材料的強(qiáng)化與韌化

關(guān)于材料的強(qiáng)化與韌化第1頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月強(qiáng)韌化意義提高材料的強(qiáng)度和韌性；節(jié)約材料，降低成本，增加材料在使用過(guò)程中的可靠性和延長(zhǎng)服役壽命；希望所使用的材料既有足夠的強(qiáng)度，又有較好的韌性，通常的材料二者不可兼得；理解材料強(qiáng)韌化機(jī)理，掌握材料強(qiáng)韌化現(xiàn)象的物理本質(zhì)，是合理運(yùn)用和發(fā)展材料強(qiáng)韌化方法從而挖掘材料性能潛力的基礎(chǔ)。第2頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月強(qiáng)度：材料抵抗變形和斷裂的能力材料強(qiáng)度缺陷數(shù)量冷加工狀態(tài)退火狀態(tài)無(wú)缺陷的理論強(qiáng)度材料強(qiáng)度與缺陷數(shù)量的關(guān)系增加材料內(nèi)部的缺陷，提高強(qiáng)度，如形變，固溶，細(xì)化晶粒，第二相粒子。提高強(qiáng)度的方法：完全消除內(nèi)部的缺陷，使它的強(qiáng)度接近于理論強(qiáng)度；第3頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3.1金屬及合金的強(qiáng)化與韌化純金屬合金細(xì)晶強(qiáng)化細(xì)晶強(qiáng)化形變強(qiáng)化形變強(qiáng)化固溶強(qiáng)化彌散強(qiáng)化沉淀強(qiáng)化第二相強(qiáng)化纖維強(qiáng)化界面強(qiáng)化形變熱處理強(qiáng)化、相變強(qiáng)化第4頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月

它不是工業(yè)上廣泛應(yīng)用的強(qiáng)化方法，它受到兩個(gè)限制：使用溫度不能太高，否則由于退火效應(yīng)，金屬會(huì)軟化；由于硬化會(huì)引起金屬脆化，對(duì)于本來(lái)就很脆的金屬，一般不宜利用形變強(qiáng)化來(lái)提高強(qiáng)度性能。一、形變強(qiáng)化第5頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月二、固溶強(qiáng)化固溶方式：間隙固溶、置換固溶固溶強(qiáng)化：在純金屬中加入溶質(zhì)元素，形成固溶合金或多相合金，將顯著提高屈服強(qiáng)度。固溶強(qiáng)化的影響因素：溶質(zhì)原子含量越多，強(qiáng)化效果越好；（但固溶是有限的）溶劑與溶質(zhì)原子半徑差越大，強(qiáng)化效果越好；溶劑與溶質(zhì)原子價(jià)電子數(shù)差越大，強(qiáng)化效果越好；間隙式溶質(zhì)原子的強(qiáng)化效果高于置換式溶質(zhì)原子。第6頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月固溶強(qiáng)化機(jī)制固溶造成晶格的畸變，固溶強(qiáng)化的微觀機(jī)理是溶質(zhì)原子和位錯(cuò)交互作用的結(jié)果。

彈性交互作用、化學(xué)作用、電化學(xué)作用、有序化作用溶質(zhì)原子可以是均勻不規(guī)則地分布在基體中，也可以偏聚到位錯(cuò)周圍形成各種氣團(tuán)，這兩種情況都可以使金屬材料的基體造成強(qiáng)化。均勻強(qiáng)化非均勻強(qiáng)化由于固溶度有限或由于合金原子與基體原子的半徑差較小，均勻分布的合金元素的固溶強(qiáng)化效果較小，當(dāng)溶質(zhì)原子發(fā)生偏聚時(shí)，合金元素與位錯(cuò)會(huì)發(fā)生強(qiáng)的交互作用。第7頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月非均勻固溶強(qiáng)化理論濃度梯度強(qiáng)化Cottrell氣團(tuán)強(qiáng)化Snoek氣團(tuán)強(qiáng)化Suzuki氣團(tuán)強(qiáng)化靜電相互作用強(qiáng)化有序強(qiáng)化第8頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月Cottrell（柯氏）氣團(tuán)強(qiáng)化:原因：合金元素與位錯(cuò)之間是彈性交互作用－錯(cuò)配度交互能：位錯(cuò)合金元素第9頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月在穩(wěn)定狀態(tài)（U<0）時(shí)，位錯(cuò)周圍合金元素的濃度與其他地方有所不同。