材料科学基础：第十二章 金属材料强韧化机制.ppt

金属材料强韧化金属材料强韧化目目  录录•金属材料强度本质及强化思路金属材料强度本质及强化思路•金属材料强化机制金属材料强化机制 1）固溶强化 2）晶界强化 3）第二相粒子强化 4）形变强化•金属材料的韧化机制及工艺金属材料的韧化机制及工艺位错运动阻力分析位错运动阻力分析a.位错线张力引起的阻力位错线张力引起的阻力       以Frank-Read源形式增殖位错，其阻力就是：特点：特点： 1）属源阻力； 2）阻力值较小，xc一般较大一、强度本质一、强度本质b.点阵阻力点阵阻力 它是位错滑移时（从一个平衡位置滑移到下一个平衡位置）克服原子平衡位置之间的势垒所需的力，即位错在完整晶体中运动的摩擦阻力 位错半宽度ρ，ρ=a/2(1-v) a:滑移面面间距, v为泊松比 K为与位错性质有关的常数，           对刃形位错对刃形位错      P_N力的大小取决于原子间键的性质，即原子结力的大小取决于原子间键的性质，即原子结合力（合力（G））; 晶体结构晶体结构a;  位错的性质与结构（位错的性质与结构（b, ρ））一、强度本质一、强度本质c.位错间的弹性交互作用阻力位错间的弹性交互作用阻力   1）与平行的位错交互作用：属长程交互    2）与不平行且又不与滑移面相交的林位错交互作用d.交截阻力交截阻力  1）形成割阶所引起的阻力 2）来自割阶的运动，即点缺陷形成引起的阻力一、强度本质一、强度本质  强度本质及构成强度本质及构成对纯金属单晶体而言：实际屈服力可表示为：对纯金属单晶体而言：实际屈服力可表示为：     P-N力对组织变化不敏感，主要决定于晶体点阵和力对组织变化不敏感，主要决定于晶体点阵和键合类型；但其余的几项则对组织是很敏感的。

键合类型；但其余的几项则对组织是很敏感的 一、强度本质一、强度本质材料强度与缺陷数量的关系材料强度与缺陷数量的关系 材料强度缺陷数量冷加工状态退火状态无缺陷的理论强度一、强度本质一、强度本质•  制备不含位错和其他会转化为位错的缺陷制备不含位错和其他会转化为位错的缺陷   的完整晶体的完整晶体•  提高位错运动的阻力提高位错运动的阻力    1)设法改变合金的原子键合类型，从而提高金设法改变合金的原子键合类型，从而提高金属晶体内的点阵阻力，使位错的运动增加困难；属晶体内的点阵阻力，使位错的运动增加困难；     2)设法在金属中引入大量的晶体缺陷，大大增设法在金属中引入大量的晶体缺陷，大大增加位错之间、位错和其它晶体缺陷之间的交互作用，加位错之间、位错和其它晶体缺陷之间的交互作用，从而阻碍位错的运动，提高材料强度从而阻碍位错的运动，提高材料强度-----这是通常这是通常强化的思路和方法强化的思路和方法一、金属材料强化思路一、金属材料强化思路二、强化机制二、强化机制---固溶强化固溶强化1固溶强化：固溶强化：利用点缺陷（异类原子）对位错运动 的阻力使金属基体获得强化的方法。

2分类：分类： 1）间隙式固溶强化 非对称畸变；气团钉扎 2）置换式固溶强化 球面对称畸变；原子尺寸效应明显；高温强化效果明显3强化经验规律：强化经验规律： 对稀固溶体，有： m=1/2~1；适应于浓度较低的情况 对同一基体，不同溶质元素溶解度反比于其强化效果二、强化机制二、强化机制---固溶强化固溶强化4   固溶强化机理固溶强化机理 1）均匀固溶强化模型）均匀固溶强化模型---Friedel与Fleischer理论 在障碍处位错弯曲的角度为θ，平衡时障碍对位错的作用力F与位错线张力T之间有关系： F=2·T·sin(θ/2)=τLb 外力τ增大，θ达到临界值θc（F也增大到峰值Fm），挡不住位错的运动，此时所对应的切应力是晶体的屈服应力τc， τc=Fm/(L·b)=(2·T) sin(θc/2)/(L·b) 假设单位体积溶质原子数是C，体积分数为f，原子半径为b/2若滑移面上质点的平均距离为L， 单位面积上的溶质原子数是1/L2，且等于(2*b/2*f)/(4/3*π(b/2)3) 有： 由于原子分数与体积分数有：得到：此外，张力代上屈服应力公式屈服应力公式：二、强化机制二、强化机制---固溶强化固溶强化二、强化机制二、强化机制---固溶强化固溶强化2）不均匀固溶强化）不均匀固溶强化 a. 溶质原子分布不均匀的原因 (1) 溶剂和溶质原子间结合力的差距。

BA B-B > B-A: 偏聚现象 B-B < B-A: 短程有序态       (2) 实际晶体中存在大量点阵缺陷：晶界、亚晶实际晶体中存在大量点阵缺陷：晶界、亚晶            界、层错、位错等界、层错、位错等             晶界的内吸附 位错周围的原子气团    二、强化机制二、强化机制---固溶强化固溶强化b.不均匀固溶强化机理不均匀固溶强化机理(1)弹性因素弹性因素     因溶剂和溶质原子的尺寸差异而在固溶体内引起的弹性应力场它除了增加位错运动的摩擦阻力外，在“稀”的固溶体中突出地表现在对位错的钉扎作用上(2) 电子浓度因素电子浓度因素 电子对应力场同样是敏感的在有弹性应力场的晶体缺陷区域电子会较多地集中到张应力地段，这样就产生了电偶极子的作用，溶质原子与带电荷的位错区域之间就有电交互作用，从而促使溶质更倾向于在位错的周围偏聚；    二、强化机制二、强化机制---固溶强化固溶强化（（3）化学因素）化学因素 异类原子（溶质原子）可能在晶界上吸附（造成正偏析或负偏析要看原子间作用情况），影响晶界扩散和晶界滑动、晶粒长大，增加阻碍位错运动的阻力，从而达到强化（（4）结构因素）结构因素   原子健差异引起的偏聚和有序态引起的强化；异类原子在晶界、相界上偏聚，增加晶界阻力，达到强化；当异类原子溶入过多时，也可能改变基体的原子键合性质和强度，使点阵阻力增加    5  固溶强化的规律固溶强化的规律（（1）溶质原子的原子数分数越大，强化作用越大；）溶质原子的原子数分数越大，强化作用越大；（（2）溶质原子与基体金属原子尺寸相差越大，强）溶质原子与基体金属原子尺寸相差越大，强 化作用越大；化作用越大；（（3）间隙型溶质原子比置换原子有更大的固溶强）间隙型溶质原子比置换原子有更大的固溶强化作用；化作用；（（4）溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，）溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，固溶强化越明显。

