材料强韧化(1)
第一讲 概论
人们为了提高材料的强度往往以损失韧性，引起脆化为代价。要有效提高材料的强度，必须同时增加强韧性。因此，材料的强韧化问题一直是结构材料研究和开发的主题。
材料的强韧化理论是20世纪末断裂力学理论及其应用发展的一个主要方向，无论是金属及其合金、精细结构陶瓷、结构高分子、高强混凝土、形状记忆合金和复合材料，还是其它新型结构材料，都涉及材料的变形与断裂、材料的强度和韧性、材料的疲劳等，这些都与材料的强韧化是密不可分的。
§1 材料的失效
一、失效的基本概念
1. 材料的失效：是指工程结构的部件在服役过程伤亡，使工程结构低效工
作或提前退役的现象。
2. 失效的原因：是由于材料的性能满足不了服役(或制造、试车、贮运)时的
力学、化学、热学等外界条件。
3. 失效的方式：变形、断裂、腐蚀、磨损、烧损
据1982年的统计，美国每年因材料腐蚀造成的直接经济损失约占国民经济年总产值的左右，为1260亿美元。材料断裂和磨损造成的损失分别为1190亿和1000亿美元。
腐蚀和磨损是“慢性病”，而断裂是“爆发性疾病”，最受人们重视。对其他结构材料来说，断裂也是陶瓷材料最主要的失效方式，高分子材料由于老化，也易脆断。对于功能材料，则物理性能的降级会引起失效，对功能材料也有断裂和腐蚀问题。
如1986年美国挑战者号航天飞机的爆炸，就是由于一个密封圈的老化，造成燃料氢的泄露而引起的。许多国内外飞机失事，也是由于材料的质量问题所致。泰坦尼克号的失事是低温引起材料焊接处脆断。
二、脆断的理解
在失效的几种方式中，以断裂失效所带来的危害最大，而断裂又分为延性断裂和脆性断裂，其中脆性断裂最具突然性，材料的脆断有以下几点共性：
(1) 脆断时，结构的宏观应力一般都低于材料的屈服强度；
(2) 脆断从应力集中处开始，材料生产和机械制造过程中产生的缺陷，特别是缺口和裂纹，通常是脆断的发源地；
(3) 低温、厚截面和高应变速率，易于引起脆断。
断裂事故的发生，产生以下四方面效应：
(1) 冲击了原有的设计思想；
m a x
σσs S =
S为安全系数，一般为1.5~2，σmax为依据构件的几何形状和载荷所计算的最大应力。
疑问：传统的“强度设计”合理性？是否需辅以“韧性设计”？
“安全”系数从某种角度讲也是一种“无知”系数，它反映人们对于客观事物的了解程度，如应力分析是否与使用条件完全符合，施工过程引入的残余应力有多大，施工与设计的偏差等。采用其所长>1的值来弥补这些“无知”，从而获得“安全”设计。
考虑到高温、疲劳及腐蚀的作用，在设计时引入持久强度、疲劳极限及应力腐蚀断裂强度等性能，还考虑了多向受力，这些均为强度设计，而对塑性指标和韧性指标只依据经验提出要求，未用于设计计算。
(2) 对材料的断裂判据发生了怀疑；
疑问：宏观应力σ〈σs〈σb？应力状态、应变速度、环境温度对断裂有何影响？合理的断裂判据？
(3) 考核了工艺的适用性；
熔化焊接，不仅改变性能，还会引入残余应力、缺口、裂纹等，影响断裂。
(4) 深入理解了工作情况；
使用不当，如过载、划伤、冲击、过冷等，均促进脆断。
对于材料的断裂和其它失效，设计是主导，材料是基础，工艺是保证，使用是监护。
三、材料科学与工程的研发思路：
(1) 依据工程构件服役行为确定所需材料性能；
(2) 依据性能要求，确定所需材料结构；
(3) 制定材料生产工艺，获得所需材料结构；
(4) 采用必要设备，保证工艺实施；
或反其道而行之的思路：
(5) 只有适当的设备才能保证工艺；
(6) 只有通过工艺才能改变结构；
(7) 结构决定性能；
(8) 材料的性能决定工程构件的行为。
§2 材料的力学性能
力学性能：是指材料在各种载荷(外力)作用下表现出来的抵抗能力。包
括强度、塑性、硬度、韧性和疲劳强度等。
金属、陶瓷和高分子材料具有不同的力学性能，主要是由其基本结构决定的。如金属和陶瓷的晶体结构、缺陷是理解其力学性能的核心概念；高分子材料的构形，交联与缠结起了关键作用。
一、金属与陶瓷的比较
1. 基本特征：
陶瓷——强度、硬度、弹性模量、耐磨性、耐热性高；
金属——塑性、韧性、可加工性、抗热震性、使用的可靠性高。
2. 弹性与弹性变形：
弹性：金属材料在外力作用下产生变形，当外力去掉后能恢复其原来形状的能力。
弹性变形：随外力消失而消失的变形。
弹性变形的本质是外力作用下原子间距由平衡位置产生位移的结果。
弹性模量是固体原子间结合强度的标志之一(原子间距的微小变化所需外力的大小)，原子半径和离子半径越小，原子价越高，弹性模量和硬度就越大。
陶瓷材料与金属材料相比：
(1) 弹性模量大；
(2) 弹性模量随温度升高而降低；
(3) 压缩弹性模量高于拉伸弹性模量。(缺陷对拉应力敏感)
多数多晶金属材料，其弹性限度仅为0.2%，超过这个范围便发生塑性变形。原因在于金属中总有大量的位错存在，由于金属键使得位错滑移很容量发生，从而大大降低了其理论强度。
陶瓷材料的特征是硬而脆，即弹性模量很高(为金属的10倍)，但其变形量很小。原因在于以离子键或共价键结合，原子间作用力很强；此外，由于内部存在微观缺陷(如位错、空位、晶界和微裂纹)，也显著降低了理论强度，且键合的特点使其应力的释放以裂纹扩展为主，而非金属那样依靠位错滑移而进行。
3. 塑性：金属材料在外力作用下产生永久变形而不致引起破坏的性能。
塑性变形：在外力消失后留下来的不可恢复的变形。
室温下，绝大多数陶瓷不发生塑性变形，但在高温下，具有下列条件时，可显示超塑性：晶粒细小(<1um)；晶粒是等轴晶；第二相弥散分布，能抑制高温下基体晶粒生长；晶粒间存在液相或无定形相。
4. 强度：材料在外力作用下抵抗塑性变形和断裂的能力。
以应变为横坐标，应力为纵坐标，直接反映出材料性能的应力——应变关系曲线，称为应力——应变图。
(1)比例极限σP =0
F P P ， 应力与应变成比例关系的最大应力。 (2)弹性极限σe =0
F P e ， 由弹性变形过渡到弹—塑性变形的应力。 (3)屈服极限：①屈服点σs =0
F P s ，负荷不增加，甚至有所下降，试样还 继续发生明显变形的最小应力。 ②屈服强度σ0.2=
02.0F P ，发生0.2%残余伸长的应力。 (4)抗拉强度(强度极限) σb =0
F P b ，断裂前最大负荷的应力，表征材料 最大均匀变形的抗力，表征材料在拉伸条件下所能担负的最大负荷
的应力值。
(5)断裂强度σk =K
k F P ，材料拉断时的真实应力。 金属材料以金属键结合，陶瓷材料以共价键和离子键结合，二者键合力不同，后者高于前者，且陶瓷的实际强度比理论强度低1~2个数量级，只有晶须和纤维的实际强度接近理论强度。陶瓷的屈服强度以σ0.2表示。
强度的测定：(1) 弯曲强度：三点弯曲或四点弯曲方法；
(2) 抗拉强度：测定时技术上有一定难度，常用弯曲强度代替，
弯曲强度比抗拉强度高20~40%；
(3) 抗压强度：远大于抗拉强度，相差10倍左右，特别适合
于制造承受压缩载荷作用的零部件。
5. 硬度：材料抵抗其它更硬物体压入其表面的能力，是材料抵抗局部压力
而产生变形能力的表征。
金属材料的硬度是测表面的塑性变形程度，其硬度与强度有直接关系；陶
瓷材料的硬度测定时，压头压入区域会发生压缩剪断等复合破坏的伪塑性变形，其硬度与强度没有直接关系。(可间接测定断裂韧性)
二、断裂
1. 断裂：含裂纹体承载达到临界值时，致使裂纹失稳扩展，最终产生破坏
的现象。
2. 断裂的基本形式：延性断裂和脆性断裂。
3. 断裂机理：
(1) 微孔集结断裂(韧性断裂)
断口上出现抛物线型的韧窝，主要是金属和高聚物的断裂机理；
(2) 解理断裂(脆性断裂)
是一种低能量断裂，也是晶体材料中最脆的一种断裂，主要有体心立
方、密排六方结构和离子键、共价键等材料；沿晶体中解理面断开原子键而引起的断裂，非常平坦，一晶粒内的解理裂纹具有平直性；一个晶粒内的一条解理裂纹可同时在两个平行的解理面上扩展，形成解理台阶。
(3) 晶界断裂
裂纹择优沿晶界扩展而引起的断裂；也是一种低能量脆性断裂，断口
呈现颗粒状形貌。
4. 格列菲斯断裂理论：
固体的最高理论强度与真实材料的断裂强度值相差悬殊，1912年格列菲斯提出一个断裂理论，指出根本原因在于材料中存在预裂纹，在拉应力作用下，裂纹尖端附近产生应力集中，局部应力超过材料的屈服强度而引起裂纹扩展，当裂纹长度扩展到临界值时，材料断裂。当材料中预存的裂纹数量减少和长度减短，材料的强度会提高。
假设材料的裂纹构型为一个扁平椭圆，如图。如果
无限大平板中有一椭圆形贯穿裂纹，裂纹长度2a ，板
厚t ，垂直裂纹面作用拉伸应力σ。随作用应力的增大，
裂纹开始扩展，裂纹长度增加，裂纹表面扩大，裂纹
表面积增加，表面能相应增加，平板中贮存的弹性应
变能供给裂纹扩展。基于此，格列菲斯判据为弹性应
变能的减少等于产生裂纹新表面所需的能量，则
裂纹扩展。裂纹扩展所需时平板所释放的弹性应变能为：E t
a W e 22πσ=(平面应力情况)
平板中含长度为2a 的裂纹，表面能为：
t a t a W s s s γγ4)2(2-=-=
所释放的弹性应变能看作由系统作功，为正号，表面能增加看作对系统
作功，为负号。
裂纹扩展引起系统总能量的变化，可表示为：
t a E t
a W W U s s e γπσ422-=+=?
