【精品】材料强化

精品精品 材料强化材料强化 金属的强化strengthening ofmetals通过合金化 塑性变形和热处理等手段提高金属材料的强 度 称为金属的强化 所谓强度是指材料对塑性变形和断裂的抗力 用给定条件下材料所 能承受的应力来表示 随试验条件不同 强度有不同的表示方法 如室温准静态拉伸试验 所测定的屈服强度 流变强度 抗拉强度 断裂强度等 见金属力 学性能的表征 压缩试验中的抗压强度 弯曲试验中的抗弯强度 疲劳试验中的疲劳强度 见疲劳 高温条件静态拉伸所测的持 久强度 见蠕变 每一种强度都有其特殊的物理本质 所以金属的强化不是笼统的概 念 而是具体反映到某个强度指标上 一种手段对提高某一强度指标可能是有效的 而对另一强度指标未 必有效 影响强度的因素很多 最重要的是材料本身的成分 组织结构和表面状态 其次是受力状 态 如加力快慢 加载方式 是简单拉伸还是反复受力 都会表现 出不同的强度 此外 试样几何形状和尺寸及试验介质也都有很大 的影响 有时甚至是决定性的 如超高强度钢在氢气氛中的拉伸强 度可能成倍地下降 见应力腐蚀断裂和氢脆 在本文中 强化一般是指金属材料的室温流变强度 即光滑试样在 大气中 按给定的变形速率 室温下拉伸时所能承受应力的提高 应强调指出提高强度并不是改善金属材料性能惟一的目标 即使对 金属结构材料来说 除了不断提高强度以外 也还必须注意材料的 综合性能 即根据使用条件 要有足够的塑性和韧性以及对环境与 介质的适应性 强化的理论基础从根本上讲 金属强度原子间结合力 如果一个理想晶体 在切应力作用下沿一定晶面和晶向发生滑移形 变 根据计算 此时金属的理论切变强度一般是其切变模量的1 10 1 30 而金属的实际强度只是这个理论强度的几十分之一 甚至几千分之 一 例如 纯铁单晶的室温切变强度约为5kgf mm2 而按铁的切变模量 59 00kgf mm2 来估算 其理论切变强度应达650kgf mm2 造成这样大差异的原因曾是人们长期关注的课题 直到1934年 奥罗万 E Orowan 波拉尼 M Polanyi 和泰勒 G I T aylor 分别提出晶体位错的概念 位错理论的发展揭示了晶体实际 切变强度 和屈服强度 低于理论切变强度的本质 在有位错存在的情况下 切变滑移是通过位错的运动来实现的 所 涉及的是位错线附近的几列原子 而对于无位错的近完整晶体 切变时滑移面上的所有原子将同时滑 移 这时需克服的滑移面上下原子之间的键合力无疑要大得多 金属的理论强度与实际强度之间的巨大差别 为金属的强化提供了 可能性和必要性 见形变和断裂 可以认为实测的纯金属单晶体在退火状态下的临界分切应力表示了 金属的基础强度 是材料强度的下限值 而估算的金属的理论强度 是经过强化之后所能期望达到的强度的上限 强化途径金属材料的强化途径不外两个 一是提高合金的原子间结 合力 提高其理论强度 并制得无缺陷的完整晶体 如晶须 已知铁的晶须的强度接近理论值 可以认为这是因为晶须中没有位 错 或者只包含少量在形变过程中不能增殖的位错 可惜当晶须的直径较大时 如大于5 m 强度会急剧下降 有人解释为大直径晶须在生长过程中引入了可动位错 一旦有可动 位错存在 强度就急剧下降了 从自前来看 只有少数几种晶须作为结构材料得到了应用 另一强化途径是向晶体内引入大量晶体缺陷 如位错 点缺陷 异 类原子 晶界 高度弥散的质点或不均匀性 如偏聚 等 这些缺 陷阻碍位错运动 也会明显地提高金属强度 事实证明 这是提高金属强度最有效的途径 对工程材料来说 一般是通过综合的强化效应以达到较好的综合性 能 具体方法有固溶强化 形变强化 沉淀强化和弥散强化 细化晶粒 强化 择优取向强化 复相强化 纤维强化和相变强化等 这些方法 往往是共存的 材料经过辐照后 也会产生强化效应 但一般不把它作为强化手段 