1、(a)为强相互作用的结果；为强相互作用的结果；(b)为弱相互作用的结果为弱相互作用的结果图图 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若以若以l和和L分别表示两种情况下可以独立滑移的位错段平均长度，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，则使位错运动所为溶质原子沿滑移方向作用在位错线上的阻力，则使位错运动所需的切应力可表示为需的切应力可表示为blFbLF从表面上看，因为间隙式溶质原子固溶后引起的晶格因为间隙式溶质原子固溶后引起的晶格畸变大，对称性低属于情况畸变大，对称性低属于
2、情况(a)；置换式固溶所引起的晶格；置换式固溶所引起的晶格畸变小，对称性高属于情况畸变小，对称性高属于情况(b)。但事实上但事实上间隙式溶质原子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。匀强化的范畴。Mott-Nabarro理论 假设了溶质原子在晶格中产生一长程内应力场了假设了溶质原子在晶格中产生一长程内应力场了 i，则位错弯，则位错弯曲的临界曲率半径为曲的临界曲率半径为Gb/i。若溶质原子间距。若溶质原子间距lGb/i，即位错与溶，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质原子间的作
3、用为强相互作用时，整个位错便可以分成独立的n段，段，且且n=L/l。根据统计规律知道，作用在长为。根据统计规律知道，作用在长为L位错上的力应等于位错上的力应等于n1/2倍作用在每一段上的力，故长为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的位错运动的阻力可写成b il(L/l)1/n。若此时外加切应力为。若此时外加切应力为 c，遂得，遂得:21)(Llic212)(LlbGbLi2352)(lnccGbc位错曲率2352)(lnccGbc溶质浓度2123sccG弹性模量相互作用示意图弹性模量相互作用示意图42514rGbG4254rGbGbGrGb3214425bGKrGb16442
4、544112ryGbb425211rKGbb弹性位错单位长度弹性位错单位长度L的定义示意图的定义示意图 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溶质原子分布示意图溶质原子分布示意图浓度梯度强化浓度梯度强化 强化机制实质上可分为三部分：强化机制实质上可分为三部分：一为一为晶格常数相互作用，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，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
5、动方向与浓度梯度方向垂直时，就会在滑移面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；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；施加阻力。不过，一般讲这两种力都可以忽略不计；三为三为具有具有浓度分布梯度的合金元素与位错间的弹性相互作用，即存在合浓度分布梯度
6、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金元素分布梯度时的Cottrell气团强化作用。气团强化作用。由正刃型位错形成的由正刃型位错形成的Cottrell气团气团rGbRUsin43合金元素与位错之间有弹性交互作用能合金元素与位错之间有弹性交互作用能Cottrell气团强化气团强化应变时效对应力应变时效对应力-应变曲线的影响应变曲线的影响Snoek气团强化气团强化BCC金属中，间隙原子（如金属中，间隙原子（如C、N）绝大部分分布在八面体的）绝大部分分布在八面体的间隙位置，造成晶格四方畸变，如钢中间隙位置，造成晶格四方畸变，如钢中C原子进入原子进入a a-Fe的三个的三个八面
7、体间隙位置的机会是相等的。如果有外力作用，在这三个八面体间隙位置的机会是相等的。如果有外力作用，在这三个位置中位置中C原子所产生的应变能各不相同，应变能较大的原子所产生的应变能各不相同，应变能较大的C原子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，这就是是Snoek效应。效应。SnoekSnoek气团的气团的主要特点主要特点是其强化作用与温度无关，而与溶质浓度成正比。是其强化作用与温度无关，而与溶质浓度成正比。静电相互作用强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研究发现，刃型位错的静电作用如同一串电偶极子电偶极子
8、，受到部分屏蔽的溶质原子显然与此刃型位错间存在着静电受到部分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电相互作用是作用于溶质原子离子壳的力和作用于屏蔽
9、电子间的力的一个复杂的差效应。子间的力的一个复杂的差效应。Suzuki气团强化气团强化在在FCC金属中，一个滑移的全位错可能分解为一对不全部金属中，一个滑移的全位错可能分解为一对不全部分位错中间夹着一层为密排六方结构的层错区，即形成扩展位分位错中间夹着一层为密排六方结构的层错区，即形成扩展位错。一对不全位错分开的距离错。一对不全位错分开的距离(扩展位错的宽度扩展位错的宽度)与层错能成反与层错能成反比，并服从比，并服从fbGbd232扩展位错示意图扩展位错示意图已滑移区已滑移区可见可见：层错能低的金属容易形成扩展位错。并且层错能：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。