固溶强化越明显二、强化机制二、强化机制---固溶强化固溶强化二、强化机制二、强化机制---固溶强化固溶强化二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化1.晶界强化：晶界强化：利用晶界的一些特性及其对位错运动 的阻力而使金属基体获得强化的方法 2. 晶界的特性：晶界的特性：   1) 点阵排列完全破坏区域，即区域里原子排列混乱 2) 两晶粒的过渡区，是晶体连续性的保证 3) 晶界能量高，易吸附异类原子、第二相及位错 4) 晶界有应力场，且与位错应力场有交互作用3.  晶界强化现象晶界强化现象双晶粒拉伸示意图双晶粒拉伸示意图低碳钢的低碳钢的σ σs s 与晶粒大小的关系与晶粒大小的关系4. 4. 晶界强化原因晶界强化原因   1）晶界对位错滑移的阻滞及封锁作用）晶界对位错滑移的阻滞及封锁作用 由于晶界两侧晶粒的取向不同，本身是原子排列混乱区，加之吸附的杂质原子较多，增大了晶界附近的滑移阻力多晶体中即使有位错滑移，也很难越过晶界   2））晶粒之间变形的约束作用晶粒之间变形的约束作用 当多晶体受力后，虽会有一些晶粒在位向上有利于滑移，但除非邻近的取向不利的晶粒也协同动作，变形才能发生，否则只会在变形中出现裂纹和间隙, 这是保持物体的连续性所必须的。

   晶粒越细，晶界越多，位错被阻滞的地方就越多，多晶体的强度就越高晶粒越细，晶界越多，位错被阻滞的地方就越多，多晶体的强度就越高; ; 晶粒愈细，晶粒数量愈多，变形产生的应力集中程度低，避免裂纹产生；晶粒愈细，晶粒数量愈多，变形产生的应力集中程度低，避免裂纹产生；即使变形增大，也因变形约束作用产生的裂纹越多，从而韧性提高即使变形增大，也因变形约束作用产生的裂纹越多，从而韧性提高      二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化5. 5. 晶界强化模型晶界强化模型----位错塞积理论位错塞积理论   塞积数量： 塞积前端应力集中： 若晶内位错滑移阻力为τi,作用于塞积位错的有效应力为（τ-τi），并取L=d/2，即考虑位错源于晶粒中心塞积应力集中为：使B晶粒位错源开动的临界切应力为：( )简化成：简化成：霍耳霍耳-配奇配奇(Hall-Petch)关系式关系式           二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化 理论模拟的结果显示存在一个临界尺寸理论模拟的结果显示存在一个临界尺寸dc, Cudc, Cu的临的临界尺寸界尺寸dc≈19.3nmdc≈19.3nm，，PaPa的的dc≈11.2nmdc≈11.2nm 在低于在低于100nm100nm的纳米晶中的纳米晶中Hall-Hall-PetchPetch关系仍然有效关系仍然有效临界尺寸dc,十几到二十纳米之间反Hall-Petch效应二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化6. 6. 晶粒细化途径晶粒细化途径  1）改变结晶过程中的凝固条件。

增加冷却速度，调节合金成份提高其过冷能力， 2）进行形变，同时严格控制随后的回复和再结晶过 程以取得细小晶粒(形变热处理） 3）利用脱溶反应、调幅分解、粉末烧结、内氧化等 方法在合金内产生弥散的第二相以抑制晶粒长大 4）通过同素异型转变的多次反复实现晶粒细化 热循环处理细化晶粒，快速奥氏化多级热处理      二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化7. 7. 晶界强化实例（略）晶界强化实例（略） 奥氏体晶粒细化在十级以上，则金属的强韧性将大大提高①①利用极高加热速度的能量密度进行快速加热的热处理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②②利用奥氏体利用奥氏体(A)的逆转变的逆转变(循环热处理）循环热处理） 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③③ 采用采用A-F两相区交替加淬火两相区交替加淬火 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        二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化7. 7. 晶界强化实例晶界强化实例 二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化7. 7. 晶界强化实例晶界强化实例④④微合金化细化晶粒微合金化细化晶粒 1 1）钢中加）钢中加W W、、MoMo 在实现固溶强化同时，还能提高了钢的再结晶温度，同时可降低在一定温度下晶粒长大的速度，从而细化晶粒 2 2）钢中加）钢中加强碳强碳、、氮化物形成元素氮化物形成元素( (如如V V、、TiTi、、NbNb等等) ) 与钢中的碳或氮形成尺寸为纳米级的化合物，它们对晶粒的长大起强烈的阻碍作用，并且这种纳米级的化合物所占的体积分数为2％时，对组织的细化效果最好 机理：（1）阻止均热时奥氏体晶粒的长大；（2）奥氏体形变过程中阻止奥氏体再结晶；（3）铁素体相变后的沉淀强化作用，对铁素体晶粒有钉扎作用，阻止其长大 微合金碳氮化物析出粒子越小、越多，所获得的铁素体晶粒也就越小 铝中加钛有类似细化作用铝中加钛有类似细化作用        二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化7. 7. 晶界强化实例晶界强化实例⑤⑤形变诱导相变细化晶粒形变诱导相变细化晶粒原理：原理：将低碳钢加热到奥氏体相变温度Ac3以上，保温一段时间，使其奥氏体化，然后以一定速度冷却到Ar3和Ae3之间，进行大压下量变形，从而获得超细铁素体晶粒。

机机制制：：在变形过程中，形变能的积聚使Ar3点温度上升，在变形的同时发生铁素体相变，并且变形后进行快速冷却，以保持在变形过程中形成的超细铁素体晶粒关键参数：关键参数：形变量和形变温度应用：应用：韩国Lee学者是通过在Ar3附近进行低温大变形，诱导铁素体相变和铁素体的动态再结晶两种机制，获得超细的铁素体晶粒1μm以下） 钢铁材料的控轧控冷生产：在接近相变温度进行轧制，已经生产出晶粒直径约为1.0μm的铁素体热轧板带         二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化7. 7. 晶界强化实例晶界强化实例⑥⑥形变形变热处理热处理细化晶粒细化晶粒1）工艺一：）工艺一：钢在较低奥氏体化温度变形钢在较低奥氏体化温度变形-淬火淬火 将钢加热到稍高于Ac3温度，完全奥氏体化，然后以较大的压下量使奥氏体发生强烈变形，之后等温保持一段时间，使奥氏体进行起始再结晶，并于晶粒尚未开始长大之前淬火，从而获得较细小的淬火组织 Fe-0.17C-0.3Si-1.5Mn合金在奥氏体化温度下进行90％变形，以10 K/s的速度冷却，可获得3μm以下晶粒的铁素体组织2）工艺二：）工艺二：淬火后钢进行冷变形淬火后钢进行冷变形-奥氏体化奥氏体化-淬火淬火 将淬火后钢，加热到相变点以下的低温进行大压下量的变形，然后加热到Ac3以上温度短时保温，奥氏体化后迅速淬火。