固溶强化结构用的金属材料很少是纯金属 一般都要合金化 合金化的主要目的之一是产生固溶强化 另外 也可能产生沉淀强 化 细化晶粒强化 相变强化和复相强化等 这要看合金元素的作 用和热处理条件而定 合金元素对基体的固溶强化作用决定于溶质原子和溶剂原子在尺寸 弹性性质 电学性质和其他物理化学性质上的差异 此外 也和 溶质原子的浓度和分布有关 见合金相 固溶强化的实现主要是 通过溶质原子与位错的交互作用 这些交互作用可分为四种 溶质原子与位错的弹性交互作用在固溶 体中 无论是固溶原子或是位错 在其周围都存在着应力和点阵畸变 两个应力场之间的作用就属于弹性交互作用 这种弹性交互作用力代表固溶原子所提供的阻碍位错运动的力 其最大值取决于溶质原子的大小 浓度和分布 特别是使点阵发生 畸变的对称程度 在代位固溶体中 固溶原子与溶剂原子的尺寸差异 原子尺寸错配 愈大 固溶原子与位错的弹性交互作用就愈大 强化作用也愈显 著 如钨在钢中的强化作用比钼要高 就是因为钨原子和铁原子尺 寸的差异要比钼与铁原子的差异大 在间隙固溶体中 填隙原子会引起晶胞体积的改变 晶胞体积错配 如果填隙原子引起了非对称性点阵畸变 象碳 氮原子溶入体 心立方点阵金属时那样 则固溶原子与位错的作用特别强 因而强 化作用格外明显 而当填隙原子引起对称畸变时 如碳 氮在具有 面心立方点阵的 Fe或镍中 所引起的交互作用要弱得多 强化作用也就不明显 弹性交互作用还可因固溶元素与溶剂金属在弹性模量上存在差异 模量错配 而引起 即用一种弹性模量不同的原子去置换原来的溶剂原子会引起固溶原 子与位错所组成的系统的能量改变 从而产生交互作用能并导致交 互作用力 计算表明 这种弹性模量错配所引起的交互作用力的最大值和原子 尺寸错配所引起的弹性交互作用力大致相近 但其作用力是近程的 随溶质原子与滑移面的距离增大 衰减较快 电学交互作用晶体中的自由电子分布对应力有敏感性 电子会较多 地集中到受张应力的区域 例如 在刃位错的受胀区 电子浓度较高 具有电负性 相反 在受压 地区 浓度较低 具有电正性 由于电子浓度分布不均而使刃位错相当于电学上的一个电偶极子 这种电偶极子与溶质原子的电荷产生静电作用 从而引起溶质原子 与位错的交互作用而产生强化 一般来说 电学交互作用比弹性交互作用要弱 如铜在锌 镓 锗 或砷中固溶后 电学交互作用能最多只有弹性交互作用能的1 6 1 3 但在某些情况下 电学交互作用也可以是主要的 如银溶于铝中 点 阵变化很小 但银对铝的强化作用却是可观的 反映出此时电学交 互作用成为决定性的因素 化学交互作用在密排点阵金属晶体中 经常出现堆垛层错 层错边界为不全位错 层错的宽度和数目由层错能的大小来决定 在层错能较低的金属中层错数目多 层错的宽度大 层错结构与基体不同 在面心立方点阵中 层错为密排六方排列 密排六方点阵中 层错为面心立方排列 一般来说 固溶原子在两种不同的密排点阵结构中的溶解度不相同 在热力学平衡状态下 溶质原子在层错区和正常基体中的浓度也 不一样 当晶体发生滑移时 不管是沿着这些层错扩张的平面 或者是这些 层错发生束集和截割 都要打破平衡状态 也就是说 位错运动要 求外界提供更大的能量 从而表现出强化作用 几何交互作用固溶体中的溶质原子有时会出现有序化现象 当存 在短程序时 塑性变形将改变原来的有序排列而增加势能 表现为 短程序强化作用 在有长程序的固溶体中 位错倾向于两两相随地通过晶体 第一个位错通过时 使有序结构中跨越滑移面的不同类原子对A B改变为同类原子对A A和B B 引起能量升高 当后随的一个位错经过时 A A和B B原子对又恢复为A B对 能量又降下来 在前后相随的两个位错之间的这段距离上 A A和B B原子对尚未恢复 形成所谓反相畴界 antiphase boundary 为减少反相畴界的能量 