金屬材料的強化方法和位錯的關(guān)系(共11頁)

1、精選優(yōu)質(zhì)文檔-傾情為你奉上陶瓷材料和聚合物材料雖然比較脆，但也有滑移面的存在。金屬材料的變形主要是通過滑移實現(xiàn)的，位錯對于理解金屬材料的一些力學(xué)行為特別有用。而位錯理論可以解釋材料的各種性能和行為，特別是變形、損傷和斷裂機制，相應(yīng)的學(xué)科為塑性力學(xué)、損傷力學(xué)和斷裂力學(xué)。另外，位錯對晶體的擴散和相變等過程也有較大影響。首先，滑移解釋了金屬的實際強度與根據(jù)金屬鍵理論預(yù)測的理論強度低得多的原因。此外，金屬材料拉伸斷裂時，一般沿450截面方向斷裂而不會沿垂直截面的方向斷裂，原因在于材料在變形過程中發(fā)生了滑移。其次，滑移賦予了金屬材料的延性。如果材料中沒有位錯，鐵棒就是脆性的，也就不可能采用各種加工工藝，

2、如鍛造等將金屬加工成有用的形狀。第三，通過干預(yù)位錯的運動，進(jìn)行合金的固溶強化，控制金屬或合金的力學(xué)性能。把障礙物引入晶體就可以阻止位錯的運動，造成固溶強化。如板條狀馬氏體鋼( F12鋼)等。 第四，晶體成型加工過程中出現(xiàn)硬化，這是因為晶體在塑性變形過程中位錯密度不斷增加，使彈性應(yīng)力場不斷增大，位錯間的交互作用不斷增強，因而位錯運動變得越來越困難。 第五，含裂紋材料的疲勞開裂和斷裂、材料的損傷機理以及金屬材料的各種強化機制都是以位錯理論為基礎(chǔ)。     金屬的強化 strengthening of metals  通過合金化、塑性變形和熱處理等手段提高金屬材料的強度

3、，稱為金屬的強化。所謂強度是指材料對塑性變形和斷裂的抗力，用給定條件下材料所能承受的應(yīng)力來表示。隨試驗條件不同，強度有不同的表示方法，如室溫準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試驗所測定的屈服強度、流變強度、抗拉強度、斷裂強度等（見金屬力學(xué)性能的表征）；壓縮試驗中的抗壓強度；彎曲試驗中的抗彎強度；疲勞試驗中的疲勞強度（見疲勞）；高溫條件靜態(tài)拉伸所測的持久強度（見蠕變）。每一種強度都有其特殊的物理本質(zhì)，所以金屬的強化不是籠統(tǒng)的概念，而是具體反映到某個強度指標(biāo)上。一種手段對提高某一強度指標(biāo)可能是有效的，而對另一強度指標(biāo)未必有效。影響強度的因素很多。最重要的是材料本身的成分、組織結(jié)構(gòu)和表面狀態(tài)；其次是受力狀態(tài)，如加力快慢、加

4、載方式，是簡單拉伸還是反復(fù)受力，都會表現(xiàn)出不同的強度；此外，試樣幾何形狀和尺寸及試驗介質(zhì)也都有很大的影響，有時甚至是決定性的，如超高強度鋼在氫氣氛中的拉伸強度可能成倍地下降（見應(yīng)力腐蝕斷裂和氫脆）。 在本文中，強化一般是指金屬材料的室溫流變強度，即光滑試樣在大氣中、按給定的變形速率、室溫下拉伸時所能承受應(yīng)力的提高。應(yīng)強調(diào)指出：提高強度并不是改善金屬材料性能惟一的目標(biāo)，即使對金屬結(jié)構(gòu)材料來說，除了不斷提高強度以外，也還必須注意材料的綜合性能，即根據(jù)使用條件，要有足夠的塑性和韌性以及對環(huán)境與介質(zhì)的適應(yīng)性。  強化的理論基礎(chǔ) 從根本上講，金屬強度來源于原子間結(jié)合力。如果一個理想晶