根据格列菲斯判据，当W e =W s 时，裂纹开始扩展，即
0)(=?U da d 可得：2/1)2(a
E s πγσ= (平面应力情况，薄平板中裂纹尖端附近应力场为两向应力)
σ为初始长度为2a 的裂纹开始扩展所需应力，即临界状态应力值，E
为弹性模量，γs 为比表面能，a 为半裂纹长度。
同理可得平面应变情况下临界应力关系式：
2/12])1(2[a
v E s πγσ-= (平面应变情况，厚平板中裂纹尖端附近应力场为三向应力)
v 为材料的泊松比(v=0.25~0.3)
以上两种应力值相差不大。
以上两式适合于脆性材料，但对于大多数材料，裂纹扩展伴随塑性变形，塑性变形增大了裂纹扩展所耗能量，有必要进行修正。
有奥罗万修正和欧文修正两种。
三、韧性
1. 韧性：是强度和塑性的综合表现，是材料从塑性变形到断裂全过程中吸 收能量的能力。
材料的强度、塑性及韧性分别对应于应力、应变和应变能。
强度：材料在外力作用下抵抗塑性变形和断裂的能力。
塑性：材料在外力作用下产生塑性变形而不断裂的能力。常以延伸率和断面收缩率来
表征。
图中为单向拉伸条件下两种钢光滑试样的
应力—应变曲线。单位体积材料的弹性应变能
(U oe )为：
E U p p p oe 2212
σεσ== 式中，σp 为比例极限，εp 为对应于σp 的
弹性应变，E 为弹性模量。U oe 也就是△OAB(或
△OA ’B’)的面积，表示弹性。
同样，可以用单位体积材料在变形和断裂
全过程中吸收的能量(U OT )表示韧性，也可用单位体积材料在塑性变形和断 裂全过程中吸收的能量(U op )表示韧性，用后者，符合韧性定义，但需确定σp ，在试验上比较麻烦，一般用U OT 表示韧性。
高碳弹簧钢：U oe =面积OAB
U op =面积BACD
U oT =面积OACD
低碳结构钢：U oe =面积OA ’B ’
U op =面积B ’A ’C ’D ’
U oT =面积OA ’C ’D ’
由于U oT =U oe +U op
当断裂时的应变εf 远大于εe 时，U oT ≈U op ，韧性的两种定义近似一致。 图中两种钢的弹性模量相同，但高碳弹簧钢的σp 及对应的εe 较大，故弹性较大，在弹性范围内能贮存的弹性应变能较多，有较大的回弹力。其抗拉强度σb 虽大于低碳结构钢，但εf 却远小于低碳结构钢，综合σb 及εf ，高碳弹簧钢的韧性低于低碳结构钢。
2. 韧性的划分：
(1) 光滑试样——如上图所示，用应力—应变曲线下的面积大小来表征韧性
的高低；
(2) 缺口试样——工程上惯用冲击韧性，即冲断给定缺口试样所消耗的功，
或试样在冲击条件下从形变到断裂全过程所吸收的能量。
有αk 及C v ，分别为U 形和V 形缺口。
(3) 裂纹试样——对于平面应变条件有G IC 及J IC ，分别为线弹性及弹塑性
范围内裂纹扩展单位面积所需的能量。
对于直线穿透型裂纹沿裂纹面扩展时，有：
221IC IC K E
v G -= 21C C K E G = 裂纹试样的韧性俗称断裂韧性，实质上是裂纹断裂韧性。
3. 断裂韧性：表示材料抵抗裂纹失稳扩展的。
问题提出：低应力下材料的脆断，缘于加工缺陷的存在，相当于裂纹的作用、扩展、
失稳所致。
应力集中点：裂纹尖端，其面积极小，在力的作用下，应力较为集中，而裂纹周围的
应力分布就不均匀，形成特殊的应力场。
其强弱可表示为K I =Y σa (σ为外加应力，a 为裂纹半长)
σ↗，K I ↗，当K I ↗到一定程度时，内应力使材料分离，裂纹失
稳扩展，发生断裂。K I 的临界值，即为断裂韧性K IC 。
断裂韧性的测定：单边切口梁法、山形缺口法、压痕法、双扭法和双悬臂
梁法。
四、疲劳强度：
1. 疲劳强度：被测材料抵抗交变载荷的性能。
2. 疲劳：在交变载荷作用下，即使交变应力不小于σs ，材料经较长时间的
工作而发生断裂。
一般以材料在无数次的交变载荷作用而不致破坏的最大应力来表示疲劳强度。σ-1
◆特点1：无论是脆性材料，还是塑性材料，疲劳断裂均不产生明显的 塑性变形；
特点2：裂纹产生及扩展区呈“贝壳”花样，最后断裂区呈纤维状或
结晶状。
疲劳曲线：交变应力σ与交变次数N 的关系
当应力低于某值时，应力交变到无数次也不会发生断裂，
此为疲劳极限。
五、低温脆性和塑-脆转变温度
1. 海船脆断与夏氏V 型缺口韧性
1943年1月23日深夜，风平浪静，气温-3.3℃，水温4.44℃，纽约港一自由轮突然一分为二，计算其静水拉应力，只有正常工作应力的一半，远低于钢板的屈服强度。美国二战中以战后共250多艘船发生类似脆断事故。为查原因，进行了以下工作：
(1) 对108件事件分析，得出：
a. 温度和应变速度：低温易出现事故，绝大多数发生在4.44℃附近，在
22.2℃以上则未发生，静海中的19件事故，温度较低，只有-2.78℃，
说明海浪对应变速度的影响，高应变速度在高温也会出现脆断。
b. 多向应力和缺口：靠近裂纹，厚度收缩一般都小于3%，裂纹源都在
应力集中处——结构拐弯处、焊接缺陷及意外损伤所引起的缺口。
说明：缺口韧性是决定脆断的重要因素。
(2) 将发生事故的船体分为三类，取样进行室温夏氏V型缺口冲击试验。
a. 裂纹起源板：只有10%的冲击值大于10，且没有超过11.4；
b. 裂纹通过板：30%的冲击值大于10；
c. 裂纹终止板：75%的冲击值大于10。
表明板材的缺口韧性与工程结构件抗裂纹形成和传播能力的相关性。
(3) 温度的影响：存在塑-脆转变温度。
2. 塑-脆转变温度：随温度下降，材料脆性增加，当T高于T k时，材料呈韧
性状态，反之，当T低于T k时，材料呈脆性状态。
T k为塑—脆转变温度
六、强化
1. 材料强化的类型：主要有晶界强化、固溶强化、位错强化、沉淀强化和弥散强化、相变强化等。
2. 强化机制：
(1) 晶界强化：
晶界分为大角度晶界(位向差大于10o)和小角度晶界(亚晶界，位向差1~2o)。晶界两边相邻晶粒的位向和亚晶块的原子排列位向存在位向差，处于原子排列不规则的畸变状态。晶界处位错密度较大，对金属滑移(塑性变形)、位错运动起阻碍作用，即晶界处对塑性变形的抗力较晶内为大，使晶粒变形时的滑移带不能穿越晶界，裂纹穿越也困难。因此，当晶粒越细，晶界越多，表现阻碍作用也越大，此时金属的屈服强度也越高。
方法：
根据晶界强化的原理，在热处理工艺方法上发展了采用超细化热处理的新工艺，即细化奥氏体(A)晶粒或碳化物相，使晶粒度细化到十级以上。由于超细化作用，使晶界面积增大，从而对金属塑性变形的抗力增加，反映在力学性能方面其金属强韧性大大提高。
如果奥氏体晶粒细化在十级以上，则金属的强韧性将大大提高，为达此目的，现代发展的热处理新技术方法有以下三种。
①利用极高加热速度的能量密度进行快速加热的热处理。
由于极高的加热能量密度，使加热速度大大提高，在10-2~1s的时间内，钢件便可加热到奥氏体(A)状态，此时A的起始晶粒度很小，继之以自冷淬火(冷速达104℃/s以上)，可得极细的马氏体(M)组织，与一般高频淬火比较硬度可高出Hv50，而变形只有高频淬火的1/4~1/5，寿命可提高1.2~4倍。
②利用奥氏体(A)的逆转变
钢件加热到A后，淬火成M，然后快速(20s)内重新加热到A状态，如此反复3~4次，晶粒可细化到
13~14级。
③采用A-F两相区交替加淬火
采用亚温淬火(F+A双相区加热)，在提高材料强韧性的同时显著降低临界脆化温度，抑制回火脆性。在A-F两相区交替加热，可使A/F相界面积大大增加，因而使奥氏体形核率大大增多，晶粒也就越细化。
(2) 固溶强化：
是利用金属材料内部点缺陷(间隙原子置换原子)对金属基体(溶剂金属)进行强化。它分为两类：间隙式固溶强化和置换式固溶强化。
a. 间隙式固溶强化：原子直径很小的元素如C、N、O、B等，作为溶质元素溶入
溶剂金属时，形成间隙式固溶体。C、N等间隙原子在基体中与“位错”产生弹性交互作用，当进入刃型位错附近并沿位错线呈统计分布，形成“柯氏气团”。当在螺型位错应力场作用下，C、N原子在位错线附近有规则排列就形成“snock”气团。
这些在位错附近形成的“气团”对位错的移动起阻碍和钉扎作用，对金属基体产生强化效应。
(奥氏体是C在面心立方晶格的γ-Fe中的间隙固溶体，其最大溶解度为2.06wt.%，铁素体是C在体心立方晶格的α-Fe中的固溶体，其最大溶解度只有0.02wt.%。)
b. 置换式固溶强化：置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是球面对称的，
固溶效能比间隙式原子小(约小两个数量级)，这种强化效应称为软硬化。形成置换式固溶体时，溶质原子在溶剂晶格中的溶解度同溶质与溶剂的原子尺寸、电化学性质等因素密切相关，当原子尺寸愈接近，周期表中位置愈相近，其电化学性质也愈接近，则溶解度也愈大。由于溶质原子置换了溶剂晶格结点上的原子，当原子直径存在差别就会破坏溶剂晶格结点上原子引力平衡，而使其偏离原平衡位置，从而造成晶格畸变，随原子直径差别增加，造成的畸变程度愈大，由此造成的强化效果更大。
方法：
A固溶强化：C原子在面心立方晶格中造成的畸变呈球面对称，所以C在A中的间隙强化作用属于弱硬化。置换原子在A中的强化作用比C原子更小。
固溶强化是钢铁材料主要强化手段之一，其基本内容可归纳为两点：
①间隙式固溶强化对F基体(包括M)的强化效能最大，但对韧性、塑性的削弱也很显著；②置换式固
溶强化对F强化作用虽然比较小，却不削弱基体的塑性和韧性。
(3) 位错强化：
金属晶体中的位错是由相变和塑性变形引入的，位错密度愈高，位错运动愈困难，金属抵抗塑性变形的能力就愈大，表现在力学性能上，金属强度提高，即当造成金属晶体内部位错大量增殖时，金属表现出强化效果。理论研究同时也说明：制成无缺陷，几乎不存在“位错”的完整晶体，使金属晶体强度接近理论强度，则会使金属强化效果表现得更为突出。因此，金属有两种强化途径：一是对有晶体缺陷的实际金属，即存在位错金属，可以通过位错增殖而强化，二是制成无晶体缺陷的理想金属，使晶体中几乎不存在位错，则金属强化效果会更大。
方法：