两相随位错倾向于尽量靠近 但是当两个 同号位错靠近时 它们之间的斥力急剧上升 在这两个因素的共同作用下 两个位错间有一个平衡距离 它与两 个不全位错间存在的层错很相似 在塑性变形过程中 有序合金的反相畴界的面积不断增加 从而提 高了体系的能量 表现为长程序引起的强化作用 此外 无论是代位原子或是填隙原子 在条件合适的情况下 都可 能发生原子偏聚而形成气团 对代位点阵来说 当溶质原子比溶剂原子的直径大时 溶质原子有 富集在刃位错受胀区的趋向 反之 富集于受压区 填隙原子则总是向受胀区富集 这种靠扩散在位错附近富集的现象 称为柯氏气团 Cottrell atmosphere 柯氏气团对位错有钉扎作用 特别是填隙原子 对位错的钉扎作用 更为强烈 由此成功地解释了低碳钢的屈服现象 因为填隙原子比 代位原子容易扩散 所以填隙原子气团的形成温度也较低 在位错应力场的作用下 引起晶体的非对称点阵畸变而使填隙原子 产生有序化的排列称为斯氏气团Snoekatmosphere 例如碳原子在 Fe中就形成这种应力感生有序化 即当沿c轴方向有拉伸应力时 碳 原子处于体心立方点阵与c轴平行的各晶胞棱边的一半处 引起晶胞 沿c轴方向膨胀而产生强化作用 因为碳原子的扩散距离较短 而且是在应力作用下进行的 因此斯 氏气团的形成温度比柯氏气团更低一些 形变强化随着塑性变形 或称范性形变 量增加 金属的流变强度 也增加 这种现象称为形变强化或加工硬化 形变强化是金属强化的重要方法之一 它能为金属材料的应用提供 安全保证 也是某些金属塑性加工工艺所必须具备的条件 如拔制 金属的形变强化可通过应力 应变曲线来描述 对多晶金属来说 应力 应变曲线可以经验地表示为Image 308 01 gif式中 表示室温拉伸真应力 与 分别为拉伸过程中的 真实面积收缩率和真实延伸率 K为形变强化系数 n为形变强化指数 可以证明 在拉伸过程中 缩颈开始发生时的最大均匀形变量在数 值上就等于材料的 形变强化指数 同时 人们把开始形成缩颈时的强度命名为抗拉强度 也就是材料 在塑性失稳时的流变强度 形变强化是位错运动受到阻碍的结果 目前对金属单晶体的形变强化机制已有一定了解 特别对面心立方 纯金属研究较为深入 多晶金属情况比较复杂 除晶界以外 晶粒取向也多种多样 对其 形变强化的细节至今还不很清楚 面心立方金属单晶的典型应力 应变曲线见图1 可以看出 它分为三个阶段 单晶所受应力达到临界分切应力 0 时 发生屈服 随着切变量的增加 流变强度缓慢上升 其形变强化率 为切变 模量 这就是形变强化的第一阶段 一般称为易滑移阶段 这个阶段的主要特征是单系滑移 在试样表面可观察到滑移线 这 些滑移线的间距和长度不变 只是随着应变量的增加 台阶高度变 大 如Cu和Ni Co合金便是如此 在阶段 位错的分布形式主要是位错偶带 临界切应力的大小 0 与晶体的取向 材料和纯度有关 在阶段 的后期 曲线的斜率增大 直到又变为一条直线而继续升高 这就是形变强化的第 阶段 其强化率 最大 典型Image 308 03 gif的数值为Image 308 04 gif 比Image 308 06 gif大几十倍 从结构变化来看 向阶段 的过渡是从次系滑移的出现开始的 在阶段 新形成的滑移线的长度越来越短 也就是由一个位错源产 生的 位错圈 越来越小 位错圈与晶体表面交截部位越来越短 螺位错平均运动距离越来越小 或者说晶体中阻止位错运动的障碍 在不断增加 同时流变强度在不断提高 在阶段 的初期 由主系位错偶带和联结它们的少数次系位错形成 位错栅栏 随着形变量的增加 平行于主滑移面出现了一些位错密度较高的区 域称为位错席 如果形变量再提高 晶体中便全形成胞状组织 为了说明形变强化的物理实质 必须了解在形变过程中位错的产生 分布和运动与流变强度的关系 阶段 的强化可以认为是通过形成位错偶使大量位错受到羁绊而阻 