金屬的強(qiáng)化

金屬的形變強(qiáng)化可通過應(yīng)力- 應(yīng)變曲線來(lái)描述。對(duì)多晶金屬來(lái)說(shuō)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線可以經(jīng)驗(yàn)地表示為：

式中表示室溫拉伸真應(yīng)力，與ε分別為拉伸過程中的真實(shí)面積收縮率和真實(shí)延伸率,為形變強(qiáng)化系數(shù)，為形變強(qiáng)化指數(shù)?？梢宰C明，在拉伸過程中，縮頸開始發(fā)生時(shí)的最大均勻形變量在數(shù)值上就等于材料的“形變強(qiáng)化指數(shù)”。同時(shí)，人們把開始形成縮頸時(shí)的強(qiáng)度命名為抗拉強(qiáng)度，也就是材料在塑性失穩(wěn)時(shí)的流變強(qiáng)度。

形變強(qiáng)化是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到阻礙的結(jié)果。對(duì)金屬單晶體的形變強(qiáng)化機(jī)制已有一定了解，特別對(duì)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(duì)其形變強(qiáng)化的細(xì)節(jié)至今還不很清楚。

面心立方金屬單晶的典型應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖1。可以看出，它分為三個(gè)階段。單晶所受應(yīng)力達(dá)到臨界分切應(yīng)力()時(shí)，發(fā)生屈服。隨著切變量的增加，流變強(qiáng)度緩慢上升，其形變強(qiáng)化率，為切變模量, 這就是形變強(qiáng)化的第一階段，一般稱為易滑移階段。這個(gè)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(zhǎng)度不變，只是隨著應(yīng)變量的增加，臺(tái)階高度變大, 如Cu和Ni-Co合金便是如此。在階段Ⅰ。位錯(cuò)的分布形式主要是位錯(cuò)偶帶。臨界切應(yīng)力的大小()，與晶體的取向，材料和純度有關(guān)。在階段Ⅰ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(qiáng)化的第Ⅱ階段,其強(qiáng)化率()最大，典型的數(shù)值為，比大幾十倍。從結(jié)構(gòu)變化來(lái)看，向階段Ⅱ的過渡是從次系滑移的出現(xiàn)開始的。在階段Ⅱ新形成的滑移線的長(zhǎng)度越來(lái)越短，也就是由一個(gè)位錯(cuò)源產(chǎn)生的“位錯(cuò)圈”越來(lái)越小，位錯(cuò)圈與晶體表面交截部位越來(lái)越短，螺位錯(cuò)平均運(yùn)動(dòng)距離越來(lái)越小，或者說(shuō)晶體中阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙在不斷增加，同時(shí)流變強(qiáng)度在不斷提高。在階段Ⅱ的初期，由主系位錯(cuò)偶帶和聯(lián)結(jié)它們的少數(shù)次系位錯(cuò)形成位錯(cuò)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(cuò)密度較高的區(qū)域稱為位錯(cuò)席。如果形變量再提高，晶體中便全形成胞狀組織。

金屬的強(qiáng)化為了說(shuō)明形變強(qiáng)化的物理實(shí)質(zhì)，必須了解在形變過程中位錯(cuò)的產(chǎn)生、分布和運(yùn)動(dòng)與流變強(qiáng)度的關(guān)系。階段Ⅰ的強(qiáng)化可以認(rèn)為是通過形成位錯(cuò)偶使大量位錯(cuò)受到羈絆而阻滯，但是偶中正負(fù)號(hào)位錯(cuò)的長(zhǎng)程應(yīng)力場(chǎng)在很大程度上互相抵銷，因而位錯(cuò)偶只提供很小的阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的應(yīng)力場(chǎng)，導(dǎo)致階段Ⅰ的強(qiáng)化效應(yīng)微弱。階段Ⅱ的強(qiáng)化模型很多，如位錯(cuò)塞積群長(zhǎng)程應(yīng)力強(qiáng)化模型(1952)，位錯(cuò)林強(qiáng)化模型(1959),位錯(cuò)割階強(qiáng)化模型(1960),網(wǎng)眼長(zhǎng)度強(qiáng)化模型(1962)，流變應(yīng)力統(tǒng)計(jì)強(qiáng)化模型(1966)以及高位錯(cuò)密度區(qū)強(qiáng)化模型(1967)等等，每一種模型都解釋一部分實(shí)驗(yàn)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(cuò)塞積群長(zhǎng)程應(yīng)力強(qiáng)化模型比較經(jīng)典，可得出流變強(qiáng)度與位錯(cuò)密度的線性關(guān)系式,同時(shí)推算的和實(shí)驗(yàn)結(jié)果也比較符合。形變強(qiáng)化的第Ⅲ階段應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈拋物線形,亦即強(qiáng)化效應(yīng)逐漸下降，這是因?yàn)樵诟咝巫兞肯鲁霈F(xiàn)大量交滑移及異號(hào)位錯(cuò)兼并的緣故。由于應(yīng)力的提高，有些位錯(cuò)可能繞過障礙前進(jìn)，這些都減少?gòu)?qiáng)化效應(yīng)。也就是說(shuō)，在階段Ⅲ有動(dòng)態(tài)回復(fù)出現(xiàn)。