通过冷加工变形或相变，使“位错”增殖，一般退火态金属“位错”密度在106~108cm/cm3表现强度、硬度较低，塑性较好，当冷加工变形后，其“位错”密度可达1011~1012 cm/cm3。此时，强度、硬度大为提高，而韧性却下降，即“加工硬化”现象。生产上对不易用热处理强化的金属如低C钢、纯铁、Cr-Ni不锈钢、防锈钢、紫铜等可用冷轧、拔、挤等工艺来达到强化效果，而对可用热处理强化处理的钢，则采用
相变的办法，如淬火，使组织中“位错”增殖，达到强化效果。
(4) 沉淀与弥散强化：
本质上有两种途径：一是第二相质点沉淀时，沉淀相在基体中造成应力场，应力场和运动“位错”间交互作用使基体强化；二是第二相质点和基体处于共格和半共格状态时，质点周围有一个高能区，具有很大的弹性畸变，致使强度、硬度急剧增加而强化，其强化效应可总结为：a. 沉淀相的体积比越大，强化效果越显著，要使第二相有足够的数量，必须提高基体的过饱和度；b. 第二相弥散度越大，强化效果越好，共格第二相比非共格第二相的强化效能大；c. 第二相质点对位错运动的阻力越大，强化效果也越大。
方法：
金属合金的时效强化是由于弥散的新相的析出引起硬度升高，其过程可用下式表达：
过饱和α固溶体→饱和α固溶体+析出相
所以，时效的实质是过饱和固溶体的脱溶沉淀，时效硬化即脱溶沉淀相的引起的沉淀硬化，因只有析出相十分细小时才有显著的硬化效果，故沉淀硬化又称弥散硬化。
目前在钢铁和有色合金中的许多热处理工艺就是基于上述途径而达到强化效果。(1)自然时效——室温下放置产生的时效，人工时效——加热到室温以上某一温度进行的时效；(2)马氏体回火析出ε、π、θ等碳化物的过程也称脱溶分解过程，如A-M沉淀硬化不锈钢，M沉淀硬化不锈钢都是在最后形成M的基础是经时效处理，在M基体上析出金属间化合物相，产生沉淀强化的；(3) 过饱和固溶体的脱溶分解，是许多有色金属热处理强化的一个主要途径，如Al-Ag、Al-Cu、Cu-Be等合金。
(5) 相变强化：
相变过程中往往伴随体积的变化，引起基体微结构的调整，强度提高。此外，金属中的马氏体相变和贝氏体相变均引起强度的提高，主要是由于位错密度增大，马氏体屈服强度升高，促使材料的强度提高。
3. 强化措施：
(1) 塑性变形；(2) 热处理；(3) 加入第二相；(4) 合金化。
七、韧化
各类材料的韧性与结构参量间的关系，具有共性的，有如下四项措施：
1. 细化——细化晶粒或各种显微组织；
2. 纯化——尽量降低材料中有害杂质的含量；
3. 球化——球化脆性第二相粒子，减少应力集中系数；
4. 复化——引入韧性较好的不连续组元，对于裂纹扩展，可以起到如下一
些有益的作用：
(a) 裂纹遇到韧性相，由于韧性相不易解理断裂，而塑性变形又要消耗较大能量，
因而阻止了裂纹扩展；
(b) 裂纹遇到韧性相，由于直接前进受阻，被迫转向，消耗能量，提高韧性；
(c) 复合结构，如多层板，可以使各层在平面应力下工作，从而提高韧性。
第二讲断裂过程分析
断裂的全过程包括裂纹的形成和伸展，当裂纹尺寸和外加应力的组合达到临界值，断裂便会发生。
一、裂纹形成的断裂理论
晶体的滑移是位错在滑移面上的
运动引起的。这些位错遇到障碍物(如
晶界)，便会堆塞，这些堆塞的位错数
(n)增加时，便会产生足够大的应力而
形成裂纹。
图中，n个堆塞位错(柏氏矢量为
b)，形成[001]裂纹，其长度为2c，可
以看作具有柏氏矢量为nb的大位错，
其能量U包含四项：
(1) 大位错的弹性应变能；
(2) 表面能；
(3) 形成裂纹所松驰的弹性应变能；
(4) 形成裂纹时，外加应力σ所作的功。
通过计算，裂纹失稳扩展满足：σnb≥2γ(γ为比表面能)
进一步计算nb，结合Hall-Petch公式，得：
(σi d1/2+k y)k y’≥2μγ(μ为切变模量)
可以看出，为使裂纹不易形成，可以采用：
(1) 提高μ及γ；(2) 降低σi、d、k y及k y’。
二、裂纹伸展的断裂理论及途径
对于金属及合金而言，一般具有较高的断裂韧性，其宏观断口呈纤维状，微观断口呈韧窝状，且微孔都伴随着第二相。这种断裂方式包含如下四步：
(1) 基体的塑性变形；
(2) 在基体和第二相界面或第二相本身开裂，形成微孔；
(3) 微孔长大；
(4) 微孔间金属撕裂，使微孔聚合，从而裂纹伸展。
1. 沿晶断裂及晶粒度：
(1) 杂质含量对沿晶断裂及断裂韧性的影响；
杂质元素偏聚于晶界，往往会降低晶界能，从能量分析，若沿晶断裂时没有塑性变形，则断裂能U F=2γs-γb，式中γs和γb分别是表面能和晶界能，杂质的偏聚，γs的降低远大于γb的降低，产生脆化，断裂强度及应变均下降。
(2) 晶界对于力学过程和力学性能的影响。
晶界两边的晶粒取向不同，因而晶界是原子排列紊乱的区域，其位错结构比较复杂，当变形由一个晶粒横过晶界达到邻近晶粒时，穿过复杂位错结构的晶界比较困难，而穿过后，滑移方向要改变，这种形变过程要消耗较大的能量，因而起到强化和韧化的作用。晶粒愈小，则晶界面积愈大，这种强化和韧化作用也愈
大。
此外，晶界偏聚了杂质，降低了晶界能，从而易于沿晶断，但通过细化晶粒，增加了单位体积内的晶界面积，则在杂质含量相同的情况下，单位晶界面积偏聚的杂质量也会相应减少，从而会减小脆性。
同时，还应注意到，晶粒度对断裂韧性的影响，是随断裂途径和方式的不同而有差异的，有时还会出现晶粒增大反而使断裂韧性提高的异常现象。 对于结构材料，各种强化措施的关系式为：
固溶强化：c s ∝?σ (1)
加工强化：ρσ∝?s (2)
细晶强化：2/1-+=d k y i s σσ (3)
弥散强化：T
s d b μσ2.1=? (4) 式中：c 是溶质原子的原子%，p 是位错密度，d T 是第二相颗粒间平均距离。这些强化措施在提高强度的同时，韧性也会发生变化：细晶强化，可以提高强度，也会提高韧性，但其它强化措施，在提高强度的同时，往往是韧性下降。
2. 脆性相：
多相合金含有基体和第二相，单相合金中的夹杂物也是第二相，相对于基体而言，第二相较脆，叫作脆性相，另一些较韧，叫作韧性相。
2.1 几何学因素：
D ——第二相颗粒的平均直径； d T ——第二相颗粒间的平均距离；
f V ——第二相的体积分数； N S ——单位面积上第二相颗粒数； N V ——单位体积内第二相颗粒数； V ——每颗第二相颗粒的体积=πD 3/6 K IC =[2E σs (π/6)1/3D]1/2 f V -1/6
从式中可以得出，材料越纯，即f V 愈小，则K IC 值愈高，因此，纯化是广泛采用的提高断裂韧性的途径。
脆性相对于金属解理断裂的影响：
(1) 少量的塑性变形若能使脆性相断裂或与基体分开，则就会产生裂纹，降低断裂强度；脆性相愈大，则这种降低愈多。
(2) 晶界总会沉淀脆性相，从而可以阻止晶界区的塑性松驰，起到硬化作用。这种硬化可以通过位错堆塞机理在晶界产生裂纹而降低韧性。
(3) 晶内脆性相，如排列较密，则可缩短位错堆塞距离，使解理断裂不易发生，从而可提高解理断裂强度；也可阻止裂纹伸展，并使裂纹尺寸限于颗粒间距，从而提高解理断裂强度。
(4) 脆性相也可通过影响晶粒度而间接地影响韧性，脆性相大小对于晶粒度有不同的影响。
脆性各种几何学参量对于韧性的影响：
(1) 含量(f V )——一般说来，f V 愈高，则塑性和韧性愈低。
(2) 大小(D)——D愈大，韧性下降愈多。极细小的脆性相，反而能提高抗解
理断裂的韧性。
(3) 间距(λ)——韧断时，λ愈大，则韧性愈高，解理断裂时则相反，λ愈
小，韧性反而愈高。
(4) 形状——球形时，韧性最高，尖角状时，材料的韧性下降较多，夹杂物
沿纵向的总长度愈大，则横向韧性愈差；
2.2 化学因素：
(1) 与基体结合弱的脆性相——如粉末冶金制备金属—氧化物制品中的氧化物、夹杂物，少量的应变会使所有的界面形成孔洞，第二相的体积分数(f V)约等于开裂的第二相体积分数(f c)，即f c≌f V；
(2) 与基体结合强的脆性相——在热处理过程中沉淀出来的强化相，随应变的增加，形成孔洞的颗粒数逐渐增加，即f c (3) 与基体结合强的韧性相——如合金结构钢中的残余奥氏体，f c< 为了提高材料的韧性，一方面要降低非金属夹杂物的含量，另一方面要选择细小而与基体结合强的沉淀相。 2.3 力学因素： 同是脆性相，脆性仍有差异。塑性较好而与基体结合又较弱的第二相，在形变过程中，较早地在基体与第二相的界面开裂；塑性较差与基体结合又稍强的第二相，在形变过程中，应力集中到一定程度，可使第二相本身解理断裂或破碎。脆性相的高温塑性，明显影响脆性相的形状，如MnS有较好的高温塑性，因而在热加工过程延展成条状，严重地降低了钢材的横向塑性和韧性。 3. 韧性相： 3.1 韧性相的作用 (1) 裂纹伸展遇到韧性相，由于韧性相不易解理断裂，而塑性变形又要消耗较大能量，因而裂纹伸展受到阻碍； (2) 裂纹伸展遇到韧性相，由于直接前进受阻，被迫改变阻力较小及危害性较小的方向，例如分层，从而松驰能量，提高韧性； (3) 复合结构如多层板，可以使各组元在平面应力状态下分别承担负荷，平面应力下的断裂韧性比平面应变下的断裂韧性要高。 3.2 复相合金 对具有多形性转变的合金，进行适当的合金化和热处理，可以获得复相合金。复相合金中同样存在着韧性相和脆性相，其中韧性相对提高复相合金韧性有着较大的作用。(如钢中的A相，对钢韧性的提高有显著作用) 对于图中复相合金中的裂纹，要阻止其伸展，韧性相不仅要有足够的韧性，还必须有足够的厚度(x)，即图中的裂纹张开位移2V x必须小于脆性相的临界裂纹张开位移2V M1*，才能阻止裂纹继续伸展，因而x必须足够大，才能满足这个条件。 为了应用第二相来提高合金的 韧性，采用能量分析方法，从形变和 断裂的物理图象来理解韧化的措施。 假定应力场与第二相尺寸(a)在相同 的数量级，裂纹的尺寸也与a 近似相等，则第二相开裂的条件是：232 2)(a a E q γσ= 式中：q 是平均的应力集中系数，σ是断裂第二相所需的应力，因此： 2/1)2(1a E q γσ= 第二相愈大或易于解理断裂的脆性相，所需σ较小。若a 很小，则即使是脆性相，也不易开裂，位错可在它们之间弯曲而过，消耗较多的能量，从而可以提高韧性。 若第二相易于变形，则上式应该加上塑性变形功(U p )；若用W p 表示单位体积的塑性变形功，则能量平衡条件为： p U a a E q +=232 2)(γσ 在一般情况下，U p >>2γa 2，故： 2/1)(1p EW q ≈σ 对于不开裂的第二相，W p 愈大，则变形所需的σ愈大，因而韧性愈高，在此情况下，韧性与第二相的尺度无关。 