材料的强韧性及其应用

材料的强韧性及其应用
强度：金属材料在外力作用下抵抗永久变形和断裂的能力称为强度。

韧性：表示材料在塑性变形和断裂过程中吸收能量的能力。

金属材料的强化
1. 材料强化的类型：主要有细晶强化（晶界强化）、固溶强化、形变强化（位错强化）、第二相粒子沉淀（沉淀强化和弥散强化）、相变强化等。

2. 强化机制：
(1) 细晶强化（晶界强化）：
晶界分为大角度晶界和小角度晶界。

晶界两边相邻晶粒的位向和亚晶块的原子排列位向存在位向差，处于原子排列不规则的畸变状态。

晶界处位错密度较大，对金属滑移(塑性变形)、位错运动起阻碍作用，即晶界处对塑性变形的抗力较晶内为大，使晶粒变形时的滑移带不能穿越晶界，裂纹穿越也困难。

因此，当晶粒越细，晶界越多，表现阻碍作用也越大，此时金属的屈服强度也越高。

方法：
根据晶界强化的原理，在热处理工艺方法上发展了采用超细化热处理的新工艺，即细化奥氏体(A)晶粒或碳化物相，使晶粒度细化到十级以上。

由于超细化作用，使晶界面积增大，从而对金属塑性变形的抗力增加，反映在力学性能方面其金属强韧性大大提高。

如果奥氏体晶粒细化在十级以上，则金属的强韧性将大大提高，
为达此目的，现代发展的热处理新技术方法有以下三种。

①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，与一般高频淬火比较硬度可高出Hv50，而变形只有高频淬火的1/4~1/5，寿命可提高1.2~4倍。

②利用奥氏体(A)的逆转变
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。

③采用A-F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。

(2) 固溶强化：
是利用金属材料内部点缺陷(间隙原子置换原子)对金属基体(溶剂金属)进行强化。

它分为两类：间隙式固溶强化和置换式固溶强化。

a. 间隙式固溶强化：原子直径很小的元素如C、N、O、B等，作为溶质元素溶入溶剂金属时，形成间隙式固溶体。

C、N等间隙原子在基体中与“位错”产生弹性交互作用，当进入刃型位错附近并沿位错线呈统计分布，形成“柯氏气团”。

当在螺型位错应力场作用下，C、N
原子在位错线附近有规则排列就形成“snock”气团。

这些在位错附近形成的“气团”对位错的移动起阻碍和钉扎作用，对金属基体产生强化效应。

(奥氏体是C在面心立方晶格的γ-Fe中的间隙固溶体，其最大溶解度为2.06wt.%，铁素体是C在体心立方晶格的α-Fe中的固溶体，其最大溶解度只有0.02wt.%。

)
b. 置换式固溶强化：置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是球面对称的，固溶效能比间隙式原子小(约小两个数量级)，这种强化效应称为软硬化。

形成置换式固溶体时，溶质原子在溶剂晶格中的溶解度同溶质与溶剂的原子尺寸、电化学性质等因素密切相关，当原子尺寸愈接近，周期表中位置愈相近，其电化学性质也愈接近，则溶解度也愈大。

由于溶质原子置换了溶剂晶格结点上的原子，当原子直径存在差别就会破坏溶剂晶格结点上原子引力平衡，而使其偏离原平衡位置，从而造成晶格畸变，随原子直径差别增加，造成的畸变程度愈大，由此造成的强化效果更大。

方法：
A固溶强化：C原子在面心立方晶格中造成的畸变呈球面对称，所以C在A中的间隙强化作用属于弱硬化。

置换原子在A中的强化作用比C原子更小。

固溶强化是钢铁材料主要强化手段之一，其基本内容可归纳为两点：
①间隙式固溶强化对F基体(包括M)的强化效能最大，但对韧性、塑性的削弱也很显著；
②置换式固溶强化对F强化作用虽然比较小，却不削弱基体的塑性和韧性。

(3) 形变强化（位错强化）：
金属晶体中的位错是由相变和塑性变形引入的，位错密度愈高，位错运动愈困难，金属抵抗塑性变形的能力就愈大，表现在力学性能上，金属强度提高，即当造成金属晶体内部位错大量增殖时，金属表现出强化效果。

