材料的组织结构与性能的关系重点

第三章材料的组织结构与性能的关系

在第一章，我们特别强调指出微观结构不同性能会不同。上一章，我们进一步明确了微观结构的具体物理意义。微观结构具体怎样影响性能，有哪些客观规律，就是这一章大家要学习的内容。掌握了这些知识，将会为大家选用材料，研制新材料提供理论依据。

结构材料和功能材料的区分在于人们对于材料主要要求的性能不同。对于结构材料，材料的强度、韧性是主要要求的性能，这种性能对材料的组织、原子排列方式很敏感；而功能材料主要要求材料的声、电、热、光、磁等物理性能和化学性能，它们往往对组织不那么敏感，而对材料中的电子分布与运动敏感。所以本章分成结构材料和功能材料二部分来介绍。

结构材料在工业文明中发挥了巨大作用。大到海洋平台，小到一枚螺丝钉，它们所用材料都要考虑承载能力，都是用结构材料。面向２１世纪，进一步发展空间技术、核能、海洋开发、石油、化工、建筑建材及交通运输等等仍然要依赖于结构材料。其中金属材料以前是，现代仍然是占主导地位；在一些关键部位或特殊环境下如高温、腐蚀条件下要用到结构陶瓷；高分子材料重量轻、耐腐蚀的优点使人们在一些承载低的工况下用它做结构材料；复合材料由于可利用各种材料之长，正成为大家关注的热点，其作为结构材料使用的场合不断增加。总之，这几类材料都可以作结构材料，但各有优缺点，通过学习大家要掌握这几类结构材料的特点和一些典型材料微观结构对性能的影响规律。

功能材料是当代新技术，如信息技术、生物工程技术、航空航天技术、能源技术、先进制造技术、先进防御技术……的物质基础，是新技术革命的先导，它的用量不大，但作用不小。金属材料、无机非金属材料、高分子材料中都有一些是功能材料，不同功能材料的复合更有可能开发出多功能的功能材料。由于这几类材料的声、光、电、热、磁各物理性质在本质上有共同的地方，所以功能材料部分我们按电、光、磁的顺序来介绍。这三种物理性质用的较多。对于电、光、磁本质的了解可以使我们容易理解形形色色的功能材料。

第一节结构材料

1. 材料在承载时发生的变化

1.1.1 弹性、塑性、强度、韧性

无论是何种材料，在载荷的作用下，都要产生一些变化，我们管它叫变形。最明显的是，一根橡皮筋受拉会变长，去除拉力后又恢复了原样；但若是一根铁丝，我们可以很容易将其弯曲，但卸载后，弯曲形状还会保持。能恢复的变形称之为弹性变形，不能恢复的变形称之为塑性变形。显然，不同材料，发生弹性变形、塑性变形的难易程度不同。载荷与绝对变形的关系可用来评价材料的变形能力，但其中含有尺寸因素的影响。工程上，是用应力与应变间的关系来衡量材料的变形能力。应力σ= P/A0。式中P为载荷。A0为试件的起始横截面积；应变ε= △L / L0，即试件相对变形的大小。L0为试件的长度，△L为在载荷作用下试件的伸长。

当材料发生弹性变形的时候，应力与应变呈线性关系，即σ＝Eε，这就是著名的虎克定律，E被称为杨氏模量，一般称为弹性模量，是材料弹性性能的表征。从微观上讲，材料弹性变形是外力作用所引起的原子间距离发生可逆变化的结果。因此，材料对弹性变形的抗力取于原子间作用力的大小，也就是说，与原子间结合键类型、原子大小、

原子间距离有关。

在工程上，绝大部分结构件和机器零件，都是在弹性状态下工作，不允许发生塑性变形。因此人们十分关注材料抵抗塑性变形的能力，表征这种能力的是一些强度指标。

图3-1是低碳钢、陶瓷、橡皮的拉伸应力-应变曲线。从中我们可以看出，陶瓷只有弹性变形阶段且弹性变形量很小，即只有应力－应变间呈直线关系段；橡皮的弹性变形所需载荷很小，弹性变形量很大；低碳钢弹性变形量小，塑性变形量较大。下面我们以合金钢的拉伸应力－应变曲线（图3-2）来进一步介绍材料的强度、塑性、韧性。σ-ε间关系－旦偏离线性就表示材料的塑性变形开始了，如加载至图3-2的A点后卸载，应变沿AB线变化，当载荷降至零时应变不为零，这残余的应变就是塑性变形。通常将发生0.2%残余应变时的应力作为屈服强度，记作σ0.2或σy，用以表示材料发生明显塑性变形的抗力，这是一个很重要的衡量结构材料性能的指标。在图3-2中，还可以看到有一最大的应力值，称之为抗拉强度或叫强度极限σb。与图3-2的应力应变曲线对应的材料的实际变形情况见图3-3，发现屈服后随应力增加材料均匀变细，当应力出现最大值，材料的变形就开始集中在某一局部区域，好象人的脖子局部变细，称之为出现了“颈缩“。一旦颈缩出现，材料的完全断裂就为期不远了。但从图3-2可见，颈缩后应力是减小的，为什么应力小还能将材料拉断呢？问题出在应力的计算上。你能想出具体的原因在哪儿吗？答案在习题一栏中。根据变形情况可知，σb是材料发生最大均匀变形的抗力，是材料在拉伸条件下所能承受的最大负荷的应力值。这个值是设计和选材的主要依据之一，也是材料主要机械性能指标之一，尤其对于象陶瓷那样的没有塑性变形的材料。

材料的塑性是以断裂后的塑性变形大小来表示的。拉伸条件下,可用延伸率δ和断面收缩率ψ表示,请自己分析一下该怎样求.实际实验中δ=(L f-L0)/ L0×100%,ψ=(A0-A f)/A0×100%,其中L f、A f分别表示断裂时试样的伸长与横载面积。

虽然在材料承受载荷的能力上是靠强度，但塑性这个指标也很重要。因为若是强度高、塑性低，则材料在最终断裂前无任何征兆出现，这是相当危险的。如自行车高速转弯时，车轮可能会撞击人行道边缘，受到一个超过屈服强度的应力，若所用材料塑性好，则轮箍会弯曲，有可能还能修复，若材料塑性差，则车轮就会破碎，可以想象的出，造成的后果要严重的多。一般来讲强度高的材料塑性低，塑性高的材料强度低。真正好的材料应该是强度和塑性都高，也就是σ-ε曲线下所包围的面积应该大。这个面积反映了材料发生断裂时外界做功的大小，这个量称之为韧性。与韧性相对的是脆性，实际表现是材料在很低的应力下（常常低于屈服应力）发生突然的断裂。特别注意脆性和塑性不互为反义词，尽管脆性材料往往塑性很差，如玻璃。

1.1.2 硬度

日常生活中，人们对材料的评价往往爱用“软”、“硬”来描述，如铅就被认为软，钢就被认为硬。实际上，“软”、“硬”与前面我们所讲的材料的强度密切相关。在工程上，为了在不破坏工件的情况下，方便地成批检验产品的质量，在对结构材料的性能评价上，还确定了“硬度”这样一个性能指标。本质上一般可以认为，硬度是指材料表面上不大的体积内抵抗变形或破裂的能力。根据不同的实验方法，硬度值的物理意义有所不同。如压入法的硬度值是材料表面抵抗另一物体压入时所引起的塑性变形抗力；刻划法硬度值表示材料表面局部破裂的能力。在生产上使用最广泛的是静负荷压入法试验，根据压头形状、材料及加载大小的不同，硬度可有布氏硬度、洛氏硬度、维氏硬度和显微硬度，它们适用于不同的材料。各种硬度的压头形状、材料、载荷、运用范围等见表3-1。

实践证明材料的强度越高，硬度值也越高。材料的各硬度值之间、硬度和强度之间有近似的对应关系。我们简单介绍一些，对大家今后检验材料也许是有用的。

非淬火钢σb=0.362HB H B>175

σb=0.345HB HB <175

碳钢σb=2.5HS

σb=51.32×104/(100-HRC)2 HRC<10

铸钢σb=(0.3-0.4)HB

σb=8.61×103/(100-HRC) HRC>40

1.1.3 断裂韧性

机械零件的脆性断裂和材料的脆性检测是工程技术中必须解决的一个重要问题。在工程设计中，是用屈服强度σ0.2并考虑一定的安全系数来确定结构材料的许用应力[σ]的，即[σ]≤σ0.2/n，n>1，n就是安全系数。按图3-2，机械零件在[σ]下工作不仅不会发生塑性变形，更不会断裂，然而事实并非如此。大量事例的实验分析表明，低应力脆断总是由材料中缺陷引发的裂纹扩展引起的。这些缺陷可能是在材料制备过程中产生的，也可能是在加工过程中产生的，还可能是在使用中形成的，因而是难以避免的。这就是说，在实际应用中，材料在承受载荷后，还可能导致已有微裂纹的扩展，当裂纹尺寸到达某个临界值时突然断裂。这个引起破坏的临界裂纹长度和相对应的应力大小对于不同材料是不同的。二十世纪六十年代发展的断裂力学对此给出了规律性的解释。其中最重要的是应力强度因子的概念。这个应力强度因子表示了裂纹在外界名义应力作用下，处于弹性平衡状态时，裂纹尖端附近应力场的强弱，也就是说，应力强度因子确定了裂纹尖端附近各点的应力大小。对于含有裂纹的机械另件，在外力作用下裂纹扩展有三种类型：张开型、滑移型和剪切型（图3-4），对于这三种不同类型的裂纹扩展，其应力强度因子不同，分别用KⅠ、KⅡ、KⅢ表示，其中张开型裂纹扩展是最常见、最危险的情况，我们重点介绍这种类型。