3.3 复合材料 一、界面结合强度对裂纹伸展的影响： 界面垂直于原始裂纹的情况下， (a) 如果界面的结合很弱，则界面开裂，产生 二次裂纹，使原始裂纹伸展受阻，并且松驰了 应力，可以提高韧性，但材料的强度低； (b) 如果界面的结合合适，材料的强度也较合 适，则二次裂纹形成较晚，有利于提高韧性； (c) 如果界面的结合很强，则在原始裂纹穿过 界面后再形成二次裂纹，韧化效果较差。 以上的“分层”效应，是提高复合材料韧性的主要原因。垂直于材料横断面的两种分层取向，对提高韧性均有利： (a) 阻止裂纹伸展取向——分层使裂纹钝化，抑制解理断裂，松驰三向应力； (b) 划分裂纹伸展取向——将主裂纹划分成许多小裂纹，同样可松驰三向应力，抑制解理断裂。 二、复合材料断裂韧性高的原因： 复合材料中总含有高强度的脆性组元 来保证所需强度，第二个组元可以是韧性相，也可仍然是脆性相。 (1) 复合材料的共性是含有结合强度与脆性相和韧性相不相同的“界面”，界面的分层，可以松驰应力，使裂纹钝化或转向，需消耗能量，从而提高韧性。从这个意义上说，界面也是韧性相，分层效应是提高材料韧性的原因之一； (2) 若第二相是韧性组元，则它在断裂时，有大量的塑性变形，需要消耗能量，这是复合材料韧性提高的又一重要原因； (3) 界面分层，使脆性第二相脆断时，要重新形核，使韧性的第二组元塑性变形也要消耗能量，因而第二相可以起到钉扎作用，这是复合材料韧性提高的第三个原因。 4. 基体： 裂纹主要是在基体中伸展，因而基体中的力学参量和组织结构特征，显然会影响裂纹伸展途径，从而会改变多晶金属材料的断裂韧性。第二相分割了基体，在外力作用下，金属材料的整体形变和断裂，也会发生变化。 第三讲各种强韧化机制 提高材料的断裂能相当于为裂纹扩展设置较高的势垒，在裂纹扩展过程中，任何为断裂能的提高做出贡献的能量耗损机制都有助于提高材料的韧性。 §1 第二相颗粒强韧化 根据第二相颗粒的性质、大小、来源等情况，可以将第二相颗粒强韧化分为相变第二相颗粒、非相变第二相颗粒、表面改性第二相颗粒、纳米第二相颗粒、原位合成第二相颗粒等增韧补强。 一、相变第二相颗粒增韧补强 材料的断裂过程要经历弹性变形、塑性变形、裂纹的形成与扩展，整个断裂过程要消耗一定的断裂能。因此，为了提高材料的强度和韧性，应尽可能提高其断裂能。对金属而言，塑性功是断裂能的主要组成部分，由于陶瓷材料主要以共价键和离子键键合，多为复杂的晶体结构，室温下可动位错的密度几乎为零，塑性功很低或为零，需寻找其他的强韧化途径，相变第二相颗粒增韧补强即是途径之一。 启示：部分稳定的ZrO2(PSZ)比全稳定的ZrO2具有好的力学性能。 从高温到室温，ZrO2经历：立方(c)→四方(t)→单斜(m)，体积也发生变化，t→m发生5%的膨胀。一般情况下发生c→t的相变温度为2600K，t→m的相变温度需1400K，当加入其它稳定剂后，可使相变温度大大降低，如果适当控制原料粒径、加热和冷却等因素，则可使其高温相部分地亚稳于室温，形成部分稳定的ZrO2，即PSZ。这种部分稳定的氧化锆及氧化锆弥散陶瓷遇到外力作用时，在裂纹尖端应力场的作用下再发生相变以消耗能量，则可以大幅度地提高强度和韧性。这就是应力诱性相变SIPT和相变韧化PTT或相变诱发韧性PTIT。 1.1 相变增韧 这种理论认为，在裂纹尖端应力场的作用下，弥散于基体中的t-ZrO2粒子发生t→m转变而吸收能量，从而提高断裂韧性和强度。 a. 微观理论：t-ZrO2粒子发生t→m相变引起残余应力而抑制裂纹张开， 松驰裂纹尖端的应力集中，改变其应力强度，使应力强度因 子降低。 b. 影响相变的因素：能量条件——t是高温稳定相，m是低温稳定相，在低 于相变温度的条件下，由于受基体的抑 制，未转化的t得以保持其界面的稳定， 一旦基体的约束力在外力作用下得到减 弱或消失，就由t→m。单位体积的ZrO2 颗粒数的总能量相当于ZrO2相变引起的界面 能变化，即除了考虑相变前后的自由能差、 弹性应变能变化及外应力支付的能量平衡 外，还需顾积m相与基体间的界面能和t相 与基体间的界面能之差。 临界直径——给定直径D的ZrO2粒子相变的能量条件 为：(△G chem-△U T-△U a)≥△S/D D越小，由于单位体积的ZrO2粒子比表 面积越大，则其△S(单斜相与基体间的 界面能和四方相与基体间的界面能之差) 也越大，等式右边的相变势垒就越高，即 四方ZrO2相更能保持其界面状态，直到 更低的温度才转化为单斜相。 1.2 微裂纹增韧 不同的ZrO2颗粒各有其相应的相变温度T MS，并有其相应的膨胀程度。ZrO2颗粒愈大，其相应的相变温度愈高，膨胀也愈大。这种体积膨胀可以在主裂纹尖端过程区诱发弹性压应变能或激发产生显微裂纹，从而提高断裂韧性和强度。 a. 微观理论：在微裂纹发生时，伴随着弹性模量和应力场强度因子的变化， 即使仅发生不伴随相变区的前沿区，也可以由屏蔽机理达到韧 化。①克雷赫等认为在主裂纹尖端过程区存在与其平行的显微 裂纹，断裂韧性即等于与裂纹扩展相联系的临界释放率。②克 劳森等认为非稳定化的ZrO2粒子直径D>D c(临界直径)时，会 引起显微裂纹，在这些裂纹没有互相连接之前，K IC与显微裂 纹的密度成正比，一旦相互连接，则导致韧必下降。③表面压 应力理论认为，机械加工或热处理使表层组织发生变化(如t →m)，从而引起表面压应力，阻止裂纹的产生和扩展，使韧 性和强度得到改善。④裂纹转向及分支理论认为，由于ZrO2 粒子的存在，使裂纹扩展路径曲折并分叉成许多小裂纹，吸收 更多的能量，从而使断裂韧性和强度提高。 b. 控制原则：①控制ZrO2弥散粒子的尺寸D。 由于相变温度随D的减小而下降，所以大颗粒ZrO2首先在高温发 生相变，在温度达到高温相变温度(1150℃左右)，所有D>D H(相变临界 颗粒直径)的ZrO2颗粒都发生相变，这一阶段的相变是突发性的，微裂 纹的尺寸也较大，可导致主裂纹扩展中的分岔，对韧性提高作用较小。 当D处于室温相变临界颗粒直径D R和D H之间即D R 含有相变诱发微裂纹，材料韧性提高，但强度下降。当D 变诱发微裂纹，而是存储着相变弹性压应变能。当材料随了适当的外 加应力，克服了相变应变能对主裂纹扩展所引起的势垒作用，t→m， 并相应诱发出极细小的微裂纹。由于相变弹性应变能和微裂纹作用 区共同作用，材料的韧性有较大幅度提高，且强度也有提高。 ②控制ZrO2颗粒的分布状态。 当ZrO2弥散粒子的颗粒分布宽度较大，降温过程中持续的相变温度范 围必将较宽，相变诱发裂纹的过程相应复杂化，不同的颗粒范围有不同 的韧化机制，应要求减小颗粒的分布宽度。 ③最佳的ZrO2体积分数和均匀的ZrO2弥散程度。 体积分数的增长可提高韧化作用区的能量吸收密度但过高的含量将导 致微裂纹的合并，降低韧化效果，恶化材料性能，要求体积分数控制在 最佳值。同理，不均匀的弥散导致基体中局部ZrO2含量不足或过高， 因而均匀弥散是最佳ZrO2体积分数发挥作用的前提。 ④陶瓷基体和ZrO2粒子热膨胀系数的匹配。 二者的线膨胀系数之差必须很小，一方面能保持二者在冷却过程中的结 合力，另一方面能借t→m而激发微裂纹。 ⑤控制ZrO2基弥散粒子的化学性质。 改变化学组分可以控制相变前后的化学自由能差，调节相变动力。 ⑥控制ZrO2相变温度。 充分利用综合措施调整相变增韧陶瓷的ZrO2相变温度，使之在室温或 感兴趣的温度下实现t→m相变。 二、非相变第二相颗粒增韧补强 固体中裂纹扩展的临界条件是弹性应变能释放率等于裂纹扩展单位面积所需的断裂能。因此，凡影响这一平衡的因素均可改变材料的强度和韧性。在第二相颗粒与基体间不存在化学反应的前提下，第二相颗粒增韧补强作用主要源于颗粒与基体间存在的线膨胀系数a和弹性模量E之失配。 当△α>0时(△α=αp-αm)，σr>0(σr为基体中形成的径向正应力)，σ<0(σt为基体中形成的切向正应力)，第二相颗粒处于拉应力状态，基体处于拉t 伸状态，切向处于压缩状态，裂纹 倾向于绕过颗粒继续扩展前进。反 之，裂纹倾向于在颗粒处钉扎或穿 过颗粒。△α的存在所产生的应力 与第二相颗粒的粒径无关，但当粒 径大于某一临界值时，才会产生切 向微开裂(△α>0)或自发径向微开 裂(△α<0)。 2.1 应力诱发微开裂增韧 当△α>0，d 尖端由于外加应力的作用将出现一个微 开裂过程区，如图。 产生应力诱发调到开裂时第二相颗 粒存在最大粒径d c和最小粒径d min，当 d>d c时材料在从烧结温度冷却到室温T R 时将产生自发开裂，当d 应力不能在裂纹尖端诱发微开裂。 增加第二相颗粒的体积含量和粒径可以提高应力诱发微开裂的增韧效果，但过分增加容易导致微裂纹的连通，对材料强度不利。 2.2 残余应力场增韧 当d 偏转不同。同时，必须注意到，对于残余应力场增韧，第二相颗粒越粗越有利。 2.3 裂纹偏转与裂纹桥联增韧 裂纹偏转是指裂纹扩展过程中当裂纹前端遇上某显微结构单元时发生的倾斜和扭转，即裂纹在材料中呈锯齿状的扩展现象，是一种裂纹尖端效应。 发生裂纹偏转的主要原因有：第二相与基体弹性模量的差异、界面效应或热错配产生的内应力的影响，特别是内应力的不均匀性和界面等与裂纹的相互作用。如上图，在主裂纹尖端产生微裂纹时，微裂纹会与主应力轴垂直，随后微裂纹间又可能形成连接。在这种场合下，断裂后可以观察到裂纹的偏转，并使强度和断裂韧性发生变化。 裂纹桥联是一种裂纹尖端尾部效应，是发生在裂纹尖端后方由某显微结构单元连接裂纹的两个表面并提供一个使两个裂纹面相互靠近的应力，即闭合力，这样导致应力强度因子K随裂纹扩展而增加，如图。 当裂纹扩展遇到桥联剂时，桥联剂有可能穿晶破坏，如图中的第一个颗粒，也有可能出现互锁现象，即裂纹绕过桥联剂沿晶界(裂纹偏转)并形成摩擦桥，如图中的第二个颗粒；而第3、4颗粒形成弹性桥。 2.4 裂纹弯曲增韧 从右图中可以看出，当裂 纹扩展时，由于遇到强化相的 阻碍使尖端路径弯曲，从而提 高断裂韧性。 在该机理中，假定由于第 二相的存在使在材料中扩展 的裂纹尖端由直线变成曲线 是韧化的根本所在。由于第二 相的存在使裂纹从第二相突出。 2.5 延性颗粒增韧 在脆性材料基体中加入第二相延性颗粒能够显著提高材料的断裂韧性，其增韧机理包括由于塑性变形区导致的裂纹尖端屏蔽，主裂纹周围微开裂以及延性裂纹桥。 