理论研究同时也说明：制成无缺陷，几乎不存在“位错”的完整晶体，使金属晶体强度接近理论强度，则会使金属强化效果表现得更为突出。

因此，金属有两种强化途径：一是对有晶体缺陷的实际金属，即存在位错金属，可以通过位错增殖而强化，二是制成无晶体缺陷的理想金属，使晶体中几乎不存在位错，则金属强化效果会更大。

方法：
通过冷加工变形或相变，使“位错”增殖，一般退火态金属“位错”密度在106~108cm/cm3表现强度、硬度较低，塑性较好，当冷加工变形后，其“位错”密度可达1011~1012cm/cm3。

此时，强度、硬度大为提高，而韧性却下降，即“加工硬化”现象。

生产上对不易用热处理强化的金属如低C钢、纯铁、Cr-Ni不锈钢、防锈钢、紫铜等可用冷轧、拔、挤等工艺来达到强化效果，而对可用热处理强化处理的钢，则采用相变的办法，如淬火，使组织中“位错”增殖，达到强化效果。

(4) 第二相粒子强化（沉淀与弥散强化）：
本质上有两种途径：一是第二相质点沉淀时，沉淀相在基体中造
成应力场，应力场和运动“位错”间交互作用使基体强化；二是第二相质点和基体处于共格和半共格状态时，质点周围有一个高能区，具有很大的弹性畸变，致使强度、硬度急剧增加而强化，其强化效应可总结为：a. 沉淀相的体积比越大，强化效果越显著，要使第二相有足够的数量，必须提高基体的过饱和度；b. 第二相弥散度越大，强化效果越好，共格第二相比非共格第二相的强化效能大；c. 第二相质点对位错运动的阻力越大，强化效果也越大。

方法：
金属合金的时效强化是由于弥散的新相的析出引起硬度升高，其过程可用下式表达：过饱和α固溶体→饱和α固溶体+析出相，所以，时效的实质是过饱和固溶体的脱溶沉淀，时效硬化即脱溶沉淀相的引起的沉淀硬化，因只有析出相十分细小时才有显著的硬化效果，故沉淀硬化又称弥散硬化。

目前在钢铁和有色合金中的许多热处理工艺就是基于上述途径而达到强化效果。

(1)自然时效——室温下放置产生的时效，人工时效——加热到室温以上某一温度进行的时效；(2)马氏体回火析出ε、π、θ等碳化物的过程也称脱溶分解过程，如A-M沉淀硬化不锈钢，M沉淀硬化不锈钢都是在最后形成M的基础是经时效处理，在M基体上析出金属间化合物相，产生沉淀强化的；(3) 过饱和固溶体的脱溶分解，是许多有色金属热处理强化的一个主要途径，如Al-Ag、Al-Cu、Cu-Be等合金。

(5) 相变强化：
相变过程中往往伴随体积的变化，引起基体微结构的调整，强度提高。

此外，金属中的马氏体相变和贝氏体相变均引起强度的提高，主要是由于位错密度增大，马氏体屈服强度升高，促使材料的强度提高。

3. 强化措施：
(1) 塑性变形；(2) 热处理；(3) 加入第二相；(4) 合金化。

金属材料的韧化
1.韧化原理
断裂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。

因此，所有增加断裂过程中能量消耗的措施都可以提高断裂韧性。

同时，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。

因此，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。

2.沿晶断裂与晶粒度
由于晶界两边的晶粒取向不同，因而晶界是原子排列紊乱的区域，其位错结构比较复杂。

当变形有一个晶粒横过晶界达到邻近晶粒时，穿过复杂位错结构的晶界比较困难，而穿过后，滑移方向要改变，这种形变过程要消耗较大的能量，因而起了强化和韧化的作用。

晶粒愈小，则晶界面积愈大，这种强化和韧化作用也愈大。

3.脆性相
铝合金中含铁、硅的夹杂物和氧化物以及沿晶界析出的粗大平衡相，钢种氧化物、硅酸盐、铝酸盐、硫化物、碳化物、金属间化合物等，都较基体为脆，故都是脆性相。

这些脆性相因其大小、形态和分布等因素对材料韧性的影响很复杂。

脆性相对金属断裂过程的影响，概括如下：
（1）少量的塑性变形若能使脆性相断裂或与基体分开，则会产生裂纹，降低断裂强度，脆性相愈大，则这种降低愈多。

（2）晶界沉淀的脆性相，可以阻止晶界区的塑性松弛，起到硬化作用。

这种硬化可以通过位错塞积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，则可缩短位错塞积距离，使解理断裂不易产生，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，从而提高借力断裂轻度。