5、體，在切應(yīng)力作用下沿一定晶面和晶向發(fā)生滑移形變，根據(jù)計算，此時金屬的理論切變強度一般是其切變模量的1/101/30。而金屬的實際強度只是這個理論強度的幾十分之一，甚至幾千分之一。例如,純鐵單晶的室溫切變強度約為5kgf/mm2,而按鐵的切變模量(5900kgf/mm2)來估算,其理論切變強度應(yīng)達(dá)650kgf/mm2。造成這樣大差異的原因曾是人們長期關(guān)注的課題。直到1934年，奧羅萬(E.Orowan)、波拉尼(M.Polanyi)和泰勒 (G.I.Taylor)分別提出晶體位錯的概念；位錯理論的發(fā)展揭示了晶體實際切變強度（和屈服強度）低于理論切變強度的本質(zhì)。在有位錯存在的情況下，切變滑移是通過

6、位錯的運動來實現(xiàn)的，所涉及的是位錯線附近的幾列原子。而對于無位錯的近完整晶體，切變時滑移面上的所有原子將同時滑移，這時需克服的滑移面上下原子之間的鍵合力無疑要大得多。金屬的理論強度與實際強度之間的巨大差別，為金屬的強化提供了可能性和必要性（見形變和斷裂）?？梢哉J(rèn)為實測的純金屬單晶體在退火狀態(tài)下的臨界分切應(yīng)力表示了金屬的基礎(chǔ)強度，是材料強度的下限值；而估算的金屬的理論強度是經(jīng)過強化之后所能期望達(dá)到的強度的上限。  強化途徑 金屬材料的強化途徑不外兩個，一是提高合金的原子間結(jié)合力，提高其理論強度，并制得無缺陷的完整晶體，如晶須。已知鐵的晶須的強度接近理論值，可以認(rèn)為這是因為晶須中沒有位錯

7、，或者只包含少量在形變過程中不能增殖的位錯?？上М?dāng)晶須的直徑較大時(如大于5m)，強度會急劇下降。有人解釋為大直徑晶須在生長過程中引入了可動位錯，一旦有可動位錯存在，強度就急劇下降了。從自前來看，只有少數(shù)幾種晶須作為結(jié)構(gòu)材料得到了應(yīng)用。另一強化途徑是向晶體內(nèi)引入大量晶體缺陷，如位錯、點缺陷、異類原子、晶界、高度彌散的質(zhì)點或不均勻性（如偏聚）等，這些缺陷阻礙位錯運動，也會明顯地提高金屬強度。事實證明，這是提高金屬強度最有效的途徑。對工程材料來說，一般是通過綜合的強化效應(yīng)以達(dá)到較好的綜合性能。具體方法有固溶強化、形變強化、沉淀強化和彌散強化、細(xì)化晶粒強化、擇優(yōu)取向強化、復(fù)相強化、纖維強化和相變強化

8、等,這些方法往往是共存的。材料經(jīng)過輻照后,也會產(chǎn)生強化效應(yīng)，但一般不把它作為強化手段。 固溶強化 結(jié)構(gòu)用的金屬材料很少是純金屬,一般都要合金化。合金化的主要目的之一是產(chǎn)生固溶強化，另外，也可能產(chǎn)生沉淀強化、細(xì)化晶粒強化、相變強化和復(fù)相強化等，這要看合金元素的作用和熱處理條件而定。合金元素對基體的固溶強化作用決定于溶質(zhì)原子和溶劑原子在尺寸、彈性性質(zhì)、電學(xué)性質(zhì)和其他物理化學(xué)性質(zhì)上的差異，此外，也和溶質(zhì)原子的濃度和分布有關(guān)（見合金相）；固溶強化的實現(xiàn)主要是通過溶質(zhì)原子與位錯的交互作用。這些交互作用可分為四種：  溶質(zhì)原子與位錯的彈性交互作用 在固溶體中,無論是固溶原子或是位錯，在