三、第二相颗粒强韧化复合材料的设计 1. 第二相颗粒的选择： (1) 与基体间的化学相容性与共存性 相容性主要是指所选择的第二相颗粒与基体间要有良好的润湿性，混合性，比较弱的扩散互溶和界面反应，这样才能保证复合材料具有适中的相界面结合强度。共存性主要指所选择的第二相颗粒与基体必须具有相对的化学稳定性，相互间不能发生激烈的化学反应和完全溶解现象，这样才能保持各自的优势，提高复合材料的性能。 (2) 与基体间的物理匹配与强化 不同相间的物理匹配对复合材料的性能产生很大影响，其中线膨胀系数及弹性模量的匹配程度影响最大。如果第二相颗粒与基体的线膨胀系数和弹性模量失配或易造成基体产生裂纹降低材料的强度，或易造成裂纹避开增韧颗粒而仅仅在基体中扩展，失去增韧作用。当第二相颗粒与基体的弹性模量相当时，若第二相颗粒的线膨胀系数小于基体的线膨胀系数，裂纹有可能沿两相界面偏转，也有可能穿过第二相，这取决于颗粒的表面能、粒径、形状、取向及两相界面结合状况，即便发生偏转，因偏转的程度较小，两相界面断裂能低于基体断裂能，增韧幅度较小。若第二相颗粒的线膨胀系数大于基体的线膨胀系数，只要第二相颗粒粒径小于引发周向微开裂的临界粒径，残余应力场的作用将使裂纹在基体内产生偏转，带来增韧效果。 (3) 与晶界相间的匹配性 晶界相的组成、结构、性质形状、分布状态对复合材料的性能影响较大，总的原则是保证两者间的化学与物理匹配性。 (4) 第二相颗粒的尺寸与数量 须满足颗粒尺寸效应。 1.强化金属材料的各种手段,考虑的出发点在于制造无缺陷的晶体或者制造位错运动的障碍 4.常见公式和相关计算题 公式一:霍尔-佩奇 d 21-0 s k +=σ σ 公式二:培莱-赫许公式ρ τ τ210 aGb += 题一:若平均晶粒直径为1mm 和0.04mm 的纯铁的屈服强度分别为100mpa 和250mpa,则平均晶粒直径为0,01mm 的纯铁的屈服强度为多少? 答:根据材料的屈服强度与晶粒尺寸的霍尔佩琪公式: d 21- s k +=σ σ 有: )(122 11 2 12 21121 1 s σσσσs s s d d d d ---+=- --- 所以:MPA 5.337)100250(1 110004 .001 .02 121s =---+=- - σ 题二:晶体滑移面上有一位错环,外力场在其柏士矢量方向的切应力为G 10 4 -= τ,柏士矢量 m 55.2b 1010 -?=此位错环在晶体中能扩张的半径为多大? 答:单位长度位错受力为: GN/m 55.255.2G b F 10101014 -10-4-?=??==τ 曲率半径为R 的位错因线张力而施加于单位长度位错线的力R 2G F b 2 ≈,当此力和外加应力 场对位错的力相等所对应的R 就是此位错环在晶体中能扩张的半径,所以: m GN /55.22R G 10b 14 2 -?=,即m 275.1R 106 -?= 5.合金强化包括固溶强化和沉淀相颗粒强化 6.陶瓷材料韧化机制为相变增韧和微裂纹增韧 7.位错在金属晶体中收到这些阻力: 8.复合材料的增韧机制有: 9.高温时细晶材料比粗晶材料软,与常温时的细晶强化作用相反.高温时可利用定向凝固来增大颗粒,而通过机械震动,添加不溶杂质,增加过冷度来细化晶粒 10.细晶强化能增大材料的韧性的原因是:晶粒越细,单位体积内晶粒越多,形变时同样的形变量分散到更多的晶粒中,产生均匀形变而不会产生应力集中,引起裂纹的过早产生和发展 11.弹性模量大一般强度和脆性大,弹性模量小不意味着不易变形,例如橡皮筋弹性模量较小但是变形大,因为机制不同 12.加工硬化应力-应变曲线一般有三个阶段:易滑移阶段,线性硬化阶段,抛物线硬化阶段 13.加工硬化原理类似与位错强化机制,是金属形变后的位错密度增加,起到了强化作用 14.形变后的屈服应力称为流变应力 15.替换式固溶强化作用小于填隙式固溶强化,但在高温时变得较为重要 16.可变形微粒的强化作用为切割机制,适用于第二相粒子较软并与基体共格的情形;不可变形微粒的强化作用为奥罗万机制（位错绕过机制）,适用于第二相粒子较硬并与基体界面为非共格的情形。 17.高聚物的强化方法： （1）引入极性基 链上极性部分越多，极性越强，键间作用力越大； （2）链段交联 随着交联程度的增加，交联键的平均距离缩短，使材料的强度增加； （3）结晶度和取向 高聚物在高压下结晶或高度拉伸结晶性高聚物，可使材料的强度增加； 【材料的强韧化与断裂】复习思考题 1、什么是弹性对称面和弹性主轴？假设一弹性体只有一个下xoy弹性对称面，请推导出其刚度矩阵表达式。 2、对均匀各向同性体，有哪些经典宏观强度理论？其适用范围如何？为什么？ 3、在材料强度分析中有哪几种常用的统计分布函数 4、如何应用Peach-Koehler公式计算平行位错之间的弹性交互作用力？ 5、位错有哪些典型组态？层错的宽度主要取决于什么？它对塑性变形有什么影响？ 6、溶质原子与位错有哪几种基本交互作用？哪种交互作用最强烈？ 7、简要说明应力场强度因子、裂纹扩展能量释放率、J积分和裂纹尖端张开位移的概念与意义，以及它们在线弹 性状态下的相互关系？ 8、复杂裂纹状态下的断裂判据是什么？ 9、裂纹尖端塑性区对断裂有何影响？金属材料的强度与断裂韧度有什么关系？ 10、在起始塑性变形阶段，位错之间的相互作用有哪几种基本类型？位错平衡间距（自由程）与位错密度有什么关 系？ 11、什么是可逆流变应力和不可逆流变应力？不同温度下的可逆流变应力有什么关系？？ 12、加工硬化的本质是什么？有哪些基本理论？ 13、简述细晶强化的效果及原因。 14、什么是固溶强化？固溶强化有哪些主要机制？ 15、氮（N）原子在α-Ti和α-Fe中形成的Cottrell气团有何差异？ 16、什么是时效硬化？什么是弥散硬化？两者有何区别？ 17、位错在何种情况下绕过颗粒，又在何种情况下切过颗粒？切过颗粒时的障碍力为多少？它可来自哪及个方面的 贡献？ 18、对于钢、硬铝和（α+β）钛合金，生产上最常采用什么强化工艺，其实质是什么？ 19、断裂类型有哪几种常见的分类方法？各有何特点？ 20、试用位错理论分析解理裂纹的萌生过程。 21、工程金属材料中裂纹萌生及裂纹扩展有什么规律？ 22、材料的本质韧、脆性与什么有关？ 23、在服役条件下，有哪些因素会影响材料的韧性？是如何影响的？ 24、金属材料有哪些基本的增韧方法？其原理是什么？ 25、在循环应力作用下，金属材料的微观结构有什么变化和特征？ 26、金属的组织特征对疲劳抗力有什么影响？ 27、什么是疲劳裂纹闭合效应？有那些裂纹闭合机制？ 28、什么是应变速率效应？ 29、在高速载荷下材料的变形有何特点？ 30、在高速载荷下材料的损伤和破坏有何特点？ 31、什么是迟屈服？ 32、金属的蠕变蠕变律和本构方程有什么特征？ 33、影响金属蠕变速率的因素有那些？ 34、金属蠕变机制有哪些？分别在什么条件下起主要作用？ 35、金属蠕变断裂与常温静载断裂有什么差别？ 1金属材料强韧化的目的和意义？ 目的：A.节约材料，降低成本，节约贵重的合金元素的使用，增加材料在使用过程中的可靠性和延长服役寿命。 B.希望所使用的材料既有足够的强度，又有较好的韧性，但通常的材料二者不可兼得。 意义：在于理解材料强韧化机理、组织形态、微观结构与金属的强度、韧性之间的确切关系，以便找出适宜的冶金技术途径来提高金属的强韧性，使之达到新的水平或研究出新的高强韧性的金属。这是一个具有重大的理论意义和经济价值的研究开发领域。理解材料强韧化机理，掌握材料强韧化现象的物理本质，是合理运用和发展材料强韧化方法从而挖掘材料性能潜力的基础。 2.金属材料强韧化的主要机制有哪些？ 1）物理强韧化：所谓物理强韧化是指在金属内部晶体缺陷的作用和通过缺陷之间的相互作用，对晶体的力学性能产生一定的，进而改变金属性能。 2）化学强韧化：化学强韧化是指是元素的本质决定的因素以及元素的种类不同和元素的含量不同造成的材料性能的改变。 3）机械强韧化：就是除了结构、尺寸、形状方面的机械原因外，主要指界面作用造成的强韧化。 4）复合组织强韧化：即两种或两种以上的金属组织复合在一起，其中有的组织强度比较高，有的组织韧性比较高，复合后起到了既提高强度有提高韧性的作用。 3.如何理解强化和韧化的关系 强度是是在给定条件（温度/压力/应力状态/应变速率/周围介质）下材料达到给定变形量所需要的应力，或材料发生破坏的应力，研究变形及断裂是研究强度的重要手段和过程。 韧性是断裂过程的能量参量，是材料强度与塑性的综合表现，它是材料在外加负荷作用下从变形到断裂全过程吸收能量的能力，所吸收的能量愈大，则断裂韧性愈高。 一般情况下，材料的强度和韧性是不可兼得的，在提高金属材料强度的同时塑性必然会下降，反之，在改善金属的塑性的同时，强度也会下降。目前，晶粒细化是提高金属强韧化的有效方法，金属的晶粒变细后，强度提高，韧性又不显著降低。 4.试举出3种最新强韧化技术方法的例子。 1）细晶强化：它是常温下一种有效的材料强化手段。细化晶粒可以提高金属的强 陶瓷材料的成型方法（一） 陶瓷材料已经成为我们生活中一个智能更要的工具了，在现代陶瓷材料的生产中，常用的成型方法有挤制成型、干压成型、热压铸成型、注浆成型、轧膜成型、等静压成型、热压成型和流延成型等。 1．挤制成型 挤制成型主要用于制造片形、棒形和管形制品，如电阻的基体蜂窝陶瓷载体的陶瓷棒、陶瓷管等陶瓷制品。该成型方法生产效率高，产量大、操作简便，使用的挤压机分卧式和立式两种。配料中新土含量较大时，成型的坯料一般不加黏合剂，配料经过真空练泥、闲料后即可用于挤制成型。坯料中一般含水量为16％一25％。配料中含茹土少或不含教土时，将均匀混合了熟合剂的粉料经真空练泥和闲料后，再用于挤制成型。挤制成型的氧化铝瓷球常用的教合剂有糊精、桐油、甲基纤维素(MC)、羧印基纤维素、泽丙基甲基纤维素(HPMC)和亚硫酸纸浆废液等。 挤制资管时应注意防止坯体变形，管的外径越大，壁越薄，机械强度越差，越容易变形。 2．干压成型 干压成型是最常用的成型方法之一，适用于成型简单的瓷件，如圆片形等，对模具质量的要求较高。该方法少产效率高， 易于自动化，制品烧成收缩率小，不易变形。干压成型方法所用坯料的含水量一般控制在4％一8％左右。