[拼音]：jinshu de qianghua

[外文]：strengthening of metals

通過(guò)合金化、塑性變形和熱處理等手段提高金屬材料的強(qiáng)度，稱為金屬的強(qiáng)化。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(jiàn)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(jiàn)疲勞）；高溫條件靜態(tài)拉伸所測(cè)的持久強(qiáng)度（見(jiàn)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(jiàn)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。

強(qiáng)化的理論基礎(chǔ)

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/mm²，而按鐵的切變模量(5900kgf/mm²)來(lái)估算，其理論切變強(qiáng)度應(yīng)達(dá)650kgf/mm²。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(guò)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(jiàn)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(guò)強(qiáng)化之后所能期望達(dá)到的強(qiáng)度的上限。

強(qiáng)化途徑

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](méi)有位錯(cuò)，或者只包含少量在形變過(guò)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5μm)，強(qiáng)度會(huì)急劇下降。有人解釋為大直徑晶須在生長(zhǎng)過(guò)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(guò)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(guò)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(jiàn)合金相）；固溶強(qiáng)化的實(shí)現(xiàn)主要是通過(guò)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(guò)晶體。第一個(gè)位錯(cuò)通過(guò)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(guò)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(guò)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)。柯氏氣團(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α-Fe中就形成這種應(yīng)力感生有序化，即當(dāng)沿c軸方向有拉伸應(yīng)力時(shí)，碳原子處于體心立方點(diǎn)陣與c軸平行的各晶胞棱邊的一半處，引起晶胞沿c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）。

金屬的形變強(qiáng)化可通過(guò)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σ表示室溫拉伸真應(yīng)力，φ_ε與ε分別為拉伸過(guò)程中的真實(shí)面積收縮率和真實(shí)延伸率，K為形變強(qiáng)化系數(shù)，n為形變強(qiáng)化指數(shù)?？梢宰C明，在拉伸過(guò)程中，縮頸開(kāi)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(kāi)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。目前對(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(jiàn)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(τ₀)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，μ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(τ₀)，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(θ_Ⅱ)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(guò)渡是從次系滑移的出現(xiàn)開(kāi)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。

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(guò)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(guò)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(wèn)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(guò)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(guò)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(kāi)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10⁶cm^-2，變形量很大的金屬可在10¹²cm^-2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(guò)飽和固溶體隨溫度下降或在長(zhǎng)時(shí)間保溫過(guò)程中（時(shí)效）發(fā)生脫溶分解。時(shí)效過(guò)程往往是很復(fù)雜的，如鋁合金在時(shí)效過(guò)程中先產(chǎn)生GP區(qū)，繼而析出過(guò)渡相（θ“及θ‘），最后形成熱力學(xué)穩(wěn)定的平衡相(θ)。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(méi)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(guò)時(shí)效”；最后產(chǎn)生平衡相。因?yàn)槌恋硪鸷辖鹪氐呢毣藭r(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(guò)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。

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(guò)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(guò)，一種是位錯(cuò)以某種方式繞過(guò)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(guò)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(guò)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(guò)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(guò)，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(guò)質(zhì)點(diǎn)；在溫度較高時(shí)，位錯(cuò)也可以通過(guò)攀移繞過(guò)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。

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τ的增加，與質(zhì)點(diǎn)半徑r，質(zhì)點(diǎn)體積分?jǐn)?shù)f的關(guān)系為Δτ∝f^(1～1/3)r^1/2，f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)，Δτ∝f^1/2r^-1。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(guò)，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f和r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)，f增長(zhǎng)變緩，但r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(guò)或按弓彎?rùn)C(jī)理越過(guò)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(guò)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（σ_y）與晶粒直徑(d)的關(guān)系，表示為：σ_y＝σ₀＋k_yd???/center>

稱為霍耳-派赤（Hall-Petch）關(guān)系式。式中σ₀、k_y均為材料常數(shù)。對(duì)α-Fe來(lái)說(shuō)，k_y值與位錯(cuò)釘扎情況有關(guān)，位錯(cuò)被釘扎得愈牢， k_y值愈大；在嚴(yán)重釘扎情況下，k_y可達(dá)2kgf/mm²。據(jù)此進(jìn)行計(jì)算，低碳鋼的晶粒度每提高兩級(jí)(即晶粒直徑減少一半)，屈服強(qiáng)度可提高約2.8kgf/mm²。如果低碳鋼的晶粒度從ASTM標(biāo)準(zhǔn)的0級(jí)細(xì)化到12級(jí)，即其平均直徑由0.359mm降至0.00561mm，則屈服強(qiáng)度可提高16kgf/mm²左右。而且，隨著晶粒的細(xì)化，斷裂強(qiáng)度比屈服強(qiáng)度有更大幅度的提高，同時(shí)沖擊韌性也得到改善，如同屬體心立方金屬的低碳鋼和鉬，晶粒每細(xì)化一級(jí)，韌性－脆性轉(zhuǎn)變溫度可分別降低10～20℃及24℃。