9、其周圍都存在著應(yīng)力和點陣畸變，兩個應(yīng)力場之間的作用就屬于彈性交互作用。這種彈性交互作用力代表固溶原子所提供的阻礙位錯運動的力。其最大值取決于溶質(zhì)原子的大小、濃度和分布，特別是使點陣發(fā)生畸變的對稱程度。  在代位固溶體中，固溶原子與溶劑原子的尺寸差異（原子尺寸錯配）愈大，固溶原子與位錯的彈性交互作用就愈大，強化作用也愈顯著，如鎢在鋼中的強 化作用比鉬要高，就是因為鎢原子和鐵原子尺寸的差異要比鉬與鐵原子的差異大。在間隙固溶體中，填隙原子會引起晶胞體積的改變（晶胞體積錯配），如果間隙原子引起了非對稱性點陣畸變，象碳、氮原子溶入體心立方點陣金屬時那樣，則固溶原子與位錯的作用特別強，因而強化作

10、用格外明顯；而當(dāng)填隙原子引起對稱畸變時，如碳、氮在具有面心立方點陣的-Fe或鎳中,所引起的交互作用要弱得多，強化作用也就不明顯。  彈性交互作用還可因固溶元素與溶劑金屬在彈性模量上存在差異（模量錯配）而引起。即用一種彈性模量不同的原子去置換原來的溶劑原子會引起固溶原子與位錯所組成的系統(tǒng)的能量改變，從而產(chǎn)生交互作用能并導(dǎo)致交互作用力。計算表明，這種彈性模量錯配所引起的交互作用力的最大值和原子尺寸錯配所引起的彈性交互作用力大致相近，但其作用力是近程的，隨溶質(zhì)原子與滑移面的距離增大，衰減較快。  電學(xué)交互作用 晶體中的自由電子分布對應(yīng)力有敏感性,電子會較多地集中到受張應(yīng)力的區(qū)域。

11、例如,在刃位錯的受脹區(qū)，電子濃度較高,具有電負(fù)性；相反,在受壓地區(qū)，濃度較低，具有電正性。由于電子濃度分布不均而使刃位錯相當(dāng)于電學(xué)上的一個電偶極子。這種電偶極子與溶質(zhì)原子的電荷產(chǎn)生靜電作用，從而引起溶質(zhì)原子與位錯的交互作用而產(chǎn)生強化。一般來說，電學(xué)交互作用比彈性交互作用要弱，如銅在鋅、鎵、鍺或砷中固溶后,電學(xué)交互作用能最多只有彈性交互作用能的1/61/3。但在某些情況下,電學(xué)交互作用也可以是主要的，如銀溶于鋁中，點陣變化很小，但銀對鋁的強化作用卻是可觀的，反映出此時電學(xué)交互作用成為決定性的因素。  化學(xué)交互作用 在密排點陣金屬晶體中，經(jīng)常出現(xiàn)堆垛層錯。層錯邊界為不全位錯，層錯的寬度和

12、數(shù)目由層錯能的大小來決定。在層錯能較低的金屬中層錯數(shù)目多，層錯的寬度大。層錯結(jié)構(gòu)與基體不同，在面心立方點陣中，層錯為密排六方排列；密排六方點陣中，層錯為面心立方排列。一般來說，固溶原子在兩種不同的密排點陣結(jié)構(gòu)中的溶解度不相同；在熱力學(xué)平衡狀態(tài)下，溶質(zhì)原子在層錯區(qū)和正?；w中的濃度也不一樣。當(dāng)晶體發(fā)生滑移時，不管是沿著這些層錯擴張的平面，或者是這些層錯發(fā)生束集和截割，都要打破平衡狀態(tài)；也就是說，位錯運動要求外界提供更大的能量，從而表現(xiàn)出強化作用。  幾何交互作用 固溶體中的溶質(zhì)原子有時會出現(xiàn)有序化現(xiàn)象，當(dāng)存在短程序時，塑性變形將改變原來的有序排列而增加勢能，表現(xiàn)為短程序強化作用。 &#