在500℃～600℃范围内将304奥氏体不锈钢进行变形，从而获得0.3μm的超细晶组织         二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化7. 7. 晶界强化实例晶界强化实例⑦⑦变质细化处理技术变质细化处理技术原理：原理：在合金液中加入晶粒细化剂，形成大量弥散分布的高熔点物质作为形核质点，以促进熔体的形核结晶，获得晶粒微细的组织镁合金：镁合金：含C的晶粒细化剂（CO2、乙炔、天燃气、CaCO3、MgCO3、固体石蜡、粒状石墨、灯黑、C2Cl6、六氯苯等、Mg-Al-C等中间合金） ；含硼晶粒细化剂（Al-Ti-B、TiB2中间合金）；含Zr元素中间合金；稀土元素及混合稀土元素；Ca、Ti、Sb、Mn等铝合金：铝合金：钛型细化剂；Al-Ti-B、Al-Ti-C、Al-Ti-B-RE、Al-Ti-C-B 、Al-Ti-C-RE、Al-Ti-B-R、Al-Ti-Sr、Al-Ti-Be中间合金型；盐类细化剂（K2TiF6,K2ZrF6,KBF4）      二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化7. 7. 晶界强化实例晶界强化实例      二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化7. 7. 晶界强化实例晶界强化实例⑧⑧动态晶粒细化技术动态晶粒细化技术 在金属熔体凝固的过程中，对合金熔体进行振动处理可细化晶粒，促进合金中元素的均匀分布，提高熔体的流动性并减少不溶气体的浓度。

原理：原理：机械力或电磁力力促使依附在模壁上的细晶脱落或前沿枝晶破碎、脱落，并在微过冷的熔体中作为结晶核心,增加了晶核的数量,并且使这些粒子分布均匀,产生更好的细化效果 方式：方式： 1）机械振动法 2）电磁搅拌 3）超声波       二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化7. 7. 晶界强化实例晶界强化实例⑨⑨等通道转角挤压技术等通道转角挤压技术 利用由两个按一定角度相互交截的 等径通道组成的挤压模具来使金属 获得大的塑性纯剪切变形, 从而获得细晶粒的方法  原理：原理：首先,粗大晶粒被粉碎成一系列具有小角度晶界的亚晶并沿着一定方向拉长形成带状组织;然后亚晶被继续破坏,开始出现部分具有大角度界面的等轴晶组织;最后,亚晶带消失,显微组织主要为具有大角度晶界的等轴晶组织,晶粒位相差随剪切变形量的增加而增大   应用：应用：适于铸造铝、镁合金晶粒细化 160~220℃,应用此方法对AZ31镁合金铸锭挤压4次后可获得尺寸为0·5~3μm的晶粒      二、强化机制二、强化机制---晶界强化晶界强化1.1.第二相粒子强化第二相粒子强化: :通过各种工艺手段使第二相质点弥散分布，可以阻碍合金内部的位错运动，从而提高合金强度的方法2.   分类（依第二相特性）：分类（依第二相特性）： •沉淀强化沉淀强化/时效强化：时效强化：依靠过饱和固溶体时效脱溶产生的第二相粒子强化•弥散强化：弥散强化：采用粉末冶金方法加入或形成的第二相粒子强化。