10、为保持热平衡溶质原子在层愈小，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部分浓度需不同，这种错区和基体两部分浓度需不同，这种溶质原子非均匀分溶质原子非均匀分布布，起着阻碍位错运动的作用。，起着阻碍位错运动的作用。Suzuki称此种作用为化称此种作用为化学交互作用，人们称这种组态为学交互作用，人们称这种组态为Suzuki气氛气氛(团团)。当扩展。当扩展位错运动时，必须连同层错一起运动。此时由于点阵结位错运动时，必须连同层错一起运动。此时由于点阵结构不同溶质原子的浓度差表观出对位错有钉扎作用。为构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，则必须增大外力。即由于使位错运动
11、，则必须增大外力。即由于Suzuki气团存在，气团存在，使合金强化了。使合金强化了。Suzuki气团强化气团强化Suzuki气团强化气团强化扩展位错扩展位错AB在在Suzuki气团中的运动气团中的运动一对扩展位错一对扩展位错AB,A与与B之间是层错区，之间是层错区，AB之间的距离为之间的距离为d。由于层。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代表了这代表了这个浓度差。当在外加切应力个浓度差。当在外加切应力(t)作用下，扩展位错由作用下，扩展位错由AB移至。移至。由于这种移由于这种移动是瞬时完成的，溶质原子来不及做相应的
12、调整。新的层错区溶质原子动是瞬时完成的，溶质原子来不及做相应的调整。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，层错区溶质原子浓度没有达到平衡的要求如，外界必须为此付出代价。即需要外力作功使层没有达到平衡的要求如，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达到热力学平衡的浓度。错区的溶质原子浓度达到热力学平衡的浓度。实例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
13、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，室温条件下很难使难使Suzuki气氛和扩展位错分解。既使在高温条件下，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。某些镍基合金中加入钴，提高了螺型位错都有阻碍作用。某些镍基合金中加入钴，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，并形成展，并形成Suzuki气团而达到强化之目的。扩展位错要脱气团
14、而达到强化之目的。扩展位错要脱离离Suzuki气团，需要走的距离比全位错脱离气团，需要走的距离比全位错脱离Cottrell气团气团强钉扎所走的距离要远得多。强钉扎所走的距离要远得多。Suzuki气团强化的注意问题气团强化的注意问题有序强化一般可分短程和长程的两种。短程有序强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的作用大小和Suzuki气团的强化在同一量级。气团的强化在同一量级。Flinn曾对曾对此强化作用进行过仔细分析，在忽略了熵的变化作用的前此强化作用进行过仔细分析，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提下，当有序度不大时，可将二元固溶体中
15、内能E表示为表示为有序强化有序强化NZWmmEBAaABBBAA2VVV21WWmm22ZNEBAa其中其中原子的键能原子的键能 在在FCC结构中，位错滑移一柏氏矢量后，每一个原子在横跨滑移结构中，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上每个原子增加了2e能量。能量。-强化强化 由多晶体的屈服理论可知，晶界是位错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，则位错运动阻力越运动的障碍，晶界越多，则位错运动阻力越大，屈服应力就越高。材料的屈服强度与晶大，屈
16、服应力就越高。材料的屈服强度与晶粒直径服从粒直径服从Hall-Petch关系。在此讨论细化关系。在此讨论细化晶粒对材料强化的机理，同时介绍细晶韧化晶粒对材料强化的机理，同时介绍细晶韧化以及细化晶粒的方法。以及细化晶粒的方法。细晶强化细晶强化细晶强化机理细晶强化机理晶粒直径与屈服强度之关系晶粒直径与屈服强度之关系 研究发观，晶界对屈服强度的研究发观，晶界对屈服强度的影响，不只是来自晶界的本身，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两边走两个排列不同位向的晶粒，一个晶粒内的滑移带
17、不能粒，一个晶粒内的滑移带不能穿过晶界直接传播到相邻晶粒，穿过晶界直接传播到相邻晶粒，故构成位错运动的障碍。故构成位错运动的障碍。多晶体中相邻晶粒滑移传播过程的位错模型多晶体中相邻晶粒滑移传播过程的位错模型 细晶强化机理细晶强化机理细晶强化机理细晶强化机理塞积的位错数塞积的位错数n为为 GbKLni在塞积群头部将产生一个应力集中，其值为：在塞积群头部将产生一个应力集中，其值为：i1nGbKL2i1可见由于位错塞积，这相当于将有效应力放大了可见由于位错塞积，这相当于将有效应力放大了n倍，倍，n为为位错塞积数目位错塞积数目 细晶强化机理细晶强化机理如果晶粒如果晶粒II内位错源内位错源S2在晶界附近
