材料强化基本原理

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1、第十章材料的强韧化第一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。通过改变材料的内部结构可以达到控制材料性能的目的。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， 称为固溶强化。其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部点阵畸变。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 长程应力场和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之间的作用。作用的大小要 看溶质

2、本身及溶质与基体之间的交互作用，这种作用使位 错截交成弯曲形状。如图101所示.图中的A、B、C表示溶质原子强烈地钉扎了位错。 xx，A未被钉扎的乎直位错线，被钉后呈观曲线形状。 处于位错线上的少数溶质原子与位错线的相互作用很强， 这些原子允许位错线的局部曲率远大于根据平均内应力 求出的曲率。钉扎的第一个效应就是使位错线呈曲折形 状。相对于xx，的偏离为x在受到垂直方向的外加切应力T作用下，由于B点位错张力的协助作用，将使ABC段位错移到AB，C，在B，处又被钉扎起来。位 错之所以能够这样弯曲，其原因是因位错长度的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 的弹性能反而有所降低.位

3、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T的作用下，ABC 段移动到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 力要克服这样的阻力方可使位错移动。若AC2y，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能量。总共需要式中：Eb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 变为入6平均位移为x/2,外加切应力需要做功为Tb（2yx/2，故从图10-1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

4、原子 交互作用能为U0,则单位长度位错受溶质钉扎将降低的能量为玖=UJy所以 T 2U /bjy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上只摊上一个原子，所以C/b2聂/xy，所以式(10-4)可写为r = (2Uq/&3)C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。实验表明面心立方合金在常温下的固溶强化符合这样的规律。(2) 有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 须付出破坏短程有序提高能量的代价，位错

5、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t = E/b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是原子对作用能差值，即w = WAB (bm + 旭破)/2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E =- jc)J式中：a位晶胞参数。位错所遇到的阻切应力应等于E/b，故r =- j-)注意b=a/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。2. 细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 (Sch

6、mid,E.)因子大的晶粒内位错源先开动，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传播到相邻的晶粒中去，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错源开动的驱动力。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，造成塑件形变。塞积位错应力场强 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 须加大外加作用力以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

7、晶粒对金属材料强化的贡献。在霍尔一佩奇(Hall,E,O-Petch,N.J.)公式。亦 a中为晶粒平均直径，Ky反映了位错被溶质原子特别是C、N等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，霍尔一佩奇(Hall,E,O-Petch,N.J.)公式适用的晶粒尺寸有一个界限，例如0. 3-400pmo因为dv0. 3pm的非常细小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 400pm更为粗大的晶粒再多些塞积位错数目，对应力集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，

8、主要是消除位错，制造 完整晶体。但金属晶体的缺陷理论又指出，晶体中的位错密度p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运动的阻力，表现为强度的增高。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。当晶体中的位错的分布比较均匀时，流变应力t和位错密度间存在培莱一赫许(Bailey，J. E-Hirsch，P. B) 关系式.即二邛十霜如/(10-13)式中：p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t0表示位错 交互作用以外的因素对位错运动所造成的阻力。由上式可见.当p增高时，t也增大。在金属晶体受到外力

9、作 用时，内部增殖大量位错。位错的增殖是塑性变形造成的，所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V15nm，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

10、几个方面有关： 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； 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； 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； 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。

11、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。 可达到n,每一条位错绕过粒颗后留下一个位错圈（环），面后恢复平直状态，继 续向前推移。位错的能量是正比于其长度的，因此位错遇到颗粒，滑移受到阻碍 面发生弯曲时，必须增高外加切应力以克服位错弯曲而引起的位错线张力的加大。 作用于位错线的切应力增值 Tbs与位错线张力增量2TsinQ的平衡表明，附加 切应力t是以补偿位错线弯成曲线长度，和绕过角0所引起的能量增大，于是 可有泌S 2Tsin5/2，当0很小时sin/0/2就0/2，s部p=r0，入p为有效的颗粒间距，r为位错弯曲线的曲率半径，又T=1/2Gb2得到 T=Gb/r0，b为

