讨论四金属材料的强韧化市公开课一等奖百校联赛获奖课件.pptx

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,2015/12/21,中南大学材料学院 柏振海,#,1,金属材料,的强化和韧化,专題讨论四：,2,强韧化意义,提高材料的强度和韧性,节省材料，減少成本，增長材料在使用過程中的可靠性和延長服役寿命,但愿所使用的材料既有足够的强度，又有很好的韧性，壹般的材料两者不可兼得,理解材料强韧化机理，掌握材料强韧化現象的物理本质，是合理运用和发展材料强韧化措施從而挖掘材料性能潜力的基础,3,提高金属材料强度途径,1.完全消除内部的位錯和其他缺陷，使它的强度靠近于理论强度。,目前虽然可以制出無位錯的高强度金属晶须，但实际应用它還存在困难，由于這样获得的高强度是不稳定的，對操作效应和表面状况非常敏感，并且位錯壹旦产生後，强度就大大下降。,2.在金属中引入大量的缺陷，以阻碍位錯的运動，例如加工硬化、固溶强化、细晶强化、馬氏体强化、沉淀强化等。综合运用這些强化手段，也可以從另首先靠近理论强度，例如在铁和钛中可以到达理论强度的38%。,4,某些材料的理论强度与实际强度,金属,临界分切应力,m,（,MPa,）,金属,临界分切应力,m,（,MPa,）,实验值,理论值,实验值,理论值,Al,1.2,1.4,4.3,Mn,0.8,2.8,Cu,1.0,7.3,Zn,0.9,6.0,Ag,0.6,4.7,Bi,2.2,2.2,Au,0.9,4.5,-Sn,1.4,2.7,Ni,5.8,12.4,Cd,1.6,4.2,5,材料强度与缺陷数量的关系,材料强度,缺陷数量,冷加工状态,退火状态,无缺陷的理论强度,6,金属材料的韧性,韧性是断裂過程的能量参量，是材料强度与塑性的综合体現。,當不考虑外因時，断裂過程包括裂纹的形核和扩展。壹般以裂纹形核和扩展的能量消耗或裂纹扩展抗力来表达材料韧性。,裂纹形核前的塑性形变、裂纹的扩展是与金属组织构造亲密有关的，它波及到位錯的运動，位錯间的弹性交互作用，位錯与溶质原子和沉淀相的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等。,7,强度是指材料抵御变形和断裂的能力。,在生产实践中，重要采用在金属中引入大量的缺陷，以阻碍位錯的运動的措施来强化金属，包括：,固溶强化,细晶强化,第二相粒子强化,形变强化,金属材料的强化,8,金属材料的韧化,韧性则是材料变形和断裂過程中吸取的能量。,為更好的改善金属材料的韧性，必须熟悉壹下两部分内容：,韧化原理,韧化工艺,9,固溶强化是运用點缺陷對位錯运動的阻力使金属基体获得强化的壹种措施。,溶质原子在基体金属晶格中占据的位置分為填隙式和替代式两种不壹样方式。,填隙原子對金属强度的影响可用下面的通式表达：,ss=2ss=kicin,强化机理：碳、氮等填隙式溶质原子嵌入金属基体的晶格间隙中，使晶格产生不對称畸变导致的强化效应以及填隙式原子在基体中与刃位錯和螺位錯产生弹性交互作用，使金属获得强化。,替代式溶质原子在基体晶格中导致的畸变大都是球面對称的，因而强化效果要比填隙式原子小，但在高温下，替代式固溶强化变得较為重要。