滞 但是偶中正负号位错的长程应力场在很大程度上互相抵销 因 而位错偶只提供很小的阻止位错运动的应力场 导致阶段 的强化 效应微弱 阶段 的强化模型很多 如位错塞积群长程应力强化模型 1952 位错林强化模型 1959 位错割阶强化模型 1960 网眼长度强化模型 1962 流变应力统计强化模型 1966 以及高位错密度区强化模型 1967 等等 每一种模型都解释一部分实验现象 但也存在不少问 题 其中以西格 A See ger 根据莫特 F Mott 所提出的位错塞积群长程应力强化模型比较 经典 可得出流变强度与位错密度的线性关系式 同时推算的Image 308 05 gif和实验结果也比较符合 形变强化的第 阶段应力 应变曲线呈抛物线形 亦即强化效应逐渐下降 这是因为在高形变量 下出现大量交滑移及异号位错兼并的缘故 由于应力的提高 有些位错可能绕过障碍前进 这些都减少强化效 应 也就是说 在阶段 有动态回复出现 在多晶金属的加工硬化过程中 阶段 强化起决定性作用 为了保持多晶体塑性变性的连续性和协调性 每个晶粒发生变形时 必须有五个以上的滑移系统同时开动 所以 在多晶体里实际上不 存在象单晶那样的阶段 单系滑移和强化 总之 形变强化决定于位错运动受阻 因而强化效应与位错类型 数目 分布 固溶体的晶型 合金化情况 晶粒度和取向及沉淀颗 粒大小 数量和分布等有关 温度和受力状态有时也是决定性的因素 一般来说 退火单晶的位错密度为106cm 2 变形量很大的金属可在1012cm 2以上 层错能低的金属比层错能高的金属加工硬化更为显著 细晶粒 有淀淀相 高速形变和低温形变都表现出较高的形变强化 效应 沉淀强化与弥散强化过饱和固溶体随温度下降或在长时间保温过程 中 时效 发生脱溶分解 时效过程往往是很复杂的 如铝合金在时效过程中先产生GP区 继而 析出过渡相 及 最后形成热力学稳定的平衡相 细小的沉淀物分散于基体之中 阻碍着位错运动而产生强化作用 这 就是 沉淀强化 或 时效强化 为了提高金属 特别是粉末冶金材料的强度 往往人为地加入一些 坚硬的细质点 弥散于基体中 称为弥散强化 从弥散质点引起强化这一点来说 沉淀强化与弥散强化并没有大区 别 但是 前一情况是内生的沉淀相 后一情况为外加质点 而且 在时 效前期 沉淀相和基体之间往往保持共格或半共格关系 在每个细 小沉淀物附近存在着一个较大范围的应力场 图2 与位错发生交 互作用 产生十分显著的强化作用 如果时效温度提高或时间延长 则出现非共格产物 强化效应下降 以致于合金强度降低 称为 过时效 最后产生平衡相 因为沉淀引起合金元素的贫化 此时合金材料的强度甚至低于固溶 体状态 弥散强化时 外加的质点在高温使用过程中也会聚集 长大以减少 颗粒的表面能 同样会引起软化 晶体中的位错在外力作用下产生运动 在运动过程中首先遇到的是 第二相质点周围的应力场 如果有这种应力场存在的话 对其产 生阻碍作用 它属于长程作用 继而有两种可能 一种是位错切割质点而过 一种是位错以某种方 式绕过质点 图3 两者都需作功 因而产生强化效应 前者功耗方式主要有 位错切过质点 使基体和质点之间的界面增 大 增加表面能 图3a 改变第二相结构 第二相具有长程有 序结构时 如高温合金中的 相 位错通过后增加了反相畴界 对无序系统来说 有可能改变层错宽度 析出相和基体之间切变 模量不同 也会引起强化作用 位错绕过质点的方式是多种多样的位错可以发生弯曲 弓弯机理 从质点间通过 在质点周围留下位错圈而进一步强化 图3b 位 错可以交滑移进入另外的滑移面 绕过质点 在温度较高时 位错 也可以通过攀移绕过质点等等 这些都是当位错靠近第二相质点之后发生的 属于近程作用 上述质点强化随质点大小 分布 数量和质点性质而不同 研究结果指出 在以切割机理强化时 