在多晶金屬的加工硬化過程中，階段Ⅱ強(qiáng)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(gè)晶粒發(fā)生變形時(shí)，必須有五個(gè)以上的滑移系統(tǒng)同時(shí)開動(dòng)；所以，在多晶體里實(shí)際上不存在象單晶那樣的階段Ⅰ單系滑移和強(qiáng)化。

總之，形變強(qiáng)化決定于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻，因而強(qiáng)化效應(yīng)與位錯(cuò)類型、數(shù)目、分布、固溶體的晶型、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(shí)也是決定性的因素。

一般來(lái)說(shuō)，退火單晶的位錯(cuò)密度為10cm，變形量很大的金屬可在10cm以上。層錯(cuò)能低的金屬比層錯(cuò)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(qiáng)化效應(yīng)。

沉淀強(qiáng)化與彌散強(qiáng)化 過飽和固溶體隨溫度下降或在長(zhǎng)時(shí)間保溫過程中（時(shí)效）發(fā)生脫溶分解。時(shí)效過程往往是很復(fù)雜的,如鋁合金在時(shí)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(cuò)運(yùn)動(dòng)而產(chǎn)生強(qiáng)化作用，這就是“沉淀強(qiáng)化”或“時(shí)效強(qiáng)化”。為了提高金屬，特別是粉末冶金材料的強(qiáng)度，往往人為地加入一些堅(jiān)硬的細(xì)質(zhì)點(diǎn)，彌散于基體中，稱為彌散強(qiáng)化。從彌散質(zhì)點(diǎn)引起強(qiáng)化這一點(diǎn)來(lái)說(shuō)，沉淀強(qiáng)化與彌散強(qiáng)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(diǎn)；而且，在時(shí)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(gè)細(xì)小沉淀物附近存在著一個(gè)較大范圍的應(yīng)力場(chǎng)（圖2），與位錯(cuò)發(fā)生交互作用，產(chǎn)生十分顯著的強(qiáng)化作用。如果時(shí)效溫度提高或時(shí)間延長(zhǎng)，則出現(xiàn)非共格產(chǎn)物，強(qiáng)化效應(yīng)下降，以致于合金強(qiáng)度降低，稱為“過時(shí)效”；最后產(chǎn)生平衡相。因?yàn)槌恋硪鸷辖鹪氐呢毣?，此時(shí)合金材料的強(qiáng)度甚至低于固溶體狀態(tài)。彌散強(qiáng)化時(shí)，外加的質(zhì)點(diǎn)在高溫使用過程中也會(huì)聚集、長(zhǎng)大以減少顆粒的表面能，同樣會(huì)引起軟化。

