热处理工艺的调整、控制 形变热处理 低碳马氏体强化
8.4 陶瓷材料的强韧化
8.4.1 陶瓷的强度与韧性
● 陶瓷材料强度与韧性的基本特征
陶瓷的晶体相一般由共价键和离子键构成，共价键有明显的 方向性和饱和性，而离子键的同性离子接近时斥力很大，所 以陶瓷的滑移系很少。大多数陶瓷室温拉伸时无塑性变形， 完全是脆性断裂（这是陶瓷作为工程材料应用的致命弱点）。 ●陶瓷材料的断裂强度的特点： 断裂强度的实测值一般比理论值低2~3个数量级。 抗拉强度比抗压强度低很多，其差别程度大大超过金属材料。 高脆性极大限制其强大结合键所应有的固有(断裂)强度的发挥。 ●陶瓷强度和韧性的影响因素 晶粒大小 气孔率(密度) 温度
● 细晶强化的原理 缘于晶界是位错运动的强障碍。外力的分切应力较大的
晶粒优先滑移，外力增大时滑移逐步转移到其他晶粒。且晶界上原子排列不 规则，富集杂质，有大量位错等缺陷，都妨碍位错运动，使材料强度升高。 晶粒越细，晶界越多，这一阻碍作用越强，多晶体的强度就越高。 ●实验证明，大多金属的屈服强度与晶粒直径 的关系满足Hall-petch关系式。
第8章
工程材料强化与韧化 的主要途径
本章主要内容
8.1 晶体中的位错与材料强度 8.2 金属材料强化的基本途径 8.3 金属材料的断裂与韧化途径 8.4 陶瓷材料的强韧化 8.5 高分子材料的强韧化
8.6 材料表面强化及表面改性处理技术
8.1 晶体中的位错与材料强度 8.1.1 材料的弹性变形与塑性变形
图8-12 位错切过第二相粒子 图8-11 位错绕过第二相粒子
●第二相的形状和分布状况不同，对材料性能的影响也不同， 具有良好第二相强化效果的合金必须具有下述微观特征。
图8-13 第二相强化型合金的微观特征
●晶体中引入第二相的常用方法： 过饱和固溶体的脱溶析出（P240）；粉末冶金
8.2.5 复合强化措施与钢的马氏体强化
8.2.2 固溶强化
概念 合金元素溶于金属基体中形成固溶体而使其强度、硬度升高，塑性 、韧性下降的现象，称为固溶强化。 金属材料合金化的主要目的之一就是 产生固溶强化。 固溶强化的原理 溶质原子的溶入使溶剂金属的晶格发生畸变,从而产生附加的应力场，阻碍 位错的运动； 溶质原子常常被吸附在位错线的附近，降低了位错的能量，阻碍其运动。 固溶强化的影响因素 溶剂原子与溶质原子的直径、电化学特征等的差异 固溶体的类型 溶质的加入量 △σ ss = 2△τ ss = Σ Κ iС i ● 几乎所有对综合力学性能要求较高的结构材料都是以固溶体作为最主要的 相组成物. ● 纯金属的强度很低，不能用于制造承载零件，但铜中加锌，形成铜锌合金， 则可显著提高强度，成为常用的结构材料黄铜;纯铁中加入碳、硅等元素， 成为应用广泛的钢铁材料。都与固溶体在材料中所起的强化作用有关。
ⅹ-间隙原子 · -比容较小的置换式原子 ●-比容较大的置换式原子 图8-7 溶质原子在位错附近分布图
图8-8 溶质对铜屈服强度的影响
8.2.3 细晶强化
●概念 细晶强化是指通过减小材料的晶粒度来提高金属强度的方法。 ● 值得注意的是，晶粒细化后不仅能比较显著地提高材料的强度，还能同 时提高其塑性和韧性，这是其他强化方法所不具备的。
●实际工程中，大多数材料的强化是几种强化机制的共同作用， 以充分强化。例如——
□普通低合金钢中加少量强碳化物形成元素Nb、V、Ti等，可
析出大量细小的碳化物，它们本身起了第二相强化(沉淀强化) 的作用，同时碳化物又阻碍了晶粒的长大，得到了细化晶粒的 强化效果。
□含4%Cu的Al-Cu合金，一般主要靠CuAl2第二相的析出强化，
弹性变形： 变形可逆；
服从胡克定律，应力σ 和应变ε 呈线性关系，即σ =Eε 。
塑性变形： 卸载后材料会留下一定的残余变形或永久变形； 应力和应变不再呈线性关系。
8.1.2 材料的理论强度与实际强度
●理论分析和实验研究发现，晶体的理论强度远大于
其实际强度。
●晶体的实际强度就是实验测得的单晶体的临界分切
合金化(共聚与共混) 添加增塑剂、填料及各种纤维 淬火
8.6 材料表面强化及表面改性处理技术
8.6.1 表面化学热处理 ●概念 表面化学热处理是将工件放在含有欲渗入元素的特定 介质中，通过加热、保温、冷却的方法，使介质中的某些元 素渗入工件表面并向内扩散，以改变表层的化学成分和组织 ，从而使工件表面具有与内部不同的特殊性能的一种表面强 化及表面处理方法。 ●基本过程: 分解——吸收——扩散 ●种类及功能：种类很多，各自具有不同的功能。如—— 渗碳、碳氮共渗可提高工件表面硬度、耐磨性和疲劳强度； 渗氮(氮化)、渗硼、渗铬可显著提高工件表层硬度、耐磨性 和 耐蚀性; 渗硫可提高表面减摩性， 渗硅改善耐酸性， 渗铝可提高耐热、抗氧化性等。
●高聚物强韧性的影响因素