断裂力学的分析计算表明

a

Y

K

I

σ

=，式中Ｙ是裂纹的形状因子，表示不同

几何形状的裂纹尖端前的应力分布是不同的，σ是外界施加的名义应力，a是裂纹长度。从KⅠ的表达式中可以看出，当名义应力确定时，随着裂纹a的增加KⅠ也增加，我们把裂纹扩展至产生突然断裂的裂纹长度叫作临界值裂纹长度a c，与这个临界裂纹长度a c 对应的临界应力强度因子就叫做断裂韧性，记作K IC，它是一个材料常数，既对于某种特定的材料，在一定条件下它有确定的值。另外，我们还可以发现，如果要使材料能承受高的名义应力，则材料内的微裂纹尺寸就必须尽可能短。在此特别要注意应力强度因子和断裂韧性是二个完全不同的概念，一定要把他们分清楚。

现在，重要的机件，特别是航空航天所用机件设计，其强度指标除考虑屈服强度外都必须根据断裂韧性进行进一步的核准，明确所允许的临界裂纹尺寸。

1.2 金属材料

1.2.1金属材料在国民经济中的作用

金属材料是人类发展和应用的最古老的材料,可以上溯至5000年的“青铜器时代”。近半个世纪来，金属材料从原来几乎一统天下的地位部分地为其他新材料取代，但这并非是“夕阳西下”，而是正朝着高性能化、复合化、多功能化和智能化方向发展。可以预见，至少在二十一个世纪，金属材料在现代社会材料消费中仍占主导地位。在金属材料中，钢的用量最大，目前全球年消耗达八亿多吨。尤其对我们国家更是如此。国家科

技部主任宋健同志说过：中国的工程建设才刚刚拉开序幕，其高潮将发生在21世纪上半叶，根据我国国情，中国的建设起码还要半个世纪。以我国高速建设为例，现在总长度也不过1万多公里，试想若把各省间大城市都联结起来，得需要多钢、多少水泥，还不要说大桥、港口、码头等。我国调整公路大干线还没有开始，象“横三条、竖二条”等等还都没建，怎么说中国的钢铁工业就成了夕阳工业了呢？如果没有钢铁工业的支持，中国下一个世纪的现代化建设将没有基础，中国的钢铁工业不是夕阳产业。

因此，在结构材料部分，首先给大家介绍金属材料。在前面讲结合键的时候，我们曾提到过金属键的特点是无方向性，因此易变形；而且如果有位错存在，通过位错滑移，变形更容易，所以对于金属材料来说主要要解决的问题是设法提高其强度。研究发现，金属材料的强度对组织特别敏感，通过组织调整可以提高其强度。

1.2.2 金属材料的强化方式

对于金属来说，产生不可恢复的塑性变形主要靠的是位错滑移，因此凡是能使位错运动受阻的方法都能提高其强度，通常有固溶强化、形变强化、晶界强化、第二相强化等。另外如果完全消除材料中的位错，使其发生整体滑移，屈服强度也会提高，目前已研制出无位错的金属须，但实际应用还有困难。在此只介绍阻碍位错运动的一些方法。

(1) 固溶强化

固溶体和纯金属都是单相组织，但是它们的强度不同，固溶体高于纯金属。图３－５表示的是碳对α-Fe屈服强度的影响，可以看到很少量的碳（几个ppm）就使屈服强度由50Mpa升到100Mpa，提高了一倍。图3-6表示的是一些置换式合金元素对α-Fe拉伸强度的影响，纵座标为拉伸强度增加值。可以看到若要提高50Mpa，大约需要1%(at)的Mo、Ni，而对于Cr、Co、V则就要大约10%(at)，这种加入合金元素形成固溶体而使强度增加的现象叫作固溶强化。由图3-5和图3-6所示结果的比较可知，间隙元素固溶强化的效果大于置换式固溶元素的强化效果。

简单地说，溶质元素可以使材料得到强化的微观机制在于无论是间隙式固溶原子还是置换式固溶原子都会使溶剂金属的晶格产生畸变，产生一内应力场，位错在这内应力场中运动会受到阻力。应力场的大小一方面与溶质原子和溶剂原子的尺寸差别有关，尺寸相差越大，应力场越强；另一方面也与它们二者弹性模量的大小有关。可以说，置换式或间隙式溶质原子对位错的运动，起着原子尺寸障碍的作用。

(2) 形变强化

从图3-2的应力－应变曲线上可以看出，材料屈服以后，随着形变量的增加，所需的应力是不断增加的，这种现象叫形变强化，也叫加工硬化。形变强化手段实际上早就为人类所应用，如古代穴居时代的人，就已采用敲打黄铜块的方法，使其成为具有一定强度和有用形状的物品。现在，人们更是利用这种特性来制造高强度铜丝、钢丝等。另外，形变强化也有不利的一面。因为经过一定变形的材料，它的屈服强度已不是原来的屈服强度，而是增高了，变形量越大，增加的越多，越接近抗伸强度的值，同时，塑性越来越差。这样的材料使用起来就比较危险。再有就是继续变形抗力的增加也使其进一步加工遇到困难，如设备加工能力可能不够，或者加工质量不合要求等等。

材料宏观上的塑性变形对应着微观结构发生了什么样的变化呢？图３－７a表示的是具有等轴晶粒的纯铁，经过变形后晶粒都变成拉长的了（图3-7 b）。如果用透射电子显微镜来观察，可以看到位错密度大幅度增加（图3-8）。一般没有变形的金属的位错密度为103-105/cm2，而经过塑性变形后，位错密度可达108-1012/cm2。位错密度对使位错运动的临界切应力有很大影响(图3-9)，位错密度越高，所需临界应力越大。因此对于形变硬化的微观机理我们可以这样来理解：产生金属变形主要是通过原有位错的运动，在

运动过程中会有许多附加位错产生，位错之间要发生相互作用，使得任一个给定位错的运动都受到其他位错的阻碍，因此强度提高了。

另外，微观上还有一个变化就是晶粒的排列取向经变形后由随机分布变成了按某个方向的择优排列，这种晶体的择优取向称之为织构。择优取向的结果就使得原来各向同性的多晶体变成了各向异性，这种各向异性有时在加工中是需要的。如漂亮的汽车外壳、装饮料的易拉罐都是用冷轧板冲成的，要求用于深冲的板材在平面各方向的变形能力基本一样，而且在厚度方向的变形要小于在平面内的变形，这靠形成某种特定的织构是可以实现的。另外，大家知道制做变压器用的硅钢片，为了产生高的磁感应强度，也要求有特定的择优取向。

经过冷变形晶粒被拉长、且得到强化的材料还可以再变回到原来的组织结构，图3-10就展示了这样一个过程。图3-10a是经33%冷变形后的黄铜的组织照片，从中可以看到晶内有许多滑移台阶和孪晶；图3-10b是在580℃加热3秒钟后的情况，可以看到在晶内孪晶界上，滑移台阶上，有许多细小的晶粒，随着加热时间的延长，这些小晶粒增多且变大（图3-10c）直到8秒后全部变成细小的等轴晶（图3-10d），再继续在580℃保温，15分钟后可见平均晶粒尺寸由约40μm变成了120μm，长大了三倍(图3-10e)，若再把温度增加到700℃保温10分钟，平均晶粒尺寸长大到了约200μm。

这种变形的金属又形成相当完整的基本无位错的新晶粒的过程叫做再结晶。再结晶需要在一定的温度下进行，也需要一定的时间，而且温度的改变对再结晶过程的影响比在某一恒定温度下时间的影响更显著。冷加工变形的材料经再结晶以后强度显著降低，几乎又回到了冷加工前的状态（图3-11）。这种特性在工程应用上非常有意义。一方面表明使用加工硬化的材料制作的另件其工作温度是有限制的，在这个温度下不能使其发生再结晶；另一方面也提示人们，当一种合金冷加工成形时，若变得很硬、很难加工，可以将其加热到一定温度，使其产生再结晶变软后再继续冷加工。

我们已可以体会到，对于再结晶来说，再结晶温度十分重要。应该说这个温度是个温度范围。为了衡量不同材料的结晶行为，人们将在1小时内可以完成再结晶的温度定义为再结晶温度。通过大量实验数据的归纳发现这个温度与材料的熔点有一定的相关性，一般在熔点(K)1/2到1/3之间,还与冷加工变形量和材料的纯度有关.变形量越大,再结晶温度越低.对冷变形金属经加热发生再结晶这样一种处理叫做再结晶退火.在退火过程中之所以会发生结晶是因为经过强烈塑性变形的金属和合金,处于一种亚稳的高能量状态.这样的金属力求转变为更稳定的组态.加热使得金属原子更易扩散,进行重新排列,结果冷加工造成的缺陷消失,变成了变形前的稳定状态.