12、柏氏矢量.当位错弯曲得使r1=Ap/2时，t将为最大，或者 说要使位错围绕颗粒所需要的最大附加切应力，即临界切应力为_ Gb这就是不可变形颗粒对屈服强度的贡献。这个位错围绕颗粒的强化机制是由 奥罗万（Orowan，E）提出的，是一个比较成功的理论，也得到实验上的证实。 可见位错绕过粒子所需的切应力反比于颗粒间距.故当沉淀相颗粒的半径为r， 体积分数为f，且在基体上是弥散分布时，那么可导出沉淀相颗粒强化对合金屈 服强度的贡献，即% = ）2.3位.喝（专J） f很小时可简化为综上所述，不可变形颗粒的强化作用反比于颗粒尺寸，而正比于其数目。（3）粗大的沉淀相群体的强化作用在钢中粗大的沉淀相颗粒成群

13、分布，如奥氏体不锈钢的。相和碳钢或低合金 钢中的珠光体会产生显著的强化作用。当两个相所组成的组织是一种不同晶粒尺 寸的多晶体时，一个相晶粒的预先形成可以明显地影响另一个相晶粒的成长，可以规定另一个相的生长范围，并有可能引起另一个相晶粒细化，沉淀相的作用大 小与沉淀相的形态、分布和数量，以及每一沉淀物承受外力的能力有关。由两个相混合组成的组织的强化主要是由于： 纤维强化； 一个相对另一个相起阻碍塑性变形的作用，从而导致另一个相更大的塑性 形变和加工硬化，直到末形变的相开始形变为止； 在沉淀相之间颗粒可由不同的位错增殖机制效应引入新的位错。5. 强化作用的更加如上所述，各个强化机制的作用对强度贡献

14、虽有不同，但所起作用是一致的， 而对其他性能，特别是塑性则有差异。从此也可以看出，霍尔一佩奇 (Hall,E,O-Petch,N.J.)公式中的。1内容是很复杂的，它包含着除开细晶强化 作用以外的其他的所有强化因子，可写为式中；。1取决于温度和形变速率，是与P-N力密切相关的.。2是为组织因素 决定的，可有星诵浦答个强化因子铜镭物强度极限的页抵= Ab亦 +十 A(?dh -式中：Aosh、Qph 和Aodh 相应的为固溶强化、沉淀 强化和位错强化所 引起的强度增量。影响osh、oph 和odh的因素是多方面的，在当前要准确计算尚有不少困难。但对于具体钢种可以通过实验予以测定。 图10-6为铁

15、素体+珠光体型C-Mn钢于不同C量时各个强化因子对强度的贡 献。二、高聚物的强化原理高分子材料的强化主要有以下几个方面：(1)引入极性基 链间作用力对高聚物的机械强度有着很大的影响，对不同的 高聚物，为了比较它们分子链间的作用力的大小，一般取长度为0. 5nm，配 位数为4时计算出来的作用能数值。链上极性部分越多，极性越强，链间作用力就越大；(2) 链段交联 在环境温度高于玻璃温度Tg时，随着交联程度的增加，交联 键的平均距离缩短，高分子材料的断裂强度将会进一步增大，屈服强度和弹性模 量也会大幅度提高；(3) 结晶度和取向结晶性高分子材料的结晶度和大分子取向对其强度有着 明显的影响.实际的结晶

16、性尚聚物中存在着晶区和非晶区，一个大分子链可以贯 穿好几个晶区和非晶区。在非晶区分子链是卷曲和互相缠结的，因而当结晶性高 聚物受力时，可使应力分散并导致分子微晶取向化，使强度得到提高。结晶度的 增大使高分子的密度增大，而且微晶还会起到物理交联的作用，使应力均匀分布， 断裂强度上升；(4) 定向聚合 定向聚合是提高高分子材料结构上均一性的有效方法，能使 高聚物的密度、拉伸弹性模量和物理性能、机械性能都有了提高。第二节材料的韧化基本机理一、金属材料的韧化原理韧性是断裂过程的能量参量，是材料强度与塑性的作用综合表现，当不考虑 外因时，断裂过程实际上包括裂纹形核所要求的塑性形变，以及裂纹的形核和扩 展