二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化3.时效强化分析时效强化分析 1）过饱和固溶体产生沉淀的前期过饱和固溶体产生沉淀的前期：原子偏聚强化  2）析出相刚刚形成时）析出相刚刚形成时：新相与母相的共格畸变能使强度增加  3）新相长大后：）新相长大后：分散粒子的强化，和弥散强化机理相同4.第二相粒子获取途径：第二相粒子获取途径：1）生产中可通过对马氏体进行回火的方法获得弥散分布生产中可通过对马氏体进行回火的方法获得弥散分布 的第的第二相；二相；2）也可通过共晶化合物进行热压力加工获得；）也可通过共晶化合物进行热压力加工获得；3）还可通过共析反应获得；）还可通过共析反应获得；4）另外还可通过粉末冶金方法获得另外还可通过粉末冶金方法获得 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化5 5 第二相粒子强化机制第二相粒子强化机制1---1---切过机制切过机制位错切过粒子的示意图Ni-19% Cr-6% Al合金中位错切过Ni3Al粒子的透射电子显微像 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化切过机制强化机理切过机制强化机理1 1）短程交互作用（位错与颗粒交互作用间距小于）短程交互作用（位错与颗粒交互作用间距小于 10b10b，，b b为柏氏矢量的模）为柏氏矢量的模）       主要与相界能、畴界能、粒子体积分数和粒子半径有关，增大粒子尺寸或增大体积分数，都有利于提高可形变粒子的短程强化效果       ①①位错切过粒子形成新的表面积位错切过粒子形成新的表面积A，增加了界面能，增加了界面能       ②②位错扫过有序结构时形成错排面或叫做反相畴，产生反位错扫过有序结构时形成错排面或叫做反相畴，产生反           相畴界能相畴界能       ③③粒子与基体的滑移面不重合时，会产生割阶，以及粒子粒子与基体的滑移面不重合时，会产生割阶，以及粒子           的派的派-纳力纳力τP-N高于基体等，都会引起临界切应力增加高于基体等，都会引起临界切应力增加2 2）长程交互作用（作用距离大于）长程交互作用（作用距离大于10b10b））        由于粒子与基体的点阵不同（至少是点阵常数不同），导致共格界面失配，从而造成应力场位错切过粒子增加界面能位错切过粒子增加界面能  为克服界面能，应增加的临界切应力为：为克服界面能，应增加的临界切应力为： αα是位错线张力的函数，等于是位错线张力的函数，等于aln(d/raln(d/r0 0) )，，a a对刃型位错，取对刃型位错，取0.160.16，，对螺型位错，取对螺型位错，取0.240.24；；σσ是界面能是界面能形成反相畴产生反相畴界能形成反相畴产生反相畴界能 •对共格析出物，一般共格界面能为：对共格析出物，一般共格界面能为： （（10~3010~30））××1010-7-7J/cmJ/cm2 2•反相畴界面能反相畴界面能σσA A约为：约为： （（100-300100-300））××1010-7-7J/cmJ/cm2 2•由于形成反相畴界所增加的由于形成反相畴界所增加的 临界切应力值为：临界切应力值为： 在Ni(○)Al(●)基体中，全位错切割有序Ni3Al粒子产生反相畴界 割阶以及派割阶以及派- -纳力纳力ττP P-N-N • 粒子与基体的滑移面不重合时会引起临界切粒子与基体的滑移面不重合时会引起临界切 应力增加应力增加 • 会产生割阶会产生割阶 • 粒子的派粒子的派- -纳力纳力ττP P-N-N高于基体等高于基体等 长程交互作用引起的临界切应力的增量长程交互作用引起的临界切应力的增量• 作用距离大于作用距离大于10b10b• 长程交互作用引起的临界切应力的增量为：长程交互作用引起的临界切应力的增量为： E E为杨氏模量；为杨氏模量；T T为位错线张力；为位错线张力；νν为泊松比；为泊松比；εε是错配度是错配度δδ的函数的函数• 当粒子的体积分数当粒子的体积分数f一定时，粒子尺寸越大，强化效果越显一定时，粒子尺寸越大，强化效果越显著，并按著，并按γ1/2变化变化 • 当粒子尺寸一定时，体积分数当粒子尺寸一定时，体积分数f越大，强化效果越高，并按越大，强化效果越高，并按f1/2-5/6变化变化     奥罗万机制（奥罗万机制（Orowan机制）机制） 位错绕过不易形变的粒子（位错绕过不易形变的粒子（OrowanOrowan，奥罗万机制），奥罗万机制）位错线绕过粒子，恢复原态，继续向前滑移运动位错线在不易形变粒子前受阻、弯曲外加切应力的增加使位错弯曲，直到在A、B处相遇位错线方向相反的A、B相遇抵消，留下位错环，位错增殖5 5 第二相粒子强化机制第二相粒子强化机制2---2---绕过机制绕过机制 使位错线继续运动的临界切应力的大小为：使位错线继续运动的临界切应力的大小为：             Δτ≈G·b/d  较复杂的分析可得：较复杂的分析可得： 常数常数αα对刃型位错是对刃型位错是0.0930.093，对螺型位错是，对螺型位错是0.140.14；；f f是粒子的体积分数是粒子的体积分数, , 粒粒子子半半径径r r或或粒粒子子间间距距d d减减小小，，强强化化效效应应增增大大；；当当粒粒子子尺尺寸寸一一定定时时，，体体积分数积分数f f越大，强化效果亦越好越大，强化效果亦越好 位位错错每每绕绕过过粒粒子子一一次次留留下下一一个个位位错错环环，，使使粒粒子子间间距距减减小小，，后续位错绕过粒子更加困难，致使流变应力迅速提高后续位错绕过粒子更加困难，致使流变应力迅速提高 绕过机制强化模型绕过机制强化模型内氧化铜合金临界切应力实验值与理论值的比较内氧化铜合金临界切应力实验值与理论值的比较含有非共格的沉淀相或弥散相粒子的合金的屈服强度均可以含有非共格的沉淀相或弥散相粒子的合金的屈服强度均可以用上述的机制来解释，实验结果也基本上符合理论的预期用上述的机制来解释，实验结果也基本上符合理论的预期 合金合金 粒子粒子大小大小/nm粒子粒子间距距/nm20℃ 77K τ(计算算值) 10MPaτ(实验值) 10MPaτ(计算算值) 10MPaτ(实验值) 10MPa0.3%Si48.53003.082.53.33.40.25%Al 109010.56.411.28.00.34%Be7.64519.411.220.715.76  影响第二相粒子强化效果的因素影响第二相粒子强化效果的因素1）颗粒直径2）第二相含量（体积分数）3）第二相的分布状态4)第二相粒子性质 第二相在基体中的形态及分布：以钢中Fe3C的形态与分布为例a：过共析钢中， Fe3C呈连续网状分布在α晶界上 塑性、强度下降。

b：珠光体中， Fe3C与铁素体呈平行间隔分布 塑性、强度较高要求珠光体细小，片层间距小） c： 共析钢或过共析钢经球化退火后，Fe3C呈颗粒状分布在α晶界上 强度下降，塑性上升，便于加工 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化7  时效强化过程中强度变化时效强化过程中强度变化 1）最初合金的强度相当于过饱和固溶体 2）开始阶段的沉淀相和基体共格，尺寸很小，位错可以切 过沉淀相，对温度比较敏感，屈服应力决定于切过沉淀 相所需要的应力，包括共格应力、沉淀相的内部结构和 相界面的效应等 3）沉淀相体积含量f增加，切割粒子所需要的应力加大 4）位错绕过粒子所需要的应力会小于切割粒子，Orowan 绕过机制起作用，屈服应力将随粒子间距的增加而减小 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化8  固溶时效强化处理过程及分析固溶时效强化处理过程及分析       1））固溶处理固溶处理 将合金通过加热到固溶线以上、固相线以下温度保温，获得成分均匀的固溶体组织。

2 2）淬火）淬火 将固溶处理好的工件快冷到较低温度，得到过饱和单相固溶体 3 3）时效）时效 使过饱和固溶体析出细小弥散沉淀相的过程自然时效：室温下时效；人工时效：在高于室温（固溶温度与室温之差的15％到25％）进行时效 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化      沉淀强化的基本条件沉淀强化的基本条件（1）沉淀强化相是硬度高的质点；（2）加入基体金属（如铝）中的合金元素应有较高的极限固 溶度，且其随温度降低而显著减小；（3）淬火后形成的过饱和固溶体在时效过程中能析出均匀， 弥散的共格或半共格的亚稳相，基体中能形成强烈的 应变场 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化过饱和固溶体的时效分解产物过饱和固溶体的时效分解产物    脱脱溶溶（（或或沉沉淀淀））是指：从过饱和固溶体中析出一个成分不同的新相或溶质原子富集的亚稳区过渡相的过程，属于固态相变的范畴 凡是有固溶度变化的相图，从单相区进行两相区时都会发生脱溶沉淀以以Al－－Cu合金为例合金为例：： 随着时效时间的延长，将发生下列析出过程（析出序列）： α → G·P区 → θ// → θ/ → θ 其中 G·P区、θ//、θ/为亚稳定相。

θ//也可称为GP2区） 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化（（1 1））G.PG.P区区•G.PG.P区区的的发发现现：：1938年，A.Guinier和G.D.Prestor用X射线结构分析方法各自独立发现，Al－Cu合金单晶体自然时效时在基体的{100}面上偏聚了一些铜原子，构成了富铜的碟状薄片（约含铜90％）为纪念这两位发现者，将这种两维原子偏聚区命名为G.P区现在人们把其他合金中的偏聚区也成为G.P区•G.PG.P区区的的形形状状与与尺尺寸寸：在电子显微镜下观察呈圆盘状，直径约为8nm，厚度约为0.3～0.6nm 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化（（1 1））G.PG.P区区•G.PG.P区区的的晶晶体体结结构构与与界界面面：：Wcu为0.90时，是溶质原子富集区，它在母相的{100}晶面上形成，点阵与基体α相相同（fcc）并与α相完全共格•G.PG.P区区形形成成的的原原因因：：G.P区的形核是均匀分布的，其形核率与晶体中非均匀分布的位错无关，而强烈依赖于淬火所保留下来的空位浓度（因为空位能帮助溶质原子迁移）。

