相便增大位錯(cuò)自身的彈性畸變能，引起位錯(cuò)的能量和線張力變大，位錯(cuò)運(yùn)動遇到更大的阻力 述分析表明：與基體相完全共格的沉淀相顆粒具有顯著的強(qiáng)化效應(yīng)。 (2)不可形變顆粒的強(qiáng)化作用 不可變形顆粒具有較高硬度和一定尺寸并與母相部分共格或非共格的沉淀相顆粒。位錯(cuò)遇到這類顆粒無法切過顆粒，只能沿著顆粒圍繞，繞過的最大角可達(dá)到，每一條位錯(cuò)繞過粒顆后留下一個(gè)位錯(cuò)圈(環(huán))，面后恢復(fù)平直狀態(tài)，繼續(xù)向前推移。位錯(cuò)的能量是正比于其長度的，因此位錯(cuò)遇到顆粒，滑移受到阻礙面發(fā)生彎曲時(shí)，必須增高外加切應(yīng)力以克服位錯(cuò)彎曲而引起的位錯(cuò)線張力的加大。作用于位錯(cuò)線的切應(yīng)力增值bs與位錯(cuò)線張力增量2Tsin的平衡表明，附加切應(yīng)力是以補(bǔ)償位錯(cuò)線彎成曲線長度，和繞過角所引起的能量增大，于是可有，當(dāng)很小時(shí)sin/2/2，sp=r，p為有效的顆粒間距，r為位錯(cuò)彎曲線的曲率半徑，又T1/2Gb2得到 TGb/r，b為柏氏矢量當(dāng)位錯(cuò)彎曲得使r1p/2時(shí)，將為最大，或者說要使位錯(cuò)圍繞顆粒所需要的最大附加切應(yīng)力，即臨界切應(yīng)力為 這就是不可變形顆粒對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。這個(gè)位錯(cuò)圍繞顆粒的強(qiáng)化機(jī)制是由奧羅萬(Orowan，E)提出的，是一個(gè)比較成功的理論，也得到實(shí)驗(yàn)上的證實(shí)?？梢娢诲e(cuò)繞過粒子所需的切應(yīng)力反比于顆粒間距故當(dāng)沉淀相顆粒的半徑為r，體積分?jǐn)?shù)為f，且在基體上是彌散分布時(shí)，那么可導(dǎo)出沉淀相顆粒強(qiáng)化對合金屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，即 f很小時(shí)可簡化為 綜上所述，不可變形顆粒的強(qiáng)化作用反比于顆粒尺寸，而正比于其數(shù)目。 (3)粗大的沉淀相群體的強(qiáng)化作用 在鋼中粗大的沉淀相顆粒成群分布，如奧氏體不銹鋼的相和碳鋼或低合金鋼中的珠光體會產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化作用。當(dāng)兩個(gè)相所組成的組織是一種不同晶粒尺寸的多晶體時(shí)，一個(gè)相晶粒的預(yù)先形成可以明顯地影響另一個(gè)相晶粒的成長，可以規(guī)定另一個(gè)相的生長范圍，并有可能引起另一個(gè)相晶粒細(xì)化，沉淀相的作用大小與沉淀相的形態(tài)、分布和數(shù)量，以及每一沉淀物承受外力的能力有關(guān)。 由兩個(gè)相混合組成的組織的強(qiáng)化主要是由于： 纖維強(qiáng)化； 個(gè)相對另一個(gè)相起阻礙塑性變形的作用，從而導(dǎo)致另一個(gè)相更大的塑性形變和加工硬化，直到末形變的相開始形變?yōu)橹梗?在沉淀相之間顆?？捎刹煌奈诲e(cuò)增殖機(jī)制效應(yīng)引入新的位錯(cuò)。 5強(qiáng)化作用的更加 如上所述，各個(gè)強(qiáng)化機(jī)制的作用對強(qiáng)度貢獻(xiàn)雖有不同，但所起作用是一致的，而對其他性能，特別是塑性則有差異。