17、。通常是以裂纹形核和扩展的能量消耗或裂纹扩展抗力来标志材料韧性的。裂纹形核前的塑性形变、裂纹的扩展是与金属组织结构密切相关的，从而反 映出不同的断裂方式，以及不同的断裂机制；它涉及到位错的运动，位错间弹性 交互作用，位错与溶质原子和沉淀相弹性交互作用，以及组织形态，其中包括基 体、沉淀相和晶界的作用。这些作用结果体现了组织结构对裂纹的形核和扩展的 促进或缓和，显示为材料的韧化或脆化。金属材料的断裂类型主要分为韧性断裂和脆性断裂。韧性断裂系指在断裂之 前发生一定的塑性变形，例如宏观塑性变形不小于5%；脆性断裂则包括解理断 裂、沿晶断裂.韧性断裂是微孔形成、聚集长大的过程，在这种断裂机制中，塑 性

18、变形起着主要作用.因此改善金属材料韧性断裂的途径是： 减少诱发微孔的组成相，如减少沉淀相数量； 提高基体塑性，从面可增大在基体上裂纹扩展的能量消耗； 增加组织的塑性形变均匀性，这主要为了减少应力集中； 避免晶界的弱化，防止裂纹沿晶界的形核与扩展；1. 位错强化与塑性和韧性金属材料的位错密度p对其塑性和韧性的影响是双重的。一般地，位错密度 提高，其金属材料的拉伸塑性和韧性都降低。现在认为，均匀分布的位错对韧性 的危害小于位错列阵，所以，可动的未被锁住的位错对韧性损害小于被沉淀物或 固溶原于锁住的位错。位错遭到订扎，表明塑性变形受到抑制，塑性就将降低. 当位错密度增大时，位错间的交互作用便增强，使

19、位错的可动性降低，并提高流 变应力。2. 固溶强化与塑性(1)在保证强度的前提下，提高塑性，可以提高材料的韧性。通常在合金元素中，以Si和Mn对铁的塑性损害较大，且置换固溶量越多，塑性应变越低。增大体心立方点阵金属的脆性解理断裂抗力是令人感兴趣的问题.实际上 a-Fe置换固溶Ni，已成为改善塑性的主要手段。另外加入Pt、Rh、Ir和Re 也可优化塑性。其中Pt的作用尤具吸引力，它不但改善塑性，也有相当大的强 化效应。Ni改善塑性的原因是促进交滑移，特别是基体金属在低温下易于发生 交滑移。关于Pt等元素的塑化机制还没有确切的解释.(2)a-Fe固溶碳量低于0. 2%，例如低碳马氏体的a/c-1，

20、不出现点阵正 方度的畸变，全部溶质原子偏聚于刃位错线附近(p=1011-l012cm-2)。严格 说，低碳位错型马氏体并不是真实的间隙固溶体，只有当c0. 2%时才出现。 a-Fe点阵的间歇固溶。因此低碳位错型马氏体，位错可带着气团在铁原子完全 规则排列的基体中运动，表现出良好的塑性。低碳位错型马氏体的强韧配合是比 较合理的。3. 细化晶粒与塑性改变金属材料基体相的晶粒尺寸对塑变性能的影响是十分令人感兴趣的问 题。因为唯独细化晶粒既能提高强度，又能明显优化塑性和韧性。在生产实际上， 实现晶粒细化的办法有很多种，而且都非常有效。依据裂纹形成的断裂理论，晶 粒尺寸(d)与裂纹扩展临界应力ac，以及

21、冷脆转化温度Tc的关系有以下的式子:(1022)四匚=InB - InC 一 Int/2(1023)式中：Yp为比表面能，即裂纹扩展时每增加单位表面积所消耗的功(大部分 消耗于塑性变形)；ky为Petch斜率；6、B和C为常数.当YP定值时，d小 则ac高。凡是可提高ac值的因素均能改善塑性。显微组织结构分析表明，当 晶粒尺寸较小时，晶粒内的空位数目和位错数目都比较少，位错与空位，以及位 错间的弹性交互作用的机遇相应减少，位错将易于运动，亦即表现出好的塑性； 又位错数目少，位错塞积数日减少。只能造成轻度的应力集中，从而推迟微孔和 裂纹的萌生，增大断裂应变。此外，细晶粒为同时在更多的晶粒内开动位