□链结构 极性、氢键 链刚性 聚合度(分子量) 交联程度 □聚集态 结晶度 取向 □外界条件：温度，应变速率
表8-7 几种常用塑料的力学性能来自8-29 高聚物聚合度对强度影响
图8-30 丁苯橡胶拉伸强度与交联剂含量关系
图8-31 结晶高聚物在拉伸取向中的结构变化
8.5.2 高分子材料强韧化途径
8.1.4 位错与晶体材料强度的关系
●增加晶体中位错运动的阻力
给运动位错设置阻碍以及抑制位错源的活动即可大幅度提高 晶体材料的强度。 ●位错运动阻力的大小的影响因素： • 晶格阻力 • 位错密度 • 晶体结构类型 • 其他
图8-5 位错密度与强度的关系
图8-4 各种位错结构（组态）
8.2 金属材料强化的基本途径
应力，而理论强度则是按完整晶体刚性滑移模型计 算出的强度。
图8-1 拉伸时金属单晶体的塑性变形
8.1.3 位错与晶体的塑性变形
1934年，泰勒等为解释晶体理论强度与实际强度的巨大差异， 提出了塑性变形的位错机制理论。后来通过透射电镜等实验手 段证实了位错确实是实际晶体中存在的一种缺陷。
图8-3 位错参与的逐步滑移过程
8.4.2 陶瓷的强韧化途径
制造微晶、高密度、高纯度的陶瓷 预加压应力 消除表面缺陷 复合增韧 表8-6 几种陶瓷材料的块体、纤维及晶须的抗拉强度 相变增韧 抗拉强度/MPa
材料 块体 280 140(稳定化） 140(稳定化） 120~140（反应烧结） 2100 2100 纤维 晶须 21000 13333 14000 Al2O3 BeO ZrO2 Si3N4
高分子材料力学行为的基本特征 大的分子量及内部结构的多样性等特点,使得高分子材料的变 形行为十分复杂，对其研究远不如金属那样深入，但已确定: 由于高聚物中分子链排列不规则，内部含有大量杂质、空穴 和微裂纹，外力作用下，空穴聚合成微裂纹，而微裂纹不断 扩展形成宏观裂纹，导致最后断裂。因此,高聚物的实际强度 比理论强度小的多(约为0.01~0.001)。 与金属、陶瓷相比，高分子材料的弹性模量及强度要低得多， 且在很宽的范围内变化。且弹性模量也因生产方式和加工工艺 而变化。因此，弹性模量不再是高分子材料稳定的性能指标。 高聚物的相对密度甚小，故其比强度、比模量较高，作为轻质 材料的工程实际应用中颇具意义。
8.2.4 第二相强化(分散强化)
概念 通过基体中分布细小弥散的第二相粒子(质点)而产生强化 的方法，称为第二相强化或分散强化。 第二相粒子强化比固溶强化的效果更显著，但对塑性、韧性产 生较大的损害。实际使用的高强度合金，大多数含有第二相粒子 。 机理 绕过机制（Δ τ max=Gb/L ）; 切过机制（Δ τ max=3fγ s/π R ）
S =0＋Ky d-1/2
图8-9 纯铁强度与晶粒大小的关系
●应该指出，常规多晶体(晶粒尺寸甚大于100nm)中，晶界核心区域的原子 数小于原子总数的0.01%,外力作用时，晶界对位错滑移的阻滞效应起主导作 用，此时Hall-petch关系式成立。但如果晶粒尺寸为数个纳米，那么晶界核 心区域的原子所占的分数可高达50%，此时非晶界区域(晶内)的原子比例明 显下降，外力作用时，晶界附近的形变起主导作用。因此，此时晶粒越小则 反倒越容易发生形变，会出现所谓的反Hall-petch效应，如下图所示。
解理 断裂
准解理 断裂
韧窝 断裂
8.3.3 影响脆性断裂的因素
温度 化学成分 显微组织与晶粒度 环境 应力分布 应变速率
图8-23 碳钢的夏氏V缺口冲击能随温度的变化
表8-4 使金属和合金产生应力腐蚀的某些环境
8.3.4 金属材料的韧化途径
细化晶粒
提高冶金质量、控制化学成分
但如在末道工序低温时效前进行轧制或拉拔，引入加工硬化， 其强化效果会显著提高。
□钢材的马氏体强化是几种强化机制复合叠加的结果。
碳对马氏体的固溶强化； 高密度的位错或细微的孪晶使位错移动困难，造成强化和硬化; 碳及合金元素容易向位错和其他晶体缺陷处偏聚或析出，造成 时效强化。
8.3 金属材料的断裂与韧化途径
4a 2 m 实际（名义）断裂应力为：
1
2 E s f a
1
2
图8-18 裂纹引起脆性断裂 的Griffith模型
结论：脆性物体的断裂强度基本 由所存在的最严重的裂纹，也就是最长的裂纹所决定。
8.3.2 断裂的机制
晶间 断裂
表8-5 刚玉瓷（Al2O3）晶粒尺寸与机械强度的关系
晶粒平均尺寸/μm 193.7 90.5 54.3 25.1 11.5 抗弯强度/MPa 75 140 209 311 431 晶粒平均尺寸/μm 8.7 6.7 3.2 2.1 1.8 抗弯强度/MPa 484 485 552 579 581
8.5 高分子材料的强韧化 8.5.1 高分子材料的力学行为
图8-10 晶粒尺寸与强度的关系
●细晶强化还受温度影响。