18、，开动这个位错源的临界切应力在晶界附近，开动这个位错源的临界切应力为为 r r是由位错塞积群的应力集中是由位错塞积群的应力集中 1提供。如果位错提供。如果位错S2开动并放出位开动并放出位错，则错，则t1 r r，即：，即：rGbKL2is1KLGbisr 2/1isKGbLr-1/2yisdK细晶韧化细晶韧化细晶强化方法不同于加工硬化细晶强化方法不同于加工硬化(形变强化形变强化)及固溶强化等，及固溶强化等，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。塑性降低，相反会使材料的塑性与韧性同时
19、提高。韧化机理：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，则单位体积内的晶界面积增加，在夹性。合金经细化晶粒后，则单位体积内的晶界面积增加，在夹杂物相同的情况下，经细化晶粒合金杂物相同的情况下，经细化晶粒合金晶界上偏析的夹杂物相对晶界上偏析的夹杂物相对减少减少，从而使晶界结合力提高，故材料的塑性提高了。另一方，从而使晶界结合力提高，故材料的塑性提高了。另一方面，由于面，由于晶界晶界既是位错运动的阻力，又既是位错
20、运动的阻力，又是裂纹扩展的障碍是裂纹扩展的障碍，因，因此细化晶粒在提高强度的同时，也提高了合金的韧性。此细化晶粒在提高强度的同时，也提高了合金的韧性。细化晶粒的常见方法细化晶粒的常见方法u改善结晶及凝固条件。通过增大过冷度与提高形核率来获得细改善结晶及凝固条件。通过增大过冷度与提高形核率来获得细小的铸态组织，如采用铁模及加入孕育剂小的铸态组织，如采用铁模及加入孕育剂(变质剂变质剂)。在现代连铸、。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）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。以及控制结晶条件均可实现细晶化。u调整合金成
21、分。添加一些细化晶粒的元素以获得细晶组织。钢调整合金成分。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中常用的添加元素有Mg、B、Zr及其它稀土金属。及其它稀土金属。u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，达到细化晶粒之目的。回复和再结晶的进程，达到细化晶粒之目的。u采用形变热处理方法。可获得细小晶粒及亚晶粒。采用形变热处理方法。可获得细小晶粒及亚晶粒。u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，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
22、形核，以获得细小晶粒。反复加热冷却，通过相交相变反复形核，以获得细小晶粒。第二相强化第二相强化第第二二相相的的类类型型 第二相在第二相在冶炼过程冶炼过程中产生。如钢中的氧化物、硫化中产生。如钢中的氧化物、硫化物、碳化物等。物、碳化物等。第二相在第二相在热处理过程中热处理过程中产生，如时效硬化型合金，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。强度提高。这种强化称为沉淀硬化或时效强化。另一种就是利用另一种就是利用粉末冶金粉末冶金办法，在合金基体中形成办法，在合金基体中形成强化相，称为
23、构成弥散强化。如强化相，称为构成弥散强化。如TDNi等。等。第二相强化第二相强化第第二二相相的的作作用用 在在冶炼过程冶炼过程中形成的第二相，一般来说对合金是有害的，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，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合金的塑性下降的愈多。主要因为这些第二相(即或夹杂物即或夹杂物)与基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产生裂纹，而
24、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。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，则合金的塑性和强度会提高第二相几何形状，使其变为球型，则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二相如MnS
25、发生球化而致的。发生球化而致的。第二相强化第二相强化沉沉淀淀强强化化过过程程 最基本要求：最基本要求：溶质原子在基体中的溶解度随温度而变化。即高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温时第二相溶于基体中,而低温时则析出第二相。第二相析出按而低温时则析出第二相。第二相析出按生核、长大规律进行。生核、长大规律进行。沉淀过程：沉淀过程：以以Al-Cu合金为例，经固溶处理后，第二相溶于基合金为例，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。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