(3)晶界强化

晶粒的大小明显影响材料的强度,一般晶粒越细小材料的强度越高,图3-12给出了纯铁晶粒尺寸对其屈服强度和抗拉强度的影响,可以看出屈服强度及抗拉强度都与晶粒尺寸的负二分之一次方成正比,这样一个关系可写成σ0.2= σ0 + Kd-1/2,被称之为Hall-Petch关系,这是一个非常有名又有用的关系,因为用这个关系,人们可以从组织参数来推算性能.近来的研究发现,当晶粒细到纳米尺度时,这个关系不成立.图3-13是晶粒尺寸与延伸率的关系,可以看出,随晶粒尺寸的减少,延伸率增加,表明随着晶粒细化,在强度提高的同时,塑性也是提高的.因此,材料的韧性大幅度提高,这是这种强化手段的最突出的优点.

晶界强化的微观机制在于:对于多晶体来说,位错运动必须克服晶界的阻力.这是由于晶界二侧晶粒的取向不同,所以在某一个晶粒中滑移的位错不能穿越晶界进入相邻晶粒,只有在晶界处塞积了大量位错后引起应力集中,才可能激发相邻晶粒中已有位错运动，产生滑移,所以晶粒越细、晶界越多,材料的强度就越高.另外由于在塑性变形中,晶

界起着协调相邻晶粒变形的作用,所以晶粒细,晶界多，塑性也有改善。当前我国正在对传统产业实行技术改造、产品升级换代。在钢铁工业方面正大力研制新一代钢铁材料,一个重要的研究思路就是利用晶粒细化达到既提高强度又提高塑性的目的.已有研究数据表明,通过各种不同的新工艺，平均晶粒尺寸可以达到几个μm或更小.关于这种超纯（指各种有害元素含量极低）、超细、高均匀化的新一代钢铁材料的研究也受到了日本、韩国、德国等世界经济强国的重视。

(4) 第二相强化

所谓第二相强化是指在金属基体（通常是固溶体）中还存在另外的一个或几个相，这些相的存在使金属的强度得到提高。金属中有第二相的方法很多，可以在浇铸时的熔融状态下加入异相颗粒制成复合材料，也可以通过合金化使得冷却过程中有第二相析出，等等。由于主要是第二相和基体的性质决定材料的性能，所以在研究强化机理时可不考虑材料的加工过程。

我们主要考查第二相的本性，可以将其分成二类，一类是很硬很强的第二相颗粒，它不会由于位错线的作用而变形；还有一类是第二相颗粒也参与变形。这二种情况强化的效果不同，微观机制也不一样。图3-14a是一张ＴＥＭ照片，材料是30%Zn的铜锌合金，其中有一个Al2O3的硬颗粒，可以看到当位错运动滑移到这颗粒周围时，由于这个颗粒很硬，不易变形，所以位错是经过它以后再继续运动，在它周围留下了一个位错环，这个过程的示意图见图3-14b。与这个颗粒发生作用的位错线越多，留下的位错环越多，材料便得到了强化。图3-15a是一张Ni基高温合金的ＴＥＭ照片，其中的第二相是一种金属间化合物Ni3Al,它的强度相对Al2O3要低,而且有一定的塑性,这时运动的位错便可以穿过这个第二相,并使这个第二相变形,但所需应力要比没有这种第二相时高,所以合金的屈服应力要为这个第二相变形所限制,关于位错切过第二相的示意图表示在图3-15b。

需要指出的是第二相对强度的影响除与其本性（第二相的成份、结构）有关外,还与第二相颗粒的尺寸、形状、数量、分布有关。当第二相颗粒本身十分细小，彼此间距离也很小时，这种第二相的强化作用就比较大；若第二相颗粒尺寸变大，间距也变大，第二相颗粒的强化作用就有所下降了。

材料中位错切过第二相颗粒与绕过第二相颗粒相比，第一种情况材料的屈服强度是比较低的。

概括来说，提高第二相强化的效果有三种途径：(1)增加材料中第二相量；(2)获得高度弥散分布的第二相；(3)选用阻力高的硬质点。

1.2.3 金属材料的热处理

热处理是一种加工手段，前面我们介绍的再结晶退火就是热处理的一种。热处理的目的就是要改变材料的组织状态，进而改变材料的性能。具体来说，热处理就是将材料在固态下加热到预定的温度，并在该温度下保温一段时间，然后以一定的速度冷却下来的一种热加工工艺。是不是所有的金属都能进行热处理呢？这个问题与合金相图有关。原则上只有在加热和冷却时发生溶解度显著变化或者类似纯铁能发生同素异构转变的材料，即有固态相变发生的合金才能进行热处理。热处理工艺很简单，就是控制加热温度、保温时间和冷却速度三个因素，但热处理后的结果则是千变万化，这里的奥秘就在于在热处理过程中原子进行了重排。下面我们以钢和铝合金为例来介绍热处理的一些基本规律。

(1) 钢的热处理

在前面讲相图时，我们已经根据相图分析过不同成份的钢从高温冷却到室温会有什么样的组织。那么，热处理还会改变材料的组织吗？答案是会。关键在于冷却速度，在

用相图讨论组织形成时，是用的最慢的理想化的冷却速度，即在每个温度下，都使原子的扩散达到动态平衡。如果冷却速度变快，得到的组织就会不同，下面我们以共析钢为例进行介绍。

根据相图，共析反应γ→（α＋Fe3C）在727℃可以发生，也叫做奥氏体分解，但实际上钢进行热处理时其组织转变并不按铁－碳相图上所示的平衡温度进行，通常都有不同程度的滞后现象。加热或冷却速度越快，滞后现象越严重。图3-16表示的是以0.125℃/min加热或冷却时临界点的变化，A1、A3、Acm是相图上的临界点；Ac1、Ac3和Acm表示加热时的临界点；Ar1、Ar3、Arcm表示冷却时的临界点，当冷却速度较快时，得到的不是稳定的平衡组织，而是不稳定的过渡亚稳定组织。对于含0.8%碳的共析钢来说，以前我们已讲过，缓慢冷却的平衡组织是珠光体。由于奥氏体转变，变成了结构、成份都不同的两个新相，α-Fe和Fe3C二个相。可见，相变过程中伴随着铁原子和碳原子的扩散。由于温度较高，铁原子和碳原子都可以进行较充分的扩散，α-Fe中的碳浓度接近于平衡浓度。当冷却速度较快时，相变发生的温度较低，若温度低到铁原子扩散困难而碳原子还能扩散时，奥氏体仍然分解为α-Fe和Fe3C二个相，但此时α-Fe中碳浓度比平衡浓度高，而Fe3C的分散度变大，不再是条片状，这种转变产物被称之为贝氏体（图3-17）。当冷却速度再快，如在水中冷却，则相变发生的温度更低，此时铁原子和碳原子的扩散都很困难，奥氏体不能再分解为α-Fe和Fe3C二个相，只能形成与奥氏体成份相同但结构不同的一个新相αˊ相。αˊ相中碳浓度远远超过平衡α相的溶解度。可以说，αˊ相是碳在α相中的过饱和固溶体，被称之为马氏体。图3-18是马氏体的组织形态，是由细小的不同方向排列的柳针形马氏体片组成。以上分析表明必须达到一定的临界冷却速度才能形成马氏体。

归纳上述冷却速度的影响可以看出，存在着二大类固态相变，一类是原子相变时存在原子扩散，为扩散型相变，如珠光体、贝氏体转变；还有一类是不存在原子的扩散，但原子也发生了重排，为非扩散型相变，如马氏体相变。

马氏体转变是在一个温度范围内完成的。一定成份的合金要过冷到特定温度以下才能发生马氏体转变。这个温度为马氏体开始转变温度，记作Ms点。马氏体转变速度很快。在-20℃-195℃之间，每片马氏体的形成时间约10-5-10-7秒。在某个温度停留，不能使马氏体量增加。随温度进一步降低，由于有新的马氏体片形成，马氏体量会增加。对于镍或有些有色金属，在冷却时奥氏体转变为马氏体，加热时马氏体又能无扩散地转变为奥氏体，这就是马氏体转变的可逆性。这种现象就是形状记忆合金（又叫智能金属）具有记忆功能的基础，在“知识博览”中有较详细的介绍。