圍繞位錯(cuò)而形成的溶質(zhì)原子聚集物，稱為“柯氏氣團(tuán)”；若破壞這種狀態(tài)使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，要增加外力，即提高金屬?gòu)?qiáng)度?？率蠚鈭F(tuán)也稱為合金元素對(duì)位錯(cuò)釘扎作用，氣團(tuán)的形成不需要很多的溶質(zhì)原子。ε>0ε<0正刃型位錯(cuò)第10頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月屈服現(xiàn)象、應(yīng)變時(shí)效與Cottrell氣團(tuán)屈服現(xiàn)象：上下屈服點(diǎn)、呂德斯帶擴(kuò)展。應(yīng)變時(shí)效：去載后立即加載不出現(xiàn)屈服現(xiàn)象；去載后放置一段時(shí)間或200℃加熱后（人工時(shí)效）再加載出現(xiàn)屈服。原因：柯氏氣團(tuán)的存在、破壞和重新形成。第11頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月思考：呂德斯帶會(huì)使低碳鋼在沖壓成型時(shí)使工件表面粗糙不平，怎么解決？

根據(jù)應(yīng)變時(shí)效原理，將鋼板在沖壓之前先進(jìn)行一道微量冷軋（約1％～2％的壓下量）工序，被溶質(zhì)原子釘扎的位錯(cuò)大部分基本擺脫氣團(tuán)包圍，使屈服點(diǎn)消除，然后進(jìn)行沖壓成型；也可向鋼中加入少量Ti，Al與C，N等形成化合物，使之不能有效的釘扎住位錯(cuò)，消除屈服點(diǎn)。第12頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月馬氏體鋼：當(dāng)間隙固溶碳量增至0.4%時(shí)，硬度為60HRC，ψ約為10%；提高碳含量，wt(C)=1.2%，硬度為68HRC，ψ<5%?？梢?jiàn)隨著固溶C原子的增加，在提高強(qiáng)度的同時(shí)塑性損失較大。一般情況下，固溶強(qiáng)化降低塑性，材料韌性下降。固溶強(qiáng)化舉例第13頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月三、細(xì)晶強(qiáng)化與韌化晶界對(duì)位錯(cuò)滑移的阻滯效應(yīng)，導(dǎo)致一側(cè)晶粒中的滑移帶不能直接進(jìn)入第二個(gè)晶粒；晶界附近產(chǎn)生的位錯(cuò)塞積群會(huì)對(duì)晶內(nèi)的位錯(cuò)源產(chǎn)生一反作用力，此反作用力隨位錯(cuò)塞積的數(shù)目n而增大。1）細(xì)晶強(qiáng)化晶粒越細(xì)小，晶界越多，位錯(cuò)被阻滯的地方就越多，多晶體的強(qiáng)度就越高。第14頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月大量實(shí)驗(yàn)和理論的研究工作證實(shí)了晶界處位錯(cuò)源的存在。Hall-Petch關(guān)系式σ0和Ky是兩個(gè)和材料有關(guān)的常數(shù)（需試驗(yàn)測(cè)定），d為晶粒直徑。第15頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月低碳鋼晶粒與屈服強(qiáng)度的關(guān)系第16頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月2）細(xì)晶韌化合金經(jīng)細(xì)化晶粒后，單位體積內(nèi)的晶界面積上偏析的夾雜物減少，晶界結(jié)合力提高；晶界既是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，也是裂紋擴(kuò)展的障礙。塑性代表的是斷裂（由裂紋擴(kuò)展引起）時(shí)的伸長(zhǎng)率，韌性是強(qiáng)度和塑性的綜合表現(xiàn)。在所有金屬?gòu)?qiáng)化方法中，細(xì)化晶粒是目前唯一可以做到既提高強(qiáng)度，又改善塑性和韌性的方法。細(xì)化晶粒降低材料的韌－脆轉(zhuǎn)變溫度。思考：高溫下使用的材料，能否用細(xì)化晶粒來(lái)達(dá)到增強(qiáng)增韌的目的？