13、160;在有長程序的固溶體中，位錯傾向于兩兩相隨地通過晶體。第一個位錯通過時，使有序結(jié)構(gòu)中跨越滑移面的不同類原子對A-B改變?yōu)橥愒訉-A和B-B,引起能量升高；當(dāng)后隨的一個位錯經(jīng)過時，A-A和B-B原子對又恢復(fù)為A-B對,能量又降下來。在前后相隨的兩個位錯之間的這段距離上，A-A和B-B原子對尚未恢復(fù)，形成所謂反相疇界(antiphase boundary)。為減少反相疇界的能量，兩相隨位錯傾向于盡量靠近；但是當(dāng)兩個同號位錯靠近時，它們之間的斥力急劇上升。在這兩個因素的共同作用下，兩個位錯間有一個平衡距離，它與兩個不全位錯間存在的層錯很相似。在塑性變形過程中，有序合金的反相疇界的面積不斷

14、增加，從而提高了體系的能量，表現(xiàn)為長程序引起的強化作用。 此外，無論是代位原子或是填隙原子，在條件合適的情況下，都可能發(fā)生原子偏聚而形成氣團(tuán)。對代位點陣來說，當(dāng)溶質(zhì)原子比溶劑原子的直徑大時，溶質(zhì)原子有富集在刃位錯受脹區(qū)的趨向,反之,富集于受壓區(qū)。填隙原子則總是向受脹區(qū)富集。這種靠擴散在位錯附近富集的現(xiàn)象,稱為柯氏氣團(tuán)(Cottrell atmosphere)?？率蠚鈭F(tuán)對位錯有釘扎作用，特別是填隙原子，對位錯的釘扎作用更為強烈，由此成功地解釋了低碳鋼的屈服現(xiàn)象，因為填隙原子比代位原子容易擴散，所以填隙原子氣團(tuán)的形成溫度也較低。  在位錯應(yīng)力場的作用下，引起晶體的非對稱點陣畸變

15、而使填隙原子產(chǎn)生有序化的排列稱為斯氏氣團(tuán)Snoekatmosphere。例如碳原子在-Fe中就形成這種應(yīng)力感生有序化，即當(dāng)沿c軸方向有拉伸應(yīng)力時,碳原子處于體心立方點陣與c軸平行的各晶胞棱邊的一半處,引起晶胞沿c軸方向膨脹而產(chǎn)生強化作用。因為碳原子的擴散距離較短，而且是在應(yīng)力作用下進(jìn)行的，因此斯氏氣團(tuán)的形成溫度比柯氏氣團(tuán)更低一些。  形變強化 隨著塑性變形（或稱范性形變）量增加，金屬的流變強度也增加，這種現(xiàn)象稱為形變強化或加工硬化。形變強化是金屬強化的重要方法之一，它能為金屬材料的應(yīng)用提供安全保證，也是某些金屬塑性加工工藝所必須具備的條件（如拔制）。 金屬的形變強化可通過應(yīng)

16、力- 應(yīng)變曲線來描述。對多晶金屬來說，應(yīng)力-應(yīng)變曲線可以經(jīng)驗地表示為： 式中表示室溫拉伸真應(yīng)力，與分別為拉伸過程中的真實面積收縮率和真實延伸率,K為形變強化系數(shù)，n為形變強化指數(shù)?？梢宰C明，在拉伸過程中，縮頸開始發(fā)生時的最大均勻形變量在數(shù)值上就等于材料的“形變強化指數(shù)”。同時，人們把開始形成縮頸時的強度命名為抗拉強度，也就是材料在塑性失穩(wěn)時的流變強度。  形變強化是位錯運動受到阻礙的結(jié)果。目前對金屬單晶體的形變強化機制已有一定了解，特別對面心立方純金屬研究較為深入。多晶金屬情況比較復(fù)雜，除晶界以外，晶粒取向也多種多樣，對其形變強化的細(xì)節(jié)至今還不很清楚。  面心立方金屬單晶的

