金属强化机制1
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金属强化机制
刘文萍 2012年10月30日
金属强化机制
固溶强化 第二相粒子强化 细晶强化 加工硬化 有序强化
固溶强化
固溶体：以某一组元为溶剂，在其晶体点阵中
溶入其他组元原子（溶质原子）所形成的均匀 混合的固态溶体，它保持着溶剂的晶体结构类 型。 与组成固溶体的纯组元相比，固溶体的晶格类 型不发生变化，但点阵常数都会发生变化；其 硬度、强度升高，而塑性、韧性相对下降，但 综合力学性能优于纯金属。
以Al-Cu合金的时效硬化
强化的机制为： 位错切过粒子时，粒子产生宽 度为b的表面台阶，由于出现 了新的表面积，使总的界面能 升高 当粒子是有序结构时，位错切 过粒子时会打乱滑移面上下的 有序排列，产生反相畴界，引 起能量的升高。
由于第二相粒子与基体的晶体点阵不同或至少是点 阵常数不同，故当位错切过粒子时必然在滑移面上 造成原子的错排，需额外做功，给位错运动带来困 难。 由于粒子与基体的比体积的差别，沉淀粒子与母相 之间保持共格或半共格结合，故在粒子周围产生弹 性应力场，与位错产生交互作用，对位错运动有阻 碍 基体与粒子中的滑移面取向不相一致，则位错切过 后会产生一割阶，割阶的存在会阻碍整个位错线的 运动。 由于粒子的层错能与基体不同，当扩展位错通过后， 其宽度会发生变化，引起能量升高。
固溶强化的主要机制：
柯氏气团：在固溶体合金中，溶质原子或杂质原 子可以与位错交互作用而形成溶质原子气团。
以低碳钢的屈服现象为例。
解为扩展位错，阻碍位错交滑移或攀移。 如不锈钢中，Ni、Cr等合金元素 优先分布于层错区，降低层错能， 使扩展位错区扩大，要使该扩展 位错运动，需要增加额外的应力 从而提高材料的强度。 电交互作用：带电溶质原子与位错形成静电交互 作用，阻碍位错运动，使材料强度升高。 位错运动改变了溶质原子在固溶体结构中以短程有 序或偏聚形式存在的分布状态，从而引起系统能量 的升高，由此也增加了滑移变形的阻力。
加工硬化
金属材料经冷加工变形后，强度（硬度）显著提
高，而塑性则很快下降，即产生了加工硬化现象。 加工硬化的实质是金属经过冷加工产生大量的位 错，位错发生积塞和缠结等交互作用，部分成为 不可动位错，起到了“钉扎”作用，对塑性变形 起到阻碍作用，从而达到强化基体的目的。
有序强化
合金固溶体从无序态转变为有序态后通常使强度提高。 位错在有序固溶体中运动时，在滑移过的地方形成 反相 畴界的无序界面。在反相畴界上，原来的最稳定原子排 列状态被破坏。因此，反相畴界的形成必定伴随着能量 的增加，位错运动需要额外的应力，这表现为合金强度 的提高。 为了降低能量，在有序合金中，位错通常是成对地运动。 这样，领先位错产生的反相畴界在后继位错经过后消失。 当一个位错对与另一个反相畴界交切时，产生新的畴界， 使固溶体的能量增加，这时就需要附加外力。因此，有 序合金的初始流变应力通常较低，但加工硬化率则较大。
晶界对多晶体塑性变形的影响
主要取决于晶界数量，晶粒大 小又决定了晶界数量。图为低 碳钢的晶粒大小与屈服点的关 系曲线，由图可见，钢的屈服 点与晶粒直径平方根的倒数呈 线性关系。晶粒越小，晶粒数量越多，屈服点越大。 霍尔-佩奇（Hall-Petch）公式描述了晶粒平均尺寸d与 屈服点σs的关系： -1/2 σs = σ0+kd σ0——晶内对变形的阻力，相当于极大单晶的屈服强度； k——晶界对变形的影响系数。
