激发相变外力 所付出的能量
四方和单斜氧 化锆间的化学 自由能差
相变弹性应 变能的变化 相变阻力
相变动力
四方相t-ZrO2 能否向单斜相m-ZrO2 发生转变， 取决于转化后的系统自由能是否下降。
G Gchem UT U a 0
Gchem UT U a
应力诱发t-m相变的增韧公式
粒子与基体的滑移面不重合时，会产生割阶; 粒子的 派-纳力τP-N高于基体等，都会引起临界切应力增加
长程交互作用（作用距离大于10b）
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
第二相粒子强化的最佳粒子半径
• 综合考虑切过、绕过两种机制，估算出第二相粒子强化的
⑤ ④
2R c
③ ② ① d D
裂纹被第二相粒子钉扎和脱开过程
裂纹弯曲示意图
①Approaching, ②encountering and pinning, ③protruding, ④combining, ⑤divorcing
(a)
(b)
(c)
(d)
200MPa冷等静压成型然后1300℃无压烧结LTA陶瓷复合材料的裂纹扩展路径SEM照片
不利方面
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 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
限制
使用温度不能太高，否则由于退火效应，金属会软化 对于脆性材料，一般不宜利用应变硬化来提高强度性 能
6.1.3 细晶强化
y
z x
A
A
A
1
A
(a)
(b)
裂纹偏折示意图 (a)裂纹倾斜，(b)裂纹扭转
裂纹偏折增韧的效果依赖于第二相粒子的体积分数和形状，特别是第 二相粒子的纵横比（R）。纵横比为121时棒状粒子的增韧效果为佳， 并在10%体积分数时达到饱和。
裂纹弯曲
裂纹端与细分散第二相粒子间的相互作用，弥散分布的第二相有钉 扎裂纹端的作用，使裂纹前端在两粒子间向外突出弯曲。裂纹前端 形状的改变、长度的增加以及新裂纹表面的形成都消耗了能量。 弥散颗粒含量大、平均间距小且颗粒半径较大时，微裂纹弯曲增韧作 用较大。
优点 裂纹偏折和弯曲不受温度和粒子尺寸的影响
当裂纹扩展遇到不可穿越障碍物（impenetrable）时，有两种并存的主要扰动作 用，即裂纹偏折和裂纹弯曲。 裂纹偏折产生非平面裂纹，而裂纹弯曲产生非线形裂纹前沿。
裂纹偏折
裂纹偏折过程可以看作分两步进行
（1）首先是裂纹尖端的倾斜（tilt），产生裂纹偏转（图a）； （2）随后由于裂纹前沿的不同部分向不同方向倾斜，进一步的裂纹扩展 将导致裂纹面的扭曲（twist），产生非平面裂纹（图b）。
强化机理
易形变的粒子
包括弥散强化的粒子以及沉淀强化的大尺寸粒子
位错切割机制
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
切过粒子引起强化的机制
短程交互作用
位错切过粒子形成新的表面积，增加了界面能
位错扫过有序结构时会形成错排面或叫做反相畴，产 生反相畴界能
相变增韧的贡献
应力pA
粒子尺寸温 度等 P/=ET
(b)
临界转变 裂纹
原始裂纹位置 P/=EU 应变A W
W
应力(PAii)c
不受约束 时作用区
受约束时 作用区
(c)
裂纹
应力
K I / 2r
裂纹
a
转变区表面
K ILocal / 2r
与裂纹尖端距离r
(a)
(d)
(a)裂纹尖端应力场引起的转变区，(b)典型马氏体相变应力应变行为，(c)
f
Y ZrO2 1 Al2O3
y
D
2
mc
裂纹

ac
显微裂纹
y
C/2
X
过程区
裂纹尖端过程区的应力分布及第二相粒子诱发微裂纹示意图
6.2.3 复合韧化机制
几种韧化机制相伴而生的韧化机制。如裂纹扩展时，伴随相变 增韧的还有微裂纹萌生、裂纹偏折和弯曲、裂纹分支以及残余 热应力韧化等情况。 几种机制的相互作用使增韧效果变得复杂，有的韧化机制可以 相互叠加，有的却是相消的。一般说来，相变增韧与裂纹偏折 增韧是严格相加的，而相变增韧与微裂纹增韧则是非加性的。 利用第二相粒子韧化陶瓷基体时，经常是几种韧化机制同时 在起作用，要根据具体的情况而定。
强化机理
不易形变的粒子
包括弥散强化的粒子以及沉淀强化的大尺寸粒子
位错绕过机制（Orowan，奥罗万机制）
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
位错线绕过 粒子，恢复 原态，继续 向前滑移
K IC
式中
0 K IC