17、典型應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖1。可以看出，它分為三個階段。單晶所受應(yīng)力達(dá)到臨界分切應(yīng)力(0)時，發(fā)生屈服。隨著切變量的增加，流變強度緩慢上升，其形變強化率，為切變模量, 這就是形變強化的第一階段，一般稱為易滑移階段。這個階段的主要特征是單系滑移，在試樣表面可觀察到滑移線，這些滑移線的間距和長度不變，只是隨著應(yīng)變量的增加，臺階高度變大, 如Cu和Ni-Co合金便是如此。在階段。位錯的分布形式主要是位錯偶帶。臨界切應(yīng)力的大小(0)，與晶體的取向，材料和純度有關(guān)。在階段的后期, 曲線的斜率增大，直到又變?yōu)橐粭l直線而繼續(xù)升高,這就是形變強化的第階段,其強化率()最大，典型Image:308-03.gif的數(shù)

18、值為Image:308-04.gif，比Image:308-06.gif大幾十倍。從結(jié)構(gòu)變化來看，向階段的過渡是從次系滑移的出現(xiàn)開始的。在階段新形成的滑移線的長度越來越短，也就是由一個位錯源產(chǎn)生的“位錯圈”越來越小，位錯圈與晶體表面交截部位越來越短，螺位錯平均運動距離越來越小，或者說晶體中阻止位錯運動的障礙在不斷增加，同時流變強度在不斷提高。在階段的初期，由主系位錯偶帶和聯(lián)結(jié)它們的少數(shù)次系位錯形成位錯柵欄。隨著形變量的增加，平行于主滑移面出現(xiàn)了一些位錯密度較高的區(qū)域稱為位錯席。如果形變量再提高，晶體中便全形成胞狀組織。 為了說明形變強化的物理實質(zhì)，必須了解在形變過程中位錯的產(chǎn)生、分布

19、和運動與流變強度的關(guān)系。階段的強化可以認(rèn)為是通過形成位錯偶使大量位錯受到羈絆而阻滯，但是偶中正負(fù)號位錯的長程應(yīng)力場在很大程度上互相抵銷，因而位錯偶只提供很小的阻止位錯運動的應(yīng)力場，導(dǎo)致階段的強化效應(yīng)微弱。階段的強化模型很多，如位錯塞積群長程應(yīng)力強化模型(1952)，位錯林強化模型(1959),位錯割階強化模型(1960),網(wǎng)眼長度強化模型(1962)，流變應(yīng)力統(tǒng)計強化模型(1966)以及高位錯密度區(qū)強化模型(1967)等等，每一種模型都解釋一部分實驗現(xiàn)象，但也存在不少問題。其中以西格(A.See-ger)根據(jù)莫特(F.Mott)所提出的位錯塞積群長程應(yīng)力強化模型比較經(jīng)典，可得出流變強度與位錯密

20、度的線性關(guān)系式,同時推算的Image:308-05.gif和實驗結(jié)果也比較符合。形變強化的第階段應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈拋物線形,亦即強化效應(yīng)逐漸下降，這是因為在高形變量下出現(xiàn)大量交滑移及異號位錯兼并的緣故。由于應(yīng)力的提高，有些位錯可能繞過障礙前進(jìn)，這些都減少強化效應(yīng)。也就是說，在階段有動態(tài)回復(fù)出現(xiàn)。   在多晶金屬的加工硬化過程中，階段強化起決定性作用。為了保持多晶體塑性變性的連續(xù)性和協(xié)調(diào)性,每個晶粒發(fā)生變形時，必須有五個以上的滑移系統(tǒng)同時開動；所以，在多晶體里實際上不存在象單晶那樣的階段單系滑移和強化。  總之，形變強化決定于位錯運動受阻，因而強化效應(yīng)與位錯類型、數(shù)目、分布、固