因强化而产生的剪切屈服应 力 的增加 与质点半径r 质点体积分数f的关系为 f 1 1 3 r1 2 f幂次随合金中质点结构的不同 取不同数值 1 1 3 在以弓弯机理强化时 f1 2r 1 由此可以看出 在质点半径很小时 位错以切割质点的方式通过 此 时的强度取决于切割机理 在时效 脱溶 的初期 随f和r不断增加 合金强度相应地升高 当脱溶接近完成时 f增长变缓 但r继续增大 这时合金强度仍有提 高 而强化的趋势下降 随着时效进一步发展 质点进一步增大 位错主要绕过或按弓弯机 理越过质点 第二相质点继续变大 强度相应明显下降 这就是合 金的过时效阶段 细化晶粒强化从位错塞积或其他模型可以推导出多晶金属的屈服强 度 y 与晶粒直径 d 的关系 表示为 y 0 kyd剧 center 称为霍耳 派赤 Hall Petch 关系式 式中 0 ky均为材料常数 对 Fe来说 ky值与位错钉扎情况有关 位错被钉扎得愈牢 ky值愈大 在 严重钉扎情况下 ky可达2kgf mm2 据此进行计算 低碳钢的晶粒度每提高两级 即晶粒直径减少一半 屈服强度可提高约2 8kgf mm2 如果低碳钢的晶粒度从ASTM标准的0级细化到12级 即其平均直径由0 359mm降至0 00561mm 则屈服强度可提高16kgf mm2左右 而且 随着晶粒的细化 断裂强度比屈服强度有更大幅度的提高 同 时冲击韧性也得到改善 如同属体心立方金属的低碳钢和钼 晶粒每 细化一级 韧性 脆性转变温度可分别降低10 20 及24 在所有金属强化方法中 细化晶粒是目前唯一可以做到既提高强度 又改善塑性和韧性的方法 所以近年来细化晶粒工艺受到高度重视和广泛应用 当前正在发展中的快冷微晶合金便是其中一例 有上述优异性能的原因可以从两方面考虑 晶界所占比例较大 晶 界结构近似非晶态 在常温下具有比晶粒更高的强度 细小晶粒 使位错塞积所产生的正应力随之降低 不容易产生裂纹 从而表现 为提高强度而不降低塑性 但细晶粒金属的高温强度下降 这是因为在高温下晶界强度降低了 特别在变形速度很低的情况下 蠕变 这种效应更为突出 相变强化通过相变而产生强化效应也是常见的金属强化方法 相变的种类很多 上述的沉淀相的形成和析出就是其中之一 现以应用最普遍的马氏体相变强化为例 说明相变强化机理 马氏体相变是一种以剪切方式进行的非扩散型相变 相变产物与基 体间保持共格或半共格联系 在其周围也存在很大的内应力 甚至 使周围的奥氏体发生形变而出现形变强化 从马氏体本身来看 其结构有两种类型一种常见于低碳钢和18 8不锈钢中 主要是板条马氏体 或称位错马氏体 这种马氏体中存在大量位错 其密度在1011 1012cm 2 与经过大量冷加工的金属的位错密度相近 另一种常见于高碳和Fe Ni C合金中 主要是针状马氏体 或称孪晶马氏体 马氏体针由大约1 00 大小的孪晶所构成 这种孪晶组织随碳含量而增加 当铁中的碳含量为0 1 时 没有孪 晶组织 碳为0 8 时 孪晶达100 马氏体中的位错或孪晶的出现 与相变过程中的形变量和温度有关 一般来说 由于马氏体相变而产生的局部形变量可高达10 这种形变如发生于较高温度 即Ms高时 则增殖位错以缓和内应力 如发生在较低温度 即Ms低时 再加形变速度又高 就会产生孪晶 碳含量愈高 相变应力愈大 孪晶量也愈多 细小的孪晶相当于晶粒的细化 产生强化效应 钢中马氏体相变强化的另一个主要原因是碳原子在相变过程中的有 序化 即碳原子转移到体心立方Image 310 01 gif的0位置使其沿一个方向 c 伸长而成为体心正方结构 碳原子所引起的强化作用 可用下式表示 2 1 102 C 1 2 kg f mm2 钢经形变热处理后 强度进一步提高 而韧性却不下降 这主 要是因为奥氏体在Ms点以上形变后 马氏体针更为细小 同时 马 氏体点 Ms 明