用一块抛光的试样，进行马氏体相变，相变完成后，在试样表面可以看到有规律的凸凹不平，和马氏体组织形态类似，称为表面浮凸（图3-19），这个现象说明马氏体转变时的原子重排是通过奥氏体的切变完成的。

如果用透射电镜进一步观察马氏体中的柳叶形片，发现其中有许多的孪晶，所以这种片状马氏体又叫孪晶马氏体。（图3-20）另外人们还发现，如果钢的含碳量在0.2%以下，则马氏体的显微组织不再是片状，而是板条状（图3-21a），在透射电镜下，板条中有许多位错（图3-21b）。这种板条马氏体又叫位错马氏体。

图3-22中显示了0.8%共析钢在不同温度下转变时所获得组织的硬度，随着转变温度的降低硬度明显升高，表明马氏体具有高硬度、高强度。另外还有实验表明，无碳马氏体的屈服强度为284Mpa，而一般铁素体的屈服强度为98-137 Mpa。由于马氏体相变使强度提高了147-186Mpa。

马氏体高强度、高硬度的原因是多方面的，首先，马氏体的晶体结构为体心正方，不具备位错易动的密排滑移面，因而位错不易滑移；其次，铁素体通常只含0.03%的碳

原子，而马氏体中的含碳量和材料本身的含碳量相同，因此马氏体中有大量过饱和的碳原子，固溶强化是马氏体硬度高的主要机制之一；再有，不论是板条状马氏体的板条还是片状马氏体的条片都很细小，晶界强化机制也起很大作用；第四，马氏体的板条或条片内部有大量的位错或孪晶，表明形变强化在马氏体中也存在。

马氏体强度高，但韧性很差，不能直接作为结构材料使用。但由于马氏体是一种亚稳定的过渡相，在一定的条件下，还会发生变化，即马氏体的分解，我们后面再讲。

钢在冷却时组织转变不仅对热处理工艺很重要，而且有重要的工程意义。因为许多钢制零件都是在高温状态进行加工，如锻造．轧制等；在加工完以后，必须要控制其冷却速度，才能得到所需的微观组织。在热处理的工艺参数中，除冷却速度外，还有加热温度和保温时间，它主要影响冷却前奥氏体的晶粒尺寸，温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越大。大的奥氏体晶粒冷却后得到的组织相对也粗大。

在热处理工艺中，有“几把火“是很重要的概念。

①将组织偏离平衡态的钢加热到适当温度,保温一段时间,然后缓慢冷却(炉冷)以获得接近平衡态组织的热处理工艺叫退火，显然，退火工艺使材料软化。②将钢件加热到Ac3以上30-50℃，保温后取出在空气中冷却，这是正火。正火的冷速比退火快，所以组织细，硬度、强度高于退火。③将钢件加热到奥氏体化温度并保温后，急冷（油冷或水冷）至室温，从而使奥氏体变成马氏体的处理为淬火。

(2) 铝合金的热处理

铝是一种面心立方金属，密度为2.7Mg/m3。虽然与钢相比铝的拉伸强度低，但其强度／重量比却很高，这是在选用材料时一个重要的参数，尤其对于要求轻量化的部件或设备，比如飞机、汽车等。

以铝为基的合金大都具有共晶相图。铝合金的分类见图3-23。对于成份在F点以左的合金，从高温到室温，只是由液态变成了固态，一直为α固溶体。对于这样的铝合金，没有热处理问题。成份在Ｆ点和Ｄ点间的合金，α相随温度的降低成份一直在变化，对这样的合金可以进行热处理。下面我们以Al-4Cu合金为例说明如何通过热处理来改变其组织结构进而改变性能。

图3-24是部分Al-Cu合金相图，Cu在室温溶解度0.5%，在共晶温度溶解度5.65%，所以Al-4Cu合金是可以热处理的。

这种热处理首先要将合金加热到溶解度曲线以上的α单相区保温，以获得均匀的α固溶体，即进行固溶处理。然后急冷，使得α相的成份在冷却过程中由于原子来不及扩散而无法改变，因此，这时α相中Cu的溶解量是过饱和的，是一种和马氏体类似的非平衡结构。如果把这种过饱和固溶体再加热到一个低于溶解度曲线的温度长期保温，则过饱和固溶体中的原子又有了扩散的机会，会发生分解，析出CuAl2相（θ相）。从而引起强度的明显升高，这种现象叫时效硬化。如长时间保温的温度为室温，则为自然时效，若发生在较高温度(>120℃)，则称为人工时效。Al-4Cu合金快冷以后的拉伸强度约250Mpa，但自然时效7天后，拉伸强度可达400Mpa，强化效果十分显著。Al-4Cu合金的强化机制是第二相强化。

(3)马氏体回火

人们也将马氏体进行再加热和保温，发现马氏体也可以转变为稳定的铁素体和渗碳体。但对马氏体而言，这一过程不称为人工时效，而称之为回火。回火导致钢的硬度与强度下降，塑性和韧性提高（图3-25）。150-250℃回火为低温回火,其目的是降低钢中残余应力和脆性,保持钢在淬火后的高硬度与耐磨性。工程上各种高碳工具、模具钢一般采用低温回火,这时的组织为低碳马氏体和亚稳定的ε碳化物(Fe2.4C)(图3-26)，称为回火马氏体。300-500℃回火为中温回火，此时的性能特点是具有一定的韧性，较

高的弹性和屈服强度，主要用于各种弹簧的处理。此时的组织为回火屈氏体，是由针状铁素体和细粒渗碳体组成的机械混合物（图3-27）。５００-６５０℃的回火为高温回火。回火后钢件的综合机械性能（强度、塑性、韧性均较高）。习惯上将淬火加高温回火相结合的热处理称为调质处理。对于一般合金钢，调质处理广泛用于各种重要的结构零件，尤其是在交变载荷下工作的连杆、螺栓、齿轮、轴类等。图3-28是高温回火的显微组织，是由多边形的铁素体晶粒和粗粒状渗碳体组成，叫做回火索氏体。

1.2.4新金属材料

下面我们来看看人们是如何利用我们前面所介绍的这些原则来研制新金属材料的。

(1) 新一代钢铁材料

钢铁材料具有价格低廉．资源丰富．生产规模大，易于加工使用．性能可靠．便于回收等特点。在21世纪，钢铁仍是占主导地位的结构材料，钢产量一直是衡量一个国家综合实力的重要指标之一。

钢的理论强度应能高于8000Mpa。而现在大量使用的碳素钢屈服强度只有200Mpa，低合金钢（合金元素含量<4.5%）屈服强度只有400Mpa，合金结构钢拉抗强度只有800Mpa。随着国民经济的发展，道路、桥梁、高层建筑等基础设施的更新换代，将需要更大量的更高强度的钢。据一些资料分析，如果我国的钢产量要达到世界工业发达国家的水平，产量需比现在翻一番。这对我国的资金投入、资源供给、交通运输、环境保护等方面都是难以承受的。因此，为满足经济和国防建设的需要，必须研究新的钢铁材料，使其在寿命不变的情况下，强度提高一倍；或通过质量的改进，使其寿命提高一倍。这样就可以节约大量的钢铁材料，间接地讲，还可以减少钢铁厂，减轻运输负荷、降低能耗及对生态环境的影响。目前研究新一代钢铁材料提高强度或延长寿命的指导思想是细化钢的晶粒度和组织，提高钢的纯净度，改善钢的均匀性。

前面我们已经介绍过提高钢的强度的方法有多种，而只有晶粒细化是唯一可以同时提高强度和韧性的方法。目前，工业生产热连轧碳素结构钢带的最小铁素体晶粒尺寸为20μm，热轧的合金高强度钢的最小铁素体晶粒尺寸为10μm；合金结构钢的最小奥氏体晶粒尺寸为１０μm。为了达到强度提高一倍的目标，晶粒还需进一步细化。日本的研究已表明，铁素体晶粒尺寸细化到１μm，低碳锰钢的抗拉强度可以达到７００Mpa。韩国通过对低碳锰钢的低温大变形也得到了1μm左右的晶粒，抗拉强度达600Mpa。我国的研究工作也可做到这种水平。

提高钢的纯净度主要是指降低钢中有害元素S、P的含量，降低Ｏ２、Ｎ２、Ｈ２等气体的含量，这样就可以控制钢中氧化物、硫化物和碳氮化物的尺寸、形态、分布；减少这些夹杂物的数量。前面我们所讲述的提高材料强度的办法没涉及工程实际中存在的夹杂物问题，但控制夹杂物对于提高材料的强度也是非常重要的。可以想见，材料的断裂一定是发生在最薄弱的地方。因此，即使用再好的材料制作的构件，只要一个截面上存在问题，破坏就在这个地方发生，整个构件也就报废。经验表明，夹杂物常常是导致破坏的罪魁祸首。图3-29是一张拉伸断口照片，从这上面我们可以看到许多夹杂物，试样断裂时常常就是先在夹杂物周围先形成微裂纹，然后微裂纹扩展、连接、导致了最终的断裂。如果夹杂物尺寸细小，形状为球形且均匀分布，危害程度就相对较小。