金屬的強(qiáng)化晶體中的位錯(cuò)在外力作用下產(chǎn)生運(yùn)動(dòng)，在運(yùn)動(dòng)過程中首先遇到的是第二相質(zhì)點(diǎn)周圍的應(yīng)力場(chǎng)（如果有這種應(yīng)力場(chǎng)存在的話），對(duì)其產(chǎn)生阻礙作用，它屬于長(zhǎng)程作用。繼而有兩種可能，一種是位錯(cuò)切割質(zhì)點(diǎn)而過，一種是位錯(cuò)以某種方式繞過質(zhì)點(diǎn)（圖3），兩者都需作功，因而產(chǎn)生強(qiáng)化效應(yīng)。前者功耗方式主要有:①位錯(cuò)切過質(zhì)點(diǎn),使基體和質(zhì)點(diǎn)之間的界面增大，增加表面能（圖3a）；②改變第二相結(jié)構(gòu)，第二相具有長(zhǎng)程有序結(jié)構(gòu)時(shí)（如高溫合金中的(γ'相)，位錯(cuò)通過后增加了反相疇界，對(duì)無(wú)序系統(tǒng)來(lái)說(shuō)，有可能改變層錯(cuò)寬度；③析出相和基體之間切變模量不同，也會(huì)引起強(qiáng)化作用。位錯(cuò)繞過質(zhì)點(diǎn)的方式是多種多樣的：位錯(cuò)可以發(fā)生彎曲（弓彎?rùn)C(jī)理）從質(zhì)點(diǎn)間通過，在質(zhì)點(diǎn)周圍留下位錯(cuò)圈而進(jìn)一步強(qiáng)化（圖3b）；位錯(cuò)可以交滑移進(jìn)入另外的滑移面，繞過質(zhì)點(diǎn)；在溫度較高時(shí)，位錯(cuò)也可以通過攀移繞過質(zhì)點(diǎn)等等。這些都是當(dāng)位錯(cuò)靠近第二相質(zhì)點(diǎn)之后發(fā)生的，屬于近程作用。

金屬的強(qiáng)化上述質(zhì)點(diǎn)強(qiáng)化隨質(zhì)點(diǎn)大小、分布、數(shù)量和質(zhì)點(diǎn)性質(zhì)而不同。研究結(jié)果指出，在以切割機(jī)理強(qiáng)化時(shí)，因強(qiáng)化而產(chǎn)生的剪切屈服應(yīng)力的增加，與質(zhì)點(diǎn)半徑,質(zhì)點(diǎn)體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系為∝,冪次隨合金中質(zhì)點(diǎn)結(jié)構(gòu)的不同，取不同數(shù)值（1～1/3）。在以弓彎?rùn)C(jī)理強(qiáng)化時(shí),∝。由此可以看出,在質(zhì)點(diǎn)半徑很小時(shí)，位錯(cuò)以切割質(zhì)點(diǎn)的方式通過，此時(shí)的強(qiáng)度取決于切割機(jī)理。在時(shí)效(脫溶)的初期,隨和不斷增加，合金強(qiáng)度相應(yīng)地升高。當(dāng)脫溶接近完成時(shí)，增長(zhǎng)變緩,但繼續(xù)增大，這時(shí)合金強(qiáng)度仍有提高，而強(qiáng)化的趨勢(shì)下降。隨著時(shí)效進(jìn)一步發(fā)展，質(zhì)點(diǎn)進(jìn)一步增大，位錯(cuò)主要繞過或按弓彎?rùn)C(jī)理越過質(zhì)點(diǎn)；第二相質(zhì)點(diǎn)繼續(xù)變大，強(qiáng)度相應(yīng)明顯下降，這就是合金的過時(shí)效階段。

細(xì)化晶粒強(qiáng)化 從位錯(cuò)塞積或其他模型可以推導(dǎo)出多晶金屬的屈服強(qiáng)度（）與晶粒直徑()的關(guān)系,表示為：