22、错和增 殖位错提供了机遇，亦即细晶粒能使塑性变形更为均匀，表现出较高的塑性。4. 沉淀相颗粒与塑性总的来说，析出相沉淀强化危害塑性。这是因为沉淀相颗粒常以本身的断裂， 或颗粒与基体间界的脱开作为诱发微孔的地点，从而降低塑性应变，以致断裂。 已经知道： 沉淀相颗粒越多，提高流变应力越显著，而塑性越低； 呈片状的沉淀相对塑性损害大，呈球状的析出相损害小； 均匀分布的沉淀相对塑性削弱小； 沉淀相沿晶界的连续分布，特别是网状析出降低晶粒间的结合力，明显危 害塑性。二、高聚物的韧化原理高聚物在拉伸中由于内部结构的不均一性导致裂纹尖端应力集中，产生塑性应变，引发大量银纹，称为银纹化。银纹首先在与应力垂直的

23、方向上增厚，直到 增厚的银纹进一步演变成裂缝。这个过程加快了裂纹尖端区域弹性质变能的释放， 即应变能释放率gc加大。对于韧性高分于材料gc有一临界值gic，gcgic时， 材料会发生韧脆转变。研究显示，材料的韧性是拉伸试验速率的函数，裂纹尖端 的有效应变速率往往比标称应变速率高得多。随着应变速率的增加，gic减小， 即越容易出现gogic，导致材料发生韧一脆 转化，在银纹化过程中gic主要消 耗在银纹的形成相变形上。材料纤不同拉伸速度拉拉伸所得到的应 力一应变曲线如图108，曲线下的面积是 材料的冲击韧性值。拉伸速度增大应力应受 曲线间纵轴靠近，断裂强度增大，伸长率减 小，曲线下的总面积减小，

24、即冲击韧性下降。 如果提高温度，使试验温度向于人则断裂强一I*，土4. V整二”度下降，断裂伸长率增大。断裂伸长率的大R-顿!“其罗.“小往往对材料的冲击韧性起着更大的作用，通常材料冲击韧性随着伸长率增大而增大。非晶态高分子链越柔顺，相对分子质量越大，在外力作用下，能将较多的外加动 能变为热能（内分子内摩擦产牛），则其冲击韧性越高。三、无机非金属材料的韧化机理陶瓷实际上是各种无机非金属材料的通称，同金属和高聚物一起成为现代工 程材料的支柱。陶瓷受载时不发生塑性变形就在较低的应力下断裂，因此韧性极 低，这是阻碍陶瓷作为结构材料广泛应用的主要原因。陶瓷的增韧机制主要合相 变增韧和微裂纹增韧。1.

25、相变增韧处于陶瓷基体内的ZrO2存在着m-Z血 bAjZrQj 的可逆相变特 性，晶体结构的转变伴有3% 5%的体积膨胀。ZrO2颗粒弥散分布于陶瓷基 体户，由于两者具有不同的热膨胀系数，烧结完成后，在其冷却过程中，ZrO2颗粒周围则有不同的受力情况。当ZrO2粒子受到基体压抑时，其相变也将受到 压制。ZrO2还有一个特件，其相变温度随着颗粒尺寸的减小而下降，一直可降 到室温，当基体对ZrO2颗粒有足够的压应力，且ZrO2的颗粒义足够小，则其 相变温度可降至室温以下，这样在室温下ZrO2仍可保持四方相结构。当材料受 到外应力作用时，基体对ZrO2的压抑作用得到松驰，ZrO2颗粒即发生四方相 到

26、单斜相的转变，并在基体中引发微裂纹，从而吸收了主裂纹扩展的能量，达到 提高断裂韧性的效果。2. 微裂纹增韧ZrO2中的陶瓷在由四方相向单斜相转变过程中，相变出现体积膨胀而产生称为微裂纹增韧。，应力分布应力重新分布图19-13含EtQ陶瓷基捧中主S!纹尖端的相变诱导徽裂纹区微裂纹。无论是陶瓷冷却过程中产生的ZrO2相变激发微裂纹，还是裂纹扩展过 程中在其尖端区域形成的应力激发ZrO2相变导致的微裂纹，都将起着分散主裂 纹尖端能量的作用。从而提高了断裂能在有微裂纹韧化作用的情况下，主裂纹尖端的应力将重新分布，如图 10-12所示。一般说来，为了阻止主裂纹的扩展，在主裂纹尖端应有一个较大 范围的相变