凡是能增加空位浓度的因素均能促进G.P区的形成例如：固溶温度越高，冷却速度越快，则淬火后固溶体保留的空位就越多，有利于增加G.P区的数量并使其尺寸减小 • 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化（（2 2）过渡相）过渡相: : •过过渡渡相相的的形形状状与与尺尺寸寸：：Al-Cu合金中有θ’’和θ’两种过渡相θ’’呈圆片状或碟形，直径为30nm，厚度为2nm而θ’是光学显微镜下观察到的第一个脱溶产物，也呈圆片状或碟形，尺寸为100nm数量级 θ’’相为正方点阵：a＝b＝0.404nm，c＝0.768nm，θ’’相基本是均匀形核，分布均匀且与基体完全共格，它与基体的位向关系为{100}θ’’//{100}基体与G.P区相比，在θ’’相周围会产生更大的共格应变，故其强化效果也比G.P区大 θ’相为正方点阵：a＝b＝0.404nm，c＝0.58nm，它与基体部分共格，与基体的位向关系为{100}θ’//{100}基体θ’相的具体成分为Cu2Al3.6，很接近于平衡相θ（CuAl2） 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化（（2 2）过渡相）过渡相: : •过过渡渡相相的的晶晶体体结结构构与与界界面面：：过渡相往往与基体共格或部分共格，且有一定的结晶学位向关系。

由于过渡相与基体之间的结构存在差异，因而其形核功较大为了降低应变能和界面能，过渡相往往会在位错，小角晶界、层错以及空位团等处不均匀形核因此，其形核速率将受材料中位错密度的影响此外，过渡相还可能在G.P区中形核3）平衡相：）平衡相：•θθ也是正方点阵：也是正方点阵：a＝b＝0.905nm，c＝0.486nm，一般与基体不共格，但亦存在一定的结晶学位向关系，其界面能高，形核功也高为减小形核功，往往在晶界处形核，所以平衡相形核是不均匀的q  时效时间对性能的影响时效时间对性能的影响时效时间与强度的关系时效时间与强度的关系Atomic-scale pathway of early-stage precipitation in Al–Mg–Si alloys实实 例例　　控制early-stage clustering phenomena，是当前铝合金强化新途径，对发展新一代铝合金具有重要现实意义　　通过高分辨透射电镜与模拟计算两种途径，研究了6000系铝合金early-stage precipitation的析出序列　　6000系铝合金中，early-stage precipitation按照以下顺序析出:　　　　　C1 -C2//{111}Al-C3//{100}Al<100>Al　　C1是最早出现的原子气团，呈球状； C2原子气团由C1原子气团在{100}Al面发展形成，呈片状；C3由C2原子气团继续沿{100}Al<100>面发展形成，呈棒状。

C3原子气团生长形成GP区，也可以认为C3原子气团是开始析出的GP区 模拟了Al-Mg-Si合金在180℃时效的过程，固溶态中Si原子簇首先出现（图ａ），其中一些Si原子簇吸附Mg原子偏聚，形成Mg原子簇，原子簇呈球状（图ｂ），Mg原子簇继续生长，Mg元素开始富集，优先沿着{111}Al面发展（图ｃ），变成片状，之后逐步沿着{100}Al<100>Al长大（图ｄ、图ｅ），形状逐渐变为棒状而新的Si原子簇也能够继续在基体形核（图c-e）图f是图c沿[111] 轴的成像图g是图e沿[0 01] 轴的成像 实验结果证实了模拟结果的正确性，在180℃经过短时间的时效后，合金中存在C1原子簇（图a），C1原子簇呈球状，半径尺寸约5nm沿{111}面的片状的C2原子簇也被证实存在(图b)，其长度约10nm，宽度约3nm图c中C2原子簇与C3原子簇并存，图d和图e示C3原子簇较C2原子簇在尺寸上进一步变大，长度约15nm，宽度约9nm，呈棒状出现图f是C3原子簇进一步发展，之后形成的GP区所有图中的衍射斑点由FFT变换得到，原子簇使晶格存在内应力，衍射斑点拉长变形，且GP区析出时畸变最大） 以上实验综合运用模拟计算和高分辨透射电镜观察，说明了Al-Mg-Si中GP区之前的原子偏聚过程。

在使用6066/SiC复合材料，在高分辨透射电镜观察到了50%冷变形固溶态6066/SiC复合材料，使用HADF技术，得到原子簇的Z原子衬度（原子序数衬度）高分辨照片，Mg原子簇呈片状，长度约5nm（图c），在实验上有力证明了发现的原子簇是溶质Mg原子的偏聚 在冷变形的合金中，溶质Mg原子形成的原子簇与位错之间存在着相互作用 8  实例实例1－钴基高温合金强化设计－钴基高温合金强化设计       1）成份设计）成份设计 2 2）加工工艺）加工工艺 真空熔炼－管坯铸造－热等静压（均匀化） －冷压变形－机械加工－时效处理 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化8  实例－钴基高温合金强化设计实例－钴基高温合金强化设计       3）组织与结构）组织与结构    4）性能）性能 室温（σb＝885MPa, σ0.2＝870MPa，δ＝57%，ακ＝32J） 850℃（σb＝415MPa, σ0.2＝405MPa，ακ＝47J）850℃下经100小时使用后密封环弹力下降ΔF≤10%；台架实验：12000发不失效（要求>2000） 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化8实例实例2－粉末镍基高温合金（－粉末镍基高温合金（GH4049）） 二、强化机制二、强化机制---第二相粒子强化第二相粒子强化(a)1350 ℃℃×2 h烧结；烧结；(b)1200 ℃℃×2 h固溶热处理；固溶热处理；(d)850 ℃℃×8 h时效热处理时效热处理σb＝＝1114MPa, σ0.2＝＝760MPa，，δ＝＝13%，，与变形合金性能相当。

