金属材料的强化方法和位错的关系

陶瓷材料和聚合物材料虽然比较脆，但也有滑移面的存在。

金属材料的变形主要是通过滑移实现的，位错对于理解金属材料的一些力学行为特别有用。

而位错理论可以解释材料的各种性能和行为，特别是变形、损伤和断裂机制，相应的学科为塑性力学、损伤力学和断裂力学。

另外，位错对晶体的扩散和相变等过程也有较大影响。

首先，滑移解释了金属的实际强度与根据金属键理论预测的理论强度低得多的原因。

此外，金属材料拉伸断裂时，一般沿450截面方向断裂而不会沿垂直截面的方向断裂，原因在于材料在变形过程中发生了滑移。

其次，滑移赋予了金属材料的延性。

如果材料中没有位错，铁棒就是脆性的，也就不可能采用各种加工工艺，如锻造等将金属加工成有用的形状。

第三，通过干预位错的运动，进行合金的固溶强化，控制金属或合金的力学性能。

把障碍物引入晶体就可以阻止位错的运动，造成固溶强化。

如板条状马氏体钢( F12钢)等。

第四，晶体成型加工过程中出现硬化，这是因为晶体在塑性变形过程中位错密度不断增加，使弹性应力场不断增大，位错间的交互作用不断增强，因而位错运动变得越来越困难。

第五，含裂纹材料的疲劳开裂和断裂、材料的损伤机理以及金属材料的各种强化机制都是以位错理论为基础。

金属的强化strengthening of metals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，金属强度来源于原子间结合力。

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(5900kgf/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.Taylor)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5μm)，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：①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），如果间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γ-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。

②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。

③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。

④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α-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：式中σ表示室温拉伸真应力，φε与ε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。