簡(jiǎn)介

所謂強(qiáng)度是指材料對(duì)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(lái)表示。隨試驗(yàn)條件不同，強(qiáng)度有不同的表示方法，如室溫準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試驗(yàn)所測(cè)定的屈服強(qiáng)度、流變強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷裂強(qiáng)度等（見金屬力學(xué)性能的表征）；壓縮試驗(yàn)中的抗壓強(qiáng)度；彎曲試驗(yàn)中的抗彎強(qiáng)度；疲勞試驗(yàn)中的疲勞強(qiáng)度（見疲勞）；高溫條件靜態(tài)拉伸所測(cè)的持久強(qiáng)度（見蠕變）。每一種強(qiáng)度都有其特殊的物理本質(zhì)，所以金屬的強(qiáng)化不是籠統(tǒng)的概念，而是具體反映到某個(gè)強(qiáng)度指標(biāo)上。一種手段對(duì)提高某一強(qiáng)度指標(biāo)可能是有效的，而對(duì)另一強(qiáng)度指標(biāo)未必有效。影響強(qiáng)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、加載方式，是簡(jiǎn)單拉伸還是反復(fù)受力，都會(huì)表現(xiàn)出不同的強(qiáng)度；此外，試樣幾何形狀和尺寸及試驗(yàn)介質(zhì)也都有很大的影響，有時(shí)甚至是決定性的，如超高強(qiáng)度鋼在氫氣氛中的拉伸強(qiáng)度可能成倍地下降（見應(yīng)力腐蝕斷裂和氫脆）。

在本文中，強(qiáng)化一般是指金屬材料的室溫流變強(qiáng)度，即光滑試樣在大氣中、按給定的變形速率、室溫下拉伸時(shí)所能承受應(yīng)力的提高。應(yīng)強(qiáng)調(diào)指出：提高強(qiáng)度并不是改善金屬材料性能惟一的目標(biāo)，即使對(duì)金屬結(jié)構(gòu)材料來(lái)說(shuō)，除了不斷提高強(qiáng)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(duì)環(huán)境與介質(zhì)的適應(yīng)性。

從根本上講，金屬?gòu)?qiáng)度來(lái)源于原子間結(jié)合力。如果一個(gè)理想晶體，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(jì)算，此時(shí)金屬的理論切變強(qiáng)度一般是其切變模量的1/10～1/30。而金屬的實(shí)際強(qiáng)度只是這個(gè)理論強(qiáng)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(qiáng)度約為5kgf/mm,而按鐵的切變模量(5900kgf/mm)來(lái)估算,其理論切變強(qiáng)度應(yīng)達(dá)650kgf/mm。造成這樣大差異的原因曾是人們長(zhǎng)期關(guān)注的課題。直到1934年，奧羅萬(wàn)(E.Orowan)、波拉尼(M.Polanyi)和泰勒 (G.I.Taylor)分別提出晶體位錯(cuò)的概念；位錯(cuò)理論的發(fā)展揭示了晶體實(shí)際切變強(qiáng)度（和屈服強(qiáng)度）低于理論切變強(qiáng)度的本質(zhì)。在有位錯(cuò)存在的情況下，切變滑移是通過位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)來(lái)實(shí)現(xiàn)的，所涉及的是位錯(cuò)線附近的幾列原子。而對(duì)于無(wú)位錯(cuò)的近完整晶體，切變時(shí)滑移面上的所有原子將同時(shí)滑移，這時(shí)需克服的滑移面上下原子之間的鍵合力無(wú)疑要大得多。金屬的理論強(qiáng)度與實(shí)際強(qiáng)度之間的巨大差別，為金屬的強(qiáng)化提供了可能性和必要性（見形變和斷裂）?？梢哉J(rèn)為實(shí)測(cè)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(qiáng)度，是材料強(qiáng)度的下限值；而估算的金屬的理論強(qiáng)度是經(jīng)過強(qiáng)化之后所能期望達(dá)到的強(qiáng)度的上限。