与变形合金性能相当1形变强化：形变强化：利用金属的加工硬化行为，通过塑性利用金属的加工硬化行为，通过塑性变形来强化金属的方法变形来强化金属的方法2分类分类1）金属服役过程中的形变强化，以防过载变形和开裂 高锰钢使用中形变强化2）预变形以产生形变强化 特别适用于使用温度远低于再结晶温度的金属材料强化如通过冷拔形变获得的高强度钢丝（抗拉强度可达4000MN/m2）， 二、强化机制二、强化机制---形变强化形变强化 ·曲线明显可分为三个阶段：      I．．  易滑移阶段易滑移阶段：发生单滑移，位错移动和增殖所遇到的阻力很小，θI 很低，约为10-4G数量级II．线性硬化阶段．线性硬化阶段：发生多系滑移，位错运动困难，θII 远大于θI 约为 G/100—G/300 ，并接近于一常数 III．抛物线硬化阶段．抛物线硬化阶段：与位错的多滑移过程有关，θIII 随应变增加而降低，应力应变曲线变为抛物线3.单晶形变强化单晶形变强化4.形变强化原因及机制形变强化原因及机制•形变强化是因为金属在塑性变形过程中位错密度不断增加，使弹性应力场不断增大，位错间的交互作用不断增强，因而位错的运动越来越困难•引起金属加工硬化的机制有：位错的塞积、位错的交割（形成不易或不能滑移的割阶、或形成复杂的位错缠结）、位错的反应（形成不能滑移的固定位错）、易开动的位错源不断消耗等等 二、强化机制二、强化机制---形变强化形变强化形变流变应力位错间作用解释形变流变应力位错间作用解释• 形变流变应力和位错密度有依赖关系，即流形变流变应力和位错密度有依赖关系，即流 变应力变应力ττ与位错密度与位错密度ρρ之间符合培莱之间符合培莱- -赫许赫许 (Bailey-Hirsch)(Bailey-Hirsch)关系：关系： τ=ττ=τ0 0+α+α··μμ··b b··ρρ1/21/2 αα为一系数，为一系数，μμ为切变模量，为切变模量，b b为位错的强度为位错的强度     用量纲分析的方法来解释位错间的相互作用得到这个结论用量纲分析的方法来解释位错间的相互作用得到这个结论5.  影响形变强化的因素影响形变强化的因素u材料质点及点阵类型 滑移系多的面心和体心立方金属比六方金属强化趋势大，面心立方金属中以层错能低的强化趋势大。

u溶质原子对变形强化作用 大多数溶质都能提高形变强化率，且间隙原子较置换原子作用效果大u第二相 大块集聚态：形变强化率很大 可变形共格第二相质点：形变强化率较低 不可变形第二相质点时：形变强化率大u变形温度： 温度增加，形变强化率降低 二、强化机制二、强化机制---形变强化形变强化6 6、形变强化应用－、形变强化应用－不利方面不利方面 1)由于金属在加工过程中塑性变形抗力不断增 加，使金属的冷加工需要消耗更多的功率2)由于形变强化使金属变脆，因而在冷加工过 程中需要进行多次中间退火，使金属软化， 才能够继续加工而不致裂开3)有的金属（如铼）尽管某些使用性能很好， 但由于解决不了加工问题，其应用受到很大 限制6 6、形变强化应用－有、形变强化应用－有利方面利方面 1)1)有些加工方法要求金属必须有一定的加工硬化有些加工方法要求金属必须有一定的加工硬化       用金属板材冲压成杯子时只有板材发生硬化，才能使塑性变形不断进行直至最后冲压成杯，金属的拉伸过程（如拉丝）也要求金属线材在模口处能迅速硬化2)2)可以通过冷加工控制产品的最后性能可以通过冷加工控制产品的最后性能 • 某些不锈钢冷轧后的强度可以提高一倍以上• 冷拉的钢丝绳不仅强度高，而且表面光洁• 工业上广泛应用的铜导线，由于要求导电性好，不允许加合金 元素，加工硬化是提高其强度的唯一办法6 6、形变强化应用－局限、形变强化应用－局限 • 形变硬化不是工业上广泛应用的强化方法形变硬化不是工业上广泛应用的强化方法, ,它它 受到两个限制受到两个限制    (1) 使用温度不能太高，否则由于退火效应，金属使用温度不能太高，否则由于退火效应，金属         会软化会软化    (2) 由于硬化会引起金属脆化，对于本来就很脆的由于硬化会引起金属脆化，对于本来就很脆的         金属，一般不宜利用应变硬化来提高强度性能金属，一般不宜利用应变硬化来提高强度性能1复合强化：复合强化：利用两种或两种以上的强化方法，来利用两种或两种以上的强化方法，来达到塑性金属材料强化的目的。

达到塑性金属材料强化的目的2实例实例1）钢的形变热处理: 形变强化+ 固溶强化 + （第二相强化）+ （晶界强化）2)回火索氏体 固溶强化 + 第二相强化+ 晶界强化3)相变强化 固溶强化+晶界强化 二、强化机制二、强化机制---复合强化复合强化三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理• 材料韧性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 • 增加断裂过程中能量消耗的措施都可以提高 断裂韧性 • 断裂韧性是材料的一项力学性能指标，是材 料的成分和组织结构在应力和其他外界条件 作用下的表现，在外界条件不变时，只有通 过工艺改变材料的成分和组织结构，材料的 断裂韧性才能提高三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理1.1.位错与塑性、韧性关系位错与塑性、韧性关系 1）位错的合并以及在障碍处的塞积会促使裂纹形核； 2）位错在裂纹尖端塑性区内的移动则会缓解尖端应力集中 裂纹扩展应力<裂纹形核应力：脆断 裂纹扩展应力>裂纹形核应力：韧断 提高扩展临界应力---促使塑性及韧性上升三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理2.2.材料内部结构对韧性的影响材料内部结构对韧性的影响 1 1）晶界、相界）晶界、相界 晶粒细小：减少应力集中，提高均匀变形强度,阻碍裂纹形核 晶粒细小：减少单位晶界面积的杂质偏聚量，减少脆性    2) 第二相第二相-a 脆性相脆性相 包括：一些沉淀的碳化物、氧化物、氮化物等陶瓷相，硫化 物、硅酸盐、金属间化合物 第二相的几何（形态、大小、分布）、力学（强度及塑性）、物理（热膨胀）、化学（与基体结合力）等特性均对材料韧性有影响。

三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理 （1）脆性相对材料断裂的影响脆性相对材料断裂的影响<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三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理 （2）脆性相几何学参量对于韧性的影响：脆性相几何学参量对于韧性的影响：  <1> 含量(fV) ——有KIC=KfV-1/6 ，fV愈高，则塑性和韧性愈低；其愈小，则KIC值愈高，因此，纯化是广泛采用的提高断裂韧性的途径 <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三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理 （3）脆性相化学因素对韧性影响脆性相化学因素对韧性影响<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(fV)约等于开裂的第二相体积分数(fc)，即fc≌fV；<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fc 与基体结合强的韧性相——如合金结构钢中的残余奥氏体，fc<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；<2>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。

<3>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 （5）脆性相物理因素对韧性影响脆性相物理因素对韧性影响 热膨胀系数匹配三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理    2) 第二相第二相-b 韧性相韧性相 (1) 裂纹伸展遇到韧性相，由于韧性相不易解理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；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，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；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性比平面应变下的断裂韧性要高三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理3 3）基体相）基体相    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。