從此也可以看出，霍爾佩奇(Hall,E,O-Petch,N.J.)公式中的1內(nèi)容是很復(fù)雜的，它包含著除開細(xì)晶強(qiáng)化作用以外的其他的所有強(qiáng)化因子，可寫為 式中；1取決于溫度和形變速率，是與PN力密切相關(guān)的2是為組織因素決定的，可有 式中：sh、ph和dh相應(yīng)的為固溶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化所引起的強(qiáng)度增量。影響sh、ph和dh的因素是多方面的，在當(dāng)前要準(zhǔn)確計(jì)算尚有不少困難。但對于具體鋼種可以通過實(shí)驗(yàn)予以測定。圖l06為鐵素體+珠光體型CMn鋼于不同C量時(shí)各個(gè)強(qiáng)化因子對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。 二、高聚物的強(qiáng)化原理 高分子材料的強(qiáng)化主要有以下幾個(gè)方面： (1)引入極性基鏈間作用力對高聚物的機(jī)械強(qiáng)度有著很大的影響，對不同的高聚物，為了比較它們分子鏈間的作用力的大小，一般取長度為05nm，配位數(shù)為4時(shí)計(jì)算出來的作用能數(shù)值。鏈上極性部分越多，極性越強(qiáng)，鏈間作用力就越大； (2)鏈段交聯(lián)在環(huán)境溫度高于玻璃溫度Tg時(shí)，隨著交聯(lián)程度的增加，交聯(lián)鍵的平均距離縮短，高分子材料的斷裂強(qiáng)度將會進(jìn)一步增大，屈服強(qiáng)度和彈性模量也會大幅度提高； (3)結(jié)晶度和取向結(jié)晶性高分子材料的結(jié)晶度和大分子取向?qū)ζ鋸?qiáng)度有著明顯的影響實(shí)際的結(jié)晶性尚聚物中存在著晶區(qū)和非晶區(qū)，一個(gè)大分子鏈可以貫穿好幾個(gè)晶區(qū)和非晶區(qū)。在非晶區(qū)分子鏈?zhǔn)蔷砬突ハ嗬p結(jié)的，因而當(dāng)結(jié)晶性高聚物受力時(shí)，可使應(yīng)力分散并導(dǎo)致分子微晶取向化，使強(qiáng)度得到提高。結(jié)晶度的增大使高分子的密度增大，而且微晶還會起到物理交聯(lián)的作用，使應(yīng)力均勻分布，斷裂強(qiáng)度上升； (4)定向聚合定向聚合是提高高分子材料結(jié)構(gòu)上均一性的有效方法，能使高聚物的密度、拉伸彈性模量和物理性能、機(jī)械性能都有了提高。第二節(jié)材料的韌化基本機(jī)理 一、金屬材料的韌化原理 韌性是斷裂過程的能量參量，是材料強(qiáng)度與塑性的作用綜合表現(xiàn)，當(dāng)不考慮外因時(shí)，斷裂過程實(shí)際上包括裂紋形核所要求的塑性形變，以及裂紋的形核和擴(kuò)展。通常是以裂紋形核和擴(kuò)展的能量消耗或裂紋擴(kuò)展抗力來標(biāo)志材料韌性的。 裂紋形核前的塑性形變、裂紋的擴(kuò)展是與金屬組織結(jié)構(gòu)密切相關(guān)的，從而反映出不同的斷裂方式，以及不同的斷裂機(jī)制；它涉及到位錯(cuò)的運(yùn)動，位錯(cuò)間彈性交互作用，位錯(cuò)與溶質(zhì)原子和沉淀相彈性交互作用，以及組織形態(tài)，其中包括基體、沉淀相和晶界的作用。