干压常用熟合剂主要有聚乙烯醇(PVA)水溶液、石蜡、亚硫酸纸浆废液等。通常配料中黏合剂的加入量为：聚乙烯醇水溶液3％一8％、石蜡8％左右、亚硫酸纸浆废液10％左右。 干压成型是利用模具在泊压机上进行的。干压成型的加压方式有单面加压和双面加压两种。直接受压一端的压力大，坯体密度大；远离加压一端的压力小，密度小。金属填料的双面加压时坯体两端直接受压，两端密度大，中间密度小。造粒料并加润滑剂时，双面加压的尔意图，坯体密度非常均匀。成型压力的大小直接影响资体的密度和收缩率。如某BaTiO3系资料，外加5％聚乙烯醇水溶液造粒，在相同烧成条件下，成型压力为0.5MPa时，收缩系数为1.15—1.16；成型乐力为0.6MPa时，收缩系数为1.13—1.14；成型压力为0.7MPa时，收缩系数为1.11-1.12；成型压力为0.8MPa时，收缩系数为1.03。 原文链接：https://www.docsj.com/doc/cf3122430.html,/new/View_73.html版权所有，转载请以链接形式注明作 者及原始出处。 本站关键词：防腐施工、陶瓷防腐、化工填料、蜂窝陶瓷、 第十章材料的强韧化 第一节材料强化基本原理 结合键和原子排列方式的不同，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。通过改变材料的内部结构可以达到控制材料性能的目的。不同种类的材料，提高其强度的机理、方法也不同。 一、金属材料的强化原理 纯金属经过适当的合金化后强度、硬度提高的现象， 称为固溶强化。其原因可归结于溶质原子和位错的交互作 用，这些作用起源于溶质引发的局部点阵畸变。固溶体可 分为无序固溶体和有序固溶体，其强化机理也不相同。 （1）无序固溶强化固溶强化的实质是溶质原子的 长程应力场和位错的交互作用导致致错运动受阻。溶质相 位错的交互作用是二者应力场之间的作用。作用的大小要 看溶质本身及溶质与基体之间的交互作用，这种作用使位 错截交成弯曲形状。如图10—l所示． 图中的A、B、C表示溶质原子强烈地钉扎了位错。 x—x＇，A未被钉扎的乎直位错线，被钉后呈观曲线形状。 处于位错线上的少数溶质原子与位错线的相互作用很强， 这些原子允许位错线的局部曲率远大于根据平均内应力 求出的曲率。钉扎的第一个效应就是使位错线呈曲折形 状。相对于x—x＇的偏离为x在受到垂直方向的外加切应力τ作用下，由于B点位错张力的协助作用，将使ABC段位错移到AB＇C，在B＇处又被钉扎起来。位错之所以能够这样弯曲，其原因是因位错长度的增加而升高的弹件能被强钉扎所释放的能量抵偿旧有余，位错的弹性能反而有所降低．位错经热激活可以脱钉，因而被钉扎时相对处于低能态。在切应力τ的作用下，ABC 段移动到AB＇C．ABC和AB＇C是相邻的平衡位置，阻力最大在位错处于中间位置AC时产生，外加切应力要克服这样的阻力方可使位错移动。若AC≈2y，ABC比2y略大，近似地当作2y。由ABC变为AC方面要脱钉需要能量，另一方面要缩短位错长度释放能量。总共需要 式中：Eb是位错脱扎所需能量；EI为单位长度位错由于加长而升高的能量，EI与Eb相比小而略去。由ABC 变为AC，平均位移为x/2，外加切应力需要做功为τb(2y)·x/2，故 材料强韧化处理教师：赵满秀博士 摘录：李丹彭凤仇才君 教学内容： ①有关材料的强化和韧化的基本原理 ②材料表面强化（重点） 目录 第一部分材料的强化和韧化的基本原理 第一章材料的强韧化基本原理 一、金属材料强韧化的意义 ①通过强化处理可以优化材料的力学性能指标，充分挖掘材料的潜力。 ②工作表面通过表面强化处理，增加耐磨性、耐蚀性、疲劳强度，提高工件使用寿命。 综上所述，材料的强韧化处理就是在保证材料的强化的同时，尽量提高材料的韧性。 二、实现钢铁材料强韧性的两个阶段 1、液态阶段（炼钢者研究的重点） 方法：细化晶粒、纯洁钢材、合金化 （1）、细化晶粒 方法：①快速冷却（增大过冷度）；②加变质剂：减少表面能，提高形核率；抑制晶粒长大；③震动搅动：机械形核；④合金化（用Al、Nb、Ti脱氧）：氧化物熔点高，成为非均匀形核的核心，增加形核率。 Al脱氧的原因：Al与氧的结合力强，生成高熔点的氧化物，成为非均匀形核的核心，提高形核率，细化晶粒。 钢铁冶炼的最后阶段：①脱氧：加Al、Mg、Si与O结合，细化晶粒；②合金化。 （2）纯洁钢材：如模具、刀具（含C 量高、耐磨、高纯净） 方法：去除有害元素S 、P 、O 、H ；去除氧化物、氯化物、硅酸盐；去除有害气体。 2、固态阶段 对于固体材料为提高材料的强韧化，常采用常规热处理或者形变两大方法，也可以通过表面强化提高表面强度。 （1）、常规热处理方法：正火、退火、回火、淬火（时效强化、固溶强化、细晶强化、第二相粒子强化） （2）冷变形强化机理：塑性变形使位错密度增加，位错运动受阻。 （3）热加工强化的原因：能焊合某些缺陷、破碎粗大组织、形成纤维组织。 常规热处理与形变工艺如下所示： ?????? ? ? ? ? ?? ? ?????? ???????? ?????????????? ????热挤压热轧 热锻热加工挤压滚压喷丸冷变形形变淬火回火退火 正火常规热处理诱发M 相变，产生孪晶，提高硬度 三、强化的两个途径 1、晶体的理论强度和实际强度 陶瓷材料的强韧化方法概述 鉴于本人在研究生阶段的研究方向与陶瓷材料有关，故本篇所选择的主要内容为陶瓷材料的强韧化方法。 与传统材料相比陶瓷材料具有耐高温、耐腐蚀、耐磨损等优异特性，但它也存在脆性大、易断裂的缺点，从而大大限制了陶瓷材料在实际生产中的应用。因此改善陶瓷材料的脆性、增大强度、提高其在实际应用中的可靠性成为其能否广泛应用的关键。近年来，陶瓷材料的强韧化课题已经受到国内学者的高度重视。目前已有的强韧化主要措施如下所述。 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t-ZrO2粒子，这会促发t-ZrO2粒子向m-ZrO2的相变，由此产生的相变应力又会反作用于裂纹尖端，降低尖端的应力集中程度，减缓或完全抑制了裂纹的扩展，从而提高断裂韧性； 2、微裂纹增韧：由于温度变化引起的热膨胀差或相变引起的体积差会在陶瓷基体相和分散相之间产生的弥散均布裂纹。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，使得其扩展路径变得曲折，增加了扩展过程的表面能，从而使裂纹快速扩展受到了阻碍，增加了材料的韧性； 3、裂纹偏转增韧：在发生裂纹偏转时，裂纹平面会在垂直于施加张应力方向上重新取向，这就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降低，因而可以增大材料的韧性； 4、裂纹弯曲增韧：在裂纹扩展过程中，如果遇到基体相中存在的断裂能更大的第二相增强剂就会被其阻止，裂纹前沿如需继续扩展便要越过第二障碍相而形成裂纹弯曲。这也会使裂纹快速扩展受到了阻碍，从而增加材料的韧性； 5、裂纹桥接增韧：所谓的裂纹桥接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。其增强元可分为两种：一种为刚性第二相，另一种则是韧性第二相； 6、韧性相增韧：韧性相会在裂纹扩展中起到附加吸收能量的作用，这就使得裂纹进一步扩展所需的能量远远超过形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的消除，抑制了原先所能达到的临界状态，相应的提高了材料的抗断裂能力； 7、纤维、晶须增韧：纤维和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。纤维和晶须的存在也使得裂纹扩展途径出现弯曲从而使断裂能增加。此外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，同时在尖端后部，部分未拔出或未断裂的纤维或晶须则起到了桥接的作用。而且在裂纹尖端，由于应力集中可使基体和纤维或晶须发生 钢的强韧化处理机制 王立洲 （辽宁工程技术大学材料科学与工程学院阜新123000） 本文根据钢的淬火组织特点,归纳了提高钢强韧性的途径,介绍了一些强韧化处理工艺。 随着工业的发展,各种机械对钢铁材料的机械性能要求逐渐增高。材料及热处理工艺的 研究得到迅速的发展。其中,利用现有材料,通过调整一般的热处理方法,在同时改善钢的强度和韧性指标方面的工作取得了显著的进步。它对充分发挥材料的性能潜力有着重要的意义。这些工艺方法通称为强韧化处理,是热处理发展的一个值得注意的方向。 强韧化处理的发展是建立在我们对钢中各种组织的特点,形成条件,机械性能,以及在外力作用下的破断过程的认识不断深入的基础之上的。 透射电子显微镜技术的应用,使我们对各种组织超显微精细结构的认识跨进了一大步, 开始有可能比较深入地研究组织和机械性能的关系。 另一方面,从材料断裂过程的研究中知道,在各种应力作用下,材料的破断是通过微裂纹的形成及扩展的方式进行的。钢铁材料的各种组织形态在各种应力状态下,抵抗微裂纹的形成和扩展的能力是不同的,因此表现出不同的性能指标。但是无论哪一种组织,只要它形成微裂纹的倾向比较小,或者微裂纹一旦形成后,在这类组织中扩张时消耗的功愈大,它就会有较高的强韧性。这样,我们就有可能采用适当的热处理工艺方法和调整工艺参数,能动地控制钢的组织,充分利用对钢强韧化有利的因素,排除不利的因素,更充分地发挥材料的强度和韧性的潜力。 目前发展的强韧化处理工艺有多种多样,归结起来,它们大多通过一种或几种途径达到强韧化效果的。 (1)充分利用位错型马氏体和下贝氏体组织形态,尽量减少或避免片状孪品马氏体的出现。 (2)细化钢的奥氏体晶粒和细化过剩碳化物。 (3)获得马氏体与具有良好塑性的第二相的复合组织。 (4)形变热处理。 下面将简要介绍这些强化处理的机理。 一位错型马氏体的扩大应用 很久以来就知道,在保证淬、回火零件强度指标的前提下,选用含碳量较低的钢,能够 使零件热处理后获得较高的韧性。改变热处理工艺参数,可以在中碳及高碳钢中获得以板条马氏体为主的淬火组织,显著改善中碳钢及高碳钢的强韧性。这种控制淬火组织形态的方法,已成为中、高碳钢强韧化的一条重要途径。 