,固 溶 强 化,10,在障碍处位錯弯曲的角度為，平衡時障碍對位錯的作用力F与位錯线张力T之间有关系：F=2Tsin(/2),增大，到达临界值c（F也增大到峰值Fm），挡不住位錯的运動，此時所對应的切应力是晶体的屈服应力c。,c=Fm/(Lb)=(2T)/(Lb)sin(c/2)L為位錯线上障碍的平均间距,Friedel,与,Fleischer,理论,位錯被随机分布的點状障碍阻挡示意图,11,當位錯可以弯過很大的角度時（Fm很强），L应靠近于1；但當障碍较弱，c很小的状况下，L将不小于l,设位錯為壹系列间距為L的障碍所阻，通過严格的计算，可以得到临界切应力的表达式,c=Fm3/2(c/)1/2/b3,12,在金属基体中固溶的溶质原子除可提高金属强度之外，還會影响金属塑性。,钢中馬氏体组织充足运用了间隙原子的固溶强化作用。當馬氏体间隙溶碳量增至0.4%時其硬度猛升到60HRC，塑性指標低到10%，继续提高碳量，如wt(C)=1.2%，硬度為68HRC，而则低于5%。可見伴随固溶C原子的增長，在提高强度的同步塑性损失较大。,Ni添加到-Fe中形成固溶体，已成為改善塑性的重要手段。Ni改善塑性的原因是增進交滑移尤其是基体金属在低温下易于发生交滑移。,加入Pt、Rh、Ir和Re也改善塑性。其中Pt的作用尤具吸引力，它不仅改善塑性，也有相称大的强化效应。有关Pt等元素的改善塑性的机制還没有确切的解释。而Si和Mn對铁的塑性损害较大，且固溶量越多，塑性越低。,13,细晶强化,细化晶粒可以提高金属的强度。,1.晶界對位錯滑移的阻滞效应,當位錯在多晶体中运動時，由于晶界两侧晶粒的取向不壹样，加之這裏杂质原子较多，增大了晶界附近的滑移阻力，因而壹侧晶粒中的滑移带不能直接進入第二個晶粒。,2.晶界上形变要满足协调性，需要多种滑移系统同步動作，這同样导致位錯不易穿過晶界，而是塞积在晶界处，引起强度的增高。,晶粒越细小，晶界越多，位錯被阻滞的地方就越多，多晶体的强度就越高。,14,Hall-Petch,关系式,y ikyd-1/2,i和ky是两個和材料有关的常数，d為晶粒直径。,可知多晶体的晶粒越细，强度越高；多晶体强度高于單晶体。,常规的多晶体（晶粒尺寸不小于100nm）中，处在晶界关键区域的原子数只占總原子数的壹种微局限性道的分数（不不小于0.01%）。,纳米微晶体材料(晶粒尺度在1-100nm间)中，假如晶粒尺寸為数個纳米，晶界关键区域的原子所占的分数可高达50%，這样在非晶界关键区域原子密度的明显下降，以及原子近邻配置状况的截然不壹样，均将對性能产生明显影响。,15,在低于100nm的纳米晶中Hall-Petch关系仍然有效。,理论模拟的成果显示存在壹种临界尺寸dc,Cu的临界尺寸dc19.3nm，Pa的dc11.2nm。,临界尺寸,dc,十几到二十纳米之间,反,Hall-Petch,效应,16,细晶,强化（续）,常温下壹种有效的材料强化手段。,高温時晶界滑動导致材料形变，细晶材料比粗晶材料软。,增長金属材料高温强度要增大晶粒尺寸。,镍基高温合金运用定向凝固的措施获得较大晶粒尺寸甚至單晶，減少晶界對高温强度不利影响，提高高温下的强度。,17,第二相粒子强化,第二相粒子强化比固溶强化的效果更為明显。,通過相变热处理获得的，称為析出硬化、沉淀强化或時效强化。,通過粉末烧結或内氧化获得的，称為弥散强化。,第二相粒子的强度、体积分数、间距、粒子的形状和分布等都對强化效果有影响。