這些作用結(jié)果體現(xiàn)了組織結(jié)構(gòu)對裂紋的形核和擴(kuò)展的促進(jìn)或緩和，顯示為材料的韌化或脆化。 金屬材料的斷裂類型主要分為韌性斷裂和脆性斷裂。韌性斷裂系指在斷裂之前發(fā)生一定的塑性變形，例如宏觀塑性變形不小于5；脆性斷裂則包括解理斷裂、沿晶斷裂韌性斷裂是微孔形成、聚集長大的過程，在這種斷裂機(jī)制中，塑性變形起著主要作用因此改善金屬材料韌性斷裂的途徑是： 減少誘發(fā)微孔的組成相，如減少沉淀相數(shù)量； 提高基體塑性，從面可增大在基體上裂紋擴(kuò)展的能量消耗； 增加組織的塑性形變均勻性，這主要為了減少應(yīng)力集中； 避免晶界的弱化，防止裂紋沿晶界的形核與擴(kuò)展； 1位錯(cuò)強(qiáng)化與塑性和韌性 金屬材料的位錯(cuò)密度對其塑性和韌性的影響是雙重的。一般地，位錯(cuò)密度提高，其金屬材料的拉伸塑性和韌性都降低?，F(xiàn)在認(rèn)為，均勻分布的位錯(cuò)對韌性的危害小于位錯(cuò)列陣，所以，可動的未被鎖住的位錯(cuò)對韌性損害小于被沉淀物或固溶原于鎖住的位錯(cuò)。位錯(cuò)遭到訂扎，表明塑性變形受到抑制，塑性就將降低 當(dāng)位錯(cuò)密度增大時(shí)，位錯(cuò)間的交互作用便增強(qiáng)，使位錯(cuò)的可動性降低，并提高流變應(yīng)力。2固溶強(qiáng)化與塑性 (1)在保證強(qiáng)度的前提下，提高塑性，可以提高材料的韌性。通常在合金元素中，以Si和Mn對鐵的塑性損害較大，且置換固溶量越多，塑性應(yīng)變越低。 增大體心立方點(diǎn)陣金屬的脆性解理斷裂抗力是令人感興趣的問題實(shí)際上-Fe置換固溶Ni，已成為改善塑性的主要手段。另外加入Pt、Rh、Ir和Re也可優(yōu)化塑性。其中Pt的作用尤具吸引力，它不但改善塑性，也有相當(dāng)大的強(qiáng)化效應(yīng)。Ni改善塑性的原因是促進(jìn)交滑移，特別是基體金屬在低溫下易于發(fā)生交滑移。關(guān)于Pt等元素的塑化機(jī)制還沒有確切的解釋 (2)-Fe固溶碳量低于02，例如低碳馬氏體的a/c1，不出現(xiàn)點(diǎn)陣正方度的畸變，全部溶質(zhì)原子偏聚于刃位錯(cuò)線附近(1011-l012cm-2)。嚴(yán)格說，低碳位錯(cuò)型馬氏體并不是真實(shí)的間隙固溶體，只有當(dāng)c02時(shí)才出現(xiàn)。-Fe點(diǎn)陣的間歇固溶。因此低碳位錯(cuò)型馬氏體，位錯(cuò)可帶著氣團(tuán)在鐵原子完全規(guī)則排列的基體中運(yùn)動，表現(xiàn)出良好的塑性。低碳位錯(cuò)型馬氏體的強(qiáng)韌配合是比較合理的。3細(xì)化晶粒與塑性 改變金屬材料基體相的晶粒尺寸對塑變性能的影響是十分令人感興趣的問題。因?yàn)槲í?dú)細(xì)化晶粒既能提高強(qiáng)度，又能明顯優(yōu)化塑性和韌性。在生產(chǎn)實(shí)際上，實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化的辦法有很多種，而且都非常有效。依據(jù)裂紋形成的斷裂理論，晶粒尺寸(d)與裂紋擴(kuò)展臨界應(yīng)力c，以及冷脆轉(zhuǎn)化溫度Tc的關(guān)系有以下的式子： (1022)又 (1023)式中：p為比表面能，即裂紋擴(kuò)展時(shí)每增加單位表面積所消耗的功(大部分消耗于塑性變形)；ky為Petch斜率；、B和C為常數(shù)當(dāng)p定值時(shí)，d小則c高。