金屬材料的強(qiáng)化途徑不外兩個(gè)，一是提高合金的原子間結(jié)合力，提高其理論強(qiáng)度，并制得無(wú)缺陷的完整晶體，如晶須。已知鐵的晶須的強(qiáng)度接近理論值，可以認(rèn)為這是因?yàn)榫ы氈袥]有位錯(cuò)，或者只包含少量在形變過程中不能增殖的位錯(cuò)?？上М?dāng)晶須的直徑較大時(shí)(如大于5m)，強(qiáng)度會(huì)急劇下降。有人解釋為大直徑晶須在生長(zhǎng)過程中引入了可動(dòng)位錯(cuò)，一旦有可動(dòng)位錯(cuò)存在，強(qiáng)度就急劇下降了。從自前來(lái)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(qiáng)化途徑是向晶體內(nèi)引入大量晶體缺陷，如位錯(cuò)、點(diǎn)缺陷、異類原子、晶界、高度彌散的質(zhì)點(diǎn)或不均勻性（如偏聚）等，這些缺陷阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，也會(huì)明顯地提高金屬?gòu)?qiáng)度。事實(shí)證明，這是提高金屬?gòu)?qiáng)度最有效的途徑。對(duì)工程材料來(lái)說(shuō)，一般是通過綜合的強(qiáng)化效應(yīng)以達(dá)到較好的綜合性能。具體方法有固溶強(qiáng)化、形變強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化、細(xì)化晶粒強(qiáng)化、擇優(yōu)取向強(qiáng)化、復(fù)相強(qiáng)化、纖維強(qiáng)化和相變強(qiáng)化等,這些方法往往是共存的。材料經(jīng)過輻照后,也會(huì)產(chǎn)生強(qiáng)化效應(yīng)，但一般不把它作為強(qiáng)化手段。

固溶強(qiáng)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(qiáng)化，另外，也可能產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化、細(xì)化晶粒強(qiáng)化、相變強(qiáng)化和復(fù)相強(qiáng)化等，這要看合金元素的作用和熱處理?xiàng)l件而定。合金元素對(duì)基體的固溶強(qiáng)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(qiáng)化的實(shí)現(xiàn)主要是通過溶質(zhì)原子與位錯(cuò)的交互作用。這些交互作用可分為四種：

①溶質(zhì)原子與位錯(cuò)的彈性交互作用 在固溶體中,無(wú)論是固溶原子或是位錯(cuò)，在其周圍都存在著應(yīng)力和點(diǎn)陣畸變，兩個(gè)應(yīng)力場(chǎng)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(cuò)運(yùn)動(dòng)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(diǎn)陣發(fā)生畸變的對(duì)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(cuò)配）愈大，固溶原子與位錯(cuò)的彈性交互作用就愈大，強(qiáng)化作用也愈顯著，如鎢在鋼中的強(qiáng)化作用比鉬要高，就是因?yàn)殒u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(huì)引起晶胞體積的改變（晶胞體積錯(cuò)配），如果填隙原子引起了非對(duì)稱性點(diǎn)陣畸變，象碳、氮原子溶入體心立方點(diǎn)陣金屬時(shí)那樣，則固溶原子與位錯(cuò)的作用特別強(qiáng)，因而強(qiáng)化作用格外明顯；而當(dāng)填隙原子引起對(duì)稱畸變時(shí)，如碳、氮在具有面心立方點(diǎn)陣的γ-Fe或鎳中,所引起的交互作用要弱得多，強(qiáng)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(cuò)配）而引起。即用一種彈性模量不同的原子去置換原來(lái)的溶劑原子會(huì)引起固溶原子與位錯(cuò)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(jì)算表明，這種彈性模量錯(cuò)配所引起的交互作用力的最大值和原子尺寸錯(cuò)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。

②電學(xué)交互作用 晶體中的自由電子分布對(duì)應(yīng)力有敏感性,電子會(huì)較多地集中到受張應(yīng)力的區(qū)域。例如,在刃位錯(cuò)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(cuò)相當(dāng)于電學(xué)上的一個(gè)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(cuò)的交互作用而產(chǎn)生強(qiáng)化。一般來(lái)說(shuō)，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1/6～1/3。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(diǎn)陣變化很小，但銀對(duì)鋁的強(qiáng)化作用卻是可觀的，反映出此時(shí)電學(xué)交互作用成為決定性的因素。