26、发生偏聚，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，称称GP(I)区，区，GP(I)区扩大并且铜原子进一步有序化，形成区扩大并且铜原子进一步有序化，形成GP(II)区或区或q“相，硬度进一步提高，紧接着是相，硬度进一步提高，紧接着是GP(II)区向与基区向与基体共格的体共格的Cu2Al2，q相过渡，最后由过渡点阵相过渡，最后由过渡点阵q相形成平衡相相形成平衡相q相相(CuAl2)。q相不再与基体共格，此阶段合金硬度比共格的相不再与基体共格，此阶段合金硬度比共格的q存在的阶段的低。存在的阶段的低。Al-Cu合金典型时效硬化曲线合金典型时效硬化曲线 第二相强化第二相强化沉沉淀淀强强化
27、化效效果果 强化效果强化效果与其类型、形状、数量、大小以及分布均有关，而且诸与其类型、形状、数量、大小以及分布均有关，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。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。如在如在Al-Cu合金中，随着第二相形成元素合金中，随着第二相形成元素Cu含量的增加，其强含量的增加，其强化效果愈大，这主要因化效果愈大，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
28、显著，但合金塑性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，综合效果最佳。效果最佳。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，合金元素含量相同，一个是片状珠光体，一个是粒状珠光体，其强化效素含量相同，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。复杂。第二相强化第二相强化沉沉淀淀强强化化效效果果 第二相
29、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牢固，否则易在界面形成裂纹而导致断第二相必须与基体结合牢固，否则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。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基础上，通过热处理方法析出第沉淀强化一般是在固溶强化基础上，通过热处理方法析出第二相，达到
30、强化基体的目的。所以第二相存在保证了最大固溶二相，达到强化基体的目的。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。二相强化比粗大第二相强化效果好。弥弥散散强强化化的的特特点点 为形成更稳定的第二相，为形成更稳定的第二相，人为人为向基体金属中向基体金属中加入加入惰惰性氧化物之类粒子，并使这类粒子在基体中高度弥散分性氧化物之类粒子，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，工作温度可布，来强化合金。这类合金强化效果较好，工作温度可达达0.80.85T
31、m。这类合金高温强度很高，但低温时强。这类合金高温强度很高，但低温时强度并不很高，因此又发展了如以度并不很高，因此又发展了如以g相强化合金为基体，相强化合金为基体，以以Y2O3进行弥散强化的合金，这类合金低温和高温性进行弥散强化的合金，这类合金低温和高温性能都比较好。能都比较好。弥弥散散强强化化的的特特点点 弥散强化合金的强化除了与第二相的数量、大小分布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，还与有关外，还与基体和氧化物本身性质有关基体和氧化物本身性质有关，基体强度愈高，基体强度愈高，而且则热稳定性好。弥散相本身熔点高、硬度大，化学稳而且则热稳定性好。弥散相本身熔点高、硬度大，化
32、学稳定性也高，在基体中不易扩散，与基体界面能要低，这样定性也高，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，很大一部分可能由物之间交互作用外，很大一部分可能由变形机构的改变变形机构的改变所所致。有时为了使弥散强化合金具有最佳的综合性能，也往致。有时为了使弥散强化合金具有最佳的综合性能，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往采取一些变形和回复处理，这也是实践中常用的一
33、种改善合金综合性能的方法。善合金综合性能的方法。温度对温度对TD-Ni及两种高温合金断裂应力的影响曲线及两种高温合金断裂应力的影响曲线 第第二二相相强强化化理理论论由于第二相成分、性质及大小不同，因此强化理论由于第二相成分、性质及大小不同，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。周围应变区；偏聚区；或第二相本身。强化机制主要分四种：强化机制主要分四种：1、共格应变强化理论；、共格应变强化理论；2、化
34、学强化、化学强化(切过机制切过机制)理论；理论；3、Orowan绕过机制。绕过机制。4、间接强化。、间接强化。共格应变模型示意图共格应变模型示意图第第二二相相强强化化理理论论共格应变强化共格应变强化第第二二相相强强化化理理论论基本思想基本思想：将合金的屈服应力，看成由于第二相在基体中，：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。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个半径为r0的球形部分，然后在此空间再放进一个半径为的