,按粒子的大小和形变特性，提成,1.不易形变的粒子，包括弥散强化的粒子以及沉淀强化的大尺寸粒子。,2.易形变的粒子，如沉淀强化的小尺寸粒子。,18,位錯绕過不易形变的粒子（Orowan，奥罗萬机制）,位错线绕过粒子，恢复原态，继续向前滑移,运动位错线在不易形变粒子前受阻、弯曲,外加切应力的增加使位错弯曲，直到在,A,、,B,处相遇,位错线方向相反的,A,、,B,相遇抵消，留下位错环，位错增殖,19,Orowan,机制,使位錯线继续运動的临界切应力的大小為：Gb/d,较复杂的分析，可得：(Gbf1/2)/rln(2r/r0)f1/2r-1,常数對刃型位錯是0.093，對螺型位錯是0.14；f是粒子的体积分数。,粒子半径r或粒子间距d減小，强化效应增大；當粒子尺寸壹定期，体积分数f越大，强化效果亦越好。,位錯每绕過粒子壹次留下壹种位錯环，使粒子间距減小，後续位錯绕過粒子愈加困难，致使流变应力迅速提高。,20,内氧化铜合金临界切应力试验值与理论值的比较,具有非共格的沉淀相或弥散相粒子的合金的屈服强度均可以用上述的机制来解释，试验成果也基本上符合理论的预期,合金,粒子大小,/nm,粒子间距,/nm,20,77K,(,计算值,),10MPa,(,实验值,),10MPa,(,计算值,),10MPa,(,实验值,),10MPa,0.3%Si,48.5,300,3.08,2.5,3.3,3.4,0.25%Al,10,90,10.5,6.4,11.2,8.0,0.34%Be,7.6,45,19.4,11.2,20.7,15.7,21,位錯切過易形变粒子,Ni-19%Cr-6%Al合金中位錯切過Ni3Al粒子的透射電子显微像,位錯切過粒子的示意图,22,切過粒子引起强化的机制,1.短程交互作用（位錯与颗粒交互作用间距不不小于10b，b為柏氏矢量的模,重要与相界能、畴界能、粒子体积分数和粒子半径有关，增大粒子尺寸或增大体积分数，均有助于提高可形变粒子的短程强化效果：,位錯切過粒子形成新的表面积A，增長了界面能。,位錯扫過有序构造時會形成錯排面或叫做反相畴，产生反相畴界能。,粒子与基体的滑移面不重叠時，會产生割阶，以及粒子的派-纳力P-N高于基体等，都會引起临界切应力增長。,2.長程交互作用（作用距离不小于10b）,由于粒子与基体的點阵不壹样（至少是點阵常数不壹样），导致共格界面失配，從而导致应力場。,23,位錯切過粒子增長界面能,為克服界面能，应增長的临界切应力為,=(1.1/1/2)(3/2f1/2r1/2)/(Gb2),是位錯线张力的函数，等于aln(d/r0)，,a對刃型位錯，取0.16，對螺型位錯，取0.24；是界面能。,24,形成反相畴产生反相畴界能,對共格析出物，壹般共格界面能為（10-30）10-7J/cm2，反相畴界面能A约為（100-300）10-7J/cm2,由于形成反相畴界所增長的临界切应力值為：,=0.28(A3/2f1/3r1/2)/(G1/2b2),在Ni()Al()基体中，全位錯切割有序Ni3Al粒子产生反相畴界,25,長程交互作用引起的临界切应力的增量,作用距离不小于10b,長程交互作用引起的临界切应力的增量為,長=（27.4E33b）(f5/6r1/2)/（T(1+）3,E為杨氏模量；T為位錯线张力；為泊松比；是錯配度的函数。