沉淀强化（时效强化） 弥散强化
沉淀强化（时效强化）
沉淀相粒子是通过时效处理从过饱和固溶体中 析出的，属于可变形的，位错将会切过粒子使 之随同基体一起变形。 脱溶：当固溶体因温度变化等原因而呈过饱和 状态时，将自发地发生分解过程，其所含的过 饱和溶质原子通过扩散而形成新相析出，此过 程称为脱溶。 当快速冷却至室温或低温，可能保持原先的过 饱和固溶体而不分解，但这种亚稳态很不稳定， 在一定条件下会发生脱溶析出过程（称为沉淀 或时效），生成亚稳的过渡相。均匀脱溶形成 弥散分布的第二相微粒，将能起到明显的强化 作用。
谢谢
根据溶质原子在溶剂点阵中所处的位置分
为：
置换固溶体：溶质原子占据溶剂点阵的阵点 间隙固溶体：溶质原子分布于溶剂晶格间隙
固溶强化
溶质原子的存在及其
固溶度的增加，使基 体金属的变形抗力随 之提高。如图表示CuNi固溶体的强度和塑 性随溶质含量的增加， 合金强度、硬度提高， 而塑性有所下降，即 产生了固溶强化效果。
细晶强化
多晶体中晶体各项异性，不同位向晶粒的滑移系 取向不同，滑移方向也不同，滑移方向不可能从一 个晶粒直接延续到另一个晶粒中；晶界处原子排列 不规则，点阵畸变严重。 因此，在室温下晶界将会阻碍 位错的滑移，使每个晶粒中的滑移 带终止在晶界附近，并发生位错堵 塞现象，如图所示，位错塞积群又 会对位错源产生一反作用力，这个 力增大到某一数值时，使位错源停止开动。则要使 第二晶粒产生滑移，必须增大外加应力，以启动第 二晶粒中的位错源动作。即对于多晶体而言，外加 应力必须大至足以激发大量晶粒中的位错源动作产 生滑移，才能觉察到宏观的塑性变形。
然而，当变形温度高于0.5Tm （熔点）以上时，由于原子活 动能力的增大，以及原子沿晶 界的扩散速率加快，使高温下 的晶界具有一定的黏滞性特点， 它对变形的阻力大为减弱，即 使施加很小的应力，只要作用 时间足够长，也会发生晶粒沿晶界的相对滑动，此外，在 高温时细晶粒的多晶体还可能会出现扩散性蠕变的变形机 制，晶粒越细，扩散蠕变速度就越大，对高温强度越不利。 如图，当温度低于“等强温度TE”晶界强度高于晶粒内部， 高于TE时则晶内强度高于晶界强度。
铃木气团：溶质原子降低基体层错能，使位错分
第二相粒子强化
根据第二相粒子的尺寸大小分为： 聚合型合金： 两相晶粒尺寸属于同一数量级，较 强相数量较少时，塑性变形基本上都发生在较弱 相中，只有较强相的体积分数大于30%时，才能 起到明显的强化作用。 弥散分布型合金 ： 弥散地分布于基体中的第二相 粒子会阻碍位错运动而起到强化作用。通过第二 相粒子是否可变形可分为两类强化机制：
弥散强化
弥散强化型合金中不可变形的第二相粒子的强化作用是通过粒 子对位错的阻碍作用实现的，如图为奥罗万（E.Orowan）机制。
根据位错理论，迫使位错线弯曲到该状态所需的切应力：
G为切变弹性模量，b为柏氏矢量，λ为两粒子间距离。 由此可见，不可变形粒子的强化作用与粒子间距λ成反比， 粒子越多，粒子间距越小，强化作用明显，因此，减小粒子 尺寸（在同样的体积分数时，粒子越小，则粒子间距也越小） 或提高粒子的பைடு நூலகம்积分数都会导致合金强度的提高。