21、溶體的晶型、合金化情況、晶粒度和取向及沉淀顆粒大小、數(shù)量和分布等有關(guān)。溫度和受力狀態(tài)有時也是決定性的因素。  一般來說，退火單晶的位錯密度為106cm-2，變形量很大的金屬可在1012cm-2以上。層錯能低的金屬比層錯能高的金屬加工硬化更為顯著。細(xì)晶粒、有淀淀相、高速形變和低溫形變都表現(xiàn)出較高的形變強化效應(yīng)。  沉淀強化與彌散強化 過飽和固溶體隨溫度下降或在長時間保溫過程中（時效）發(fā)生脫溶分解。時效過程往往是很復(fù)雜的,如鋁合金在時效過程中先產(chǎn)生GP區(qū),繼而析出過渡相（"及'）,最后形成熱力學(xué)穩(wěn)定的平衡相()。細(xì)小的沉淀物分散于基體之中,阻礙著位錯運動而產(chǎn)生

22、強化作用，這就是“沉淀強化”或“時效強化”。為了提高金屬，特別是粉末冶金材料的強度，往往人為地加入一些堅硬的細(xì)質(zhì)點，彌散于基體中，稱為彌散強化。從彌散質(zhì)點引起強化這一點來說，沉淀強化與彌散強化并沒有大區(qū)別。但是,前一情況是內(nèi)生的沉淀相,后一情況為外加質(zhì)點；而且，在時效前期，沉淀相和基體之間往往保持共格或半共格關(guān)系，在每個細(xì)小沉淀物附近存在著一個較大范圍的應(yīng)力場（圖2），與位錯發(fā)生交互作用，產(chǎn)生十分顯著的強化作用。如果時效溫度提高或時間延長，則出現(xiàn)非共格產(chǎn)物，強化效應(yīng)下降，以致于合金強度降低，稱為“過時效”；最后產(chǎn)生平衡相。因為沉淀引起合金元素的貧化，此時合金材料的強度甚至低于固溶體狀態(tài)。彌散強

23、化時，外加的質(zhì)點在高溫使用過程中也會聚集、長大以減少顆粒的表面能，同樣會引起軟化。  晶體中的位錯在外力作用下產(chǎn)生運動，在運動過程中首先遇到的是第二相質(zhì)點周圍的應(yīng)力場（如果有這種應(yīng)力場存在的話），對其產(chǎn)生阻礙作用，它屬于長程作用。繼而有兩種可能，一種是位錯切割質(zhì)點而過，一種是位錯以某種方式繞過質(zhì)點（圖3），兩者都需作功，因而產(chǎn)生強化效應(yīng)。前者功耗方式主要有:位錯切過質(zhì)點,使基體和質(zhì)點之間的界面增大，增加表面能（圖3a）；改變第二相結(jié)構(gòu)，第二相具有長程有序結(jié)構(gòu)時（如高溫合金中的('相)，位錯通過后增加了反相疇界，對無序系統(tǒng)來說，有可能改變層錯寬度；析出相和基體之間切變模量不同，