,26,位錯切過粒子,當粒子的体积分数f壹定期，粒子尺寸越大，强化效果越明显，并按1/2变化。,當粒子尺寸壹定期，体积分数f越大，强化效果越高。,27,第二相粒子强化的最佳粒子半径,综合考虑切過、绕過两种机制，估算出第二相粒子强化的最佳粒子半径：rc=(Gb2)/(2s),28,時效合金在時效過程中强度的变化作解释,可通過控制粒子的体积分数f和粒子半径r，即控制位錯与粒子交互作用的机制，来获得最佳强度。,時效合金在時效過程中强度的变化作解释,1.最初合金的强度相称于過饱和固溶体。,2.開始阶段的沉淀相和基体共格，尺寸很小，位錯可以切過沉淀相，對温度比较敏感，屈服应力决定于切過沉淀相所需要的应力，包括共格应力、沉淀相的内部构造和相界面的效应等。,3.沉淀相体积含量f增長，切割粒子所需要的应力加大。,4.位錯绕過粒子所需要的应力會不不小于切割粒子，Orowan绕過机制起作用，屈服应力将随粒子间距的增長而減小。,29,形变强化,金属材料具有加工硬化的性能，形变後流变应力得到提高。,形变强化是由于金属在塑性变形過程中位錯密度不停增長，使弹性应力場不停增大，位錯间的交互作用不停增强，因而位錯的运動越来越困难。,引起金属加工硬化的机制有：位錯的塞积、位錯的交割（形成不易或不能滑移的割阶、或形成复杂的位錯缠結）、位錯的反应（形成不能滑移的固定位錯）、易開動的位錯源不停消耗等等。,30,形变流变应力与位錯间作用解释,形变流变应力和位錯密度有依赖关系，即流变应力与位錯密度之间符合培莱-赫許(Bailey-Hirsch)关系,=0+b1/2,為壹系数，為切变模量，b為位錯的强度,31,形变强化不利方面,1)由于金属在加工過程中塑性变形抗力不停增長，使金属的冷加工需要消耗更多的功率。,2)由于形变强化使金属变脆，因而在冷加工過程中需要進行多次中间退火，使金属软化，才可以继续加工而不致裂開。,3)有的金属（如铼）尽管某些使用性能很好，但由于处理不了加工問題，其应用受到很大限制。,32,形变强化有利方面,1)有些加工措施规定金属必须有壹定的加工硬化,用金属板材冲压成杯子時只有板材发生硬化，才能使塑性变形不停進行直至最终冲压成杯，金属的拉伸過程（如拉丝）也规定金属线材在模口处能迅速硬化。,2)可以通過冷加工控制产品的最终性能,某些不锈钢冷轧後的强度可以提高壹倍以上。,冷拉的钢丝绳不仅强度高，并且表面光洁。,對于工业上广泛应用的铜导线，由于规定导電性好，不容許加合金元素，加工硬化是提高其强度的唯壹措施。,33,形变硬化的限制,形变硬化不是工业上广泛应用的强化措施,它受到两個限制,1.使用温度不能太高，否则由于退火效应，金属會软化,2.由于硬化會引起金属脆化，對于本来就很脆的金属，壹般不适宜运用应变硬化来提高强度性能,34,金属材料的韧化,多种工程构造，如桥梁、船艇、飞机、電站设备、压力容器、输气管道等，都曾出現過不少低于材料屈服强度下重大的脆性断裂事故。,促使人們认识到片面追求提高金属材料强度，而忽视韧性的做法是片面的。,為了满足高新技术发展的需求，對于金属材料不仅要设法提高其强度，并且也需要提高其韧性。,35,韧化原理,断裂韧性是材料在外加负荷作用下從变形到断裂全過程吸取能量的能力，所吸取的能量愈大，则断裂韧性愈高。,增長断裂過程中能量消耗的措施都可以提高断裂韧性。