1、中碳钢的高温淬火 一般含碳量为0.35%一0.55%之间的中碳钢经正常温度淬火,获得片状和板条马氏体的混合组织。这两种淬火马氏体对钢强韧性的贡献是不同的。钢的含碳量愈高,正常淬火组织中片状马氏体的比例愈高,钢的强度虽然有所增加,但断裂韧度不断减小。断裂韧度的这种变 化是韧性较高的板条马氏体相对量减少的结果。但是,提高中碳钢淬火温度和延长淬火保温时间,则有利于在淬火后得到较多数量的板条马氏体,提高钢的断裂韧度。例如,将40CrNIMo 钢的淬火温度从570℃提高到1200℃,淬火后得到了板条马氏体和极少量残留奥氏体。在淬火不回火状态下,钢的断裂韧度提高70%,在淬火和低温200℃回火状态下,可提高20%。 我们将5CrMnMo热锻模具钢的淬火加热温度从830~850提高到900℃,淬火后将获得近乎单一的板条马氏体组织,图1给出了在500一520℃的高温回火状态下,淬火温度对强度、塑性和断裂韧度的影响。 河北工业大学 材料科学与工程学院《陶瓷材料的强韧化》读书报告 专业金属材料 班级材料116 学号111899 姓名李浩槊 2015年01月05日 目录 第一部分........................陶瓷材料简介 第二部分........................陶瓷材料的结构 第三部分........................陶瓷材料的成型方法 第四部分........................陶瓷材料的烧结 第五部分........................结构陶瓷材料的传统韧化方式 第六部分........................陶瓷材料韧化的进展及纳米材料在陶瓷 韧化方面的应用 第七部分........................参考文献 第一部分陶瓷材料简介 陶瓷材料是人类应用最早的材料。它坚硬，稳定，可以制造工具、用具；在一些特殊的情况下也可以用作结构材料。陶瓷材料属于无机非金属材料，是不含碳氢氧结合的化合物，主要是金属氧化物和金属非氧化物。由于大部分无机非金属材料含有硅和其它元素的化合物，所以又叫作硅酸盐材料。它一般包括无机玻璃、玻璃陶瓷和陶瓷三类。作为结构材料和工具材料，工程上应用最广泛的就是陶瓷材料。按照成分和用途，工业陶瓷材料可分为： 1）普通陶瓷（或传统陶瓷）－－主要为硅、铝氧化物的硅酸盐材料。 2）特种陶瓷（或新型陶瓷、高技术陶瓷、精细陶瓷、先进陶瓷）－－主要为高熔点的氧化物、碳化物、氮化物、硅化物等烧结材料。 3）金属陶瓷－－主要指用陶瓷生产方法制取的金属与碳化物或其它化合物的粉末制品。 陶瓷材料拥有良好的力、热、光、电性能和优异的化学性能。 首先，陶瓷材料是工程材料中刚度最好、硬度最高的材料，其硬度大多在1500HV以上。陶瓷的抗压强度较高，但抗拉强度较低，塑性和韧性很差。 而且，陶瓷材料一般具有高的熔点（大多在2000℃以上），且在高温下具有极好的化学稳定性；陶瓷的导热性低于金属材料，陶瓷还是良好的隔热材料。同时陶瓷的线膨胀系数比金属低，当温度发生变化时，陶瓷具有良好的尺寸稳定性。陶瓷材料在高温下不易氧化，并对酸、碱、盐具有良好的抗腐蚀能力。 大多数陶瓷具有良好的电绝缘性，因此大量用于制作各种电压（1kV~110kV）的绝缘器件。铁电陶瓷（钛酸钡BaTiO3）具有较高的介电常数，可用于制作电容器，铁电陶瓷在外电场的作用下，还能改变形状，将电能转换为机械能（具有压电材料的特性），可用作扩音机、电唱机、超声波仪、声纳、医疗用声谱仪等。少数陶瓷还具有半导体的特性，可作整流器。 此外，陶瓷材料还有独特的光学性能，可用作固体激光器材料、光导纤维材料、光储存器等，透明陶瓷可用于高压钠灯管等。磁性陶瓷（铁氧体如：MgFe2O4、CuFe2O4、Fe3O4）在录音磁带、唱片、变压器铁芯、大型计算机记忆元件方面的应用有着广泛的前途。 第二部分陶瓷材料的结构 陶瓷材料通常是金属和非金属元素组成的化合物。当含有一种以上的化合物时，其晶体结构可能变得非常复杂。陶瓷晶体是以离子键和共价键为主要结合键，一般为两种以上的不同键合的混合形式。离子键和共价键是强固的结合键，因而陶瓷具有高熔点、高硬度、耐腐蚀和无塑性等特性。此外，陶瓷材料可以通过改变晶体结 115 第六章 断裂力学简介及材料典型强韧化机制 §6.1 断裂的基本概念 §6.1.1 断裂力学的产生和发展 断裂是构件破坏的重要形式之一，影响材料断裂的因素很多，如构件的形状及尺寸，载荷的特征与分布，构件材料本身的状态及应用的环境如温度、腐蚀介质等，当然更重要的还有材料本身的强度水平。为了防止构件的断裂或变形失效，传统的安全设计思想主要立足于外加载荷与使用材料的强度级别的选用，根据常规的强度理论，只要构件服役应力与材料的强度满足 ???????=2 1m ax K K s b σσσ (6- 1) 则认为使用是安全的。其中σmax 为构建所承受的最大应力；σb ，σs 分别为材料的强度极 限和屈服强度，K 1与K 2分别为按强度极限与按屈服强度取用的安全系数。安全系数是一 个大于1的数，其含义为扣除了材料中对强度有影响的诸因素对强度可能造成的损害作用，应当说这种考虑问题的出发点是合理的，也应当是行之有效的，因而多年来这种设计思想在工程设计中发挥了重要作用，而且还会继续发挥其重要作用。 关于断裂力学的最早理论可以追溯到1920年，为了研究玻璃、陶瓷等脆性材料的实际强度比理论强度低的原因，Griffith 提出了在固体材料中或在材料的运行过程中存在或产生裂纹的设想，计算了当裂纹存在时，板状构件中应变能的变化进而得出了一个十分重要的结果。 σc a =常数 (6- 2) 其中，σc 是断裂扩展的临界应力；a 为断裂半长度。该理论非常成功地解释了玻璃等脆 性材料的开裂现象，但应用于金属材料并不成功，又由于当时金属材料的低应力破坏事故并不突出，所以在很长一段时间内未引起人们的重视。 1949年E.Orowan 在分析了金属构件的断裂现象后对Griffith 公式提出了修正，他认为产生断裂所释放的应变能不仅能转化为表面能，也应转化为裂纹前沿的塑性应变功，而且由于塑性应变功比表面能大得多，以至于可以不考虑表面能的影响，其提出的公式为： 金属材料强韧化 Toughening And Strengthening of Metal Materials 课程编号：07310400 学分： 2 学时：30（其中：讲课学时：24 实验学时：6） 先修课程：材料科学基础、金属学原理、金属组织控制原理 适用专业：材料科学与工程类专业 教材：《金属组织控制技术与设备》，邵红红纪嘉明主编，北京大学出版社，2011年9月第1版 开课学院：材料科学与工程学院 一、课程的性质与任务： 《金属材料强韧化》是金属材料工程专业的一门专业主干课。通过讲课、实验等教学环节来掌握各种基本的热处理工艺原理及热处理工艺对金属合金组织与性能的影响规律，熟悉主要的热处理工艺，了解我国发展热处理的方向、任务和当代热处理工艺科学的最新成就，为分析、制定热处理工艺和探索发展新的工艺打下基础。 二、课程的基本内容及要求： 第一章、退火和正火 1、教学内容 （1）退火和正火的定义、目的和分类 （2）常用退火工艺方法 （3）钢的正火 （4）退火、正火后钢的组织和性能 （5）退火、正火缺陷 2、基本要求 掌握退火、正火的基本含义、目的和分类。正确选择退火和正火工艺。掌握各种退火、正火后钢的组织和性能。了解退火和正火的常见缺陷以及消除这些缺陷的方法。第二章、钢的淬火及回火 1、教学内容 （1）淬火的定义、目的及必要条件 （2）淬火介质 （3）钢的淬透性 （4）淬火应力、变形及开裂 （5）淬火工艺规范的原则、淬火工艺方法及应用 （6）钢的回火 2、基本要求 掌握淬火的定义、目的及淬火的必要条件。理解常用淬火介质的冷却特性。了解常用淬火介质的使用范围，能对不同的材料正确选择淬火介质。理解钢的淬透性和钢的淬硬性两者之间的区别，掌握影响淬透性的因素。理解淬火应力及变形的特征，能分析工件经热处理后所产生的变形及开裂原因。掌握淬火工艺规范的原则，淬火工艺方法及其应用。掌握钢的回火及回火工艺，能根据工件的使用要求正确选择回火工艺。了解淬火、回火缺陷及其预防及补救措施。 第三章、钢的表面淬火 1、教学内容 （1）表面淬火的目的、分类及应用 （2）表面淬火工艺原理 （3）表面淬火方法 2、基本要求 掌握快速加热时组织转变的特点以及表面淬火层组织结构与性能之间的关系、表面淬火的目的与应用，了解表面淬火的分类。掌握表面淬火的工艺原理以及表面淬火后的组织与性能。 第四章、金属的化学热处理 1、教学内容 （1）化学热处理基本原理 （2）钢的渗碳 （3）金属的渗氮 （4）钢的碳氮共渗 （5）渗金属 2、基本要求 掌握化学热处理基本原理。了解化学热处理的渗剂及反应原理。掌握钢的渗碳、渗氮、碳氮共渗的工艺设备，并熟练掌握这些化学热处理后的组织与性能。理解钢的渗硼、渗铬、渗铝等化学热处理工艺。掌握常用化学热处理工艺所用材料及预处理。理解化学热处理的常见缺陷及引起原因。 第五章、热处理新技术与新工艺 1、教学内容 （1）淬火新技术与新工艺 （2）现代热处理节能技术 第一讲 概论 人们为了提高材料的强度往往以损失韧性，引起脆化为代价。要有效提高材料的强度，必须同时增加强韧性。因此，材料的强韧化问题一直是结构材料研究和开发的主题。 材料的强韧化理论是20世纪末断裂力学理论及其应用发展的一个主要方向，无论是金属及其合金、精细结构陶瓷、结构高分子、高强混凝土、形状记忆合金和复合材料，还是其它新型结构材料，都涉及材料的变形与断裂、材料的强度和韧性、材料的疲劳等，这些都与材料的强韧化是密不可分的。 §1 材料的失效 一、失效的基本概念 1. 材料的失效：是指工程结构的部件在服役过程伤亡，使工程结构低效工 作或提前退役的现象。 2. 失效的原因：是由于材料的性能满足不了服役(或制造、试车、贮运)时的 力学、化学、热学等外界条件。 3. 失效的方式：变形、断裂、腐蚀、磨损、烧损 据1982年的统计，美国每年因材料腐蚀造成的直接经济损失约占国民经济年总产值的左右，为1260亿美元。材料断裂和磨损造成的损失分别为1190亿和1000亿美元。 腐蚀和磨损是“慢性病”，而断裂是“爆发性疾病”，最受人们重视。对其他结构材料来说，断裂也是陶瓷材料最主要的失效方式，高分子材料由于老化，也易脆断。