第17頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3）細(xì)化晶粒的方法改善結(jié)晶及凝固條件；調(diào)整合金成分，加細(xì)化晶粒的元素，如B，Mg，稀土元素等；控制熱處理工藝；采用形變熱處理方法；往復(fù)相變細(xì)化方法；第18頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月四、第二相強(qiáng)化組成：基體＋第二相位錯(cuò)和第二相交互作用形成第二相強(qiáng)化，其強(qiáng)化效果比固溶強(qiáng)化更為顯著：①通過(guò)相變熱處理（如時(shí)效）獲得的，稱為沉淀強(qiáng)化、析出硬化或時(shí)效強(qiáng)化；②通過(guò)粉末燒結(jié)或內(nèi)氧化獲得的，稱為彌散強(qiáng)化。強(qiáng)化效果與第二相粒子的強(qiáng)度、體積分?jǐn)?shù)、間距、粒子形狀和分布等有關(guān)，按粒子的大小和形變特性分成：①不易形變的粒子，包括彌散強(qiáng)化的粒子以及沉淀強(qiáng)化的大尺寸粒子；②易形變的粒子，如沉淀強(qiáng)化的小尺寸粒子。第19頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月1）沉淀強(qiáng)化沉淀強(qiáng)化：金屬在過(guò)飽和固溶體中溶質(zhì)原子產(chǎn)生偏聚和（或）由之脫溶出微粒彌散分布于基體中而產(chǎn)生的一種強(qiáng)化。要求：溶質(zhì)原子在基體中的溶解度隨溫度而變化，高溫時(shí)第二相溶于基體中，低溫時(shí)則析出第二相。獲得方法：先高溫固溶，再急冷形成過(guò)飽和固溶體，最后時(shí)效析出第二相；第二相與基體結(jié)合較牢固，強(qiáng)化效果與第二相的形狀、數(shù)量、大小及分布等有關(guān)；沉淀強(qiáng)化受溫度影響。第20頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月2）彌散強(qiáng)化用粉末冶金法，向基體金屬中加入金屬氧化物、氮化物、碳化物等強(qiáng)化相粒子（第二相），并使這類粒子在基體中高度彌散分布來(lái)強(qiáng)化合金；特點(diǎn)：低溫下與基體結(jié)合力較弱，強(qiáng)化效果不高；高溫下第二相穩(wěn)定，高溫強(qiáng)化效果好；第二相彌散強(qiáng)化常用物質(zhì)：Y2O3，Al2O3，ThO2第21頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3）第二相強(qiáng)化理論第二相成分、性質(zhì)及大小不同，強(qiáng)化理論不同。強(qiáng)化理論：共格應(yīng)變強(qiáng)化理論、Orowan繞過(guò)強(qiáng)化機(jī)制、位錯(cuò)切過(guò)第二相強(qiáng)化理論、間接強(qiáng)化機(jī)制。對(duì)具體合金，含有一種或幾種強(qiáng)化理論。第22頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月Orowan（奧羅萬(wàn)）強(qiáng)化機(jī)制定義：位錯(cuò)線繞過(guò)不易形變的粒子沉淀強(qiáng)化合金中當(dāng)析出相到一定尺寸的時(shí)候，運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)接近它們時(shí)，只能繞過(guò)它們。像鋼中的碳化物、氮化物一般都是不可變形的。彌散強(qiáng)化合金中的第二相粒子硬度高，采用繞過(guò)機(jī)制。第23頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月Orowan公式：使位錯(cuò)線繼續(xù)運(yùn)動(dòng)的臨界切應(yīng)力的大小為f越大，粒子半徑r減小，強(qiáng)化效應(yīng)越好常數(shù)α對(duì)刃型位錯(cuò)是0.093，對(duì)螺型位錯(cuò)是0.14；f是粒子的體積分?jǐn)?shù)，r為第二相粒子半徑。第24頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月位錯(cuò)切過(guò)第二相強(qiáng)度理論條件：第二相粒子與基體有公共的滑移面，與基體保持共格或半共格；第二相與基體的柏氏矢量相差很小，或基體中的全位錯(cuò)為析出相的半位錯(cuò)；第二相強(qiáng)度不能太高，可與基體一起變形Ni-19%Cr-6%Al合金中位錯(cuò)切過(guò)Ni3Al粒子的TEM照片沉淀強(qiáng)化型合金符合以上條件第25頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月位錯(cuò)切過(guò)第二相的強(qiáng)化作用主要決定于粒子本身的性質(zhì)以及其與基體的聯(lián)系，主要有以下幾方面的作用：位錯(cuò)切過(guò)粒子后產(chǎn)生新的界面，提高了界面能。