改善钢的均匀性也是为了避免出现个别的薄弱环节。

下面重点介绍实现晶粒细化所采用的控制轧制技术，这是一种有效和节能的细化晶粒的方法，是形变热处理（也叫机械热处理）的一种。它把金属材料压力加工和热处理工艺相结合，有效地同时利用了形变强化与相变强化。

图3-30是控制轧制原理图。由图看出，控制轧制的工艺特点在于分阶段进行轧制，

其基本原理是钢坯经加热奥氏体化后，先在高温形变完全再结晶区进行第一阶段轧制。由于进行控制轧制的钢一般含有微量的易形成碳化物的Nb、V、Ti等合金元素，所以可利用多道次形变再结晶和碳化物析出的交互作用，使奥氏体晶粒充分细化，如图中由状态１变成了状态３。然后，待温度降至奥氏体变铁素体之前的未再结晶区进行第二阶段控轧，使细化了的奥氏体晶粒经多道次变形充分压扁，并在晶粒内引入大量位错与形变带。如状态５。这样，当进行铁素体相变时可以有大量的铁素体形核位置，为充分细化创造了有利条件。最后在(γ+α)二相区进行第三阶段控轧。其目的有二，一是通过轧制在α晶粒中引入大量位错及其亚结构和织构，借此挖掘强化效应；二是通过二相区控轧，既有利于微合金元素在α晶粒中的析出，又能在尚未转变的γ晶粒中继续引入形变带。给α相晶粒在相变中大量形核和细化创造更有利的条件，从而进一步发挥强化作用。故经过（γ＋α）两相区控轧的微合金钢强度韧性都大幅度提高，这个提高中有合金元素固溶强化的作用，晶粒细化的作用，第二相的作用及位错强化的作用，几乎利用了全部的强化手段。

从这个新技术中，我们可以看到综合、交叉思维的重要，另外，这个新技术得以实施关键在于工业设备能力能满足变形和控温的要求。

(2) 铝-锂合金

通常将密度低于4.5Mg/m3的金属称为轻金属。铝合金就是最常用的一种轻金属。由于Al合金有高的比强度和比刚度、耐大气腐蚀，良好的工艺性和高的导电、导热性，广泛用于①建筑结构工业，如框架、面板、顶棚等；②容器和包装工业，如易拉罐；③电气工业（Al导线）；④航空航天工业。锂是自然界中最轻的金属，密度 0.53Mg/m3，熔点186℃，每添加1%(wt)的Li于Al中，能降低合金密度3%，提高弹性模量6%，是其他添加元素，包括轻金属元素Be、Mg所不及的（图3－31）。因此，锂作为主要添加元素之一的铝合金是半个多世纪以来铝合金领域里的最重要发展。

由于Li的密度低，在Al中的溶解度高，很早就被认为是一种铝合金化的有用元素。1924年德国就研制出了一种Al-Li合金(Al-12Zn-3Cu-0.6Mn-0.1Li)用作铸件成型材，但在随后的时间里，由于有工艺更简单或性能优良的铝合金问世，Al-Li合金没有得到充分的发展。只是美国Alcoa公司，1957年宣布研制成商品化的合金X2020(Al-4.5Cu-1.1Li-0.5Mn-0.2Cd)，拉伸强度σb=575Mpa，延伸率δ=3%，1958年美国每年将其用于RA-5 Cvigilante飞机的机翼蒙皮和水平安定面。随着70年代初断裂力学的发展，发现X2020合金延伸率低、缺口敏感性高的弱点容易使结构产生应力集中引起疲劳破坏，加上生产工艺上的困难，1974年Alcoa公司停止了X2020的生产并撤消了该牌号。到此可以算是Al-LI合金发展的第一阶段。

70年代能源危机给航空业带来的巨大经济压力，以及轻质复合材料的兴起给传统铝工业造成的潜在威胁，为Al-Li合金的再发展创造了契机。通过世界范围科学家和工程技术人员的努力，脆性和断裂韧性方面有了突破。从80年代中期开始，新型Al-Li合金又进入了半工业规模试产和航空应用试验阶段。

图3-32是Al-Li二元相图，从中可以看到，在603℃时，Li在Al中有最大溶解度，达4.2%(wt)，而在室温溶解度很小。因此，Al-Li合金有显著的时效强化现象。在时效时从α过饱和固溶体中首先析出Al3Li-δˊ相，这是一种亚稳相，其晶格结构见图3-33，是一种面心立方结构，Al原子占据面上的位置，Li原子占据晶胞顶点的位置。随时效时间的延长，将有稳定相AlLi(δ相)析出。Al-Li合金的强化是来源于δˊ相对位错运动的阻碍作用。图3-34是一张Al-Li合金的透射电镜照片，其中白色的是Al3Li，平均颗粒尺寸20nm左右。

Al-Li合金的性能还可以通过添加多种合金元素而进一步改善，如添加Cu，可提高

其强韧性。原因在于Cu的添加对析出相的组成、数量、形状和分布有影响，但Cu的添加量一般不超过5%。

针对X2020合金存在的问题，新Al-Li合金用添加多种合金元素，控制杂质，配合热处理和形变热处理等手段使其断裂韧性达到了传统Al合金的水平。

另外，Al-Li合金有一个十分特殊的行为，就是其强度、延伸率和断裂韧性等力学性能，均随试验温度的降低而显著提高（表3-2）。加之它的低密度，使Al-Li合金成为一种发展潜力很大的低温结构材料，可用来做航天飞机中的大型低温液体燃料箱。Al-Li 合金这种低温异常的增强、增韧现象与合金中存在低熔点杂质，以及低温下Al-Li合金产生形变与断裂的机制与室温不同有关。

表3-2 Al-Li合金2090-T81在不同温度下的机械性能

（2090合金成份为：Li 1.9/2.6，Cu 2.4/3.0，Mg 0.25，Zr 0.08/0.15）

人们还研制了以颗粒或晶须SiC陶瓷为添加剂的Al-Li金属基复合材料，弹性模量可达130Gpa，冲击韧性比常用Al合金还高，十分适用于汽车及航空工业。

新Al-Li合金在航空上的应用将使大型客机重量减轻8-15%。Lawrence Berkeley 实验室已选定新Al-Li合金为航天飞机的候选材料。日本的联合Al-Li集团已拟出相应计划，要将Al-Li合金用于汽车工业。但新Al-Li合金的应用也还存在一些问题，如价格较高，熔铸工艺还有问题，废料回收未解决等，故世界上许多国家还都在投入人力、物力进行Al-Li合金的研究和开发。从目前动态来看，以新Al-Li合金在商业飞机上对应替代传统Al合金的目标可望在21世纪初的年代里得到实现。

(3) 铜合金

Cu的密度8.94Mg/m3，为重有色金属，具有面心立方晶格，无同素异构转变。Cu 及其合金是人类应用最早和最广的一种有色金属。我国是应用Cu合金最早的国家之一，远在3700多年前就开始用青铜（Cu-Sn合金）制造鼎和武器。在世界上，铜产量是仅次于钢和铝而居第三位的金属材料。至80年代国际上定型的铜合金达400多种，按其颜色分为紫铜（即纯铜）、黄铜(Cu-Zn合金)、青铜(Cu-Sn、Cu-Al、Cu-Be等)和白铜(Cu-Ni)四大类,主要用于导电、导热、弹性、装饰、造币等，其中纯铜用量约占2/3。

纯Cu的强度由晶粒度和位错密度决定。铜的变形能力很高，但强度较低。无位错晶体的理论强度达8pPa、晶须达3pPa。有位错的单晶体，位错开始运动的切应力只有50Kpa，宏观屈服应力只有0.3Mpa。对于工业纯的铜材，晶粒尺寸约0.1mm，在退火状态下屈服强度可达50Mpa，再经过大变形（ε≥80%）后，屈服强度可达380Mpa，但延伸率由50%降至6%，塑性显著变坏。

黄铜常被用做装饰性场合，如一些标牌、徽章等，弹壳也是黄铜做的，我们还常常可见到黄铜做的螺钉、螺母。黄铜是以锌为主要添加元素的铜合金。锌含量低于39%时，室温下为单相α固溶体，称之为单相黄铜。图3-35是单相黄铜的显微组织照片。在α相晶粒中，有许多平行的条块，它们是孪晶。α相黄铜的强度高于纯铜，但仍有很好的冷、热加工性能。当Zn含量大于39%后，合金中出现以CuZn金属间化合物（βˊ相）为基的固溶体，这种黄铜为双相黄铜。