对于功能材料，则物理性能的降级会引起失效，对功能材料也有断裂和腐蚀问题。 如1986年美国挑战者号航天飞机的爆炸，就是由于一个密封圈的老化，造成燃料氢的泄露而引起的。许多国内外飞机失事，也是由于材料的质量问题所致。泰坦尼克号的失事是低温引起材料焊接处脆断。 二、脆断的理解 在失效的几种方式中，以断裂失效所带来的危害最大，而断裂又分为延性断裂和脆性断裂，其中脆性断裂最具突然性，材料的脆断有以下几点共性： (1) 脆断时，结构的宏观应力一般都低于材料的屈服强度； (2) 脆断从应力集中处开始，材料生产和机械制造过程中产生的缺陷，特别是缺口和裂纹，通常是脆断的发源地； (3) 低温、厚截面和高应变速率，易于引起脆断。 断裂事故的发生，产生以下四方面效应： (1) 冲击了原有的设计思想； m a x σσs S = 金属材料的强韧化机制与应用 对结构材料来说，最重要的性能指标是强度和韧性。强度是指材料抵抗变形和断裂的能力，强度可分为抗拉强度、抗压强度、抗弯强度、抗剪强度等，各种强度间常有一定的联系，使用中一般较多以抗拉强度作为最基本的强度指标；韧性指材料变形和断裂过程中吸收能量的能力。以下介绍金属材料的主要强韧化机制。 一、金属材料的强化 金属材料强化的类型主要有固溶强化、细晶强化（晶界强化）、第二相粒子强化和相变强化。 （一）固溶强化 固溶强化是利用金属材料内部点缺陷（间隙原子和置换原子）对位错运动的阻力使得金属基体（溶剂金属）获得强化的一种方法。它分为两类：间隙式固溶强化和置换式固溶强化。 1. 间隙式固溶强化：原子直径很小的元素如C、N、O、B 等，作为溶质元素溶入溶剂金属时，形成间隙式固溶体。C、N等间隙原子在基体中与“位错”产生弹性交互作用，当进入刃型位错附近并沿位错线呈统计分布，形成“柯氏气团”。当在螺型位错应力场作用下，C、N原子在位错线附近有规则排列就形成“S nock”气团。这些在位错附近形成的“气团”对位错的移动起阻碍和钉扎作用，对金属基体产生强化效应。 2. 置换式固溶强化：置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是球面对称的，固溶效能比间隙式原子小（约小两个数量级），这种强化效应称为软硬化。形成置换式固溶体时，溶质原子在溶剂晶格中的溶解度同溶质与溶剂的原子尺寸、电化学性质等因素密切相关，当原子尺寸愈接近，周期表中位置愈相近，其电化学性质也愈接近，则溶解度也愈大。由于溶质原子置换了溶剂晶格结点上的原子，当原子直径存在差别就会破坏溶剂晶格结点上原子引力平衡，而使其偏离原平衡位置，从而造成晶格畸变，随原子直径差别增加，造成的畸变程度愈大，由此造成的强化效果更大。 （二）细晶强化 晶界分为大角度晶界（位向差大于10o）和小角度晶界（亚晶界，位向差1~2o）。 第二章材料科学与工程的四个基本要素 作业一 第一部分填空题（10个空共10分，每空一分） 1．材料科学与工程有四个基本要素，它们分别是：使用性能、材料的性质、结构与成份和合成与加工。 2．材料性质的表述包括力学性质、物理性质和化学性质。 3．强度可以用弹性极限、屈服强度和比例界限等来表征。 4．三类主要的材料力学失效形式分别是：断裂、磨损和腐蚀。 5．材料的结构包括键合结构、晶体结构和组织结构。 6．晶体结构有三种形式，它们分别是：晶体、非晶体和准晶体。 7．化学分析、物理分析和谱学分析是材料成分分析的三种基本方法。 8．材料的强韧化手段主要有固溶强化、加工强化、弥散强化、第二相强化和相变增韧。第二部分判断题（10题共20分，每题2分） 1．材料性质是功能特性和效用的描述符，是材料对电.磁.光.热.机械载荷的反应。（√）2．疲劳强度材料抵抗交变应力作用下断裂破坏的能力。（√） 3．硬度是指材料在表面上的大体积内抵抗变形或破裂的能力。（错） 4．性能是包括材料在内的整个系统特征的体现；性质则是材料本身特征的体现。（√）5．晶体是指原子排列短程有序，有周期。（错） 6．材料的热处理是指通过一定的加热、保温、冷却工艺过程，来改变材料的相组成情况，达到改变材料性能的方法。（√） 7．材料表面工程包括表面改性和表面保护两个方面。（错） 8．材料复合的过程就是材料制备、改性、加工的统一过程。（√） 9．材料合成与加工过程是在一个不限定的空间，在给定的条件下进行的。（错） 10．材料中裂纹的形成和扩展的研究是微观断裂力学的核心问题。（√） 第三部分简答题（4题共40分，每题10分） 1．材料性能的定义是什么？答：在某种环境或条件作用下，为描述材料的行为或结果，按照特定的规范所获得的表征参量。 2．金属材料的尺寸减小到一定值时，材料的工程强度值不再恒定，而是迅速增大，原因有哪两点？答：1）按统计学原理计算单位面积上的位错缺陷数目，由于截面减小而不能 附件9： "金属材料强韧化的多尺度结构设计与制备" 重大项目指南 金属材料具有优异的综合力学性能和理化性能，成为近代一个多世纪的主流结构材料，广泛应用于几乎所有工业领域。在金属材料性能上的少许提高都将会在技术进步、节约资源、减少能耗和降低污染方面产生显著的效果。因此提高强度始终是金属材料领域中重要的研究方向之一，强度既是一种材料设计准则，也是材料科学与技术发展的一个重要标志。 经过几十年的研究已发展出多种提高金属材料强度的有效途径，但随着材料强度的提高，韧性或塑性急剧下降，从而使材料强度和韧性或塑性相互倒置的关系成为十分突出的问题，形成妨碍学科进步和实际应用的一个巨大障碍和技术瓶颈。如何实现强度和韧性或塑性的同步提高，已成为国内外金属材料领域普遍关注的重大科学问题，同时也必将成为该领域未来相当长时期内的核心问题之一。 随着人们近年来对金属材料在不同尺度（纳米、介观、宏观）上的结构设计与制备控制能力的不断提高，在探索材料强韧化途径和原理以实现金属材料强度和韧性或塑性同步提高方面有了更大的空间。通过深入研究金属材料在多尺度、多层次复合结构上的强韧化机理和强度－韧性基本关系，希望解决金属材料强度与韧性之间的倒置关系这一科学和技术难题，为设计和制备出高强度、高韧性的多尺度、多层次复合结构金属材料提供理论依据。 一、科学目标 通过对多尺度、非均匀、多层次金属复合结构的单向载荷条件下的变形与破坏机理和强韧化规律及其尺寸效应和多极耦合效应；材料非平衡过程与多尺度、非均匀、多层次金属复合结构的设计与制备；多尺度、非均匀、多层次复合结构的定量表征以及在不同外场（力，热，电等）作用下的微观结构演化规律；多尺度、非均匀、多层次复合结构在循环载荷条件下的微观结构演化规律以及变形、损伤与破坏机理及其尺寸效应和多极耦合效应；强度和韧性、塑性协调、同步增强的微观机制，以及实现两者之间关联性可调、可控的方法等一系列关键科学问题的研究和探索，拟实现以下主要科学目标： （一） 揭示具有多尺度层片组织、混合组织及梯度组织金属材料的变形机理及强韧化规律； （二）设计并制备出具有综合强韧性的多尺度、多层次复合结构的新型金属材料； （三）通过跨尺度、多层次的复杂结构要素设计，实现金属材料强度和韧、塑性的同步提高或综合强韧性提高； （四）将不同尺度结构耦合设计新思想应用到工程金属材料，进一步提高工程金属材料的强度与韧、塑性。 二、研究内容 （一）层片组织金属材料 设计制备出具有层状结构的单相或多相金属材料并研究其变形机理及力学性能特征。探索层片界面，层片厚度，及层片晶体学取向等结构参量对强度和韧性的影响及其内在相互关系，阐明层片状金属的结构－力学性能关系规律。 （二）混合组织金属材料 设计制备出具有不同尺度晶粒混合结构、不同相组织混合结构、以及不同相、晶粒组织混合结构的金属材料，根据纳米晶、非晶合金、微晶、粗晶材料的形变机理和规律，结合模拟计算设计不同混合结构，研究这些混合结构力学性能特征及其与缺陷和相组织的交互作用和演化，揭示混合结构金属材料的形变机理和强韧化规律。 （三）梯度组织金属材料 设计制备出具有晶粒尺寸分布梯度结构的单相或多相材料、具有成分分布梯度的单相 陶瓷材料的增韧机理 引言:现代陶瓷材料具有耐高温、硬度高、耐磨损、而腐蚀及相对密度轻等许多优良的性能。但它同时也具有致命的弱点,即脆性,这一弱点正是目前陶瓷材料的使用受到很大限制的主要原因。因此,陶瓷材料的强韧化问题便成了研究的一个重点问题。陶瓷不具备像金属那样的塑性变形能力,在断裂过程中除了产生新的断裂表面需要吸收表面能以外,几乎没有其它吸收能量的机制,这就是陶瓷脆性的本质原因。人们经过多年努力,已探索出若干韧化陶瓷的途径,包括纤维增韧、晶须增韧、相变增韧、颗粒增韧、纳米复合陶瓷增韧、自增韧陶瓷等。这些增韧方法的实施,使陶瓷材料的韧性得到了较大的提高,使陶瓷材料在高温结构材料领域显示出强劲的竞争潜力。 增韧原理： 1.1纤维增韧 为了提高复合材料的韧性,必须尽可能提高材料断裂时消耗的能量。任何固体材料在载荷作用下(静态或冲击),吸收能量的方式无非是两种:材料变形和形成新的表面。对于脆性基体和纤维来说,允许的变形很小,因此变形吸收的断裂能也很少。为了提高这类材料的吸能,只能是增加断裂表面,即增加裂纹的扩展路径。纤维的引入不仅提高了陶瓷材料的韧性,更重要的是使陶瓷材料的断裂行为发生了根本性变化,由原来的脆性断裂变成了非脆性断裂。纤维增强陶瓷基复合材料的增韧机制包括基体预压缩应力、裂纹扩展受阻、纤维拔出、纤维桥联、裂纹。 1.2 晶须增韧 陶瓷晶须是具有一定长径比且缺陷很少的陶瓷小单晶,因而具有很高的强度,是一种非常理想的陶瓷基复合材料的增韧增强体[8]。陶瓷晶须目前常用的有SiC 晶须,Si3N4晶须和Al2O3晶须。基体常用的有ZrO2,Si3N4,SiO2,Al2O3和莫来石等。采用30%(体积分数)B2SiC晶须增强莫来石,在SPS烧结条件下材料强度比热压高10%左右,为570MPa,断裂韧性为415MPa#m1/2，比纯莫来石提高100%材料科学基础-材料的强韧化
【材料强韧化与断裂】复习思考题
金属强韧化原理
陶瓷材料的成型方法(一)
材料强化基本原理
材料强韧化处理第一部分
陶瓷材料的强韧化方法概述
钢的强韧化处理机制
《陶瓷材料的强韧化》读书报告综述
断裂力学简介及材料典型强韧化机制教材
金属材料强韧化
材料强韧化(1)
金属材料的强韧化机制与应用
第二章 材料四要素是材料研究与应用的共性基础答案
'金属材料强韧化的多尺度结构设计与制备'重大项目指南
陶瓷材料的增韧机理