1）基体纯净度）基体纯净度 （（2）基体晶粒度）基体晶粒度（（3）基体的形态）基体的形态（4）基体特性 三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理3. 3. 改善材料韧性的基本途径改善材料韧性的基本途径1) 1) 减少诱发微孔的组成相，如减少沉淀相数量减少诱发微孔的组成相，如减少沉淀相数量2) 提高基体塑性，从面可增大在基体上裂纹扩展提高基体塑性，从面可增大在基体上裂纹扩展    的能量消耗；的能量消耗；3) 增加组织的塑性形变均匀性，这主要为了减少增加组织的塑性形变均匀性，这主要为了减少     应力集中；应力集中；4) 避免晶界的弱化，防止裂纹沿晶界的形核与扩展避免晶界的弱化，防止裂纹沿晶界的形核与扩展;5)引入韧性相引入韧性相6)强化的同时增韧强化的同时增韧三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理6). 6). 强化－增韧手段强化－增韧手段(1)(1)位错位错强化与塑性和韧性强化与塑性和韧性    位错密度升高会提高位错密度升高会提高强度而降低塑性和韧性强度而降低塑性和韧性可可动的未被锁住的位错动的未被锁住的位错对韧性的损害小于被沉淀物对韧性的损害小于被沉淀物或固溶原子锁住的位错。

故或固溶原子锁住的位错故提高可动位错密度提高可动位错密度对对塑性和韧性均有利塑性和韧性均有利2)(2)固溶固溶强化与塑性强化与塑性 固固溶溶强强化化应应在在保保证证强强度度的的同同时时提提高高塑塑性性通通过过添添加加合合适适的的合合金金元元素素，，如如，，Ni，，可可促促进进交交滑滑移移，，改改善善塑性    另另外外，，调调整整间间隙隙原原子子的的添添加加浓浓度度，，实实现现强强度度和和塑塑韧性的最佳配合韧性的最佳配合三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理(3)(3)细化晶粒与塑性细化晶粒与塑性细细化化晶晶粒粒既既能能提提高高强强度度，，又又能能同同时时优优化化塑塑性性和和韧韧性性，，是是目目前前公公认认最最佳佳的的实实现材料强韧化的途径现材料强韧化的途径4)(4)沉淀相颗粒与塑性沉淀相颗粒与塑性沉沉淀淀颗颗粒粒会会通通过过弥弥散散强强化化提提高高基基体体的的强强度度和和硬硬度度，，但但可可能能会会明明显显降降低低塑塑性性和和韧韧性性尤尤其其，，条条带带状状、、片片状状析析出出物物，，以以及及沿沿晶晶界界网网状状析析出出的的沉沉淀淀相相，，均均显著降低材料塑性显著降低材料塑性。

减少沉淀相减少沉淀相的析出数量，改善的析出数量，改善沉淀相沉淀相的形状和分布状态，可改善材料塑性的形状和分布状态，可改善材料塑性三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理4. 4. 改善材料韧性的主要措施：改善材料韧性的主要措施： 1). 细化细化 细化晶粒或各种显微组织；细化晶粒或各种显微组织； 2). 纯化纯化 尽量降低材料中有害杂质的含量；尽量降低材料中有害杂质的含量； 3). 球化球化 球化脆性第二相粒子，减少应力集中球化脆性第二相粒子，减少应力集中 系数；系数； 4).复化复化 引入韧性较好的不连续组元，对于裂纹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：扩展，可以起到如下一些有益的作用：5 5 金属材料的韧化工艺金属材料的韧化工艺• 熔炼铸造熔炼铸造 • 压力加工压力加工  • 热处理热处理 三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理熔炼铸造韧化工艺熔炼铸造韧化工艺 ①①成分控制成分控制 • 实际情况成分波动和存在一定的杂质是不可避免的实际情况成分波动和存在一定的杂质是不可避免的• 从提高韧性出发，提高合金纯度是有效的途径从提高韧性出发，提高合金纯度是有效的途径 ②②气体和夹杂物气体和夹杂物 • 控制气体（氢、氧、氮）和夹杂物（主要是氧化物和硫化物控制气体（氢、氧、氮）和夹杂物（主要是氧化物和硫化物   等）是冶炼和铸造工艺的重要问题某些不锈钢冷轧后的强度可等）是冶炼和铸造工艺的重要问题某些不锈钢冷轧后的强度可   以提高一倍以上以提高一倍以上    a. 氢是有害气体，引起白点和氢脆，材料强度愈高，危害性愈大氢是有害气体，引起白点和氢脆，材料强度愈高，危害性愈大    b. 氮易于引起低碳钢的蓝脆，是一种有害气体；在普通低合金钢中若有钒存氮易于引起低碳钢的蓝脆，是一种有害气体；在普通低合金钢中若有钒存        在形成氮化物，则能提高强度；在奥氏体不锈钢中，它能够代替一部分在形成氮化物，则能提高强度；在奥氏体不锈钢中，它能够代替一部分        镍，氮是有益的合金元素镍，氮是有益的合金元素    c. 氧以氧化物类型的夹杂物存在，使韧性降低氧以氧化物类型的夹杂物存在，使韧性降低    d. 夹杂物是脆性相，一般夹杂物含量愈多，则韧性愈低夹杂物是脆性相，一般夹杂物含量愈多，则韧性愈低压力加工韧化工艺压力加工韧化工艺 •依靠压力加工控制晶粒大小和取向，可改变材料韧性依靠压力加工控制晶粒大小和取向，可改变材料韧性•细化晶粒是重要的韧化措施细化晶粒是重要的韧化措施•热加工时，形变和再结晶同时进行，终轧温度和终轧热加工时，形变和再结晶同时进行，终轧温度和终轧 后冷却速度会影响晶粒大小后冷却速度会影响晶粒大小 对钢材而言有以下几条规律：对钢材而言有以下几条规律： ① ① 在较低温度，连续而较快地施加大变形量，可以获得细晶在较低温度，连续而较快地施加大变形量，可以获得细晶② ② 高温停留时间愈长，则奥氏体晶粒愈大高温停留时间愈长，则奥氏体晶粒愈大③ ③ 快速通过快速通过Ar3~Ar1区，可获得较细的铁素体晶粒区，可获得较细的铁素体晶粒④ ④ 快速冷却，可防止铁素体晶粒长大快速冷却，可防止铁素体晶粒长大•采用愈来愈低的终轧温度，如在采用愈来愈低的终轧温度，如在Ar3以上、以上、γ+α区及低于区及低于Ar1温度连续轧制，温度连续轧制，由于晶粒细化和位错胞块细小而使热轧钢板的强度和韧性提高由于晶粒细化和位错胞块细小而使热轧钢板的强度和韧性提高•连续轧制时，终轧温度愈低及变形量大，则板材的连续轧制时，终轧温度愈低及变形量大，则板材的{111}<110>织构愈强，织构愈强，韧性愈高韧性愈高  热处理韧化工艺热处理韧化工艺 •热处理是改变金属材料结构，控制性能的重要工艺热处理是改变金属材料结构，控制性能的重要工艺 •以淬火、回火和时效以及形变热处理为例，讨论提高以淬火、回火和时效以及形变热处理为例，讨论提高断裂韧性的一些概念和思路断裂韧性的一些概念和思路    ①① 超高温淬火超高温淬火            对于中碳合金结构钢，采用比一般淬火温度高对于中碳合金结构钢，采用比一般淬火温度高300多度的多度的1200~1255℃℃超高温奥氏体化处理，虽然奥氏体晶粒从超高温奥氏体化处理，虽然奥氏体晶粒从7~8级级提高到提高到1~0级，但级，但KIC却提高却提高70~125%             原因可能是由于合金碳化物完全溶解，减少了第二相在原因可能是由于合金碳化物完全溶解，减少了第二相在晶界的形核，减少了脆性，提高了韧性晶界的形核，减少了脆性，提高了韧性热处理韧化工艺热处理韧化工艺      ②②临界区淬火临界区淬火             当钢加热到当钢加热到Ac1~Ac3临界区，淬火回火后可以得到较好的临界区，淬火回火后可以得到较好的韧性，这种热处理叫临界区热处理，或部分奥氏体化处理韧性，这种热处理叫临界区热处理，或部分奥氏体化处理       临界区处理的作用临界区处理的作用      a. 组织和晶粒细化：组织和晶粒细化：  临界区处理时，在原始奥氏体晶界上形成细小奥氏临界区处理时，在原始奥氏体晶界上形成细小奥氏体晶粒，并且复相区内形成的体晶粒，并且复相区内形成的α/γ界面比一般热处理的奥氏体晶界面积大界面比一般热处理的奥氏体晶界面积大10~50倍，较大的晶界及相界面使杂质偏析程度减小倍，较大的晶界及相界面使杂质偏析程度减小      b. 杂质元素在杂质元素在α及及γ晶粒的分配：晶粒的分配：P(Sn、、Sb)等杂质可富集在等杂质可富集在α晶粒，晶粒，α晶粒晶粒这种清除杂质的作用，对于降低回火脆性有利这种清除杂质的作用，对于降低回火脆性有利     c. 碳化物形态：临界区热处理后的碳化物要比一般热处理的粗大，如碳化物形态：临界区热处理后的碳化物要比一般热处理的粗大，如V4C3的沉淀析出可作为回火时形核中心，从而减少晶界碳化物的沉淀的沉淀析出可作为回火时形核中心，从而减少晶界碳化物的沉淀热处理韧化工艺热处理韧化工艺      ③③ 回火和时效回火和时效  •钢材的回火是一种时效过程，是过饱和固溶体一马氏体的脱溶钢材的回火是一种时效过程，是过饱和固溶体一马氏体的脱溶沉淀过程沉淀过程•合金结构钢有两种回火脆性，即高温回火脆性和低温回火脆性合金结构钢有两种回火脆性，即高温回火脆性和低温回火脆性•高温回火脆性高温回火脆性       由由Sb、、Sn、、As、、P等杂质偏聚在奥氏体晶界引起。