凡是可提高c值的因素均能改善塑性。顯微組織結(jié)構(gòu)分析表明，當(dāng)晶粒尺寸較小時(shí)，晶粒內(nèi)的空位數(shù)目和位錯(cuò)數(shù)目都比較少，位錯(cuò)與空位，以及位錯(cuò)間的彈性交互作用的機(jī)遇相應(yīng)減少，位錯(cuò)將易于運(yùn)動，亦即表現(xiàn)出好的塑性；又位錯(cuò)數(shù)目少，位錯(cuò)塞積數(shù)日減少。只能造成輕度的應(yīng)力集中，從而推遲微孔和裂紋的萌生，增大斷裂應(yīng)變。此外，細(xì)晶粒為同時(shí)在更多的晶粒內(nèi)開動位錯(cuò)和增殖位錯(cuò)提供了機(jī)遇，亦即細(xì)晶粒能使塑性變形更為均勻，表現(xiàn)出較高的塑性。4沉淀相顆粒與塑性 總的來說，析出相沉淀強(qiáng)化危害塑性。這是因?yàn)槌恋硐囝w粒常以本身的斷裂，或顆粒與基體間界的脫開作為誘發(fā)微孔的地點(diǎn)，從而降低塑性應(yīng)變，以致斷裂。已經(jīng)知道： 沉淀相顆粒越多，提高流變應(yīng)力越顯著，而塑性越低； 呈片狀的沉淀相對塑性損害大，呈球狀的析出相損害??； 均勻分布的沉淀相對塑性削弱??； 沉淀相沿晶界的連續(xù)分布，特別是網(wǎng)狀析出降低晶粒間的結(jié)合力，明顯危害塑性。二、高聚物的韌化原理高聚物在拉伸中由于內(nèi)部結(jié)構(gòu)的不均一性導(dǎo)致裂紋尖端應(yīng)力集中，產(chǎn)生塑性應(yīng)變，引發(fā)大量銀紋，稱為銀紋化。銀紋首先在與應(yīng)力垂直的方向上增厚，直到增厚的銀紋進(jìn)一步演變成裂縫。這個(gè)過程加快了裂紋尖端區(qū)域彈性質(zhì)變能的釋放，即應(yīng)變能釋放率gc加大。對于韌性高分于材料gc有一臨界值gic，gcgic時(shí)，材料會發(fā)生韌脆轉(zhuǎn)變。研究顯示，材料的韌性是拉伸試驗(yàn)速率的函數(shù)，裂紋尖端的有效應(yīng)變速率往往比標(biāo)稱應(yīng)變速率高得多。隨著應(yīng)變速率的增加，gic減小，即越容易出現(xiàn)gcgic，導(dǎo)致材料發(fā)生韌脆轉(zhuǎn)化，在銀紋化過程中g(shù)ic主要消 耗在銀紋的形成相變形上。 材料纖不同拉伸速度拉拉伸所得到的應(yīng)力一應(yīng)變曲線如圖108，曲線下的面積是材料的沖擊韌性值。拉伸速度增大應(yīng)力應(yīng)受曲線間縱軸靠近，斷裂強(qiáng)度增大，伸長率減小，曲線下的總面積減小，即沖擊韌性下降。如果提高溫度，使試驗(yàn)溫度向于人則斷裂強(qiáng)度下降，斷裂伸長率增大。斷裂伸長率的大小往往對材料的沖擊韌性起著更大的作用，通常材料沖擊韌性隨著伸長率增大而增大。非晶態(tài)高分子鏈越柔順，相對分子質(zhì)量越大，在外力作用下，能將較多的外加動能變?yōu)闊崮?內(nèi)分子內(nèi)摩擦產(chǎn)牛)，則其沖擊韌性越高。 三、無機(jī)非金屬材料的韌化機(jī)理 陶瓷實(shí)際上是各種無機(jī)非金屬材料的通稱，同金屬和高聚物一起成為現(xiàn)代工程材料的支柱。陶瓷受載時(shí)不發(fā)生塑性變形就在較低的應(yīng)力下斷裂，因此韌性極低，這是阻礙陶瓷作為結(jié)構(gòu)材料廣泛應(yīng)用的主要原因。陶瓷的增韌機(jī)制主要合相變增韌和微裂紋增韌。 1.