24、也會引起強化作用。位錯繞過質(zhì)點的方式是多種多樣的：位錯可以發(fā)生彎曲（弓彎機理）從質(zhì)點間通過，在質(zhì)點周圍留下位錯圈而進(jìn)一步強化（圖3b）；位錯可以交滑移進(jìn)入另外的滑移面，繞過質(zhì)點；在溫度較高時，位錯也可以通過攀移繞過質(zhì)點等等。這些都是當(dāng)位錯靠近第二相質(zhì)點之后發(fā)生的，屬于近程作用。 上述質(zhì)點強化隨質(zhì)點大小、分布、數(shù)量和質(zhì)點性質(zhì)而不同。研究結(jié)果指出，在以切割機理強化時，因強化而產(chǎn)生的剪切屈服應(yīng)力的增加，與質(zhì)點半徑r,質(zhì)點體積分?jǐn)?shù)f的關(guān)系為f(11/3)r1/2,f冪次隨合金中質(zhì)點結(jié)構(gòu)的不同，取不同數(shù)值（11/3）。在以弓彎機理強化時,f1/2r-1。由此可以看出,在質(zhì)點半徑很小時，位錯以切

25、割質(zhì)點的方式通過，此時的強度取決于切割機理。在時效(脫溶)的初期,隨f和r不斷增加，合金強度相應(yīng)地升高。當(dāng)脫溶接近完成時，f增長變緩,但r繼續(xù)增大，這時合金強度仍有提高，而強化的趨勢下降。隨著時效進(jìn)一步發(fā)展，質(zhì)點進(jìn)一步增大，位錯主要繞過或按弓彎機理越過質(zhì)點；第二相質(zhì)點繼續(xù)變大，強度相應(yīng)明顯下降，這就是合金的過時效階段。  細(xì)化晶粒強化 從位錯塞積或其他模型可以推導(dǎo)出多晶金屬的屈服強度（y）與晶粒直徑(d)的關(guān)系,表示為： y0kyd劇?/center>稱為霍耳-派赤（Hall-Petch）關(guān)系式。式中0、ky均為材料常數(shù)。對-Fe來說,ky值與位錯釘扎情況有關(guān),位錯被釘

26、扎得愈牢, ky值愈大；在嚴(yán)重釘扎情況下，ky可達(dá)2kgf/mm2。據(jù)此進(jìn)行計算,低碳鋼的晶粒度每提高兩級(即晶粒直徑減少一半)，屈服強度可提高約2.8kgf/mm2。如果低碳鋼的晶粒度從ASTM標(biāo)準(zhǔn)的0級細(xì)化到12級,即其平均直徑由0.359mm降至0.00561mm，則屈服強度可提高16kgf/mm2左右。而且，隨著晶粒的細(xì)化,斷裂強度比屈服強度有更大幅度的提高,同時沖擊韌性也得到改善,如同屬體心立方金屬的低碳鋼和鉬，晶粒每細(xì)化一級，韌性脆性轉(zhuǎn)變溫度可分別降低1020及24。  在所有金屬強化方法中，細(xì)化晶粒是目前唯一可以做到既提高強度，又改善塑性和韌性的方法。所以近年來細(xì)化晶粒

27、工藝受到高度重視和廣泛應(yīng)用。當(dāng)前正在發(fā)展中的快冷微晶合金便是其中一例。有上述優(yōu)異性能的原因可以從兩方面考慮：晶界所占比例較大，晶界結(jié)構(gòu)近似非晶態(tài)，在常溫下具有比晶粒更高的強度；細(xì)小晶粒使位錯塞積所產(chǎn)生的正應(yīng)力隨之降低，不容易產(chǎn)生裂紋，從而表現(xiàn)為提高強度而不降低塑性。但細(xì)晶粒金屬的高溫強度下降，這是因為在高溫下晶界強度降低了，特別在變形速度很低的情況下（蠕變），這種效應(yīng)更為突出。  相變強化 通過相變而產(chǎn)生強化效應(yīng)也是常見的金屬強化方法。相變的種類很多，上述的沉淀相的形成和析出就是其中之一?，F(xiàn)以應(yīng)用最普遍的馬氏體相變強化為例，說明相變強化機理。  馬氏體相變是一種以剪切方式進(jìn)