35、球形部分，然后在此空间再放进一个半径为r(r0r)的球。半径的球。半径r处与基体共格，由此产生弹性应力场。对处与基体共格，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，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。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而错配度为的球型粒子在半径为为R处产生处产生切应变切应变-内
36、应力场内应力场，运动位错在基体中遇到内应力，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 克 服 内 应 力。场 抵 抗，要 通 过 这 些 区 域 必 须 克 服 内 应 力。共格应变强化共格应变强化第第二二相相强强化化理理论论Orowan(绕过绕过)强化机制强化机制条件：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，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。位错切过第二相粒子很困难，只能绕过第二相质点而运动。第第二二相相强强化化理理论论Orowan(绕过绕过)强化机制强化机制2223322r3
37、4flrrlrffrl212121232322/lTb 121121213121232322rTfrffTrfTba121rGbfa第第二二相相强强化化理理论论Orowan(绕过绕过)强化机制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，则强化效果错切过。因此第二相粒子愈小，粒子间距愈小，则强化效果愈大，服从愈大，服从Orowan机制。此外，运动位错遇到第二相硬质点机制。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，位错可能时，因切不动这些硬粒子，在外力作用下，位错可能通过
38、攀通过攀移方式越过弥散相粒子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。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。困难，因此弥散相是位错运动的障碍，而使合金强化了。第第二二相相强强化化理理论论位错切过第二相强化机制位错切过第二相强化机制位错切过第二相的条件位错切过第二相的条件：基体与第二相有公共的滑移面。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。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
39、。析出相的半位错。第二相强度不能太高，即第二相可与基第二相强度不能太高，即第二相可与基体一起变形。体一起变形。第第二二相相强强化化理理论论位错切过第二相强化机制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位错切过第二相形成强化的原因：当一个柏氏失量为当一个柏氏失量为b b的位错切过第二相之后，两边各形成一个的位错切过第二相之后，两边各形成一个宽度为宽度为b b的新表面，显然要增加表面能。的新表面，显然要增加表面能。如果第二相是有序的如果第二相是有序的(如如g相相)，位错切过第二相粒子时，位错切过第二相粒子时，则增加反相畴界和反相畴界能。则增加反相畴界和反相畴界能。若第二相质点弹性模量与基
40、体的弹性模量不同，这种模量差若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。会使位错进入第二相质点前后线张力发生变化。若第二相与基体之间比容不同，则在第二相界面附近形成弹若第二相与基体之间比容不同，则在第二相界面附近形成弹性应力场。性应力场。上述这些均构成位错运动的阻力。上述这些均构成位错运动的阻力。第第二二相相强强化化理理论论强化效果的控制强化效果的控制基本思路：基本思路：(1)(1)增加第二相体积百分增加第二相体积百分数，即增加第二相形成元素。但数，即增加第二相形成元素。但f f不不能无限大，因此增大能无限大，因此增大f f亦是有限的。亦是有限
41、的。(2)(2)控制第二相尺寸，即控制热处理控制第二相尺寸，即控制热处理工艺可以得到合适的第二相粒子。有工艺可以得到合适的第二相粒子。有时为了得到最佳的强化效果，往往经时为了得到最佳的强化效果，往往经多段热处理工艺，使第二相尺寸有适多段热处理工艺，使第二相尺寸有适当配合，如在当配合，如在NiNi基高温合金中常常采基高温合金中常常采用多段式时效处理来调整用多段式时效处理来调整g的粒子的粒子尺寸，即为此目的。尺寸，即为此目的。第第二二相相强强化化理理论论间接强化间接强化间接强化间接强化是指有些第二相本身对强度贡是指有些第二相本身对强度贡献不大。但可以改变组织结构，而使合金献不大。但可以改变组织结构
42、，而使合金强度提高，如钢铁材料中钛的碳化物或钒强度提高，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。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丝在加热和冷却过程中热应力影响下而断裂。如钨丝中加入裂。如钨丝中加入ThO2，由于，由于ThO2自身自身的稳定性，限制钨丝晶粒长大，可大大提的稳定性，限制钨丝晶粒长大，可大大提高钨丝的寿命。高钨丝的寿命。第第二二相相强强化化理理论论第二相强化对合金塑性和韧性的影