在所有金屬?gòu)?qiáng)化方法中，細(xì)化晶粒是目前唯一可以做到既提高強(qiáng)度，又改善塑性和韌性的方法。所以近年來(lái)細(xì)化晶粒工藝受到高度重視和廣泛應(yīng)用。當(dāng)前正在發(fā)展中的快冷微晶合金便是其中一例。有上述優(yōu)異性能的原因可以從兩方面考慮：

（1）晶界所占比例較大，晶界結(jié)構(gòu)近似非晶態(tài)，在常溫下具有比晶粒更高的強(qiáng)度；

（2）細(xì)小晶粒使位錯(cuò)塞積所產(chǎn)生的正應(yīng)力隨之降低，不容易產(chǎn)生裂紋，從而表現(xiàn)為提高強(qiáng)度而不降低塑性。但細(xì)晶粒金屬的高溫強(qiáng)度下降，這是因?yàn)樵诟邷叵戮Ы鐝?qiáng)度降低了，特別在變形速度很低的情況下（蠕變），這種效應(yīng)更為突出。

相變強(qiáng)化

通過(guò)相變而產(chǎn)生強(qiáng)化效應(yīng)也是常見(jiàn)的金屬?gòu)?qiáng)化方法。相變的種類很多，上述的沉淀相的形成和析出就是其中之一?，F(xiàn)以應(yīng)用最普遍的馬氏體相變強(qiáng)化為例，說(shuō)明相變強(qiáng)化機(jī)理。

馬氏體相變是一種以剪切方式進(jìn)行的非擴(kuò)散型相變，相變產(chǎn)物與基體間保持共格或半共格聯(lián)系，在其周圍也存在很大的內(nèi)應(yīng)力，甚至使周圍的奧氏體發(fā)生形變而出現(xiàn)形變強(qiáng)化。

從馬氏體本身來(lái)看，其結(jié)構(gòu)有兩種類型：一種常見(jiàn)于低碳鋼和18-8不銹鋼中，主要是板條馬氏體(或稱位錯(cuò)馬氏體)。這種馬氏體中存在大量位錯(cuò)，其密度在10¹¹～10¹²cm^-2，與經(jīng)過(guò)大量冷加工的金屬的位錯(cuò)密度相近。另一種常見(jiàn)于高碳和Fe-Ni-C合金中，主要是針狀馬氏體（或稱孿晶馬氏體），馬氏體針由大約100┱大小的孿晶所構(gòu)成。這種孿晶組織隨碳含量而增加，當(dāng)鐵中的碳含量為0.1％時(shí)，沒(méi)有孿晶組織，碳為0.8％時(shí)，孿晶達(dá)100％。馬氏體中的位錯(cuò)或?qū)\晶的出現(xiàn)，與相變過(guò)程中的形變量和溫度有關(guān)。一般來(lái)說(shuō)，由于馬氏體相變而產(chǎn)生的局部形變量可高達(dá)10％。這種形變?nèi)绨l(fā)生于較高溫度(即M_s高時(shí))，則增殖位錯(cuò)以緩和內(nèi)應(yīng)力；如發(fā)生在較低溫度（即M_s低時(shí)），再加形變速度又高，就會(huì)產(chǎn)生孿晶。碳含量愈高，相變應(yīng)力愈大，孿晶量也愈多。細(xì)小的孿晶相當(dāng)于晶粒的細(xì)化，產(chǎn)生強(qiáng)化效應(yīng)。

鋼中馬氏體相變強(qiáng)化的另一個(gè)主要原因是碳原子在相變過(guò)程中的有序化，即碳原子轉(zhuǎn)移到體心立方的0位置使其沿一個(gè)方向(c)伸長(zhǎng)而成為體心正方結(jié)構(gòu)。碳原子所引起的強(qiáng)化作用，可用下式表示：σ＝2.1×10²(％C)^1/2 (kgf/mm²)