,断裂韧性是材料的壹项力學性能指標，是材料的成分和组织构造在应力和其他外界条件作用下的体現，在外界条件不变時，只有通過工艺变化材料的成分和组织构造，材料的断裂韧性才能提高。,36,沿晶断裂与晶粒度,由于晶界两边的晶粒取向不壹样，穿過晶界比较困难，穿過後，滑移方向要变化，起了强化和韧化的作用。,晶粒愈小，则晶界面积愈大，這种强化和韧化作用也愈大。,细化晶粒是到达既强化又韧化目的的有效措施，如将En24钢的奥氏体晶粒度由5-6级细化到12-13级，KIC值则由141MPam1/2提高到266MPam1/2。,合金钢回火脆性時，断裂易于沿晶進行。通過晶粒细化，單位晶界面积偏聚的杂质含量對应減少，细化晶粒對于韧性有益。,37,脆性,相,脆性相對材料韧性的影响很复杂,少許的塑性变形若能使脆性相断裂或与基体分開，则會产生裂纹，減少断裂强度，脆性相愈大減少愈多。,晶界沉淀的脆性相，可以制止晶界区的塑性松驰，起到硬化作用，可以通過位錯塞积机理在晶界产生裂纹而減少韧性。,晶内脆性相，如排列较密，则可缩短位錯塞积距离，使解理断裂不易发生，從而可提高解理断裂强度，也可制止裂纹伸展，并使裂纹尺寸限于颗粒间距，從而提高解理断裂强度。,脆性相也可通過影响晶粒度而间接地影响韧性，脆性相大小對于晶粒度有不壹样的影响。,38,脆性相多种几何學参量對韧性影响,含量(fv)壹般說来，fv愈高，则塑性和韧性越低。,大小(D)D愈大，韧性下降愈多。,间距()韧性断裂時，愈大，则韧性愈高，解理断裂時则相反，愈小，韧性反而愈高。,形状 球形時，韧性最高，尖角状時材料的韧性下降较多，夹杂物沿纵向的總長度愈大，则横向韧性愈差。,类型 塑性很好而与基体結合又较弱的脆性相（如MnS,Al2O3等）在形变過程中较早地沿脆性相与基体的界面開裂，塑性较差而与基体結合又较强的脆性相（如钢中TiC）在形变過程中，应力集中到壹定程度可使其发生解理或破碎，使韧性減少。,39,韧性相對韧性的影响,裂纹伸展碰到韧性相，由于韧性相不易解理断裂，而塑性变形又要消耗较大能量，因而裂纹伸展受到制止。,裂纹伸展到韧性相，由于直接前進受阻，被迫改向阻力较小及危害性较小的方向，例如分层，從而松驰能量，提高韧性。,复合构造例如多层板，可以使各组元在平面应力状态下分别承肩负荷。平面应力下的断裂韧性比平面应变下的断裂韧性要高。,40,韧性相對韧性的影响（续）,用奥氏体作為韧性相可提高钢的韧性。,如對于AFC77不锈钢，通過变化奥氏体化温度来调整残存奥氏体的含量，對KIC值有很大影响。,在强度基本上不变的状况下，可使KIC提高4倍左右。對于這种PH不锈钢，加入1%Ni及调整热处理工艺来控制残存奥氏体含量，可以获得很好的强度和韧性的组合。,對于合金构造钢，少許的残存奥氏体也是KIC提高的原因之壹。,如4340钢通過1200奥氏体化处理，虽然晶粒粗大，但KIC明显提高。,原因是首先這种处理得到条板状馬氏体，没有孪生馬氏体，另首先是這种处理後，在馬氏体片间有100-200的残存奥氏体薄膜。,41,基体相對韧性的影响,裂纹重要在基体中扩展，因而基体的特性显然會影响裂纹伸展途径，從而变化多晶金属材料的断裂韧性。此外，基体的特性還通過工艺影响相变产物及其组织构造，從而间接地影响材料的整体断裂行為。