刘文萍 2012年10月30日
金属强化机制
固溶强化 第二相粒子强化 细晶强化 加工硬化 有序强化
固溶强化
固溶体：以某一组元为溶剂，在其晶体点阵中
溶入其他组元原子（溶质原子）所形成的均匀 混合的固态溶体，它保持着溶剂的晶体结构类 型。 与组成固溶体的纯组元相比，固溶体的晶格类 型不发生变化，但点阵常数都会发生变化；其 硬度、强度升高，而塑性、韧性相对下降，但 综合力学性能优于纯金属。
以Al-Cu合金的时效硬化
强化的机制为： 位错切过粒子时，粒子产生宽 度为b的表面台阶，由于出现 了新的表面积，使总的界面能 升高 当粒子是有序结构时，位错切 过粒子时会打乱滑移面上下的 有序排列，产生反相畴界，引 起能量的升高。
由于第二相粒子与基体的晶体点阵不同或至少是点 阵常数不同，故当位错切过粒子时必然在滑移面上 造成原子的错排，需额外做功，给位错运动带来困 难。 由于粒子与基体的比体积的差别，沉淀粒子与母相 之间保持共格或半共格结合，故在粒子周围产生弹 性应力场，与位错产生交互作用，对位错运动有阻 碍 基体与粒子中的滑移面取向不相一致，则位错切过 后会产生一割阶，割阶的存在会阻碍整个位错线的 运动。 由于粒子的层错能与基体不同，当扩展位错通过后， 其宽度会发生变化，引起能量升高。
固溶强化的主要机制：
柯氏气团：在固溶体合金中，溶质原子或杂质原 子可以与位错交互作用而形成溶质原子气团。
以低碳钢的屈服现象为例。
解为扩展位错，阻碍位错交滑移或攀移。 如不锈钢中，Ni、Cr等合金元素 优先分布于层错区，降低层错能， 使扩展位错区扩大，要使该扩展 位错运动，需要增加额外的应力 从而提高材料的强度。 电交互作用：带电溶质原子与位错形成静电交互 作用，阻碍位错运动，使材料强度升高。 位错运动改变了溶质原子在固溶体结构中以短程有 序或偏聚形式存在的分布状态，从而引起系统能量 的升高，由此也增加了滑移变形的阻力。
加工硬化
金属材料经冷加工变形后，强度（硬度）显著提
高，而塑性则很快下降，即产生了加工硬化现象。 加工硬化的实质是金属经过冷加工产生大量的位 错，位错发生积塞和缠结等交互作用，部分成为 不可动位错，起到了“钉扎”作用，对塑性变形 起到阻碍作用，从而达到强化基体的目的。
有序强化
合金固溶体从无序态转变为有序态后通常使强度提高。 位错在有序固溶体中运动时，在滑移过的地方形成 反相 畴界的无序界面。在反相畴界上，原来的最稳定原子排 列状态被破坏。因此，反相畴界的形成必定伴随着能量 的增加，位错运动需要额外的应力，这表现为合金强度 的提高。 为了降低能量，在有序合金中，位错通常是成对地运动。 这样，领先位错产生的反相畴界在后继位错经过后消失。 当一个位错对与另一个反相畴界交切时，产生新的畴界， 使固溶体的能量增加，这时就需要附加外力。因此，有 序合金的初始流变应力通常较低，但加工硬化率则较大。
晶界对多晶体塑性变形的影响
主要取决于晶界数量，晶粒大 小又决定了晶界数量。图为低 碳钢的晶粒大小与屈服点的关 系曲线，由图可见，钢的屈服 点与晶粒直径平方根的倒数呈 线性关系。晶粒越小，晶粒数量越多，屈服点越大。 霍尔-佩奇（Hall-Petch）公式描述了晶粒平均尺寸d与 屈服点σs的关系： -1/2 σs = σ0+kd σ0——晶内对变形的阻力，相当于极大单晶的屈服强度； k——晶界对变形的影响系数。