③化學(xué)交互作用 在密排點(diǎn)陣金屬晶體中，經(jīng)常出現(xiàn)堆垛層錯(cuò)。層錯(cuò)邊界為不全位錯(cuò)，層錯(cuò)的寬度和數(shù)目由層錯(cuò)能的大小來(lái)決定。在層錯(cuò)能較低的金屬中層錯(cuò)數(shù)目多，層錯(cuò)的寬度大。層錯(cuò)結(jié)構(gòu)與基體不同，在面心立方點(diǎn)陣中，層錯(cuò)為密排六方排列；密排六方點(diǎn)陣中，層錯(cuò)為面心立方排列。一般來(lái)說(shuō)，固溶原子在兩種不同的密排點(diǎn)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(cuò)區(qū)和正?；w中的濃度也不一樣。當(dāng)晶體發(fā)生滑移時(shí)，不管是沿著這些層錯(cuò)擴(kuò)張的平面，或者是這些層錯(cuò)發(fā)生束集和截割，都要打破平衡狀態(tài)；也就是說(shuō)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)要求外界提供更大的能量，從而表現(xiàn)出強(qiáng)化作用。

④幾何交互作用 固溶體中的溶質(zhì)原子有時(shí)會(huì)出現(xiàn)有序化現(xiàn)象，當(dāng)存在短程序時(shí)，塑性變形將改變?cè)瓉?lái)的有序排列而增加勢(shì)能，表現(xiàn)為短程序強(qiáng)化作用。

在有長(zhǎng)程序的固溶體中，位錯(cuò)傾向于兩兩相隨地通過晶體。第一個(gè)位錯(cuò)通過時(shí)，使有序結(jié)構(gòu)中跨越滑移面的不同類原子對(duì)A-B改變?yōu)橥愒訉?duì)A-A和B-B,引起能量升高；當(dāng)后隨的一個(gè)位錯(cuò)經(jīng)過時(shí)，A-A和B-B原子對(duì)又恢復(fù)為A-B對(duì),能量又降下來(lái)。在前后相隨的兩個(gè)位錯(cuò)之間的這段距離上，A-A和B-B原子對(duì)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(cuò)傾向于盡量靠近；但是當(dāng)兩個(gè)同號(hào)位錯(cuò)靠近時(shí)，它們之間的斥力急劇上升。在這兩個(gè)因素的共同作用下，兩個(gè)位錯(cuò)間有一個(gè)平衡距離，它與兩個(gè)不全位錯(cuò)間存在的層錯(cuò)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增加，從而提高了體系的能量，表現(xiàn)為長(zhǎng)程序引起的強(qiáng)化作用。

此外，無(wú)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(duì)代位點(diǎn)陣來(lái)說(shuō)，當(dāng)溶質(zhì)原子比溶劑原子的直徑大時(shí)，溶質(zhì)原子有富集在刃位錯(cuò)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(kuò)散在位錯(cuò)附近富集的現(xiàn)象,稱為柯氏氣團(tuán)(Cottrell atmosphere)?？率蠚鈭F(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用，特別是填隙原子，對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用更為強(qiáng)烈，由此成功地解釋了低碳鋼的屈服現(xiàn)象，因?yàn)樘钕对颖却辉尤菀讛U(kuò)散，所以填隙原子氣團(tuán)的形成溫度也較低。

在位錯(cuò)應(yīng)力場(chǎng)的作用下，引起晶體的非對(duì)稱點(diǎn)陣畸變而使填隙原子產(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)沿軸方向有拉伸應(yīng)力時(shí),碳原子處于體心立方點(diǎn)陣與軸平行的各晶胞棱邊的一半處,引起晶胞沿軸方向膨脹而產(chǎn)生強(qiáng)化作用。因?yàn)樘荚拥臄U(kuò)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(qiáng)化 隨著塑性變形（或稱范性形變）量增加，金屬的流變強(qiáng)度也增加，這種現(xiàn)象稱為形變強(qiáng)化或加工硬化。形變強(qiáng)化是金屬?gòu)?qiáng)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）。

硼對(duì)晶界的強(qiáng)化作用，是由于硼偏集于晶界上，使晶界區(qū)域的晶格缺位和空穴減少，晶界自由能降低；硼還減緩了合金元素沿晶界的擴(kuò)散過程；硼能使沿晶界的析出物降低，改善了晶界狀態(tài)，加入微量硼、鋯或硼 鋯能延遲晶界上的裂紋形成過程；此外，它們還有利于碳化物相的穩(wěn)定。

(6)綜合強(qiáng)化。在實(shí)際生產(chǎn)上，強(qiáng)化金屬材料大都是同時(shí)采用幾種強(qiáng)化方法的綜合強(qiáng)化，