2 REV i ( G U sef ) 0 2 ( K IC ) 2 基体材料的断裂韧性，
GC 为化学驱动力，
U sef 为残留相应变能。
R 为相变区宽度， E 为弹性模量， 为波松比， Vi 为可转变t相的体积分数，
霍耳-配奇(Hall-Petch)关系式
σy ＝ σi＋ky· d-1/2
σi和ky是两个和材料有关的常数，d为晶粒直径
常规的多晶体（晶粒尺寸大于100nm） 纳米微晶体材料(晶粒尺度在1-100nm间) 中，
在纳米晶粒，晶界核心
区原子所占的比例可高 达50% 理论模拟的结果显示存 在一个临界尺寸dc
6.1 塑性材料的强化机制
增加材料内部的缺陷，提高强度
即在金属中引入大量的缺陷，以阻碍位错的运动 固溶强化 形变强化 细晶强化 第二相变强化 复合强化
6.1.1 固溶强化
定义 本质
利用点缺陷对位错运动的阻力使金属基体获得强化
强化机理
间隙固溶体 碳、氮等间隙式溶质原子嵌入金属基体的晶格间隙 中，使晶格产生不对称畸变造成的强化效应 间隙式原子在基体中与刃位错和螺位错产生弹性交 互作用，使金属获得强化。
替代式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是球 面对称的，因而强化效果要比填隙式原子小
6.1.2 形变强化（加工硬化）
定义 强化机理
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—位错强化
作用
提高材料的强度
使变形更均匀
防止材料偶然过载引起破坏
最佳粒子半径rc=(G· b2)/(2· σs)
6.1.6 复合强化
• 1、长纤维增强原理
可以用混合定则很好地描述和预测复合材料的性能。
Pc=f1p1n+f2p2n+f3p3n+f4p4n+…… Pc ：复合材料的某一性质，如强度，模量，热导率等。 pi ：组成复合材料的基体或增强体的某性质 Fi：体积分数， f1+f2+f3+f4+…=100% n：常数，由实验确定，范围为-1≤n≤1。
6.2.4 钝化裂纹增韧
颗粒、纤维晶须增 韧、自增韧原理
上图中，由于柱状晶的存在，导致裂纹发生偏转，改变和增加了 裂纹扩展的路径，从而钝化裂纹增加了裂纹扩展阻力。
裂纹偏折和弯曲增韧机制是指基体中第二弥散相的存在会扰动裂纹 尖端附近应力场，使裂纹产生偏折和弯曲，从而减小了驱动力，增 加了新生表面区域，提高了韧性。
提高材料的强度和韧性，可以节约材料、降低 成本、增加材料在使用过程中的可靠性和延长服役寿 命，对国民经济和人类社会可持续发展具有重要意义。
所以人们在利用材料的力学性能时，总希望材 料既具有足够的强度，又有较好的韧性。但通常的材 料往往二者不可兼得。 理解材料的强化和韧化机理，以提高材料的强度 和韧性。
增加许多新的裂纹表面 , 吸收大量的弹性应变能, 从而引起材料断
裂韧性的增加。在张应力作用下, 延伸后形成的较大微裂纹将与主 裂纹汇合, 导致主裂纹的扩展路径发生扭曲和分叉 , 增加裂纹的扩 展路径, 吸收更多的弹性应变能, 从而导致材料断裂韧性的进一步 提高。
微裂纹韧化导致断裂韧性的增量为
K ICM 0.25E1 f sW
临界尺寸dc,十几到二十纳米之间
反Hall-Petch效应
分类
6.1.4-6.1.5 第二相粒子强化
通过相变（热处理）获得
析出硬化、沉淀强化或时效强化
通过粉末烧结或内氧化获得
弥散强化
强化效果
相粒子的强度、体积分数、间距、粒子的形状 和分布等都对强化效果有影响 第二相粒子强化比固溶强化的效果更为显著
裂纹尖端应力场变化，(d)裂纹扩展进入转变区受到残余应力作用
6.2.2 微裂偏转增韧
材料结构中的微裂纹：制成材料从高温冷却过程中因热膨胀失配或相变
都可能会诱发出显微裂纹；裂纹在扩展过程中其尖端区域形成的应
力诱发相变导致的微裂纹。
材料结构中的微裂纹的作用： 当材料受到张应力的作用时 ,
在主裂纹的
尖端形成塑性区 , 在塑性区内 , 原先存在大量的微裂纹发生延伸 ,
Al2O3 A
LiTaO3
0.2m
LiTaO3颗粒内裂纹发生大角度偏转的TEM照片
Domain Crack
LiTaO3 Particle
6.2 脆性材料的增韧机制
相变增韧 微裂偏转增韧 复合增韧 钝化裂纹
6.2.1 相变增韧
而相变颗粒的剪切应力和体积膨胀对基体产生压应变, 使裂纹停止延伸 , 以致需要更大的能量才使主裂纹扩展。 即在裂纹尖端应力场的作用下, ZrO2 粒子发生四方相单斜相的相变而 吸收了能量, 外力做了功, 从而提高了断裂韧性。 另外，相转变增韧也是可以应用于功能陶瓷的。