,42,奥氏体基体對钢材断裂韧性的影响,奥氏体基体的淬透性，Ms温度，层錯能和强度等對钢材断裂韧性的影响如下：,细化奥氏体晶粒(d)，從而可细化转变产物，對提高韧性有利。,壹般地說，转变温度愈低，则回火後的韧性愈高，因而對淬火壹回火的钢材，规定有足够的淬透性。,先共析铁素体對韧性是不利的，而针状的危害性又不小于等轴状的，调整成分和工艺，细化针状铁素体，可以改善韧性。,珠光体片是应力和应变集中點，有助于解理和脆断的形成和伸展，应當设法防止。,孪生馬氏体的韧性低于条板状馬氏体，调整奥氏体的成分，变化奥氏体的Ms、层錯能USF及S，可以变化馬氏体的形貌。,上贝氏体类似片层间距较小的珠光体，它們對于韧性是不利的，下贝氏体貌似自回火的条板状馬氏体，它的韧性高于孪生馬氏体，而低于条板状馬氏体，在条板状馬氏体形成之前先形成约1020%的下贝氏体，由于分割了奥氏体晶粒，對韧性是有益的。,43,韧化,工艺,（,1,）熔炼铸造,（,2,）塑性加工,（,3,）热处理,44,熔炼铸造韧化工艺,成分控制,实际状况成分波動和存在壹定的杂质是不可防止的。,從提高韧性出发，提高合金纯净度是有效的途径。,45,气体和夹杂物,控制气体（氢、氧、氮）和夹杂物（重要是氧化物和硫化物等）是冶炼和铸造工艺的重要問題。,a.氢是有害的气体，引起白點和氢脆，材料强度愈高，其危害性愈大。,b.氮易于引起低碳钢的藍脆，是壹种有害气体；在壹般低合金钢中若有钒存在形成氮化物，则能提高强度；在奥氏体不锈钢中，它可以替代壹部分镍，氮是有益的合金元素。,c.氧以氧化物类型的夹杂物存在，使韧性減少。,d.夹杂物是脆性相，壹般夹杂物含量愈多，则韧性愈低。,46,塑性加工,韧化工艺,依托压力加工控制晶粒大小和取向，可变化材料韧性。,细化晶粒是重要的韧化措施。,热加工時，形变和再結晶同步進行，终轧温度和终轧後冷却速度會影响晶粒大小。,對钢材而言有如下几条规律：,在较低温度，持续而较快地施加大变形量，可以获得细晶；,高温停留時间愈長，则奥氏体晶粒愈大；,迅速通過Ar3-Ar1区，可获得较细的铁素体晶粒；,迅速冷却，可防止铁素体晶粒長大采用愈来愈低的终轧温度，如在Ar3以上、+区及低于Ar1温度持续轧制，由于晶粒细化和位錯胞块细小而使热轧钢板的强度和韧性提高,持续轧制時，终轧温度愈低及变形量大，则板材的111织构愈强，韧性愈高,47,热处理,韧化工艺,热处理是变化金属材料构造，控制性能的重要工艺。,以淬火、回火和時效以及形变热处理為例，讨论提高断裂韧性的某些概念和思绪。,超高温淬火,對于中碳合金构造钢，采用比壹般淬火温度高300多度的1200 1255超高温奥氏体化处理，虽然奥氏体晶粒從78级提高到10级，但KIC却提高70125%。,原因：也許是由于合金碳化物完全溶解，減少了第二相在晶界的形核，減少了脆性，提高了韧性。临界区淬火,當钢加热到Ac1Ac3临界区，淬火回火後可以得到很好的韧性，這种热处理叫临界区热处理，或部分奥氏体化处理。,临界区处理的作用：,a、组织和晶粒细化：临界区处理時，在原始奥氏体晶界上形成细小奥氏体晶粒，并且复相区内形成的/界面比壹般热处理的奥氏体晶界面积大1050倍，较大的晶界及相界面使杂质偏析程度減小,B、杂质元素在及晶粒的分派：P(Sn、Sb)等杂质可富集在晶粒，晶粒這种清除杂质的作用，對于減少回火脆性有利,c、碳化物形态：临界区热处理後的碳化物要比壹般热处理的粗大，如V4C3的沉淀析出可作為回火時形核中心，從而減少晶界碳化物的沉淀,48,热处理,韧化,工艺（续）,回火和時效,钢材的回火是壹种時效過程，是過饱和固溶体壹馬氏体的脱溶沉淀過程。