材料强化基本原理

第十章材料的强韧化

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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。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

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，平均位力需要做功为τb(2y)·x/2，故

1看，沿着xx＇方向，单位长度上有1／y个溶质原子。用柯氏气团的概念，如果位错和溶质原子交互作用能为U0，溶质钉扎将降低的能量为

所以

设C为溶质原子百分数，在滑移面单位面积上有1／62个原子，其中有C／62个为溶质原子。又注意到面积xy上所以C/b2≈1/xy，所以式(10—4)可写为

此式表明在强钉扎下，推动位错所需的临界切应力既与溶质-位错相互作用能U0。成正比也与溶质浓度C成正比。合金在常温下的固溶强化符合这样的规律。

序固溶强化

当一个位错在具有短程有序因溶体中运动时，由异类原子对构成的局部有序受到破坏，引起能量升高，必须付出破量的代价，位错才能运动。若位错扫过单位面积而增高的能量为E，则位错运动的阻力是

设固溶体短程有序度为a,N为二元合金的原子总数，x为B组元的摩尔分数，l-x为A组元的摩尔分数，w是原子

对于面心立方结构的短程有序固溶体，位错扫过（111）上的单位面积提高的能量是

位晶胞参数。位错所遇到的阻切应力应等于E/b，故

21/2。这是面心立方结构二元合金具有短程有序度a时所产生的强化作用。

晶强化

多晶体金属的晶粒边界通常是大角度晶界，相邻的不同取向的晶粒受力产生塑性变形时，部分施密特(Schmid,E.)错源先开动，并沿一定晶面产生滑移和增殖。滑移至晶界前的位错被晶界阻挡。这样一个晶粒的塑性变形就无法直接中去，且造成塑变晶粒内位错塞积。在外力作用下，晶界上的位错塞积产生一个应力场，可以作为激活相邻晶粒内位。当应力场作用于位错源的作用力等于位错开动的临界应力时，相邻晶粒内的位错源开动、滑移与增殖，造成塑件形场强度与塞积位错数目和外加切应力值有关，而塞积位错数目正比于晶粒尺寸，因此当金属材料的晶粒变细时，必须激活相邻晶粒内位错源，这就意味着，细晶粒产生塑性受形要求更高的外加作用力，也就体现了细晶粒对金属材料强

在霍尔—佩奇(Hall,E,O-Petch,N.J.)公式。中为晶粒平均直径，Ky反映了位错被溶质原子的订扎程度和塑性形变时可以参加滑移的滑移系数目，滑移系少则Ky大。

应该指出，霍尔—佩奇(Hall,E,O-Petch,N.J.)公式适用的晶粒尺寸有一个界限，例如0．3—400μm。因为d＜0．的晶粒内提供不出足够数量的位错，以构成足够强度的应力集中应力场，而比400μm更为粗大的晶粒再多些塞积位中应力场强度的影响也不大。

3.位错强化

从金属晶体完整的概念出发．提高强度最为直接的方法是消除其中所存在的缺陷，主要是消除位错，制造完整晶体陷理论又指出，晶体中的位错密度ρ达到一定值后也可以有效地提高金属的强度。位借间的弹性交互作用可造成位错为强度的增高。通过热处理和冷塑性变形以提高位错密度是钢材强化的重要手段之一。

的位错的分布比较均匀时，流变应力τ和位错密度间存在培莱－赫许(Bailey，J．E-Hirsch，P．B)关系式．即

为位错密度；G为切变模量；b为柏氏矢量；a为系数，多晶体铁素体a＝0．4；参量τ0表示位错交互作用以外的因成的阻力。由上式可见．当ρ增高时，τ也增大。在金属晶体受到外力作用时，内部增殖大量位错。位错的增殖是塑以流变应力的增大率与塑性应变的增大率有关，即流变应力的增大率取决于塑性形变引起的位错密度的增大率。

4．沉淀相颗粒强化

多相合金的高强度基础是由位错与沉淀析出相的交互作用而产生的，

弥散分布的沉淀相颗粒是阻碍位错运动的最有效的障碍物。当强化效果等效于固

溶强化时，它对塑性的削弱作用用比较小。

沉淀相颗粒强化效果视颗粒在钢材屈服时本身可否塑变而定，另外，

第二相的分布方式也可有不同的强化效应。

(1)可形变颗粒的强化作用

所谓可形变颗粒系指这沉淀相通常处于与母相共格状态。颗粒尺寸小

＜15nm，可为运动的位错所切割。因此可变形颗粒的强化效应与以下几个方面有

关：

①第二相颗粒具有不同于基体的点阵结构和点阵常数，当位错切过共

格颗粒时，在滑移面上造成错配的原子排列，因而增大位错运动的作功；

②沉淀相颗粒的共格应力场与位错的应力场之间产生弹性交互作用，

位错通过共格应变区时，会产生一定的强化效应；

③位错切过颗粒后形成滑移台阶，增加界面能，加大位错运动的能量

消耗；

④当颗粒的弹性切变模量高于基体时，位错进入沉淀相便增大位错自

身的弹性畸变能，引起位错的能量和线张力变大，位错运动遇到更大的阻力．

述分析表明：与基体相完全共格的沉淀相颗粒具有显著的强化效应。

(2)不可形变颗粒的强化作用

不可变形颗粒具有较高硬度和一定尺寸并与母相部分共格或非共格

的沉淀相颗粒。位错遇到这类颗粒无法切过颗粒，只能沿着颗粒围绕，绕过的最

大角θ可达到π，每一条位错绕过粒颗后留下一个位错圈(环)，面后恢复平直状