以充分發(fā)揮強(qiáng)化能力。例如：

1）固溶強(qiáng)化十形變強(qiáng)化，常用于固溶體系合金的強(qiáng)化。

2）結(jié)晶強(qiáng)化 沉淀強(qiáng)化，用于鑄件強(qiáng)化。

3）馬氏體強(qiáng)化 表面形變強(qiáng)化。對(duì)一些承受疲勞載荷的構(gòu)件，常在調(diào)質(zhì)處理后再進(jìn)行噴

丸或滾壓處理。

4）固溶強(qiáng)化 沉淀強(qiáng)化。對(duì)于高溫承壓元件常采用這種方法，以提高材料的高溫性能。

有時(shí)還采用硼的強(qiáng)化晶界作用，進(jìn)一步提高材料的高溫強(qiáng)度。

金屬材料的強(qiáng)化途徑，主要有以下幾個(gè)方面；

(1)結(jié)晶強(qiáng)化。結(jié)晶強(qiáng)化就是通過控制結(jié)晶條件，在凝固結(jié)晶以后獲得良好的宏觀組織和顯微組織，從而提高金屬材料的性能。它包括：

1）細(xì)化晶粒。細(xì)化晶?？梢允菇饘俳M織中包含較多的晶界，由于晶界具有阻礙滑移變形作用，因而可使金屬材料得到強(qiáng)化。同時(shí)也改善了韌性，這是其它強(qiáng)化機(jī)制不可能做到的。

2）提純強(qiáng)化。在澆注過程中，把液態(tài)金屬充分地提純，盡量減少夾雜物，能顯著提高固態(tài)金屬的性能。夾雜物對(duì)金屬材料的性能有很大的影響。在損壞的構(gòu)件中，?？砂l(fā)現(xiàn)有大量的夾雜物。采用真空冶煉等方法，可以獲得高純度的金屬材料。

(2)形變強(qiáng)化。金屬材料經(jīng)冷加工塑性變形可以提高其強(qiáng)度。這是由于材料在塑性變形后

位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力增加所致。

(3)固溶強(qiáng)化．通過合金化(加入合金元素)組成固溶體，使金屬材料得到強(qiáng)化稱為固溶強(qiáng)化。

(4)相變強(qiáng)化。合金化的金屬材料，通過熱處理等手段發(fā)生固態(tài)相變，獲得需要的組織結(jié)構(gòu)，使金屬材料得到強(qiáng)化，稱為相變強(qiáng)化．

相變強(qiáng)化可以分為兩類：

1)沉淀強(qiáng)化(或稱彌散強(qiáng)化)。在金屬材料中能形成穩(wěn)定化合物的合金元素，在一定條件下，使之生成的第二相化合物從固溶體中沉淀析出，彌散地分布在組織中，從而有效地提高材料的強(qiáng)度，通常析出的合金化合物是碳化物相。

在低合金鋼(低合金結(jié)構(gòu)鋼和低合金熱強(qiáng)鋼)中，沉淀相主要是各種碳化物，大致可分為三類。一是立方晶系，如TiC、V4C3，NbC等，二是六方晶系，如M02、W2C、WC等，三是正菱形，如Fe3C。對(duì)低合金熱強(qiáng)鋼高溫強(qiáng)化最有效的是體心立方晶系的碳化物。

2)馬氏體強(qiáng)化。金屬材料經(jīng)過淬火和隨后回火的熱處理工藝后，可獲得馬氏體組織，使材料強(qiáng)化。但是，馬氏體強(qiáng)化只能適用于在不太高的溫度下工作的元件，工作于高溫條件下的元件不能采用這種強(qiáng)化方法。

(5)晶界強(qiáng)化。晶界部位的自由能較高，而且存在著大量的缺陷和空穴，在低溫時(shí)，晶界阻

礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，因而晶界強(qiáng)度高于晶粒本身；但在高溫時(shí)，沿晶界的擴(kuò)散速度比晶內(nèi)擴(kuò)散速度大得多，晶界強(qiáng)度顯著降低。因此強(qiáng)化晶界對(duì)提高鋼的熱強(qiáng)性是很有效的。