相變增韌 處于陶瓷基體內(nèi)的ZrO2存在著的可逆相變特性，晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變伴有3一5的體積膨脹。ZrO2顆粒彌散分布于陶瓷基體戶，由于兩者具有不同的熱膨脹系數(shù)，燒結(jié)完成后，在其冷卻過程中，ZrO2顆粒周圍則有不同的受力情況。當(dāng)ZrO2粒子受到基體壓抑時(shí)，其相變也將受到壓制。ZrO2還有一個(gè)特件，其相變溫度隨著顆粒尺寸的減小而下降，一直可降到室溫，當(dāng)基體對ZrO2顆粒有足夠的壓應(yīng)力，且ZrO2的顆粒義足夠小，則其相變溫度可降至室溫以下，這樣在室溫下ZrO2仍可保持四方相結(jié)構(gòu)。當(dāng)材料受到外應(yīng)力作用時(shí)，基體對ZrO2的壓抑作用得到松馳，ZrO2顆粒即發(fā)生四方相到單斜相的轉(zhuǎn)變，并在基體中引發(fā)微裂紋，從而吸收了主裂紋擴(kuò)展的能量，達(dá)到提高斷裂韌性的效果。 2微裂紋增韌 ZrO2中的陶瓷在由四方相向單斜相轉(zhuǎn)變過程中，相變出現(xiàn)體積膨脹而產(chǎn)生微裂紋。無論是陶瓷冷卻過程中產(chǎn)生的ZrO2相變激發(fā)微裂紋，還是裂紋擴(kuò)展過程中在其尖端區(qū)域形成的應(yīng)力激發(fā)ZrO2相變導(dǎo)致的微裂紋，都將起著分散主裂紋尖端能量的作用。從而提高了斷裂能，稱為微裂紋增韌。 在有微裂紋韌化作用的情況下，主裂紋尖端的應(yīng)力將重新分布，如圖1012所示。一般說來，為了阻止主裂紋的擴(kuò)展，在主裂紋尖端應(yīng)有一個(gè)較大范圍的相變誘導(dǎo)微裂紋區(qū)，如圖1013所示而主要途徑是減少ZrO2的顆粒度，并控制ZrO2的顆粒度分布狀態(tài)和顆粒直徑范圍。第三節(jié)、材料強(qiáng)韌化常用方法 一、金屬材料強(qiáng)韌化常用方法舉例 金屬材料的強(qiáng)韌化必須是在提高其強(qiáng)度的同時(shí)兼顧其韌性，現(xiàn)舉例加以說明 1低碳馬氏體鋼的強(qiáng)韌化 近些年來，低碳馬氏體鋼的研制受到了廣泛重視，原因是在研究中發(fā)現(xiàn)低碳馬氏體組織使鋼具有良好強(qiáng)韌配合。低碳馬氏體的b和0.2在w(C)01029的范圍內(nèi)保持線性的函數(shù)關(guān)系，證明低碳馬氏體的強(qiáng)化主要依賴于碳的固溶強(qiáng)化。在通常的淬火條件下，低碳鋼馬氏體都不可避免要發(fā)生自回火。自回火碳化物顆粒小而又分布均勻，從而產(chǎn)生粒子沉淀強(qiáng)化作用。低碳馬氏體具有高密度位鍺，位錯(cuò)強(qiáng)化對條狀位錯(cuò)馬氏體屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可由 s=ab1/2來表達(dá)。式中：a為比例常數(shù)；為剪切彈性模量；b為位錯(cuò)的柏氏矢量；為位錯(cuò)密度 低碳馬氏體條的亞結(jié)構(gòu)是位錯(cuò)纏結(jié)的胞狀結(jié)構(gòu)，亞結(jié)構(gòu)內(nèi)位錯(cuò)有較大的可動性。由于位錯(cuò)運(yùn)動能緩和局部地區(qū)的應(yīng)力集中，從而延緩了裂紋的萌生。另外馬氏體條間位錯(cuò)存在著10nm厚度的穩(wěn)定的奧氏體薄膜，奧氏體是一個(gè)高塑性相，裂紋擴(kuò)展遇到奧氏體將受到阻擋。因此低碳的板條狀馬氏體也具有很好的塑性和韌性。 