28、行的非擴散型相變，相變產(chǎn)物與基體間保持共格或半共格聯(lián)系，在其周圍也存在很大的內(nèi)應(yīng)力，甚至使周圍的奧氏體發(fā)生形變而出現(xiàn)形變強化。  從馬氏體本身來看，其結(jié)構(gòu)有兩種類型：一種常見于低碳鋼和18-8不銹鋼中,主要是板條馬氏體(或稱位錯馬氏體)。這種馬氏體中存在大量位錯，其密度在10111012cm-2,與經(jīng)過大量冷加工的金屬的位錯密度相近。另一種常見于高碳和Fe-Ni-C合金中,主要是針狀馬氏體（或稱孿晶馬氏體），馬氏體針由大約100大小的孿晶所構(gòu)成。這種孿晶組織隨碳含量而增加，當(dāng)鐵中的碳含量為0.1時,沒有孿晶組織,碳為0.8時,孿晶達(dá)100。馬氏體中的位錯或?qū)\晶的出現(xiàn)，與相變過程中的形

29、變量和溫度有關(guān)。一般來說，由于馬氏體相變而產(chǎn)生的局部形變量可高達(dá)10。這種形變?nèi)绨l(fā)生于較高溫度(即Ms高時),則增殖位錯以緩和內(nèi)應(yīng)力；如發(fā)生在較低溫度（即Ms低時）,再加形變速度又高，就會產(chǎn)生孿晶。碳含量愈高，相變應(yīng)力愈大，孿晶量也愈多。細(xì)小的孿晶相當(dāng)于晶粒的細(xì)化，產(chǎn)生強化效應(yīng)。  鋼中馬氏體相變強化的另一個主要原因是碳原子在相變過程中的有序化，即碳原子轉(zhuǎn)移到體心立方Image:310-01.gif的0位置使其沿一個方向(c)伸長而成為體心正方結(jié)構(gòu)。碳原子所引起的強化作用，可用下式表示：2.1×102(C)1/2 (kgf/mm2) 鋼經(jīng)形變熱處理后，強度進(jìn)一步提

30、高，而韌性卻不下降,這主要是因為奧氏體在Ms點以上形變后，馬氏體針更為細(xì)??；同時，馬氏體點(Ms)明顯下降，馬氏體中的孿晶大幅度增加，從而使鋼在形變熱處理后的強度明顯提高，而韌性卻不下降，這是細(xì)化晶粒強化的效應(yīng)。此外，如含碳量為0.48的鋼在形變熱處理后全部是孿晶馬氏體，經(jīng)一般熱處理的同一鋼種卻只有一半孿晶馬氏體。如前所述，含碳量為0.8的鋼,經(jīng)一般熱處理后，才可使孿晶達(dá)100。根據(jù)這個情況,碳含量低的鋼在形變熱處理后強度的提高比高碳鋼更為明顯，主要是因為后者孿晶增加的幅度不大。  纖維強化 根據(jù)斷裂力學(xué)觀點，高強度材料可容許存在的臨界裂紋尺寸很小,一旦出現(xiàn)裂紋就很快擴展,容易發(fā)生斷裂。而將細(xì)纖維排在一起，粘結(jié)起來，可免除上述缺點，是解決脆性高強材料用于實際結(jié)構(gòu)的一個重要途徑。因為經(jīng)過復(fù)合之后，不但解決了纖維的脆性問題，也提高了材料的比強度、比模量和疲勞性能。纖維強化復(fù)合材料，是當(dāng)前很有發(fā)展前途的一類材料。  纖維強化的復(fù)合材料的力學(xué)性質(zhì)，可根據(jù)纖維和基體（粘合劑）的體積分?jǐn)?shù)計算出來,如彈性模量（E），EcEfVfEmVm其中Ec、En和Em分別為復(fù)合材料、纖維和基體的彈性模量, Vn和Vm為兩相的體積分?jǐn)?shù)。由于纖維和基體的泊松比不