若共格的粒子是一種有序結(jié)構(gòu)，位錯(cuò)切過(guò)之后，沿滑移面產(chǎn)生反相疇（位錯(cuò)掃過(guò)有序結(jié)構(gòu)時(shí)形成的錯(cuò)排面），使位錯(cuò)切過(guò)粒子時(shí)需要附加應(yīng)力。粒子點(diǎn)陣常數(shù)與基體不一樣，粒子周圍產(chǎn)生共格畸變，存在彈性應(yīng)變場(chǎng)，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。在Ni(○)Al(●)基體中，全位錯(cuò)切割有序Ni3Al粒子產(chǎn)生反相疇界第26頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月為克服界面能，應(yīng)增加的臨界切應(yīng)力為：是界面能，f為第二相體積分?jǐn)?shù)，r為第二相平均半徑；對(duì)共格析出物，一般共格界面能為（10～30）×10-7J/cm2；反相疇界面能約為（100～300）×10-7J/cm2，遠(yuǎn)大于共格界面能，增加的臨界切應(yīng)力為：共格畸變，由長(zhǎng)程交互作用引起的臨界切應(yīng)力的增量為：第27頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月綜合考慮切過(guò)、繞過(guò)兩種機(jī)制，估算出第二相粒子強(qiáng)化的最佳粒子半徑（對(duì)沉淀強(qiáng)化型合金）：熱處理工藝?。。〉?8頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月4）第二相強(qiáng)化對(duì)合金塑性和韌性的影響第二相的性質(zhì)（如脆性相或韌性相）、含量、大小、分布、形狀及與基體結(jié)合強(qiáng)弱等都影響材料的塑性和韌性。第29頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月強(qiáng)化作用的疊加（綜合強(qiáng)化）疊加模型：s=

1+固溶+沉淀（彌散）+Kyd-1/2如：提高鋼強(qiáng)度最重要的工藝是淬火和隨后的回火，其中包括四種強(qiáng)化機(jī)制。要在提高強(qiáng)度的同時(shí)，又能改善韌性，降低脆性，可從三方面著手：一、改善合金的化學(xué)成分和冶煉生產(chǎn)方法，去除或固定對(duì)韌性不利的有害因素；二、獲得可達(dá)到最佳韌性的顯微組織和相分布；三、細(xì)化顯微組織，細(xì)化晶粒。第30頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3.2陶瓷材料的強(qiáng)化與韌化1、陶瓷材料的力學(xué)性能特點(diǎn)：陶瓷材料強(qiáng)化研究不如金屬材料深入；通常金屬材料強(qiáng)度提高，塑性往往下降，韌性也隨之降低；而陶瓷材料強(qiáng)度提高，斷裂韌性也隨之增大，所以陶瓷材料的增韌常常與增強(qiáng)聯(lián)系在一起。強(qiáng)度（斷裂強(qiáng)度）高，硬度大，E大，共價(jià)鍵具有方向性，難以發(fā)生位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)與增殖，易發(fā)生脆性斷裂，即強(qiáng)度較高、韌性差。第31頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月（1）組織缺陷先在的缺陷、裂紋等（2）微觀組織結(jié)構(gòu)氣孔率、晶粒尺寸、晶粒形狀、晶界相、第二相、不同相的熱膨脹系數(shù)差異等。（3）溫度較低溫度下，溫度對(duì)陶瓷材料的強(qiáng)度影響不大，仍然是脆性斷裂；在較高溫度下，材料在發(fā)生斷裂前出現(xiàn)少量的微塑性變形。2、影響強(qiáng)度的因素第32頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2023年2月3、陶瓷材料的韌化(1)相變?cè)鲰gGarvie應(yīng)力誘導(dǎo)相變?cè)鲰g過(guò)程：四方t-ZrO2→單斜m-ZrO2

，產(chǎn)生體積膨脹形成相變區(qū)。產(chǎn)生的相變應(yīng)力反作用于裂紋尖端，減緩或完全抑制了裂紋的擴(kuò)展，從而提高斷裂韌性。Al2O3/ZrO2是典型的相變?cè)鲰g陶瓷t-ZrO2m-ZrO2裂紋相變區(qū)第33頁(yè)，課件共35頁(yè)，創(chuàng)作于2