（4）脆性相也可通过影响晶粒度而间接地影响人性，脆性相大小对于晶粒度有不同的影响。

4.韧性相
从裂纹扩展的途径及能量角度分析，韧性相有如下作用：（1）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，因而裂纹伸展受到阻止。

（2）裂纹伸展到韧性相，由于直接前进受阻，被迫改向阻力较小及危害性较少的方向，例如分层，从而松弛能量，提高韧性。

（3）复合结构例如多层板，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性比平面应变下的断裂韧性要高。

5.基体
裂纹主要在基体中扩展，因而基体的特征显然会影响裂纹伸展途径，从而改变多晶金属材料的断裂韧性。

此外，基体的特征还通过工艺影响相变产物及其组织结构，从而间接的影像材料的整体断裂行为。

举例说明：
（1）固溶处理对Al 一C u一B 合金组织的影响
铝铜合金中加入不同含量的B ,在相同的熔炼工艺及固溶处理条件下, 获得不同的组织。

X R D 、S E M 、金相显微镜对显微组织以及布氏硬度分析, 结果表明:显微组织主要为以固溶体和θ相(A12Cu) 以及AlB2。

硼含量增加, 硬度增大, θ相(A12Cu)逐渐由网状变为半网状, A1B2等硼化物的弥散数目增多, 当硼含量超过0.42%时, 出现硼化物的偏聚, 导致硬度降低。

合金在540℃固溶后, 布氏硬度逐渐变大, 15 h时含硼铝铜合金硬度达到峰值120HBS,在24h时达到另一峰值129HBS。

通过上两个表，可知，随着硼含量的增加，合金铸态组织的硬度先增加后降低，甚至接近于Al-Cu二元合金的硬度，这是因为基体对硼的溶解度有限，随着硼的含量增加，硼以硼化物形式充分弥散在基体中，达到最大的弥散度时，再加入硼会出现偏聚，影响基体的组织分布，对硬度和强度提高不理。

另外，大量的硼容易导致夹杂等铸造缺陷，使强度和硬度降低。

固溶时间与布氏硬度关系如图5，可知，合金在540℃经过不同时间固溶后，硬度逐渐变大，15h达到峰值硬度。

铝铜二元合金硬度最大为115HBS，15h以后，硬度开始下降，最终趋于稳定的硬度100HBS。

含硼的铝铜合金固溶15h，硬度到或接近120HBS，15h以后硬度有所下降，由于合金中硼含量不同，硬度下降幅度有所不相同。

之后，随着时间延长，硬度都又开始上升，24h时分别为129HBS、125HBS、118HBS，
超过15h的固溶硬度，大于铝铜二元合金24h的最终硬度100HBS。

（2）ZrC粒子对低碳微合金钢的强化作用
真空条件下, 在低碳微合金钢中添加微米级ZrC 颗粒, 使其成为钢在热轧时奥氏体的形变核心及其形变诱导铁素体的再结晶核心以细化晶粒, 获得了屈服强度为518M Pa 的低碳微合金高强度钢。

从表1和表2中可以看出，试验钢凝固结晶及轧制变形时, ZrC 颗粒可以作为形变核心和再结晶核心而细化晶粒, 添加1.1% ZrC 后晶粒由14mμ细化到5.5mμ。

参考文献
[1] 黄忠东，牛建平，才庆魁，黄文力. ZrC粒子对低碳微合金钢的强化作用[J].
钢铁，2010 45（12）：59-67.
[2] 陈仁宗，赵平，范可歆，尚桂凡. 固溶处理对Al-Cu-B合金组织的影响[J].
中国有色金属，2010（2）：65-69.。