27、诱导微裂纹区，如图10-13所示.而主要途径是减少ZrO2的颗粒 度，并控制ZrO2的颗粒度分布状态和颗粒直径范围。第三节、材料强韧化常用方法一、金属材料强韧化常用方法举例金属材料的强韧化必须是在提高其强度的同时兼顾其韧性，现举例加以说明 1.低碳马氏体钢的强韧化近些年来，低碳马氏体钢的研制受到了广泛重视，原因是在研究中发现低碳 马氏体组织使钢具有良好强韧配合。低碳马氏体的Qb和00.2在w(C) = 0. 1%0. 29%的范围内保持线性的函数关系，证明低碳马氏体的强化主要 依赖于碳的固溶强化。在通常的淬火条件下，低碳钢马氏体都不可避免要发生自 回火。自回火碳化物颗粒小而又分布均匀，从而产生

28、粒子沉淀强化作用。低碳马 氏体具有高密度位错，位错强化对条状位错马氏体屈服强度的贡献可由 Ajs=aMbp1/2来表达。式中：a为比例常数；p为剪切弹性模量；b为位错的 柏氏矢量；p为位错密度.低碳马氏体条的亚结构是位错缠结的胞状结构，亚结构内位错有较大的可动 性。由于位错运动能缓和局部地区的应力集中，从而延缓了裂纹的萌生。另外马 氏体条间位错存在着10nm厚度的稳定的奥氏体薄膜，奥氏体是一个高塑性相， 裂纹扩展遇到奥氏体将受到阻挡。因此低碳的板条状马氏体也具有很好的塑性和 韧性。淬火获得马氏体是钢的强化方法中重要的手段，因此提高钢的淬透性尤为重S 10-J砒r诉及桐与低瑚耳氏像钢性健对此柄的

29、粪景跌益加IWk*W枯E勺g蜘心粹火57g . 1200 t回览I wo要。位错型马氏体钢中加入C、Si、Cr、Mn、Mo、B等元素，能有效提高其淬 透性。低碳马氏体强韧性优良的配合，使其获得了广泛的应用，如汽车轮胎螺栓， 原来使用40Cr调质钢，改用低碳马氏体强化的20Cr后，产品质量获得提高。 40Cr与20Cr热处理后的性能对比如表10-3：2.马氏体时效钢的强韧化马氏体时效钢是运用强韧化理论的一个成功例子。这类钢的一个重要的特点 是不依靠C强化。研究表明，当C含量超出0. 03%时这类纲的冲击韧性陡然 下降。它的强韧化思路是：以高塑性的超低碳位错型马氏体和具有高沉淀硬化作 用的金属间化

30、合物作为组成相，将这两个在性能上相互对立的组成相组合起来构 成具有优异强韧配合的钢种。马氏体时效钢典型代表为Fe-Ni w=18%，按屈服强度可分为1350、1650、1950MPa3个级别，其典型化学成分如表10-410-4 WNi）二炒耳马氐体时效钢的化孳成为化学成分理/尊醪.削WPa-匚Mn茨1:一 _0而0.010,10扣3,5V iii也20nasti 浦end】0,107-的L15040i财0成0.01汀F1WS.5-.5947-5.2n is。.叫马氏体时效钢加入Ni、Mo、Ti和Al等元素，可形成AB3型的p-Ni3Mo、 Ni3Ti或YNi3Ti（A1、Ti）和 Ni3Nb等

31、金属间化合物，在时效过程中沉淀析出， 起到强化作用。加入Co有利于促进沉淀相形成，而且能够细化沉淀相颗粒，减 小沉淀相颗粒间距。由于低碳，马氏体时效钢消除了C、N间隙固溶对韧性的不 利影响，可使总体保持固有的高塑性的性质。Ni能使螺型位错不易分解，保证 交叉滑移的发生，提高了塑变的性能。同时Ni降低位错与杂质间交互作用的能 量，这意味着马氏体将存在着更多的可动螺型位错，从而可改善塑性，降低解理 断裂倾向。所以马氏体时效钢的马氏体实际上是一种含Ni的马氏体。二、高分子材料的强韧化方法举例任何改善抗冲击性能的方法都离不开设法提高抗放强度或增大断裂伸长率 这两个方面，高分子材料的强韧化途径主要为填料