43、响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、分布及第二相的性质、含量、大小、分布及与基体结合强弱等都影响合金的性能，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、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。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，称为还有一些第二相较基体韧性好，称为韧性相。如合金结构钢中残余奥氏体韧性相。如合金结构钢中残余奥氏体或或b-Ti-Al合金中少量合金中少量a相都属
44、于韧性相都属于韧性相。相。第二相类型及含量对光滑试样其实断裂应变ef的影响 a.强结合的脆性相；b.强结合的韧性相；c.弱结合的脆性相第第二二相相强强化化理理论论第二相形状的影响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KIc的影响其其他他强强化化方方法法纤维强化纤维强化mmffcVEVEE)1(fmffcVV其其他他强强化化方方法法相变强化相变强化马氏体中位错通过孪晶时产生的位错反应 相变强化相变强化其其他他强强化化方方法法形变热处理强化形变热处理强化其其他他强强化化方方法法Mf形变热处理强化形变热处理强化其其他他强强化化方方法法ss形变热处理强化形变
45、热处理强化其其他他强强化化方方法法形变热处理强化机制形变热处理强化机制其其他他强强化化方方法法固溶强化固溶强化细晶强化细晶强化形变强化形变强化第二相强化第二相强化形变热处理强化形变热处理强化其其他他强强化化方方法法界面强化界面强化其其他他强强化化方方法法 在金属材料中常见的界面有晶界、亚晶界、相界和外表在金属材料中常见的界面有晶界、亚晶界、相界和外表面等。强化这些界面的意义显然是不言而喻的，然而由于这面等。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及的内容很多，目前已返逐渐形成了一个独立的领些问题涉及的内容很多，目前已返逐渐形成了一个独立的领域，如域，如MMC(Metal Matr
46、ix Composite Materials,金属基复金属基复合材料合材料)中的界面强化，各种介质对金属材料长期强度的影中的界面强化，各种介质对金属材料长期强度的影响及材料保护问题等响及材料保护问题等 合金元素与晶界的作用：气团作用、表面吸附作用。合金元素与晶界的作用：气团作用、表面吸附作用。陶陶瓷瓷材材料料的的强强度度特特点点需要强调指出：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、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耐磨性、耐蚀性和耐热性，但是与此
47、同时呈现低韧性、塑性变形差、耐热冲击性和可靠性低。为韧性、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。韧化问题更加重要。陶陶瓷瓷材材料料的的强强度度特特点点陶瓷为何脆陶瓷为何脆？金属材料出现高度应力集中或微小颗粒周围出现过负荷，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，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。在常温下即使不发生屈服即可产生断裂。其原因有：其原因有：一，结一，结晶结合方式中主要分为
48、离子键、共价键、金属键及分子键，晶结合方式中主要分为离子键、共价键、金属键及分子键，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，同时其大多晶体结构复杂，平均原子间距较大，性强的特点，同时其大多晶体结构复杂，平均原子间距较大，从而使得表面能很小。故此，与金属材料相比位错的运动与从而使得表面能很小。故此，与金属材料相比位错的运动与增殖难以发生，当表面或内部有缺陷出现时则极容易在其周增殖难以发生，当表面或内部有缺陷出现时则极容易在其周围引起应力集中，导致陶瓷材料的脆性断裂。围引起应力集中，导致陶瓷材料的脆性断裂。陶瓷与金属拉伸变
49、形曲线的比较陶瓷与金属拉伸变形曲线的比较陶陶瓷瓷材材料料的的强强度度特特点点陶陶瓷瓷材材料料的的强强度度特特点点陶瓷与金属拉伸变形断裂形态的比较陶瓷与金属拉伸变形断裂形态的比较陶陶瓷瓷材材料料的的强强度度特特点点陶瓷与金属扭转变形断裂形态的比较陶瓷与金属扭转变形断裂形态的比较陶陶瓷瓷材材料料的的强强化化影响陶瓷材料室温断裂强度的因素影响陶瓷材料室温断裂强度的因素：1）气孔率；气孔率；2）气孔的形状；气孔的形状；3）最大缺陷的尺寸；最大缺陷的尺寸；4）晶粒直径；晶粒直径；5）晶界玻璃相。晶界玻璃相。通过材料组织的复合化改变通过材料组织的复合化改变E E和和g0 0以及通过改变断裂的形式以及通过改
50、变断裂的形式达到改变达到改变g0 0的效果，从而实现陶瓷材料的强化的效果，从而实现陶瓷材料的强化。第一，借用第一，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，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。粒子增强复合材料。第三，纤维增强法。2/10)2(CEc提供陶瓷材料韧性的机制提供陶瓷材料韧性的机制陶陶瓷瓷材材料料的的韧韧化化各种强韧化机制引起的断裂韧性值增加的预测各种强韧化机制引起的断裂韧性值增加的预测陶陶瓷瓷材材料料的的韧韧化化影影响响陶陶瓷瓷材材料料韧韧性性的的因因素素单晶陶瓷材料的断裂韧性与弹性模量之关系单晶陶瓷材料的断裂韧性与