淬火獲得馬氏體是鋼的強(qiáng)化方法中重要的手段，因此提高鋼的淬透性尤為重要。位錯(cuò)型馬氏體鋼中加入C、Si、Cr、Mn、Mo、B等元素，能有效提高其淬透性。 低碳馬氏體強(qiáng)韌性優(yōu)良的配合，使其獲得了廣泛的應(yīng)用，如汽車輪胎螺栓，原來使用40Cr調(diào)質(zhì)鋼，改用低碳馬氏體強(qiáng)化的20Cr后，產(chǎn)品質(zhì)量獲得提高。40Cr與20Cr熱處理后的性能對比如表103： 2馬氏體時(shí)效鋼的強(qiáng)韌化 馬氏體時(shí)效鋼是運(yùn)用強(qiáng)韌化理論的一個(gè)成功例子。這類鋼的個(gè)重要的特點(diǎn)是不依靠C強(qiáng)化。研究表明，當(dāng)C含量超出003時(shí)這類綱的沖擊韌性陡然下降。它的強(qiáng)韌化思路是：以高塑性的超低碳位錯(cuò)型馬氏體和具有高沉淀硬化作用的金屬間化合物作為組成相，將這兩個(gè)在性能上相互對立的組成相組合起來構(gòu)成具有優(yōu)異強(qiáng)韌配合的鋼種。 馬氏體時(shí)效鋼典型代表為FeNi w=18，按屈服強(qiáng)度可分為l350、l650、1950MPa3個(gè)級別，其典型化學(xué)成分如表104馬氏體時(shí)效鋼加入Ni、Mo、Ti和Al等元素，可形成AB3型的-Ni3Mo、Ni3Ti或Ni3Ti(A1、Ti)和Ni3Nb等金屬間化合物，在時(shí)效過程中沉淀析出，起到強(qiáng)化作用。加入Co有利于促進(jìn)沉淀相形成，而且能夠細(xì)化沉淀相顆粒，減小沉淀相顆粒間距。由于低碳，馬氏體時(shí)效鋼消除了C、N間隙固溶對韌性的不利影響，可使總體保持固有的高塑性的性質(zhì)。Ni能使螺型位錯(cuò)不易分解，保證交叉滑移的發(fā)生，提高了塑變的性能。同時(shí)Ni降低位錯(cuò)與雜質(zhì)間交互作用的能量，這意味著馬氏體將存在著更多的可動螺型位錯(cuò)，從而可改善塑性，降低解理斷裂傾向。所以馬氏體時(shí)效鋼的馬氏體實(shí)際上是一種含Ni的馬氏體。 二、高分子材料的強(qiáng)韌化方法舉例 任何改善抗沖擊性能的方法都離不開設(shè)法提高抗放強(qiáng)度或增大斷裂伸長率這兩個(gè)方面，高分子材料的強(qiáng)韌化途徑主要為填料增強(qiáng)、共混共聚、添加增塑劑和成核劑以及淬火等方法。 (1)填料增強(qiáng) 高度交聯(lián)的熱固性樹脂脆性很大，無多用處。加入纖維類填料(如石棉、玻璃纖維)之后，即成為廣泛應(yīng)用的玻璃鋼。這種改件酚醛的伸長率增加不多，但抗沖性能卻大大提高。將長玻璃纖維與聚丙烯樹脂直接擠出，切成粒料再回?cái)D，制得增強(qiáng)聚丙烯，其抗沖性能提高1545倍，而抗拉強(qiáng)度也提高25倍。 (2)共混與共聚 高聚物用機(jī)械混煉等手段加工成兼具二者優(yōu)點(diǎn)的新材料稱為共混。最成功的共混實(shí)例是聚苯乙烯的改性。脆件的聚苯乙烯因?yàn)樘砑恿讼鹉z成分，可以變?yōu)楦吣蜎_擊的材料塑料與橡膠共混提高抗沖擊性能的原因在于橡膠顆粒能夠給出較大的形變，這種能量可變成熱能散逸；橡膠顆粒也可起到應(yīng)力集中體的作用，在其上生成很多放射狀銀紋，將沖擊能轉(zhuǎn)變成表面能和彈性能貯存起來。這樣能將沖擊強(qiáng)度提高幾倍乃至幾十倍。為了得到耐沖擊的聚合物共混體，至少應(yīng)滿足下列3個(gè)條件： 橡膠的玻璃化溫度必須低于使用溫度； 橡膠應(yīng)作為第二相