鋼經(jīng)形變熱處理后，強(qiáng)度進(jìn)一步提高，而韌性卻不下降，這主要是因?yàn)閵W氏體在M_s點(diǎn)以上形變后，馬氏體針更為細(xì)??；同時(shí)，馬氏體點(diǎn)(M_s)明顯下降，馬氏體中的孿晶大幅度增加，從而使鋼在形變熱處理后的強(qiáng)度明顯提高，而韌性卻不下降，這是細(xì)化晶粒強(qiáng)化的效應(yīng)。此外，如含碳量為0.48％的鋼在形變熱處理后全部是孿晶馬氏體，經(jīng)一般熱處理的同一鋼種卻只有一半孿晶馬氏體。如前所述，含碳量為0.8％的鋼，經(jīng)一般熱處理后，才可使孿晶達(dá)100％。根據(jù)這個(gè)情況，碳含量低的鋼在形變熱處理后強(qiáng)度的提高比高碳鋼更為明顯，主要是因?yàn)楹笳邔\晶增加的幅度不大。

纖維強(qiáng)化

根據(jù)斷裂力學(xué)觀點(diǎn)，高強(qiáng)度材料可容許存在的臨界裂紋尺寸很小，一旦出現(xiàn)裂紋就很快擴(kuò)展，容易發(fā)生斷裂。而將細(xì)纖維排在一起，粘結(jié)起來(lái)，可免除上述缺點(diǎn)，是解決脆性高強(qiáng)材料用于實(shí)際結(jié)構(gòu)的一個(gè)重要途徑。因?yàn)榻?jīng)過(guò)復(fù)合之后，不但解決了纖維的脆性問(wèn)題，也提高了材料的比強(qiáng)度、比模量和疲勞性能。纖維強(qiáng)化復(fù)合材料，是當(dāng)前很有發(fā)展前途的一類材料。

纖維強(qiáng)化的復(fù)合材料的力學(xué)性質(zhì)，可根據(jù)纖維和基體（粘合劑）的體積分?jǐn)?shù)計(jì)算出來(lái)，如彈性模量（E），E_c＝E_fV_f＋E_mV_m

其中E_c、En和E_m分別為復(fù)合材料、纖維和基體的彈性模量， Vn和V_m為兩相的體積分?jǐn)?shù)。由于纖維和基體的泊松比不同，可引起的誤差達(dá)百分之幾。對(duì)抗拉強(qiáng)度來(lái)說(shuō)，也可得出類似方程。但由于纖維和基體的強(qiáng)度和塑性不同，其間的結(jié)合力也不一樣，還有其他許多影響因素使問(wèn)題復(fù)雜化。關(guān)于復(fù)合材料的強(qiáng)度問(wèn)題，已形成專門的學(xué)問(wèn)。

在高溫下使用的纖維強(qiáng)化復(fù)合材料，必須要考慮纖維和基體間的熱穩(wěn)定性;因在高溫、長(zhǎng)期工作過(guò)程中，兩相發(fā)生互擴(kuò)散，最后纖維被溶解，失去強(qiáng)化作用。目前改善的途徑有二：

（1）在纖維與基體間涂上一層防擴(kuò)散層，如鉑、鉭等；

（2）采用定向共晶生長(zhǎng)，使纖維在熱力學(xué)平衡狀態(tài)生長(zhǎng)出來(lái)，增加熱穩(wěn)定性。這種途徑受合金系統(tǒng)的限制，局限性很大。

擇優(yōu)取向強(qiáng)化

金屬在凝固過(guò)程、冷加工或退火過(guò)程中都會(huì)發(fā)生晶體的擇優(yōu)取向，力學(xué)性質(zhì)因取向不同而有區(qū)別。金屬可以利用擇優(yōu)取向而得到較高的強(qiáng)度，這在工業(yè)上已得到應(yīng)用，但不如利用磁性能的擇優(yōu)取向硅鋼片那樣普遍。

輻照強(qiáng)化

由于金屬在強(qiáng)射線條件下產(chǎn)生空位或填隙原子，這些缺陷阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而產(chǎn)生強(qiáng)化效應(yīng)（見(jiàn)金屬的輻照損傷和輻照效應(yīng)）。

參考書目

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4. A.Kelly，Strong Solids，2nd ed.，Clarenton Press，1973.
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