沉淀强化（时效强化） 弥散强化
沉淀强化（时效强化）
沉淀相粒子是通过时效处理从过饱和固溶体中 析出的，属于可变形的，位错将会切过粒子使 之随同基体一起变形。 脱溶：当固溶体因温度变化等原因而呈过饱和 状态时，将自发地发生分解过程，其所含的过 饱和溶质原子通过扩散而形成新相析出，此过 程称为脱溶。 当快速冷却至室温或低温，可能保持原先的过 饱和固溶体而不分解，但这种亚稳态很不稳定， 在一定条件下会发生脱溶析出过程（称为沉淀 或时效），生成亚稳的过渡相。均匀脱溶形成 弥散分布的第二相微粒，将能起到明显的强化 作用。
谢谢
根据溶质原子在溶剂点阵中所处的位置分
为：
置换固溶体：溶质原子占据溶剂点阵的阵点 间隙固溶体：溶质原子分布于溶剂晶格间隙
固溶强化
溶质原子的存在及其
固溶度的增加，使基 体金属的变形抗力随 之提高。如图表示CuNi固溶体的强度和塑 性随溶质含量的增加， 合金强度、硬度提高， 而塑性有所下降，即 产生了固溶强化效果。
细晶强化
多晶体中晶体各项异性，不同位向晶粒的滑移系 取向不同，滑移方向也不同，滑移方向不可能从一 个晶粒直接延续到另一个晶粒中；晶界处原子排列 不规则，点阵畸变严重。 因此，在室温下晶界将会阻碍 位错的滑移，使每个晶粒中的滑移 带终止在晶界附近，并发生位错堵 塞现象，如图所示，位错塞积群又 会对位错源产生一反作用力，这个 力增大到某一数值时，使位错源停止开动。则要使 第二晶粒产生滑移，必须增大外加应力，以启动第 二晶粒中的位错源动作。即对于多晶体而言，外加 应力必须大至足以激发大量晶粒中的位错源动作产 生滑移，才能觉察到宏观的塑性变形。
然而，当变形温度高于0.5Tm （熔点）以上时，由于原子活 动能力的增大，以及原子沿晶 界的扩散速率加快，使高温下 的晶界具有一定的黏滞性特点， 它对变形的阻力大为减弱，即 使施加很小的应力，只要作用 时间足够长，也会发生晶粒沿晶界的相对滑动，此外，在 高温时细晶粒的多晶体还可能会出现扩散性蠕变的变形机 制，晶粒越细，扩散蠕变速度就越大，对高温强度越不利。 如图，当温度低于“等强温度TE”晶界强度高于晶粒内部， 高于TE时则晶内强度高于晶界强度。
铃木气团：溶质原子降低基体层错能，使位错分
第二相粒子强化
根据第二相粒子的尺寸大小分为： 聚合型合金： 两相晶粒尺寸属于同一数量级，较 强相数量较少时，塑性变形基本上都发生在较弱 相中，只有较强相的体积分数大于30%时，才能 起到明显的强化作用。 弥散分布型合金 ： 弥散地分布于基体中的第二相 粒子会阻碍位错运动而起到强化作用。通过第二 相粒子是否可变形可分为两类强化机制：
弥散强化
弥散强化型合金中不可变形的第二相粒子的强化作用是通过粒 子对位错的阻碍作用实现的，如图为奥罗万（E.Orowan）机制。
根据位错理论，迫使位错线弯曲到该状态所需的切应力：
G为切变弹性模量，b为柏氏矢量，λ为两粒子间距离。 由此可见，不可变形粒子的强化作用与粒子间距λ成反比， 粒子越多，粒子间距越小，强化作用明显，因此，减小粒子 尺寸（在同样的体积分数时，粒子越小，则粒子间距也越小） 或提高粒子的பைடு நூலகம்积分数都会导致合金强度的提高。