最早使用的青铜是Cu-Sn合金，现在是把除黄铜以外的铜合金都称为青铜，我们重点介绍一下铍青铜。

铍青铜是含铍重量百分数1.7-2.5%的铜合金,图3-36是Cu-Be的状态图。这少量铍的添加可以使铍青铜的性能发生很大变化。铍青铜热处理后σb=1250-1500Mpa，远远超过其他铜合金，甚至可以和高强钢相媲美。与此同时，铍青铜的弹性极限、疲劳极限、

耐磨性、抗蚀性也很优异。另外，它也无磁性，受冲击时不产生火花，因此，铍青铜在工业上用来制造各种精密仪器、仪表的重要弹性元件、耐磨元件（如齿轮、轴套）和航海罗盘，以及电焊机电极、防爆工具等。

从相图可见，在864℃时，Be在Cu中的溶解度为2.1%，608℃为1.55%，室温为0.16%，有强烈的时效硬化效应，时效析出的第二相为以CuBe电子化合物为基的固溶体，时效析出过程与Al合金很类似，也是以过饱和固溶体分解为基础。

随航天、航空、微电子等高技术产业的迅猛发展，已有牌号铜合金已不能全面满足高技术的各项要求，主要是其导电、导热性与其高强、高温性能难以兼顾。现在，依靠先进冶金工艺技术开发出来了许多先进铜合金，用其制作的零部件可具备多种功能。如电子工业大规模集成电路的引线框架曾采用过FeNi42合金，其强度(σb≥600MPa)和抗高温软化温度(900K)均较高，但导电率低，仅为3% IACS。根据微电子技术的发展需要，需要材料的性能为σb≥600Mpa，抗高温软化温度≥800K，导电率≥80%。这样高的导电率只有铜合金才能实现。而对于铜合金，则要设法提高其强度。为此美国开发了氧化铝弥散强化铜合金，达到了上述指标。这种新合金的制备工艺是将含有微量Al(0.1-0.6wt%)的铜合金熔液，借助高压惰性气体，将之雾化为超细合金颗粒，再经原位择优氧化，使其中绝大部分的铝形成Al2O3颗粒，对这样的粉末经压结、烧结、制得板坯，再经多道次冷轧与退火工序，最终加工成精密带材。

象这种兼有高强度和高导电性的铜合金除做引线框架外，还可以制做需要兼有高强度、高导电和耐高温工作环境的元器件，如微波管、继电器开关簧片及各类电极材料。

(4) 航空与医用钛合金

钛与铝、铜不同，和铁一样也存在同素异构转变。在883℃以上为体心立方结构称为β相，在883℃以上为密排六方结构称为α相。Ti在地球中的储量仅次于Al、Fe、Mg 居第四位，我国也是Ti资源丰富的国家。但由于其冶炼技术复杂，直至第二次世界大战后才开始应用，近年来发展很快。Ti的密度ρ为4.5Mg/m3，比强度(σb/ρ)是各种金属中最高的，特别适合做为飞行器材料。另外Ti合金的抗蚀性可与不锈钢相媲美，它对人体生物组织液稳定和人体细胞相容性好，可作为生物医学材料，制成钛接骨板、接骨螺钉、人造关节及医疗器械等，图3-37是用Ti-6Al-4V做的人工胯关节。

一般来讲，密排立方结构的材料塑性较差，但纯Ti却属例外，它的延伸率可高达50%以上，这是由于α-Ti的c/a比小，并且孪生变形占相当大的比例。钛合金按照它在平衡状态和亚稳定状态下的相组成，可粗略分为三大类：α型钛合金，（α＋β）型钛合金和β型钛合金。

钛合金最初主要是用在航空领域，20世纪80年代以来在非航空工业中的应用才获得迅速发展。

1950年，美国首次在F84战斗机上采用工业纯Ti制造机身隔热板、导风罩和机尾罩等非承力构件。

1954年（α＋β）型钛合金Ti-6Al-4V开始用于制造J57涡轮喷气发动机压气机转子盘和叶片。

60年代中期，美国用钛合金试制成功了飞机隔框，起落架等大型复杂锻件，研制出了“全钛飞机”SR71，用钛量达到飞机结构重量的93%。

70年代，钛合金在军用飞机和发动机中用量迅速增加。在F14、F15飞机上用量占结构重量的25%，在F100和TF39发动机上的用量分别达到25%和33%。另外，民用飞机上也开始使用钛合金，如波音747飞机主起落架支撑梁，就是用Ti-6Al-4V模锻的，重约1.7吨。

80年代，飞行速度为M2.2的B1B轰炸机和航天飞机的研制成功，标志着Ti合金材

料和工艺技术已发展到更高的水平，一架B1B飞机需约9吨钛材。在航天飞机上，有重3吨的传力结构件。近年来航空上军用飞机和发动机用Ti量可达总结构重量的20-30%，民航机达5-10%，主要使用部位是机身结构件与起落架支撑梁，发动机的压气机盘和叶片；在航天上，用来制造承力构件、框架、各种气瓶、压力容器、涡轮泵壳体、火箭发动机壳体和喷管等零部件，图3-38。

在现有航空航天用钛合金中，应用最广泛的是综合性能好的Ti-6Al-4V，它可以用来制造工作温度不超过400℃的各种飞机结构件和发动机零部件。Ti-6Al-4V合金的用量达各种钛合金总用量的一半以上。但未来航空航天飞行器及其推力系统要求发展比Ti-6Al-4V合金的强度、工作温度、弹性模量更高、密度更小和价格更低的各种类型钛合金。其中β型高强钛合金和钛铝化合物为基的高温钛合金是很有发展前途的。下面分别对这三种钛合金做简单介绍。

a. Ti-6Al-4V钛合金

这种Ti合金是α＋β型钛合金，其合金成份为5-6%的Al、4%的V。图3-39是一张Ti-6Al与V的伪二元相图的示意图。V是使β相稳定的元素，所以4%V的加入可以使β相保持到室温，但由于V的原子半径与Ti接近，所以对β相的强化作用不大。Al是α相稳定元素，Al的加入使α相得到强化。

该金属易于焊接、锻造和切削加工，通过热处理可使抗拉强度高达1173Mpa，并在482℃还有很好的热稳定性，在飞机上主要用做发动机壳体、压缩机叶片，结构锻件和紧固件等。

Ti-6Al-4V通过热处理，可以得到具有不同组织，不同性能的材料。一般是把合金热到954℃，比β转变温度低40℃，但高于马氏体开始转变温度Ms，这样退火下来得到的组织为等轴状的α相晶粒和小岛状的β晶粒（图3-40）。在加热温度时还保留有少量α相，可以阻止β晶粒的长大。这种组织性能均匀，具有很高的塑性和强度。

Ti-6Al-4V还可以进行强化热处理，即从α+β二相区加热后，淬火和时效，淬火时β相会发生无扩散的马氏体转变，生成过饱和的αˊ固溶体。在500℃左右时效的过程中，αˊ相分解成弥散的α和β相，这样，强度可以提高20-25%，但塑性要低，经这样处理的组织见图3-41。这是一张TEM照片。从中可以很清楚地看到等轴的初生α相以及含有针状α的β转变基体。这种组织状态很少使用。特别要指出的是钛合金中的马氏体与钢中的大不一样，它的强度并不高，这是由于钛中的马氏体是置换式的过饱和固溶体。

图3-42为一张经750-850℃,保温1-2h后空冷的组织照片，为等轴的α＋β组织，综合性能最好。

b. β型钛合金

β钛合金是发展高强度（σb≥1400-1500 MPa）钛合金潜力最大的合金。由于加入了大量的β稳定元素，空冷或水冷在室温能得到全β相的组织，再通过时效处理析出α相弥散质点可大幅度提高强度。

β-21S是美国二十世纪90年代新开发出的一种β钛合金，其成份为Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si。合金元素中Mo、Nb都是β稳定元素。可以看出，β稳定元素的含量远大于α＋β型合金。另外，在β钛合金中也加入α稳定元素Al，目的还是为了强化α相，因为时效后有α相存在。图3-43是β－21S时效前后的组织照片，可以看到时效前为单相（β相）等轴组织，时效后为α＋β二相组织，α相细小、弥散均匀分布。图3-44是560℃时效不同时间的硬度变化曲线，可以发现，随时效时间的延长，α相析出数量的增多，强度明显增加。时效强化的机制一方面是由于α相本身有固溶强化，再就是大量的α相存在引起的第二相强化。

这种β钛合金除具有高强度，深淬透性和冷成形加工能外，突出的优点在于高抗蚀性及良好的耐热性，可用于制作有温度要求的飞机结构件或发动机结构件、蜂窝、紧固件和液压管件，还可用做金属基复合材料的基体、铸件等。

c. 钛铝化合物为基的钛合金

不断提高钛合金的工作温度，以便通过代替较重的镍基高温合金增大航空发动机的推重比，始终是新型钛合金研究的目的之一。这需要解决二个问题，一是材料的抗氧化能力要强，二是高温力学性能要符合要求。80年代对钛铝化合物为基的高温合金的研究取得了重大突破，表3－3是钛铝化合物为基的高温钛合金与普通钛合金及镍基高温合金的比较，可以看出钛铝化合物为基的Ti合金高温性能明显优于普通钛合金，已与镍基高温合金相近。