选用等杂质偏聚在奥氏体晶界引起选用Sb、、Sn和和As低的低的废钢及降低钢中废钢及降低钢中P量，添加抑制回火脆性的合金元素可减少回火脆性倾向量，添加抑制回火脆性的合金元素可减少回火脆性倾向•提高钢的纯度，控制碳化物析出，可减少低温回火脆性提高钢的纯度，控制碳化物析出，可减少低温回火脆性       如如Si含量增加使含量增加使Fe3C开始形成温度上升，减少了脆化倾向，开始形成温度上升，减少了脆化倾向，Mn、、Cr能大能大量溶于量溶于Fe3C中，增加中，增加Fe3C的稳定性，增加脆化倾向的稳定性，增加脆化倾向•铝合金：时效组织对合金断裂性能有重大影响，一般获得均匀铝合金：时效组织对合金断裂性能有重大影响，一般获得均匀弥散的共格或半共格沉淀相比较适宜，粗大的非共格沉淀相，弥散的共格或半共格沉淀相比较适宜，粗大的非共格沉淀相，如晶界沉淀相，对断裂十分不利如晶界沉淀相，对断裂十分不利      为此铝合金淬火加热温度应尽可能高，保温时间充分，使强化相最大限度为此铝合金淬火加热温度应尽可能高，保温时间充分，使强化相最大限度地溶入基体，淬火速度要快，以避免在晶界析出第二相地溶入基体，淬火速度要快，以避免在晶界析出第二相热处理韧化工艺热处理韧化工艺      ④④ 形变热处理形变热处理 • 将压力加工和热处理两种工艺巧妙结合起来的形变热处理可将压力加工和热处理两种工艺巧妙结合起来的形变热处理可以进一步提高材料的韧性以进一步提高材料的韧性•如使结构钢在亚稳定奥氏体区变形，不仅可提高强度，还可同如使结构钢在亚稳定奥氏体区变形，不仅可提高强度，还可同时提高韧性时提高韧性•提高强度主要是由于形变增加位错密度和加速合金元素的扩散，提高强度主要是由于形变增加位错密度和加速合金元素的扩散，因而促进了合金碳化物的沉淀因而促进了合金碳化物的沉淀•塑性的提高也正是由于这种细化弥散的沉淀，降低了奥氏体中塑性的提高也正是由于这种细化弥散的沉淀，降低了奥氏体中的碳及合金元素含量，淬火时形成没有孪生的、界面不规则的的碳及合金元素含量，淬火时形成没有孪生的、界面不规则的细马氏体片，回火时马氏体片间的沉淀物也较小细马氏体片，回火时马氏体片间的沉淀物也较小6 6 实例实例1 1：马氏体－奥氏体复合组织强韧化：马氏体－奥氏体复合组织强韧化三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理σbMpaσ0.2Mpaδ%Ψ%KIC MPa·m1/2Fe4Cr0.3C1564128893284.9Fe4Cr0.3C-2Mn1585126815.450.8139.9韧化机理：韧化机理：1））提高对裂纹形成与扩展的提高对裂纹形成与扩展的能力；能力；2））改变裂纹走向和延长裂纹改变裂纹走向和延长裂纹扩展路径；扩展路径；3））增大断裂功减小脆性倾向；增大断裂功减小脆性倾向；强化机理：强化机理：韧性相受硬相的约束；韧性相受硬相的约束；复合组织使界面增加复合组织使界面增加6 6实例实例2 2：稀土强韧化钼：稀土强韧化钼方法：方法：采用La2O3/MoSi2复合微粒三、金属材料的韧化原理三、金属材料的韧化原理纯钼加1%复合微粒效果：纯钼：抗弯强度由378.99MPa，断裂韧性由6.15 MPa·m1/2强化后：抗弯强度477.66MPa（增26%），断裂韧性10.5MPa·m1/2 （增71%） 。