,合金构造钢有两种回火脆性，即高温回火脆性和低温回火脆性。高温回火脆性是由于Sb、Sn、As、P等杂质偏聚在奥氏体晶界引起的。因此，选用Sb、Sn和As低的废钢及減少钢中P量，添加克制回火脆性的合金元素可減少回火脆性倾向。,提高钢的纯度，控制碳化物析出，可減少低温回火脆性。如Si含量增長使Fe3C開始形成温度上升，減少了脆化倾向，Mn、Cr能大量溶于Fe3C中，增長Fe3C的稳定性，增長脆化倾向。,對于铝合金来說，時效组织對合金断裂性能有重大影响，壹般获得均匀弥散的共格或半共格沉淀相比较合适，粗大的非共格沉淀相，如晶界沉淀相，對断裂拾分不利。為此，淬火加热温度应尽量高，保温時间充足，使强化相最大程度地溶入基体，淬火速度要快，以防止在晶界析出第二相。,调幅分解,49,热处理,韧化,工艺（续）,形变热处理,将压力加工和热处理两种工艺巧妙結合起来的形变热处理可以深入提高材料的韧性。,如使构造钢在亚稳定奥氏体区变形，不仅可提高强度，還可同步提高韧性。,提高强度重要是由于形变增長位錯密度和加速合金元素的扩散，因而增進了合金碳化物的沉淀。,塑性的提高也正是由于這种细化弥散的沉淀，減少了奥氏体中的碳及合金元素含量，淬火時形成没有孪生的、界面不规则的细馬氏体片，回火時馬氏体片间的沉淀物也较小。,50,裂纹,偏转和微裂纹增韧,裂纹偏转是指在裂纹扩展過程中當裂纹前端遇上某显微构造單元（或称偏转剂，deflection element）時发生的倾斜和扭转，即裂纹在材料中呈锯齿状的扩展現象，它是壹种裂纹尖端效应。,发生裂纹偏转的重要原因：第二相与基体弹性模量的差异、界面效应或热錯配产生的内应力的影响，尤其是内应力的不均匀性和界面等与裂纹的互相作用。,51,主裂纹与微裂纹的會合而产生偏转,主裂纹尖端产生微裂纹時，微裂纹會与主应力轴垂直，随即微裂纹间又也許形成连接，断裂後可以观测到裂纹的偏转，并使强度和断裂韧性发生变化,52,裂纹偏转使断裂韧性提高的原因,重要是由于裂纹以锯齿状扩展時表面积的增多和应力場分布的变化。,脆性多晶材料的晶粒细化使韧性提高，重要是由于沿晶界進行的裂纹扩展的路途变長，使裂纹转向次数增多，使所需的能量增長的成果。,53,微裂纹增韧,ZrO2陶瓷由正方相向單斜相转变過程中体积膨胀而产生微裂纹或裂纹扩展過程中在其尖端区域形成的应力诱发ZrO2相变导致微裂纹。,微裂纹分散主裂纹尖端能量的作用，提高了断裂能，称為微裂纹增韧。,存在微裂纹区使主裂纹尖端处应力分布变化，裂纹扩展,困难。,54,微裂纹增韧作用估算,脆性材料中大尺寸裂纹對材料断裂强度拾分有害，微裂纹可以使主裂纹扩展缓慢，對材料起增韧作用。,微裂纹增韧机制的作用估算,1.由于热膨胀錯配应变值(T)在主裂纹扩展過程中释放錯配应变值，提高断裂韧性值KICC，得出,KICC=C2TE（VpW）1/2,是粒子与基体线热膨胀系数差；T是從高温到常温的温差,2.由于微裂纹的存在，使裂纹尖端处弹性模量減少為E0，使裂纹扩展变缓，使断裂韧性值变化,KICC的计算式应修正為,KICC=C2T（E2/E0）（VpW）1/2,完,