美国已有二个以Ti3Al为基的高温合金开始批量生产，它们的成分是Ti-21Nb-14Al 和Ti-21Nb-14Al-3.5V-2Mo。一般金属间化合物塑性很差，但Ti-21Nb-14Al可以加工成飞机蒙波用板材，还能制成厚>6μm的箔材，我国也已有试制品（图3-45）。

相比之下，TiAl为基的高温钛合金具有更好的高温性能，但这种材料在室温和中温的塑性较低，影响它的实际应用，我国北京科技大学研制出了一种含有少量稀土元素Y 的TiAl基合金D68，其高温强度极好，在1100℃，压缩屈服强度可达350Mpa，同时其室温压缩塑性也很好，可达25%。

1.3 无机非金属材料

直到二十世纪初，除了建筑用的砖瓦、玻璃，人类所使用的非金属材料几乎全部还是大自然的恩赐。但一个世纪来非金属的人工材料的发展却大有超过金属材料的势态。目前，无机非金属材料和金属材料、高分子材料三足鼎立，构成了固体材料的三大支柱（复合材料是由这三种材料复合制成的。）无机非金属材料的种类很多，作为结构材料，我们主要介绍结构陶瓷、水泥和玻璃三类材料。

1.3.1结构陶瓷

结构陶瓷是指作为工程结构材料使用的陶瓷材料，主要用于高机械强度、耐高温、耐腐蚀、耐摩擦，以及高硬度等性能。陶瓷虽然抗压强度相当高，但抗拉强度却很小，是一种脆性材料。结构陶瓷按其组份可分为氧化物陶瓷和非氧化物陶瓷，有些结构陶瓷也具有功能陶瓷的性能如ZrO2陶瓷等。

氧化物陶瓷—－—氧化铝、氧化锆、氧化钇、氧化钛、氧化镁等。

非氧化物陶瓷——氮化铝、氮化硼、氮化硅等氮化物陶瓷及碳化硅、碳化钛、碳化硼

等碳化物陶瓷。

1.3.1.1 陶瓷材料的基本组织结构

陶瓷材料的微观结构都是由晶相、玻璃相和气孔组成。各相的组成结构、数量几何形态及分布不同。使不同的陶瓷材料性能各异。晶相往往是陶瓷中最重要的组成相，而且主晶相的性能常常就决定着陶瓷的物化性能。陶瓷的晶体相中有的也存在同素异构转变。当陶瓷是由二种或二种以上的不同组元形成时，也和金属材料一样可形成固溶体、化合物或混合物。也可以通过相图来选定瓷料配方、确定烧成工艺等。陶瓷材料也可通过改变加热冷却条件获得不平衡的组织结构。

晶粒是陶瓷晶体相的组成单元，它是陶瓷材料最基本最重要的显微组成。陶瓷晶体的主要缺陷是空位。玻璃相在陶瓷中起粘结作用，它降低陶瓷的烧结温度和其高温强度。

1.3.1.2 陶瓷微观结构对其性能的影响

结构陶瓷的机械强度和断裂韧性对其应用非常重要，陶瓷材料机械强度的大小通常用抗弯强度、抗张强度和抗压强度来表示。

陶瓷材料的机械强度与其成分、结构和制造工艺都有密切的关系。就成分来说，氧化铝瓷和滑石瓷，它们的成分不同，其机械强度也就不同。氧化铝的抗弯强度、抗张强度、抗压强度和抗冲击强度都比滑石瓷高（MgO , SiO2）而且其机械强度随氧化铝含量的增加而增大。

陶瓷的微观结构对其性能有很大影响。晶粒细的陶瓷具有较高的机械强度，而粗晶粒材料则由于存在较多缺陷，容易产生裂纹，使材料的强度下降。这是因为，对于多晶材料，晶界比晶粒内部弱，所以破坏多是沿晶界断裂。细晶材料晶界比例大，沿晶界破坏时，裂纹的扩展要走迂回曲折的道路，晶粒愈细，此路程愈长，材料的强度愈高。此外，多晶材料中初始裂纹尺寸与晶粒度相当，晶粒愈细，初始裂纹尺寸就愈小，这样就提高了临界应力。气孔是使陶瓷材料机械强度下降的重要原因，大多数无机材料的弹性模量和强度都随气孔率的增加而降低。这是因为气孔不仅减少了负荷面积，而且在气孔附近区域应力集中，减弱了材料的负荷能力，每一个气孔就是一个缺陷或者说是一个薄弱点。除气孔率外，气孔的形状及分布也很重要。通常气孔多存在于晶界上，这是特别有害的，它往往成为开裂源。气孔除有害的一面外，在特定情况下，也有有利的一面。就是存在高的应力梯度时（例如由热震引起的应力），气孔能起到容纳变形，阻止裂纹扩展的作用。

就制造工艺来说，其影响是多方面的，制造工艺直接影响了制成陶瓷的微观结构从而影响了材料的性能。例如结构陶瓷的烧成温度高于或低于最佳烧成温度，均使瓷体变成多孔性，使其机械强度降低。

机械强度从本质上来说，是由其内部的结合力所决定的。以高铝瓷为例，其理论强度可达到4.9×1010 N/m2，而实际强度则低得多，抗张强度约为9.8×103~1.73×104 N/m2，抗弯强度为1.96×108~2.94×108 N/m2，抗压强度为1.96×108 N/m2左右。实际强度的主要原因在于瓷体中有许多微裂纹和气孔等缺陷，而应力就集中在这些地方，在外力的作用下就会导致瓷体的破裂。

1.3.1.3 改善陶瓷材料强、韧性的措施

材料强度的本质是内部质点间的结合力。从对材料的形变及断裂的分析可知，在晶体结构稳定的情况下，影响强度的主要参数有三个，即弹性模量E、断裂功（断裂表面能）γ和裂纹尺寸c。发生脆断的临界应力其中E是非结构敏感的。γ与微观结构有关，但单相材料的微观结构对γ的影响不大。唯一可控制的是材料中的微裂纹，可以把微裂纹理解成各种缺陷的总和。所以强化措施大多从消除缺陷和阻止其发展着手，有以下几方面：

1。微晶、高密度与高纯度

为了消除缺陷，提高晶体的完整性，细、密、匀、纯是当前陶瓷发展的一个重要方面。近年来出现了许多微晶、高密度、高纯度陶瓷，例如用热压工艺烧结的Si3N4陶瓷，密度接近理论值，几乎没有气孔。

将块体材料制成细纤维，强度大约提高一个数量级，制成晶须则可提高两个数量级，与理论强度的大小同数量级。晶须提高强度的主要原因之一就是提高了晶体的完整性。表3-4列出了一些纤维和晶须的特性；

2． 高抗裂能力与预加应力

人为地预加应力，在材料表面造成压应力层，可以提高材料的抗拉强度。脆性断裂通常是在拉应力作用下，自表面开始断裂。如果在表面造成一层残余压应力层，则在材料的使用过程中，表面受到拉伸破坏之前首先要克服表面上残余压应力。通过加热、冷却，在表面层人为地引入压应力过程叫热韧化。例如将Al 2O 3在1700℃下在硅油中淬火，强度就会提高。淬冷不仅在表面造成压应力，而且还可使晶粒细化。利用表面层与内部的热膨胀系数不同，也可达到预加应力的效果。

3． 相变增韧

相变增韧是一种有效的增强、增韧方法。利用多晶多相陶瓷中某些相组分在不同温度的相变，从而达到增强、增韧的效果，这统称为相变增韧。例如，利用ZrO 2的马氏体相变可以改善陶瓷材料的力学性能。

ZrO 2相变又分为应力诱导相变增韧、微裂纹增韧和表面压应力三种。相变增韧不但存在于ZrO 2陶瓷中，将ZrO 2相颗粒加入其它陶瓷材料中也能产生相变增韧的效果。