32、增强、共混共聚、添加增塑剂 和成核剂以及淬火等方法。（1）填料增强高度交联的热固性树脂脆性很大，无多用处。加入纤维类填料（如石棉、玻璃 纤维）之后，即成为广泛应用的玻璃钢。这种改件酚醛的伸长率增加不多，但抗 冲性能却大大提高。将长玻璃纤维与聚丙烯树脂直接挤出，切成粒料再回挤，制 得增强聚丙烯，其抗冲性能提高1. 5-4. 5倍，而抗拉强度也提高2-5倍。(2) 共混与共聚高聚物用机械混炼等手段加工成兼具二者优点的新材料称为共混。最成功的 共混实例是聚苯乙烯的改性。脆件的聚苯乙烯因为添加了橡胶成分，可以变为高 耐冲击的材料.塑料与橡胶共混提高抗冲击性能的原因在于橡胶颗粒能够给出较 大的形变，这种

33、能量可变成热能散逸；橡胶颗粒也可起到应力集中体的作用，在 其上生成很多放射状银纹，将冲击能转变成表面能和弹性能贮存起来。这样能将 冲击强度提高几倍乃至几十倍。为了得到耐冲击的聚合物共混体，至少应满足下 列3个条件： 橡胶的玻璃化温度必须低于使用温度； 橡胶应作为第二相存在，而不能溶解在刚硬性高聚物中； 两种高聚物既有一定的互容性，又不能充分互容，即部分互容。(3) 增塑剂和成核剂 增塑剂的加入能减少分子间作用力，使Tg下降，有 效地提高抗冲性能。如在环氧树脂中加入邻苯二甲酸二丁脂，作为粘接剂使用； 丁睛橡胶氯丁橡胶改性的酚醛树脂既有较高强度，又极耐冲击.(4) 淬火淬火是提高结晶性高分子材料冲

34、击韧性的有效方法，如三氟氯乙 烯是极优良的耐腐蚀衬里材料。但如将喷涂三氟氯乙烯的制品从塑化温度270C 缓慢冷却，尤其是在其最佳结晶温度(190-200C之间)长时间停留的话，只会 得到大晶粒(球品)和结晶度高(可达80% 90%)的浑浊体，其性质硬而脆，冲 击强度仅为46kJ/m2。如将熔融状态的涂层迅速投入水中，使之尽快通过最 佳结晶温度区域，就能得到结晶度低(25%-30%)及晶粒小的透明体，这种涂料 坚韧而且富于弹性，冲击强度甚至可达100200kJ/m2。三、无机非金属材料的强韧化方法举例1. 氧化锆韧化氧化铝(ZTA)在ZrO2中添加x=2%的Y203可以得到较多的四方相ZrO2,

35、而且可以使 四方相ZrO2的相变临界尺寸增大。所谓相变临界尺寸是在高温时能保住ZrO2 的四方结构的最大颗粒尺寸。而且Y203还有抑制ZrO2颗粒长大的作用。因此 人们研制了 Al2O3ZrO2(加x=2%的Y203)系列增韧陶瓷。实验证明，Al2O3 经增韧后其断裂韧性KIC可由4. 89MPam-1/2提高到8. 12 MPam-1/2。2. 氧化锆韧化氧化锆(PSZ)氧化锆陶瓷基体内部分氧化铁在烧结降温中不发生马氏体相变，而在使用中 因外界张应力诱发马氏体相变，起到微裂纹增韧的作用。这样的氧化锆陶瓷称为 部分稳定氧化锆增韧陶瓷(PSZ)。研究发现添加氧化铝对YPSZ中添w=20% 的A12O3，可使YPSZ的平均抗弯强度达到2400MPa，而断裂韧性KIC达 到17 MPa-m-1/2，是目前陶瓷中的最高水平。部分稳定氧化具有低的导热率(比氮化硅低80%)，绝热件好，热膨胀系数接近 于发动机中使用的金属，因而与金属部件的连接比较简易。部分稳定氧化锆在常 温下具有卓越的力学性能，如抗弯强度和断裂韧性。但随着温度的增高YPSZ 的强度和韧性显著降低。在Mg-PSZ和A12O3 ZrO2中也观察到了这一现象。 根据相变韧化理论，高温强度低是出于应力诱发相变的韧化效果在高温下减小的 缘故。实验发现加入大量的氧化铝可以大大提高Y-PSZ的高温强度。