ZrO 2存在三种晶型，立方、四方、单斜。

立方8

|{2370Ý四方8|{1100Ý

单斜

其中四方相向单斜相的相变伴随有较大的体积变化～7％，这种相变体积变化是相变增韧的基础。

a) 应力诱导相变增韧：分散于陶瓷基体内的四方ZrO 2相颗粒，从高温向低温变

化，当温度低于1100℃时，由于陶瓷基体的约束，不能发生四方相向单斜相

的相变，四方ZrO 2相颗粒以亚稳态的形式存在于室温，当陶瓷基体受到外力

的作用，解除了对四方ZrO 2相颗粒的约束，四方ZrO 2相颗粒就发生相变，

降低裂纹尖端的应力场强度，达到增强、增韧的目的，如下图所示；

图3-46、应力诱导相变增韧示意图

b)微裂纹增韧；分散于陶瓷基体内的四方ZrO2相颗粒，在降温过程或受力后相

变，在裂纹尖端产生许多微裂纹，从而增大了断裂表面能，达到增韧的效果。

c)表面增韧；分散于陶瓷基体表面的四方ZrO2相颗粒，由于在一个面上没有受

到约束，相对于基体内的四方ZrO2相颗粒，比较容易相变，在降温或受力后，

表面的四方ZrO2相颗粒发生相变，产生体积膨胀，使得陶瓷材料的表面受到

压应力，达到增强、增韧的效果。

由于ZrO2相颗粒的相变受温度的影响，当使用温度超过1100℃，陶瓷材料受力后不存在相变，也就没有相变增韧，所以当温度超过1100℃，ZrO2陶瓷的力学性能衰减的很快，这也是相变增韧陶瓷的不足。

4．弥散增韧

在陶瓷基体中渗入具有一定颗粒尺寸的微细粉末，达到增韧的效果，这称为弥散增韧。这种细粉料可以是金属粉末，加入陶瓷基体之后，以其塑性变形，来吸收弹性应变的释放能，从而增加了断裂表面能，改善了韧性。细粉料也可以是非金属颗粒，在与基体生料颗粒均匀混合之后，在烧结时，多存在于晶界相中，以其高弹性模量和高温强度增加了整体的断裂表面能，特别是高温断裂韧性。

5．纤维增韧

在陶瓷中加入高弹性模量的纤维，纤维均布于陶瓷基体中，达到增韧的目的为纤维增韧。纤维增韧的机理在于：陶瓷受力时，由于纤维的强度及弹性模量高，大部分应力由纤维承受，减轻了陶瓷的负担；而且纤维还可以阻止裂纹扩展，起到增韧的作用。图3-47是带有纤维的陶瓷被拉断的断口，纤维的拉断、拔出有增强、增韧的作用。这种陶瓷实际上已是一种复合材料，详细的增强机制见复合材料部分。

图3-47、具有拔出效果的显微增强SEM照片

6．层状化结构

将陶瓷材料层状化，增加裂纹扩展时的阻力，也能达到增强、增韧的效果。从图3-48 可看出层状结构使得裂纹发生了偏转。

图3-48、Al 2O 3/SiC 层状结构陶瓷

7． 纳米陶瓷

制备出纳米级晶粒尺寸的陶瓷材料也使得陶瓷材料的性能得到改善，目前已有纳米Al 2O 3、ZrO 2、TiO 2、Si 3N 4、SiC 等陶瓷粉料和陶瓷制品。纳米陶瓷根据结构的不同，有不同的效果。一种是全纳米陶瓷，组成材料的晶粒全部是纳米级的晶粒，另一种是晶内型纳米结构陶瓷.（图3-49）。

全纳米结构 晶内型结构

图3-49、两种纳米陶瓷结构示意图

1.3.1.4 先进结构陶瓷材料 (gil10).doc 文件

1.3.2水泥

水泥是一种胶凝材料，硅酸盐水泥是以硅酸钙为主要成分的熟料所制得的水泥的总称。根据我国国家标准，凡由硅酸盐水泥熟料、0~5%的石灰石或粒化高炉矿渣及适量石膏磨细制成的水硬性胶凝材料称为硅酸盐水泥，也称波特兰水泥。显然，水泥是多矿物、多组分体系。硅酸盐水泥在建筑上主要用于配制砂浆和混凝土，水泥与水的化学反应（水化反应）是造成沙浆和混凝土凝结和硬化的根本原因。对于水泥的初凝和终凝时间是有要求的，一般初凝时间不得小于45分钟，终凝时间不迟于10小时。另外，作为大量应用的工程材料，其最重要的性质是强度和体积变化以及与环境相互作用的耐久性。其中，水泥的强度是评比水泥质量的重要指标，是划分标号的依据。影响水泥强度的因素很多，主要有浆体组成、

熟料

矿物组成、水灰比、水化程度、温度与压力等。下面以浆体组成为例，分析其对水泥强度的影响。

水泥的水化开始是水泥颗粒四周形成较为完整的水化物膜，然后，水化产物层不断增厚。在所生成的水化产物中，有许多是属于胶体尺寸的晶体。随着水化反应的不断进行，各种水化产物逐渐添满原来由水所占据的空间，固体粒子逐渐接近，水泥水化硬化。硬化水泥浆体是由无数钙矾石的针状晶体和多种形貌的水化硅酸钙（C－S－H），再夹杂着六方板状的氢氧化钙和单硫型水化硫铝酸钙等晶体交织在一起而形成的，它们密集连生交叉结合，又受到颗粒间的范德华力或化合键的影响，硬化水泥浆就成为由无数晶体编织而成的“毛毡”而具有强度。由此可推断，水化产物的形貌、表面结构以及生长的情况等，就成为水泥强度产生差异的原因。一般，容易相互交叉的纤维状、针状、棱柱状或六方板状等水化产物所构成的浆体强度较高；而立方体、近似于球状的多面体等则强度较低。当水化产物的原子或离子配位不规则，电荷分布有偏置时，结构不稳定，表面能大，相互之间就会产生很大的结合力。另外，当生成的水化产物粒子形态和尺寸各异、大小不一时，较易镶嵌结合，将能发挥较高的强度。但在形成过程中如果导致浆体结构的破坏，或者消耗掉其中的某种组分时，强度就会降低。例如，在尚未硬化的浆体中形成钙矾石，有助于早期强度，但当硬化后，再形成引起体积膨胀的钙矾石时，反而会导致强度的降低，直至引起破坏。

另外，各种尺寸的孔也是硬化浆体的一个重要组成部分。一般在水化24小时以后，硬化浆体中，70~80%的孔径已在100nm以下。

1.3.3玻璃

玻璃是无机氧化物的熔融混合物，它们并没有特有的固定的组成。玻璃按组分可分为三种主要类型：钠钙硅、硼硅酸以及铅硅酸玻璃。下面以钢化玻璃为例介绍玻璃的组成结构对其强度的影响。

位于玻璃表面的缺陷是使其产生一般低强度的决定因素，这些缺陷降低了材料所能承受的张应力。如果能在玻璃表面层中产生“永久性”压应力，就可以使生产的玻璃制品的强度比常规状态高。要使这样的制品发生断裂，就需要较高的张应力，这是因为在使这类表面缺陷承受张应力之前，必须先克服表面的压应力。经过处理而使表面处于压应力状态的玻璃被称为钢化玻璃。

使玻璃表面层产生压应力可以用热处理或化学处理的办法。在热处理钢化方法中，将玻璃成品放入电炉中加热至接近软化点的温度，然后从炉中取出，用多管式空气喷枪进行快速冷却。这种处理称为风冷淬火。另外，硅油，石蜡，树脂焦油也可作为淬火介质，为液冷淬火。也还有用盐类做淬火介质的。这后两类介质常用于厚度小于2.5~3mm的玻璃制品。此时玻璃表面层迅速变硬，但表面的初期热收缩引起了仍处于接近软化点的中间层中的粘流，当中间层最终冷到能发生明显的粘滞驰豫温度之下时，在玻璃的厚度方向将出现一个温度梯度。直到玻璃体在室温中达到热平衡状态时，这个温度梯度才得以消除，而在这个过程中，较热的中间层必将比接近表面的部分发生较大的收缩。这个收缩差将导致内应力，该应力在接近表面处为压应力，在中间层则为张应力。

调整玻璃制品表面层的化学组成也可以用来产生压应力。如果制品在高温中用一种膨胀率比基础玻璃小的玻璃涂层，冷却后，涂层将处于压应力状态。另一个办法是，调整原玻璃的表面组成，造成一个有较低膨胀率的组成，可以达到同样的效果。例如，将钠钙硅玻璃在350℃下，浸泡入熔融的KNO3中，钾离子会取代玻璃表面层中的钠离子，在其表面层中即可获得高的压应力。

有一种建筑装饰用的材料叫微晶玻璃，它是将加有晶核剂（或不加晶核剂）的特定组成的玻璃在有控制的条件下，进行晶化热处理，使原单一的玻璃相形成由微晶和玻璃相均匀分

布组成的复合材料。决定微晶玻璃综合性能的有析出晶相的种类，微晶体的尺寸与数量、残余玻璃相的性质与数量，其中析出晶相的种类由玻璃组成决定，其余的由热处理制度决定。符合建筑微晶玻璃性能要求的是CaO-Al2O3-SiO2,常见的晶相有β-硅灰石等，这种含β-硅灰石晶相的微晶玻璃在材料尺寸稳定性、耐磨性、抗冻性、光泽度的持久性、强度等方面，均优于天然石材的大理石及花岗岩。